WO2024111638A1 - 方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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WO2024111638A1
WO2024111638A1 PCT/JP2023/042040 JP2023042040W WO2024111638A1 WO 2024111638 A1 WO2024111638 A1 WO 2024111638A1 JP 2023042040 W JP2023042040 W JP 2023042040W WO 2024111638 A1 WO2024111638 A1 WO 2024111638A1
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steel sheet
grain
sheet
annealing
cold
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PCT/JP2023/042040
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克 高橋
雅人 安田
宣郷 森重
直樹 和田
将嵩 岩城
尚 茂木
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日本製鉄株式会社
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • H—ELECTRICITY
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    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2022-186166, filed on November 22, 2022, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Grain-oriented electrical steel sheet is a soft magnetic material, and is mainly used as the iron core material of transformers.
  • Grain-oriented electrical steel sheet is a steel sheet containing, for example, 2.00-6.00% Si, with the crystal orientation of the product highly concentrated in the ⁇ 110 ⁇ 001> orientation. Its magnetic properties require high magnetic flux density, represented by the B8 value, and low iron loss, represented by W17/50.
  • B8 value high magnetic flux density
  • W17/50 low iron loss
  • Iron loss can be broadly divided into two loss components: hysteresis loss and eddy current loss. Eddy current loss can be further divided into classical eddy current loss and anomalous eddy current loss.
  • known methods for reducing classical eddy current loss include increasing the electrical resistance of grain-oriented electrical steel sheets and reducing the thickness of silicon steel sheets that serve as base steel sheets.
  • these methods are undesirable because they reduce productivity, and furthermore, sufficient iron loss improvement effects cannot be obtained by these measures alone.
  • Patent Document 1 describes that by forming an oxide layer rich in silica by decarburization annealing, the decomposition and disappearance of the inhibitor is suppressed, and recrystallization of crystal grains having a crystal orientation close to the Goss orientation (hereinafter referred to as Goss orientation grains) can be stably caused.
  • Goss orientation grains recrystallization of crystal grains having a crystal orientation close to the Goss orientation
  • the magnetic flux density is improved, the number of recrystallized Goss-oriented grains is reduced, so that the number of Goss-oriented grains per unit area of the steel sheet is reduced.
  • the crystal grain size per Goss-oriented grain becomes larger, and as a result, the magnetic domain width of the 180° magnetic domain (hereinafter referred to as magnetic domain width) that contributes to the magnetic properties of the grain-oriented electrical steel sheet formed in the Goss-oriented grain becomes larger.
  • magnetic domain width the magnetic domain width of the 180° magnetic domain that contributes to the magnetic properties of the grain-oriented electrical steel sheet formed in the Goss-oriented grain becomes larger.
  • a commonly used method is to periodically apply thermal strain to the surface of grain-oriented electrical steel in the rolling direction, and high energy sources such as lasers and electron beams are commonly used for this purpose.
  • Patent Document 3 discloses a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet in which linear closure domains are formed at approximately regular intervals and substantially perpendicular to the rolling direction of the steel sheet by scanning and irradiating the steel sheet with a continuous wave laser beam, thereby improving the iron loss characteristics.
  • Patent Document 3 discloses that a grain-oriented electrical steel sheet with reduced iron loss can be obtained by using a laser in a TEM00 mode in which the laser light intensity distribution in a cross section perpendicular to the beam propagation direction has the maximum intensity near the center of the optical axis, and by setting the focusing diameter d [mm] of the irradiation beam in the rolling direction, the scanning linear velocity V [mm/s] of the laser beam, and the average laser output P [W] within the ranges of 0 ⁇ d ⁇ 0.2 and 0.001 ⁇ P/V ⁇ 0.012.
  • an object of the present invention is to provide a grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties in a magnetic domain control material, i.e., high magnetic flux density and low core loss commensurate with the magnetic flux density, and a manufacturing method thereof.
  • the inventors have mainly investigated improvements in the magnetic properties of magnetic domain control materials in grain-oriented electrical steel sheets suitable for use in stacked cores, i.e., improvements in magnetic flux density and reductions in iron loss.
  • improvements in magnetic flux density and reductions in iron loss have found that by forming crystal grains (hereinafter “flat crystal grains") that are flat and have a crystal orientation that deviates from the Goss orientation ( ⁇ 110 ⁇ 001> orientation) by 10° or more on the surface side of the silicon steel sheet (base steel sheet) that grain-oriented electrical steel sheets are provided with, it is possible to energetically control the 180° magnetic domain width to a small state, and therefore eddy current loss can be reduced more than in the past even when thermal distortion is applied in the same way as in the past, and as a result, iron loss can be reduced even more.
  • the present inventors also investigated the influence of production conditions, and as a result, obtained the following findings. That is, the Goss orientation, which develops high magnetic properties in grain-oriented electrical steel sheets, is highly accumulated by the abnormal grain growth phenomenon called "secondary recrystallization" that utilizes the pinning effect of the precipitates, which are called inhibitors, and are precipitated at the grain boundaries in the final annealing process of the manufacturing process. After the accumulation of the Goss orientation in the steel sheet is completed, that is, after the steel sheet surface is almost completely covered with Goss orientation grains, the inhibitor that has completed its role is decomposed and oxidized by the temperature rise in the latter half of the final annealing process and removed from the steel sheet.
  • the decomposition and oxidation of the inhibitor occur before the Goss orientation is sufficiently accumulated in the steel sheet. Furthermore, by suppressing the decomposition and oxidation of the inhibitor to a higher temperature, it is possible to accumulate the Goss orientation to a higher degree, that is, to accumulate crystals closer to the ideal Goss orientation. Therefore, a method is used to increase the heat resistance of the precipitates that act as inhibitors.
  • the present inventors have found that, as a method for improving the heat resistance of the inhibitor, it is effective to make oxides capable of suppressing the decomposition and oxidation of the inhibitor during the subsequent finish annealing in the decarburization annealing process that is normally performed in the manufacture of grain-oriented electrical steel sheets, present on the steel sheet surface. Furthermore, they have found that by making oxides capable of suppressing the decomposition and oxidation of the inhibitor present on the steel sheet surface by utilizing the decarburization annealing process before the finish annealing, it is possible to generate flat crystal grains near the interface between the steel sheet surface oxide and the steel sheet.
  • the inventors also discovered that in order to generate more preferable flat crystal grains for improving magnetic properties, it is effective to form oxide particles more densely, thickly and uniformly on the surface side of the cold-rolled sheet that becomes the base steel sheet in the decarburization annealing process, and that in order to form oxide particles more densely, thickly and uniformly, it is effective to grind the cold-rolled sheet under specified conditions before the decarburization annealing process in order to remove reaction products with the surface of the steel sheet that inhibit uniform oxidation of the steel sheet surface during decarburization annealing.
  • grain-oriented electrical steel sheets may be irradiated with lasers, electron beams, plasma, etc. to intentionally impart thermal distortion and control magnetic domains.
  • lasers electron beams, plasma, etc.
  • the above-mentioned grain-oriented electrical steel sheets have a small magnetic domain width before magnetic domain control is applied, it has been discovered that by combining this technology with other technologies, a synergistic effect can be achieved, resulting in even more excellent magnetic properties, i.e., high magnetic flux density and reduced iron loss.
  • a grain-oriented electrical steel sheet comprises a silicon steel sheet, an oxide layer formed on the surface of the silicon steel sheet and made of one or more oxides of Mg, Al, and Si, and an insulating coating layer formed on the surface of the oxide layer, wherein oxides of one or more of Mg, Al, and Si having a circle equivalent diameter of 0.1 to 3.0 ⁇ m are present at 0.010 to 0.200 particles/ ⁇ m within a range of 5 ⁇ m in the sheet thickness direction from the interface between the silicon steel sheet and the oxide layer of the silicon steel sheet.
  • flat crystal grains are present on the surface side of the silicon steel sheet, the flat crystal grains having an average thickness in a direction perpendicular to the surface of 0.5 to 5.0 ⁇ m, an aspect ratio, which is the ratio of the grain width in a direction parallel to the surface to the average thickness, of 1.5 or more, and a crystal orientation that deviates from the Goss orientation by 10° or more, and in a cross section in the sheet thickness direction, a length of the grain boundary of the flat crystal grains accounts for 50% or more of the length of the interface between the silicon steel sheet and the oxide layer, and a plurality of linear thermal strains extending in a direction forming an angle of 80 to 100° with respect to the rolling direction are formed on the surface of the silicon steel sheet at intervals of 1.0 to 20.0 mm with respect to the rolling direction.
  • the average thickness of the flat crystal grains may be 0.5 to 2.0 ⁇ m.
  • the coverage of the oxide layer on the surfaces of the flat crystal grains constituting the interfaces may be 50% or more.
  • a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet includes a hot rolling step of heating and hot rolling a slab to obtain a hot-rolled sheet, a hot-rolled sheet annealing step of annealing the hot-rolled sheet after the hot rolling step, a pickling step of pickling the hot-rolled sheet after the hot-rolled sheet annealing step, a cold rolling step of cold-rolling the hot-rolled sheet after the pickling step to obtain a cold-rolled sheet, a grinding step of grinding a surface of the cold-rolled sheet after the cold rolling step, a contacting step of contacting the cold-rolled sheet after the grinding step with an aqueous liquid having a pH of 4.0 to 10.0, a decarburization annealing step of decarburization annealing the cold-rolled sheet after the contacting step, and a finish annealing step of applying an annealing separator to the cold-rolled sheet after the decarburization annealing step, and then performing finish
  • grinding is performed using abrasive grains having a Knoop hardness of 1000 or more or abrasive paper, roll, or brush to which the abrasive grains are fixed, so that the grinding amount of the cold-rolled sheet is 0.10 to 3.00 g/m 2 on at least one surface.
  • the above aspect of the present invention makes it possible to provide a grain-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties and a method for manufacturing the same.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a cross section of a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. FIG. 2 is a diagram for explaining a method for measuring the average thickness and aspect ratio of crystal grains.
  • FIG. 2 is a diagram illustrating a method for measuring the coverage of an oxide layer on a flat crystal grain.
  • grain-oriented electromagnetic steel sheet according to one embodiment of the present invention (grain-oriented electromagnetic steel sheet according to this embodiment) and its manufacturing method.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 1 has a silicon steel sheet 11 (hereinafter sometimes referred to as a base steel sheet, or simply as a steel sheet), an oxide layer 21 made of one or more oxides of Mg, Al, and Si formed on the surface of the silicon steel sheet 11, and an insulating coating layer 31 formed on the surface of the oxide layer 21.
  • the oxide layer 21 and the insulating coating layer 31 may be formed on only one side of the steel sheet, but it is preferable to form them on both sides from the viewpoint of insulation properties, etc. Each will be described below.
  • the size of the precipitates that become inhibitors is very small, ranging from several tens of nm to about 100 nm in circle equivalent diameter. There is also a size distribution. When there is a size distribution, the decomposition and oxidation of small-sized inhibitors is completed at low temperatures, and the inhibitor effect is lost. In that case, secondary recrystallization in the Goss orientation closer to the ideal Goss orientation becomes difficult, and it is difficult to improve the magnetic flux density. On the other hand, the above problem can be solved by controlling the size distribution of the inhibitors to a constant value (so that the size difference is small), but this is extremely difficult industrially.
  • the inhibitor can be made to exist up to high temperatures by suppressing decomposition and oxidation by some method even in a state where the size distribution of the inhibitor occurs, secondary recrystallization of crystal grains closer to the ideal Goss orientation can be caused.
  • a method of using a highly heat-resistant inhibitor can be used to suppress the decomposition and oxidation of the inhibitor.
  • oxide particles of Si hereinafter referred to as Si-based pre-oxides
  • the mechanism is speculation, it is thought that the oxidation of the inhibitor occurs when a small amount of oxygen contained in the finish annealing atmosphere oxidizes AlN and the like on the steel sheet surface, and that the above-mentioned Si-based pre-oxides prevent and reduce the oxidation.
  • the Si-based pre-oxides tend to be formed unevenly at various locations on the surface of the silicon steel sheet, and if the formation is uneven, the inhibitor's effect of suppressing decomposition and oxidation varies depending on the location on the steel sheet surface, making it difficult to obtain the intended effect.
  • the present inventors have investigated the cause of the non-uniform formation of the oxide layer at each site on the surface after finish annealing, and have found that Fe-based oxides and reaction products between the surface metal of the steel sheet and oiliness agents or extreme pressure additives contained in the rolling oil used during cold rolling are present non-uniformly on the surface of the steel sheet before decarburization annealing, and that these Fe-based oxides and reaction products prevent the Si-based pre-oxides on the steel sheet surface from being densely, thickly and uniformly formed in a certain thickness region from the surface during decarburization annealing.
  • the present inventors have conducted research into neutralizing the factors inhibiting the formation of the Si-based pre-oxides.
  • the inventors have found that by constantly grinding the surface (at least one side) of the cold-rolled sheet before the decarburization annealing process using abrasive grains or abrasive paper, roll or brush with abrasive grains fixed thereon to expose a clean metal surface, and then immediately contacting the surface with an aqueous liquid, the Fe-based oxides and reaction products that are factors inhibiting the formation of the Si-based pre-oxides can be removed from the surface of the steel sheet, and the Si-based pre-oxides can be uniformly formed in a region of a certain thickness from the surface of the steel sheet after the decarburization annealing process.
  • one or more oxides of Mg, Al and Si having a circle equivalent diameter of 0.1 to 3.0 ⁇ m are present at a density of 0.010 to 0.200 particles/ ⁇ m 2 within a range of 5 ⁇ m in the sheet thickness direction from the interface between the silicon steel sheet 11 and the oxide layer 21.
  • the oxides may be one or more oxides of Mg, Al and Si (including composite oxides), but when the manufacturing conditions described below are assumed, they are often oxides containing Mg, Al and Si, such as spinel (MgAl 2 O 4 ), alumina (Al 2 O 3 ) and mullite ( 2SiO 2.3Al 2 O 3 ). If the oxide number density is too low, the adhesion of the oxide layer to the steel sheet will be poor, and the formation of flat crystal grains described below will be non-uniform. On the other hand, if the oxide number density is too high, the area occupied by the metal part of the steel sheet will be small, and the magnetic flux density will decrease.
  • MgAl 2 O 4 spinel
  • Al 2 O 3 alumina
  • mullite 2SiO 2.3Al 2 O 3
  • the proportion of flat crystal grains will be relatively small, making it difficult to achieve the effect of reducing iron loss.
  • the Si-based pre-oxides in a predetermined region after decarburization annealing, the variation in the inhibitor decomposition/oxidation suppression effect in the steel sheet during final annealing is reduced, and the magnetic flux density is improved in the grain-oriented electrical steel sheet.
  • the 180° magnetic domain width is reduced, which corresponds to a high magnetic flux density even when used as a magnetic domain control material, and a greater iron loss reduction effect is obtained.
  • the decarburization annealing process is mainly used to uniformly form Si-based pre-oxides in the surface layer (within 5 ⁇ m from the surface) of the silicon steel sheet (base steel sheet), thereby suppressing the decomposition and oxidation of the inhibitor during the final annealing and allowing it to exist up to high temperatures.
  • Hysteresis loss is reduced by improving the magnetic flux density.
  • eddy current loss which is reduced by reducing the sheet thickness and increasing the resistivity of the steel sheet
  • abnormal eddy current loss which is reduced by reducing the magnetic domain width formed in the Goss-oriented grains. Since the reduction in sheet thickness and the increase in the resistivity of the steel sheet in reducing classical eddy current loss often affect productivity, it is important to reduce abnormal eddy current loss, i.e., to reduce the magnetic domain width.
  • the magnetic domain width is generally correlated with the crystal grain size of the Goss orientation.
  • the magnetic domain width of the so-called 180° magnetic domain generated in the grain-oriented electrical steel sheet is also reduced by reducing the grain size.
  • the magnetic flux density can be improved by controlling the above oxides, the coarsening of the crystal grain size increases abnormal eddy current loss, and there is a concern that the iron loss reduction effect commensurate with the improvement in magnetic flux density cannot be obtained.
  • the inventors have studied a method of reducing iron loss commensurate with the improvement of magnetic flux density, that is, a method of reducing abnormal eddy current loss in the case where the frequency of ideal Goss orientation crystal grains is increased and magnetic domain control is assumed, that is, a method of reducing magnetic domain width.
  • the average thickness in the direction perpendicular to the surface is 0.5 to 5.0 ⁇ m
  • the aspect ratio which is the ratio of the grain width in the direction parallel to the surface to the average thickness, is 1.5 or more
  • the crystal orientation is deviated from the Goss orientation by 10° or more (the flat crystal grains are present as grains that constitute the outermost layer of the silicon steel sheet)
  • Crystal grains with an average thickness of less than 0.5 ⁇ m, an aspect ratio of less than 1.5, or a deviation from the Goss orientation of less than 10° cannot sufficiently reduce the magnetic domain width, and therefore cannot sufficiently reduce core loss.
  • the crystal grains are deviated from the Goss orientation, if the average thickness of the crystal grains exceeds 5.0 ⁇ m, the overall magnetic properties deteriorate, that is, the magnetic flux density decreases and the core loss increases.
  • the average thickness of the flat crystal grains is preferably 0.5 to 2.0 ⁇ m in order to fully obtain the effect of reducing the magnetic domain width when thermal distortion is applied by laser, electron beam, plasma irradiation, etc., which can reduce the magnetic domain width in the first place.
  • the length of the grain boundary of the flat crystal grains accounts for 50% or more of the length of the interface between the base steel sheet and the oxide layer in the cross section in the sheet thickness direction. If the ratio of flat crystal grains constituting the interface is small, the effect of reducing the magnetic domain width is insufficient, and therefore a sufficient effect of reducing iron loss cannot be obtained.
  • the average thickness, aspect ratio, and deviation of crystal orientation of crystal grains present in the surface layer portion (within 5 ⁇ m from the interface) of the silicon steel sheet can be measured by the following method.
  • a sample of, for example, about 20 mm square is cut out from the steel sheet so that a surface parallel to the rolling direction (RD direction) is obtained as a cross section, and the cross section is polished to a mirror surface.
  • a polishing material such as colloidal silica is used in the final polishing process to prepare a polished sample so that no distortion is introduced.
  • the polished sample is used to observe the cross-sectional shape with an FE-SEM, and then the crystal orientation is measured by EBSD measurement.
  • FE-SEM For the FE-SEM, "SU-70" (manufactured by Hitachi High-Tech Corporation) is used as an example, and for the EBSD measurement, “Digiview” (manufactured by TSL Solutions) is used as an example. Specific examples of the method include the following.
  • the cross section is observed with an FE-SEM at a magnification of 500 times, and an electron microscope image is obtained.
  • the interface between the insulating coating layer and the oxide layer and the interface between the oxide layer and the steel sheet, which will be described later, are identified from the difference in electron density in the electron microscope image.
  • the FE-SEM is equipped with an elemental analyzer (EDS)
  • EDS elemental analyzer
  • the crystal orientation of the steel sheet is measured by EBSD on the cross section of the same field of view. Specifically, in a 500x field of view where it is assumed that 100 or more flat grains are included, the crystal orientation is measured at measurement point pitches of 0.25 ⁇ m in an area with a cross-sectional length of 200 ⁇ m in the rolling direction and 70 ⁇ m in the sheet thickness direction.
  • the boundary where the crystal orientation difference is 15° or more is defined as a grain boundary, and the area surrounded by this grain boundary is defined as a grain. If the number of grains in the field of view is less than 100, measurements are made on additional fields of view. Regarding these crystal grains, the average thickness of the crystal grains is determined by the methods shown in a) to d) in FIG. a) Draw an imaginary line (1) in the thickness direction (normal direction) of the steel plate to determine both ends of the grain. b) Draw imaginary lines (2) in the thickness direction at 2.5% of the distance L between both ends of the crystal grain (the lines between them indicate 95% of the grain width).
  • the crystal orientation of the Fe ferrite phase is measured for all of the above crystal grains with an average thickness of 0.5 to 5.0 ⁇ m and an aspect ratio of 1.5 or more.
  • the measured crystal orientation is then used to obtain a crystal orientation map called an IPF map, which shows the crystal orientation relative to the rolling direction (RD direction) and the normal direction of the steel sheet surface (ND direction).
  • the average orientation difference between each crystal grain and the Goss orientation is calculated, and this is taken as the deviation from the Goss orientation. If the deviation from the Goss orientation is 10° or more, the grain is considered to be a flattened grain.
  • the average (simple average) of the average thickness of the flat crystal grains is obtained by dividing the sum of the average thicknesses of each flat crystal grain obtained above by the number of flat crystal grains.
  • any method may be used to observe the cross section in the plate thickness direction, but the method of obtaining a cross section of the above-mentioned steel plate parallel to the rolling direction (RD direction) and obtaining a crystal orientation map by EBSD to confirm the presence of "flat crystal grains” is preferable because it has high accuracy.
  • Another method of simply confirming the presence of "flat crystal grains” is to polish a surface parallel to the rolling direction (RD direction) to obtain a smooth cross section, and then to confirm by a method such as the so-called nital method (nitric acid ethanol method, described in JIS-G-0553 (2019)), which reveals the crystal grain boundaries.
  • this method does not identify the crystal orientation, and it is necessary to measure the crystal orientation separately using EBSD, etc., so in this embodiment, the method of using the above-mentioned FE-SEM and EBSD in combination is the most suitable.
  • the ratio of the length of the grain boundary of the flat crystal grains to the length of the interface between the base steel sheet and the oxide layer can be determined by the following method. For example, in a field of view observed at a magnification of 500 times, SEM observation and EBSD measurement are performed on an area of 200 ⁇ m in cross-sectional length in the rolling direction at the interface between the silicon steel sheet and the oxide layer. This is performed at five locations, that is, over an interface length of 1000 ⁇ m.
  • the proportion (percentage) of the grain boundaries of flat crystal grains with an average thickness of 0.5 to 5.0 ⁇ m, an aspect ratio of 1.5 or more, and an orientation difference from the Goss orientation of 10° or more is measured within the length (1000 ⁇ m) of the interface between the silicon steel sheet and the oxide layer. Identification of the insulating coating layer, oxide layer, interface of the silicon steel plate, flat crystal grains, etc. can be performed in the same manner as above.
  • thermal strain is imparted to the steel sheet after the insulating coating formation step in the production of the grain-oriented electrical steel sheet. Specifically, a coating liquid containing an insulating coating component having a tension-imparting function is applied to the steel sheet after the finish annealing, and then annealing is performed to bake the coating and flatten the steel sheet. After the baking and flattening annealing, a thermal strain is imparted to the steel sheet.
  • the thermal strain is a linear thermal strain extending in a direction of 80 to 100° with respect to the rolling direction of the grain-oriented electrical steel sheet.
  • a plurality of such thermal strains are periodically present in the rolling direction, and the distance between adjacent thermally strained regions in the rolling direction is 1.0 to 20.0 mm. It is preferable that the thermal strains are approximately parallel to each other and are equally spaced in the rolling direction.
  • the distance between thermally strained regions is the distance from the center of a thermally strained region to the center of an adjacent thermally strained region.
  • Thermal strain can be imparted by laser, electron beam, or plasma irradiation, as described below.
  • the effect of reducing abnormal eddy current loss due to the flat crystal grains described above is also exhibited when magnetic domain control is performed by forming a thermally strained region. Furthermore, it has a secondary effect in the magnetic domain control of the thermally strained region as follows. That is, forming oxides in a constant thickness region from the surface and as uniformly as possible over the entire surface of the steel sheet results in a more uniform color distribution on the surface. Also, forming oxides in a constant thickness direction on the surface layer and surface of the steel sheet results in increasing and uniforming the emissivity over the entire surface of the steel sheet.
  • the chemical composition of the base steel sheet is not limited, and may be the same as that of the base steel sheet of a known grain-oriented electrical steel sheet.
  • the composition may be within the range described below.
  • the chemical composition of the base steel sheet is, in mass%, 2.00 to 6.00% Si, with the remainder being Fe and impurities. This chemical composition is for controlling the crystal orientation to a Goss texture that is concentrated in the ⁇ 110 ⁇ 001> orientation, and ensuring good magnetic properties.
  • known elements may be included within known ranges in place of Fe.
  • the typical content ranges (mass%) of typical elements other than Si are as follows: C: 0 to 0.0050% Mn: 0 to 1.0% S: 0 to 0.0150% Se: 0 to 0.0150% Al: 0 to 0.0650% N: 0 to 0.0050% Cu: 0 to 0.40% Bi: 0 to 0.010% B: 0 to 0.080% P: 0 to 0.50% Ti: 0 to 0.0150% Sn: 0 to 0.10% Sb: 0 to 0.10% Cr: 0 to 0.30% Ni: 0 to 1.0% Nb: 0 to 0.030% V: 0 to 0.030% Mo: 0 to 0.030% Ta: 0 to 0.030% W: 0 to 0.030% These selective elements may be contained according to the purpose, so there is no need to limit the lower limit, and they may not be contained substantially.
  • Impurities refer to elements that are unintentionally contained, and refer to elements that are mixed in from raw materials such as ores and scraps, or the manufacturing environment, when industrially manufacturing the base steel sheet.
  • the chemical composition of silicon steel sheet is determined by dissolving the base steel sheet with hydrochloric acid or the like to obtain a solution. Then, a calibration curve is obtained by ICP (inductively coupled plasma) analysis of each element solution whose concentration is already known, and the obtained solution is then analyzed to quantitatively determine the contained elements.
  • ICP inductively coupled plasma
  • the oxide layer and the insulating coating layer are removed before measurement.
  • the insulating coating layer can be removed by immersing the grain-oriented electrical steel sheet in an aqueous sodium hydroxide solution containing 30 to 50 mass % NaOH and 50 to 70 mass % H 2 O at 80 to 90° C.
  • the grain-oriented electrical steel sheet from which the insulating coating layer has been removed is washed with water, and then dried for slightly less than one minute with a hot air blower.
  • the grain-oriented electrical steel sheet after drying can be immersed in an aqueous hydrochloric acid solution containing 10 mass % HCl at 80 to 90°C for 1 to 10 minutes to remove the oxide layer.
  • the base steel sheet is rinsed with water and then dried for just under one minute with a hot air blower, whereby the base steel sheet (silicon steel sheet) can be removed from the grain-oriented electrical steel sheet having the oxide layer and the insulating coating layer.
  • the thickness of the silicon steel sheet (base steel sheet) of the grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment is not limited, but considering the iron loss value, it is preferably 0.15 to 0.35 mm. If the sheet thickness exceeds 0.35 mm, the sheet thickness is large, so the classical eddy current loss described above increases, and the iron loss increases. On the other hand, if the sheet thickness is smaller than 0.15 mm, the rolling efficiency decreases, which is disadvantageous in terms of productivity and cost.
  • an oxide layer made of one or more oxides of Mg, Al, and Si is formed on the surface of a silicon steel sheet (base steel sheet).
  • This oxide layer is formed during the final annealing by a solid-phase reaction between Mg and/or Al contained in the annealing separator and the Si-based pre-oxide formed on the steel sheet surface.
  • a forsterite (Mg 2 SiO 4 ) coating layer is mainly formed as the oxide layer.
  • AlN contained in the steel as an inhibitor is oxidized by oxygen in the annealing atmosphere on the surface of the silicon steel sheet in the latter half of the final annealing.
  • spinel MgAl 2 O 4
  • alumina Al 2 O 3
  • mullite 2SiO 2 .3Al 2 O 3
  • the oxide layer covers the surfaces of the flat crystal grains, thereby improving the adhesion to the insulating coating layer applied thereon. To obtain a sufficient effect, it is preferable that the coverage of the oxide layer on the flat crystal grains is 50% or more.
  • the coverage rate can be determined by the following method. That is, the presence of flat crystal grains is identified by EBSD as described above. Then, attention is paid to FE-SEM images of each flat crystal grain or elemental analysis images obtained by performing elemental analysis using EDS or the like based on the FE-SEM images. The length of the flat crystal grain where one or more oxide layers of Mg, Al, and Si exist between the insulating coating layer and the flat crystal grain or in the projected portion from the surface side of the flat crystal grain toward the inside of the steel sheet is measured. The length ratio where the oxide layer exists per 1000 ⁇ m of the interface length between the oxide layer or insulating coating layer and the flat crystal grain is determined as a percentage. For example, in the state shown in FIG. 3, the coverage rate (%) can be calculated by (A1+A2+A3)/(a1+a2+a3) ⁇ 100.
  • an insulating coating layer is formed on the surface of the oxide layer (as an upper layer).
  • This insulating coating layer is essential when the grain-oriented electrical steel sheet is used as a transformer.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is used as a transformer, it is laminated, and if a short circuit occurs between the laminated steel sheets (silicon steel sheets), an eddy current occurs in the transformer iron core, which causes an increase in iron core loss. Therefore, an insulating coating layer is formed on the surface of the steel sheet to impart electrical insulation, thereby reducing the iron core loss of the transformer.
  • the insulating coating of grain-oriented electrical steel sheets is also required to have various properties necessary for producing iron cores, such as corrosion resistance, heat resistance, and slipperiness.
  • a coating type whose main components are phosphate and colloidal silica is used for the insulating coating.
  • a coating whose main component is aluminum borate or a coating made of aluminum borate and silica may be used. Either coating may be a known coating formed by applying a coating liquid in which the components contained therein are dissolved or dispersed to the surface of an oxide layer and baking it.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment can obtain its effects as long as it has the above-mentioned characteristics regardless of the manufacturing method, but a manufacturing method including the following steps is preferable because it can be stably manufactured.
  • a hot rolling step of heating and hot rolling the slab into a hot-rolled sheet
  • a hot-rolled sheet annealing step of annealing the hot-rolled sheet after the hot rolling step
  • IV a cold rolling step of cold rolling the hot-rolled sheet after the pickling step to obtain a cold-rolled sheet
  • V a grinding step of grinding the surface of the cold-rolled sheet after the cold rolling step
  • the manufacturing method of the grain-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment is characterized by the grinding step, the contact step, and the magnetic domain control step, while the hot rolling step, the hot-rolled sheet annealing step, the cold rolling step, the decarburization annealing step, the nitriding treatment step, the finish annealing step, and the insulating coating formation step can be performed under known conditions. Preferred conditions are described below. Even if conditions are not described, the reaction can be carried out under known conditions.
  • a slab having a predetermined chemical composition (a chemical composition corresponding to the chemical composition of the silicon steel sheet of the grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment) is heated and hot rolled to form a hot-rolled sheet.
  • the conditions are not limited, but the slab heating temperature is, for example, 1000 to 1400°C.
  • the chemical composition of the slab to be subjected to hot rolling may be determined according to the desired chemical composition of the grain-oriented electrical steel sheet, taking into consideration changes in the chemical composition in each process.
  • a slab having, for example, the following chemical composition is one which contains, in mass %, C: 0.040 to 0.100%, Si: 2.00 to 4.00%, and further contains Al, Mn, Se, S, B, N, etc. in predetermined ranges as inhibitors to form AlN, MnS, MnSe, BN, and further contains elements such as Cu, Sn, Cr, Ni, Mo, Nb, Bi, Sb, etc. as necessary.
  • the method for obtaining the slab is not limited.
  • molten steel having a predetermined chemical composition may be melted and the molten steel may be used to produce the slab.
  • the slab may be produced by a continuous casting method, or the molten steel may be used to produce an ingot and the ingot may be bloomed to produce the slab.
  • the slab may be produced by other methods.
  • the thickness of the slab is not particularly limited, but is, for example, 150 to 350 mm.
  • the thickness of the slab is preferably 220 to 280 mm.
  • As the slab a so-called thin slab having a thickness of 10 to 70 mm may be used.
  • a so-called hot-rolled sheet (hot-rolled steel sheet) is obtained by hot rolling.
  • the thickness (finished thickness) of the hot-rolled sheet is not particularly limited.
  • the hot-rolled sheet is annealed, pickled, and then cold-rolled. It is known that the so-called cold rolling reduction rate affects the magnetic properties of the grain-oriented electrical steel sheet, and the thickness of the hot-rolled sheet is selected taking into account the required cold rolling reduction rate for the final thickness. For example, when the final thickness is 0.20 to 0.30 mm, the finished thickness of the hot-rolled sheet is preferably in the range of 2.0 to 4.0 mm.
  • the hot-rolled sheet annealing process In the hot-rolled sheet annealing process, the hot-rolled sheet after the hot rolling process is annealed. By carrying out such annealing treatment, recrystallization occurs in the steel sheet structure, making it possible to realize good magnetic properties.
  • the hot-rolled sheet annealing process of this embodiment the hot-rolled sheet manufactured through the hot rolling process may be annealed according to a known method.
  • the means for heating the hot-rolled sheet during annealing is not particularly limited, and a known heating method can be adopted. For example, so-called continuous annealing may be used, or the hot-rolled sheet may be coiled and subjected to batch annealing.
  • the annealing conditions are also not particularly limited, but for example, the hot-rolled sheet may be annealed for 10 seconds to 5 minutes in a temperature range of 900 to 1200 ° C.
  • the atmosphere is not particularly limited, but it is preferable to suppress oxidation of the steel sheet, and it is preferable to perform the annealing in a non-oxidizing atmosphere such as nitrogen, argon, or hydrogen.
  • the hot-rolled sheet after the hot-rolled sheet annealing process is pickled to remove scale (oxides) formed on the surface during hot rolling and hot-rolled sheet annealing.
  • a known method is used.
  • known acids such as hydrochloric acid, sulfuric acid, and nitric acid are used.
  • known pickling inhibitors and pickling accelerators may be added to the pickling solution as necessary.
  • physical treatment such as shot blasting on the steel sheet before pickling in order to penetrate the pickling solution into the interface between the scale and the steel sheet and improve the pickling efficiency.
  • the cold rolling process In the cold rolling process, the hot rolled sheet after the hot rolled sheet annealing process is pickled and cold rolled to obtain a cold rolled sheet.
  • the cold rolling may be a single cold rolling (a series of cold rolling without intermediate annealing) or may be multiple cold rollings with intermediate annealing by interrupting the cold rolling and performing at least one or two or more intermediate annealings before the final pass of the cold rolling process.
  • the cold rolling conditions may be in accordance with known methods.
  • the cold rolling reduction of grain-oriented electrical steel sheet has a large effect on its magnetic properties.
  • the final rolling reduction has a large effect, and the final rolling reduction can be set within the range of 80 to 95%.
  • the final rolling reduction is the cumulative rolling reduction of cold rolling, and in the case where intermediate annealing is performed, it is the cumulative rolling reduction of cold rolling after final intermediate annealing.
  • the steel sheet is held at a temperature of, for example, 800 to 1200°C for 5 to 180 seconds.
  • the annealing atmosphere is not particularly limited, but it is preferable to perform the annealing in a non-oxidizing atmosphere such as nitrogen, argon, or hydrogen in order to prevent oxidation of the steel sheet.
  • the annealing method may be either so-called continuous annealing or batch annealing in a coil shape, or other methods may be used.
  • the number of times intermediate annealing is preferably three or less, taking into account the manufacturing cost.
  • the inhibitors precipitates present at grain boundaries, such as AlN
  • the size of the inhibitor is very small, ranging from several tens to about 100 nm, there is a size distribution.
  • the small-sized inhibitor starts to decompose at low temperatures. In that case, secondary recrystallization of only crystal grains close to the Goss orientation (ideal Goss orientation) becomes difficult, making it difficult to improve the magnetic flux density.
  • the size of the inhibitor it is extremely difficult industrially to control the size of the inhibitor to a constant, preferred size (so that the size difference is small).
  • the decomposition and oxidation of the inhibitor can be suppressed so that the inhibitor can exist up to high temperatures, secondary recrystallization can occur only in crystal grains closer to the Goss orientation.
  • the aforementioned Si-based pre-oxides formed in the base steel sheet (the cold-rolled sheet to be used) in the decarburization annealing process contribute to the suppression of the decomposition and oxidation of the inhibitor.
  • these Si-based pre-oxides are easily affected by the process before the decarburization annealing process, and the formation state of these pre-oxides tends to be non-uniform at each part of the steel sheet surface. If the formation state is non-uniform, the inhibitor's effect of suppressing decomposition and oxidation varies depending on the location on the steel sheet surface, and the intended effect cannot be obtained.
  • Fe-based oxides that have formed non-uniformly on the steel sheet surface due to cold rolling, etc., and products of reactions with the steel sheet surface, such as oiliness agents or extreme pressure additives, which prevent the uniform formation of such oxide layers, are removed from the steel sheet surface before decarburization annealing by grinding the steel sheet surface.
  • At least one surface of the steel sheet is ground using abrasive grains having a Knoop hardness of 1000 or more, or abrasive paper, roll or brush to which the abrasive grains are fixed, and Fe-based oxide films and reactants are removed from the steel sheet surface.
  • Knoop hardness is less than 1000, the hardness of the abrasive grains is insufficient for the steel sheet, making grinding difficult. Or the grinding efficiency is reduced.
  • the maximum particle size of the abrasive grains is less than 30 ⁇ m, the particle size of the abrasive grains becomes relatively small compared to the roughness of the steel sheet surface, making grinding difficult or reducing the grinding efficiency, which is not preferable.
  • the maximum particle size exceeds 300 ⁇ m, the particle size of the abrasive grains becomes too large relative to the roughness of the steel sheet surface, making surface scratches more noticeable during grinding and reducing the quality of the product's appearance, which is not preferable.
  • the Knoop hardness there is no upper limit for the Knoop hardness, hard abrasive grains tend to become brittle and are prone to problems such as poor grinding when continuously used with abrasive paper, rolls, brushes, etc. that contain the abrasive grains, so the hardness is preferably 8000 or less, and more preferably 5000 or less.
  • Alumina (Knoop hardness: about 2000), silicon carbide (Knoop hardness: about 2500), boron nitride (Knoop hardness: about 5000), diamond (Knoop hardness: about 7000), etc. are mainly used as the abrasive grains.
  • a brush roll is a metal roll with a resin lining on the surface, and the abrasive grains are embedded in fibers made of acrylic resin or the like, which are then planted in the form of hairs on the resin layer on the roll surface.
  • the steel sheet is ground using a brush roll at a sheet threading speed of approximately 20 to 200 mpm (meter per minute), and the steel sheet is ground by contacting the brush roll, which rotates in the opposite direction to the sheet threading direction, with the steel sheet while moving at the position where the steel sheet and the brush roll come into contact.
  • the steel sheet is sandwiched between the brush roll and an idle roll, and the brush roll is pressed down against the idle roll side with respect to the sheet threading line (pass line).
  • the amount of pressing down at this time is considered to be approximately 1.0 to 5.0 mm.
  • Brush rolls with a diameter of approximately 200 to 500 mm are usually used. If the brush is too small, the brush and abrasive grains will wear out quickly, and if it is too large, the metal roll will become too large and the equipment will become too large.
  • the brush is rotated in the direction opposite to the passing direction of the steel plate to perform grinding, as described above.
  • the passing speed of the steel plate is in the range of 20 to 200 mpm as described above, and in this case, a brush rotation speed of approximately 500 to 2000 mpm is considered to be suitable to keep the amount of grinding within the specified range. If the rotation speed is low, the amount of grinding will be small, and if the reduction amount is increased to increase the amount of grinding, the brush roll and the steel plate pass against each other, so the steel plate does not pass smoothly due to the friction between the steel plate and the brush roll, and small movements occur, which is called “chattering”. "Chattering" is an extremely undesirable phenomenon that should be avoided because it causes uneven grinding of the steel plate surface.
  • the grinding amount is set to 0.10 g/ m2 or more on at least one surface. While the Fe-based oxide film and reaction products are sufficiently removed from the steel sheet surface, the service life of the abrasive grains is shortened and sludge generation becomes significant due to grinding, and the processing of this sludge is time-consuming and causes defects on the steel sheet surface due to pressing, etc., so the grinding amount is set to 3.00 g/ m2 or less. The amount of grinding can be confirmed from the difference in weight of the steel sheet before and after grinding.
  • the amount of grinding is the amount of grinding per side, and when grinding is performed on both sides, the amount of grinding per both sides is calculated, and for convenience, this value is halved. From the viewpoint of removing the Fe-based oxide film and reaction products from the entire surface of the steel sheet, the preferable range of the amount of grinding is 0.30 g/ m2 or more and 3.00 g/ m2 or less.
  • the surface of the cold-rolled sheet is brought into contact with an aqueous liquid having a pH of 4.0 to 10.0. This removes the abrasive grains attached to the surface of the steel sheet and the steel sludge generated during grinding.
  • the aqueous liquid may be ion-exchanged water. It may also contain minerals such as Ca and Mg, and may contain carbonic acid or silicic acid as a counter ion. It may also be a liquid in which about 0.01 wt % of an acid selected from sulfuric acid, nitric acid, phosphoric acid, carbonic acid, carboxylic acid, phosphonic acid, etc.
  • the pH is adjusted with an alkali metal or alkaline earth metal.
  • carboxylic acid and phosphonic acid are highly effective in removing abrasive grains and sludge from the steel sheet.
  • its electrical conductivity is preferably 0.1 to 10 ⁇ S/cm. If the pH is less than 4.0, the steel sheet surface is etched by the acidic aqueous solution, causing corrosion of the steel sheet. If the pH is more than 10.0, the alkaline aqueous solution acts to promote oxidation of the metal surface after grinding, reducing the effect of removing the Fe-based oxides that were unevenly formed on the steel sheet surface in the grinding process.
  • the contact time is preferably 0.1 to 60 seconds, more preferably 1 to 60 seconds, and even more preferably 5 to 60 seconds.
  • the flow rate of the aqueous liquid is preferably 1 to 100 L/min.
  • decarburization annealing process In the decarburization annealing process, the cold-rolled sheet after the grinding process is subjected to decarburization annealing, which removes (decarburizes) C, which adversely affects magnetic properties, from the steel sheet and causes primary recrystallization of the cold-rolled sheet.
  • the decarburization annealing conditions are not limited, but annealing is performed in a nitrogen-hydrogen mixed atmosphere for decarburization, with the oxygen potential increased by humidification.
  • the humidification temperature (dew point) is determined in terms of the annealing temperature required for recrystallization and the oxygen potential at which decarburization is possible at the annealing temperature.
  • the annealing temperature is about 700 to 900°C, and since annealing is generally performed in a continuous annealing process, soaking is performed for about 60 seconds.
  • Si contained in the steel forms a layered oxide on the steel sheet surface and oxide particles inside the steel sheet (hereinafter, as above, referred to as Si-based pre-oxide).
  • the nitrogen content of the steel sheet is increased to increase the amount of nitrides, thereby promoting secondary recrystallization of crystal grains closer to the Goss orientation in the finish annealing process.
  • the nitrogen content of the steel sheet after the nitriding process is preferably 0.015 to 0.050 mass%.
  • the method of the nitriding process is not limited, and any known method may be used.
  • the nitriding step is not essential and may be omitted. If nitriding is performed, it is preferable to perform it between the decarburization annealing step and the finish annealing step.
  • an annealing separator is applied to the cold-rolled sheet after the decarburization annealing process (or after the nitriding process if nitriding has been performed), and the cold-rolled sheet is then finish-annealed to form an oxide layer made of one or more oxides of Mg, Al, and Si on the surface of the cold-rolled sheet which becomes the base steel sheet (silicon steel sheet).
  • Finish annealing is usually performed by winding the steel sheet into a coil and batch annealing because the annealing time is long. Since the steel sheet temperature rises to about 1200°C, an annealing separator is applied to prevent the coiled steel sheet from seizing.
  • MgO is generally used as the annealing separator.
  • Mg contained in the annealing separator and Si-based pre-oxide formed on the steel sheet surface in the decarburization annealing process undergo a solid-phase reaction, and an oxide layer consisting of one or more oxides of Mg and Si is formed on the surface of the cold-rolled sheet.
  • a layer of forsterite (Mg 2 SiO 4 ) coating is mainly formed as the oxide layer.
  • AlN contained in steel as an inhibitor is oxidized by oxygen in the annealing atmosphere on the surface of the steel sheet in the latter half of the finish annealing, and at that time, it forms spinel (MgAl 2 O 4 ), alumina (Al 2 O 3 ), or mullite (2SiO 2 .3Al 2 O 3 ).
  • spinel MgAl 2 O 4
  • Al 2 O 3 alumina
  • mullite 2SiO 2 .3Al 2 O 3
  • the size of the inhibitor is controlled to be larger and more uniform than usual in the cold-rolled sheet to be subjected to finish annealing, so that secondary recrystallization occurs only in grains close to the Goss orientation (grains having an orientation close to the Goss orientation).
  • the conditions for the finish annealing are not limited, but for example, the temperature is raised from room temperature at a rate of 10 to 100°C/h, and in the temperature range of 900 to 1000°C, where secondary recrystallization in the Goss orientation generally occurs, the temperature is raised at a rate of 5 to 20°C/h to promote preferential growth (secondary recrystallization) in the Goss orientation, and then, as described above, the inhibitor that has completed its role is purified at around 1200°C (for example, 1150 to 1250°C).Then, the coil is slowly cooled in a non-oxidizing atmosphere such as hydrogen or nitrogen, and taken out of the furnace.
  • a non-oxidizing atmosphere such as hydrogen or nitrogen
  • an insulating coating layer is formed on the coil in the area that will become the edge of the steel sheet in the subsequent insulating coating formation process.
  • Grain-oriented electrical steel sheets are laminated and used in transformer manufacturing, but if there is a short circuit between the laminations when the transformer is in operation, iron loss increases and the transformer may even burn out, so the insulating coating formation process is an important process.
  • the annealing separator on the coil is removed by water washing or pickling, and an insulating coating layer is formed on the surface of the oxide layer that has formed on the steel sheet surface.
  • the insulating coating layer can be formed by applying a coating solution containing phosphoric acid or a phosphate, colloidal silica, and chromic anhydride or a chromate to the cold-rolled sheet (base steel sheet + oxide layer) after the final annealing, and baking and drying at 300 to 950 ° C for 10 seconds or more.
  • the atmosphere during baking is not particularly limited, but it is preferable to suppress oxidation of the steel sheet, and it is preferable to perform the baking in a non-oxidizing atmosphere such as nitrogen, argon, or hydrogen.
  • the coating type it is possible to use a coating solution mainly composed of boric acid and alumina sol instead of the above-mentioned phosphate, or a coating solution mainly composed of boric acid and aluminosilicate (kaolin mineral, etc.), etc., to form an insulating coating mainly composed of aluminum borate.
  • the application of aluminum borate can impart a large tension to the steel sheet, thereby reducing iron loss.
  • this process also plays a role in flattening the steel sheet that has been coiled by batch annealing in the above-mentioned final annealing by continuous annealing.
  • the insulating coating is applied and the coil-shaped steel sheet is continuously annealed at about 800°C while being applied with a certain tension to obtain a flat steel sheet. For this reason, it is sometimes called the flattening annealing process.
  • a grain-oriented electrical steel sheet including a base steel sheet (silicon steel sheet), an oxide layer, and an insulating coating layer can be obtained.
  • the grain-oriented electrical steel sheet after the insulating coating formation process is irradiated with a laser, an electron beam or plasma to form a plurality of linear thermal distortions on the surface of the base steel sheet, extending in a direction forming an angle of 80 to 100° with respect to the rolling direction, with each linear thermal distortion spaced apart by 1.0 to 20.0 mm in the rolling direction.
  • the thermally strained region By forming the above-mentioned thermally strained region on the surface of the grain-oriented electrical steel sheet, the magnetic domains are subdivided and iron loss is reduced. If the direction, interval, etc. of the thermal strain are outside the above ranges, sufficient effects cannot be obtained.
  • Thermal distortion can be imparted by irradiating a laser, an electron beam, plasma, or the like under conditions that do not melt the base steel sheet.
  • the conditions are not limited, but for example, laser irradiation is performed using a continuous wave laser or a pulsed laser as the laser.
  • Example 1 Molten steel containing 3.25 mass% Si, 0.13 mass% Mn, 0.006 mass% S, 0.050 mass% C, 0.025 mass% acid-soluble Al, and 0.007 mass% N was continuously cast to obtain a slab with a thickness of 300 mm.
  • the slab was heated at 1150° C. for 60 minutes in an electric furnace adjusted to a nitrogen atmosphere, and then roughly hot-rolled to obtain a steel plate having a thickness of 40 mm.
  • the slab was then finish-rolled to obtain a hot-rolled plate having a thickness of 2.3 mm. Thereafter, the hot-rolled sheet was annealed in a continuous annealing furnace adjusted to a nitrogen atmosphere by heating at 1100° C. for 60 seconds and then cooling.
  • the obtained steel sheet (hot-rolled sheet) was pickled with 10% hydrochloric acid to remove scale from the steel sheet. Thereafter, cold rolling was carried out to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.22 mm.
  • the surface of the obtained cold-rolled sheet was ground using various brushes containing abrasive grains as shown in Table 1. After grinding, the surface was brought into contact with ion-exchanged water having a pH of 2.5 to 12.0. However, for comparison, some steel sheets were not ground and some steel sheets were not contacted with ion-exchanged water after grinding. The contact time was 5 seconds, and the flow rate of the aqueous liquid was 10 L/min.
  • a sample having a width of 1.0 m and a length of 1.0 m was taken from the steel sheet that had been ground and contacted with an aqueous liquid (the cold-rolled sheet after cold rolling if neither was performed, or the cold-rolled sheet after the grinding step if no contact with an aqueous liquid was performed), and the appearance of both sides of the sample was evaluated.
  • the criteria for judgment are as follows: 5: Very beautiful (no streaks in the sheet running direction) 4: Beautiful (several streaks in the strip running direction) 3: Some streaks present ( ⁇ 20 streaks in the strip running direction) 1: Streaks or unevenness on the entire surface. With the exception of a few cases, further evaluation was not carried out for cases with poor appearance (rating: 1).
  • the steel sheet that had been ground and contacted with an aqueous liquid was subjected to decarburization annealing under the following conditions.
  • the oxygen potential was adjusted by humidifying the atmosphere before introducing it into the furnace.
  • decarburization annealing was performed by soaking at 850°C for 60 seconds. Thereafter, the steel sheet was subjected to nitriding treatment by soaking in a nitrogen-hydrogen-ammonia atmosphere at 750° C.
  • the ammonia concentration was adjusted so that the nitrogen content of the steel sheet after the nitriding treatment was N: 0.020 mass %. Thereafter, an aqueous slurry of an annealing separator mainly composed of MgO was prepared, and the annealing separator was applied to both sides of the steel sheet so that the post-dry adhesion amount per side was 6 g/ m2 , and then dried.
  • the composition of the annealing separator was 100 parts by mass of MgO, 5 parts by weight of TiO2 , and 0.020% by mass of FeCl2 was added as Cl.
  • the samples were placed in a batch annealing furnace and heated at an average heating rate of 20°C/h in a 50% nitrogen + 50% hydrogen atmosphere. After heating up to 1200°C, the atmosphere was switched to 100% hydrogen and soaked for 20 hours, after which the temperature was lowered. After the completion of the final annealing, the steel sheet was taken out of the furnace and the annealing separator was washed off with water.
  • the surface of the steel sheet (silicon steel sheet) had a glass coating made of forsterite due to secondary recrystallization, and an oxide layer made of granular spinel (MgAl 2 O 4 ), alumina (Al 2 O 3 ) and/or mullite formed between the glass coating and the steel sheet.
  • This steel sheet (a steel sheet having a glass coating, which is an oxide layer, formed on the surface of a silicon steel sheet, which is a base steel sheet) was then coated with a chemical solution containing insulating coating components consisting of aluminum phosphate, colloidal silica, and chromic anhydride, and baked by heating to 800°C in a nitrogen atmosphere and holding for 30 seconds. At this time, the amount of the insulating coating layer attached was 4.8 g/ m2 per side. A grain-oriented electrical steel sheet was thus obtained.
  • the surface of the obtained grain-oriented electrical steel sheet (having a silicon steel sheet, a glass coating (oxide layer), and an insulating coating layer) was irradiated with a laser.
  • a fiber laser with a laser output of 200 W was used, and the laser irradiation diameter was adjusted to ⁇ 0.2 mm and the irradiation energy density to 1.5 mJ/ mm2 .
  • the scanning direction was set to 88° to the rolling direction of the steel sheet, and the irradiation pitch (the distance between thermal strains in the rolling direction) was set to 4.0 mm.
  • the number density of one or more oxides of Mg, Al and Si having a circle equivalent diameter of 0.1 to 3.0 ⁇ m within a range of 5 ⁇ m in the sheet thickness direction from the interface with the oxide layer of the silicon steel sheet of the obtained grain-oriented electrical steel sheet, the coverage of the oxide layer and the flat crystal grains were evaluated using the methods described above.
  • one or more oxides of Mg, Al, and Si having a circle equivalent diameter of 0.1 to 3.0 ⁇ m within a range of 5 ⁇ m from the interface with the oxide layer in the plate thickness direction were spinel (MgAl 2 O 4 ), alumina (Al 2 O 3 ), and mullite ( 2SiO 2.3Al 2 O 3 ), that is, oxides containing Mg, Al, and Si.
  • Example 2 Using molten steel and slabs having the same components as those used in Example 1, hot rolling, hot-rolled sheet annealing, pickling, and cold rolling were carried out in the same manner as in Example 1 to produce cold-rolled sheets having a thickness of 0.22 mm.
  • the surface of the steel sheet was ground using various brushes containing abrasive grains as shown in Table 4, and then brought into contact with ion-exchanged water of pH 6.0.
  • the contact time was 5 seconds, and the flow rate of the aqueous liquid was 10 L/min.
  • Example 2 Thereafter, decarburization annealing, nitriding treatment, application of an annealing separator, and finish annealing were performed in the same manner as in Example 1, and the annealing separator was removed by washing with water, and then an insulating coating layer was formed to obtain a grain-oriented electrical steel sheet.
  • the surface of the obtained grain-oriented electrical steel sheet (having a silicon steel sheet, a glass coating (oxide layer), and an insulating coating layer) was irradiated with a laser.
  • a fiber laser with a laser output of 200 W was used, and the laser irradiation diameter ⁇ was adjusted to 0.2 mm and the irradiation energy density was adjusted to 1.8 mJ/ mm2 .
  • the scanning direction was set to 75 to 105° with respect to the rolling direction of the steel sheet, and the irradiation pitch (the distance between thermal strains in the rolling direction) was changed in the range of 0.5 to 25.0 mm.
  • the number density of one or more oxides of Mg, Al and Si having a circle equivalent diameter of 0.1 to 3.0 ⁇ m within a range of 5 ⁇ m in the sheet thickness direction from the interface with the oxide layer of the silicon steel sheet of the obtained grain-oriented electrical steel sheet, the coverage of the oxide layer and the flat crystal grains were evaluated in the same manner as in Example 1.
  • one or more oxides of Mg, Al, and Si having a circle equivalent diameter of 0.1 to 3.0 ⁇ m within a range of 5 ⁇ m from the interface with the oxide layer in the plate thickness direction were spinel (MgAl 2 O 4 ), alumina (Al 2 O 3 ), and mullite ( 2SiO 2.3Al 2 O 3 ), that is, oxides containing Mg, Al, and Si.
  • the present invention provides a grain-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties and a manufacturing method thereof. Therefore, it has high industrial applicability.

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Abstract

この方向性電磁鋼板は、珪素鋼板と、前記珪素鋼板の表面に形成された、Ｍｇ、Ａｌ、及びＳｉの１種以上の酸化物からなる酸化物層と、前記酸化物層の表面に形成された絶縁被膜層と、を有し、前記珪素鋼板の、前記珪素鋼板と前記酸化物層との界面から板厚方向に５μｍの範囲に、円相当径が０．１～３．０μｍのＭｇ、Ａｌ、Ｓｉの１種以上の酸化物が、０．０１０～０．２００個／μｍ２の密度で存在し前記珪素鋼板の表面側に、扁平結晶粒が存在し、前記板厚方向の断面において、前記珪素鋼板と前記酸化物層との前記界面の長さに占める、前記扁平結晶粒の粒界の長さが、５０％以上であり、前記珪素鋼板の前記表面に圧延方向に対して８０～１００°の角度をなす方向に延在する直線状の熱歪が、前記圧延方向に対して１．０～２０．０ｍｍの間隔で、複数形成されている。

Description

方向性電磁鋼板及びその製造方法
　本発明は、方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。
　本願は、２０２２年１１月２２日に、日本に出願された特願２０２２－１８６１６６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　方向性電磁鋼板は、軟磁性材料であり、主に、変圧器の鉄心材料として用いられる。方向性電磁鋼板は、例えばＳｉを２．００～６．００％含有し製品の結晶方位を｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積させた鋼板である。その磁気特性として、Ｂ８値で代表される磁束密度が高いこと、及び、Ｗ１７／５０で代表される鉄損が低いことが要求される。特に、最近では省エネルギの観点から変圧器の電力損失の低減に対する要求が高まっており、方向性電磁鋼板の鉄損低減の要求は高まっている。
　鉄損は、大別すると、ヒステリシス損および渦電流損の２つの損失成分に分けることができる。さらに、渦電流損は、古典的渦電流損および異常渦電流損に分けることができる。
　例えば、古典的渦電流損を低減するためには、方向性電磁鋼板の電気抵抗を高める方法、母材鋼板となる珪素鋼板の厚みを薄くする方法が知られている。
　しかしながら、これらの方法では、生産性が低下するので好ましくない上、これらの対応のみでは十分な鉄損改善効果は得られない。
　ヒステリシス損を低減するためには、磁束密度を高めることが重要であり、冷間圧延やインヒビターの制御により、鋼板中の結晶方位をＧｏｓｓ方位の近い方位に制御することが有効である。
　例えば、特許文献１には、脱炭焼鈍でシリカに富んだ酸化層を形成することで、インヒビターの分解、消失が抑制され、Ｇｏｓｓ方位に近い結晶方位を有する結晶粒（以下Ｇｏｓｓ方位粒と記載する）の再結晶を安定して生じさせることが出来る旨が記載されている。
　上記の方法によれば、磁束密度が向上するものの、再結晶するＧｏｓｓ方位粒の数が少なくなるため、鋼板の単位面積当たりのＧｏｓｓ方位粒の数が少なくなる。すなわち、Ｇｏｓｓ方位粒一つあたりの結晶粒径がより大きくなり、結果的にＧｏｓｓ方位粒内に形成する、方向性電磁鋼板の磁気特性に寄与する１８０°磁区の磁区幅（以下磁区幅と記載する）が大きくなる。この場合、磁束密度向上によってヒステリシス損が低減しても、磁区幅の増加により異常渦電流損が増大するため、結果鉄損は相殺され磁束密度の向上に見合った鉄損低減効果は得られないことが懸念される。
　そのため磁束密度向上によるヒステリシス損低減の効果を享受したまま、磁区幅を小さくし、異常渦電流損を低減する方法が提案されている。常用的な方法として方向性電磁鋼板表面の圧延方向に周期的に熱歪を付与する方法があり、これらには常用的にレーザや電子ビームなどの高エネルギ源が用いられる。
　その一例として特許文献２には、方向性電磁鋼板の表面に、集光した連続波レーザ光を、前記方向性電磁鋼板の圧延方向から傾斜した方向に走査しながら照射する工程と、前記連続波レーザ光を走査する部分を所定の間隔でずらしながら繰り返す工程を有し、前記連続波レーザ光の平均パワーをＰ（Ｗ）、前記走査の速度をＶｃ（ｍｍ／ｓ）、前記所定の間隔をＰＬ（ｍｍ）と表わし、平均照射エネルギ密度ＵａをＵａ＝Ｐ／（Ｖｃ×ＰＬ）（ｍＪ／ｍｍ２）と定義したとき、１．０ｍｍ≦ＰＬ≦３．０ｍｍ、及び０．８ｍＪ／ｍｍ２≦Ｕａ≦２．０ｍＪ／ｍｍ２、を満たす、レーザ光の照射により磁区が制御された方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている。
　特許文献２では、容易に、かつ高い生産性を確保しながら、方向性電磁鋼板の圧延方向及び幅方向の両方向における鉄損を低減することができることが示されている。
　また、特許文献３には、連続発振レーザビームの走査照射により、鋼板の圧延方向に対して概垂直で、且つ概一定間隔で線状の環流磁区を形成して鉄損特性を改善した方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている。
　特許文献３では、レーザが、ビーム伝搬方向に垂直な断面内のレーザ光強度分布が光軸中心近傍に最大強度を持つＴＥＭ００モードであり、照射ビームの圧延方向集光径ｄ［ｍｍ］、レーザビームの走査線速度Ｖ［ｍｍ／ｓ］、レーザの平均出力Ｐ［Ｗ］が、０＜ｄ≦０．２、０．００１≦Ｐ／Ｖ≦０．０１２の範囲であることで、鉄損の低減された方向性電磁鋼板が得られることが示されている。
　鉄損を低減するためには、上述した磁束密度技術の向上と、合わせて磁区制御技術の向上が求められている。しかしながら、近年、高磁束密度化技術の進展に比べ、磁区制御技術の進展が追い付かず、高磁束密度化に見合った鉄損低減の実現が十分に達成されていないという問題があった。
日本国特開昭６２－１５１５２２号公報 日本国特許第４６６９５６５号公報 日本国特許第４５１０７５７号公報
　上述の通り、磁束密度の向上、かつその向上代に見合った鉄損低減効果を得ることは検討されているが、近年ますます高まってきている要求に対しては十分とは言えなかった。主に積鉄心に好適なレーザや電子線、プラズマ等を方向性電磁鋼板に照射し意図的に熱歪を付与し、磁区幅を小さくし鉄損を低減したいわゆる熱歪付与型磁区制御材（以下単に磁区制御材と称する）についても十分ではなく、鉄損低減の余地について研究がなされている。
　そのため、本発明は、磁区制御材において優れた磁気特性、すなわち高い磁束密度とその磁束密度に見合った低い鉄損、を有する方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、主に積鉄心適用に好適な方向性電磁鋼板の磁区制御材の磁気特性の改善、すなわち磁束密度の向上および鉄損低減について検討を行った。その結果、方向性電磁鋼板が備える珪素鋼板（母材鋼板）の表面側において、扁平かつ結晶方位がＧｏｓｓ方位（｛１１０｝＜００１＞方位）からのずれ角が１０°以上である結晶粒（以下「扁平結晶粒」）を形成させることで、エネルギ的に１８０°磁区幅を小さい状態に制御できるため、従来と同様の熱歪付与を行った場合でも従来もより渦電流損を低減でき、結果として鉄損をより低減できることが分かった。
　また、本発明者らは、製造条件の影響について検討を行った。その結果、以下に点について知見を得た。
　すなわち、方向性電磁鋼板において高度な磁気特性を発現させるＧｏｓｓ方位は、その製造工程の仕上焼鈍工程において、インヒビターと呼ばれるＡｌＮやＭｎＳなどを結晶粒界に析出物として存在させ、その析出物のピン止め効果を活用した、「二次再結晶」と呼ばれる異常粒成長現象によって高度に集積される。鋼板内にＧｏｓｓ方位の集積が終了、すなわち鋼板面内がほぼＧｏｓｓ方位粒で覆いつくされた後、役割を終えたインヒビターは仕上焼鈍工程の後半の昇温により分解、酸化され鋼板内から除去される。すなわち、鋼板内にＧｏｓｓ方位が十分集積する前にインヒビターの分解・酸化が生じることは好ましくない。さらに、インヒビターについてより高温まで分解・酸化を抑制することで、より高度にＧｏｓｓ方位を集積させる、すなわち、より理想Ｇｏｓｓ方位に近い結晶を集積させることが可能である。そのためインヒビターの役割を果たす析出物の耐熱性を高める手法が用いられる。
　本発明者らは、インヒビターの耐熱性を高める手法として、方向性電磁鋼板の製造において通常行われる脱炭焼鈍工程において、後の仕上焼鈍時にインヒビターの分解・酸化を抑制できる酸化物を鋼板表面に存在せしめることが有効であることを見出した。さらに、前記のインヒビターの分解・酸化の抑制できる酸化物を仕上焼鈍前の脱炭焼鈍工程を利用し鋼板表面に存在せしめることにより、扁平結晶粒を鋼板表面酸化物と鋼板の界面付近に生成させることができることを見出した。
　また、本発明者らは、磁気特性改善のためにより好ましい扁平結晶粒を生成させるには、脱炭焼鈍工程において酸化物粒子を母材鋼板となる冷延板の表面側により密に厚くかつ均一に形成させることが有効であること、酸化物粒子を密に厚くかつ均一に形成させるためには、脱炭焼鈍工程前に、脱炭焼鈍時に鋼板表面の均一な酸化を阻害する鋼板の表面との反応物を除去するために、所定の条件で冷延板を研削することが有効であることを見出した。
　また、方向性電磁鋼板は、レーザや電子線、プラズマ等を照射して意図的に熱歪を付与し磁区制御が施される場合があるが、上記の方向性電磁鋼板は磁区制御を施す前において磁区幅が小さいので、それらの技術と組み合わせることで、相乗効果により、さらに、優れた磁気特性、すなわち高い磁束密度および鉄損低減を図れることを見出した。
　本発明は上記の知見に鑑みてなされた。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係る方向性電磁鋼板は、珪素鋼板と、前記珪素鋼板の表面に形成された、Ｍｇ、Ａｌ、及びＳｉの１種以上の酸化物からなる酸化物層と、前記酸化物層の表面に形成された絶縁被膜層と、を有し、前記珪素鋼板の、前記珪素鋼板と前記酸化物層との界面から板厚方向に５μｍの範囲に、円相当径が０．１～３．０μｍのＭｇ、Ａｌ、Ｓｉの１種以上の酸化物が、０．０１０～０．２００個／μｍ２の密度で存在し、前記珪素鋼板の表面側に、前記表面に垂直な方向の平均厚みが０．５～５．０μｍ、前記平均厚みに対する前記表面に平行な方向の粒幅の比であるアスペクト比が１．５以上、かつ、結晶方位のＧｏｓｓ方位からのずれが１０°以上である、扁平結晶粒が存在し、前記板厚方向の断面において、前記珪素鋼板と前記酸化物層との前記界面の長さに占める、前記扁平結晶粒の粒界の長さが、５０％以上であり、前記珪素鋼板の前記表面に圧延方向に対して８０～１００°の角度をなす方向に延在する直線状の熱歪が、前記圧延方向に対して１．０～２０．０ｍｍの間隔で、複数形成されている。
［２］［１］に記載の方向性電磁鋼板は、前記扁平結晶粒の前記平均厚みの平均が０．５～２．０μｍであってもよい。
［３］［１］または［２］に記載の方向性電磁鋼板は、前記界面を構成する前記扁平結晶粒の表面において、前記酸化物層の被覆率が５０％以上であってもよい。
［４］本発明の別の態様に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、スラブを、加熱して熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の前記熱延板を焼鈍する熱延板焼鈍工程と、前記熱延板焼鈍工程後の前記熱延板を、酸洗する酸洗工程と、前記酸洗工程後の前記熱延板を、冷間圧延して冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後の前記冷延板の表面を研削する研削工程と、前記研削工程後の前記冷延板を、ｐＨ４．０～１０．０の水性液に接触させる、接触工程と、前記接触工程後の前記冷延板に、脱炭焼鈍を行う脱炭焼鈍工程と、前記脱炭焼鈍工程後の前記冷延板に焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍し、母材鋼板となる前記冷延板の表面にＭｇ、Ａｌ、及びＳｉの１種以上の酸化物からなる酸化物層を形成する仕上焼鈍工程と、前記仕上焼鈍工程後の前記酸化物層の表面に、絶縁被膜層を形成し、前記珪素鋼板、前記酸化物層、及び前記絶縁被膜層を備える方向性電磁鋼板を得る、絶縁被膜形成工程と、前記絶縁被膜形成工程後の前記方向性電磁鋼板の表面に、レーザ、電子ビーム、またはプラズマを照射し、前記珪素鋼板の表面に、圧延方向に対して８０～１００°の角度をなす方向に延在する、直線状の熱歪を前記圧延方向の間隔がそれぞれ１．０～２０．０ｍｍとなるように複数形成する、磁区制御工程と、を備え、前記研削工程では、ヌープ硬度が１０００以上の砥粒あるいは前記砥粒が固定された研磨紙、ロール、またはブラシを用いて、前記冷延板の研削量が、少なくとも一方の表面において、０．１０～３．００ｇ／ｍ２となるように研削を行う。
　本発明の上記態様によれば、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することができる。
本実施形態に係る方向性電磁鋼板の断面の模式図である。 結晶粒の平均厚み、アスペクト比を測定する方法を説明する図である。 扁平結晶粒における、酸化物層の被覆率の測定方法を説明する図である。
　以下、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板（本実施形態に係る方向性電磁鋼板）及びその製造方法について説明する。
＜方向性電磁鋼板＞
　図１に示すように、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１は、珪素鋼板１１（以下母材鋼板、または単に鋼板と言う場合がある）と、前記珪素鋼板１１の表面に形成されたＭｇ、Ａｌ、及びＳｉの１種以上の酸化物からなる酸化物層２１と、前記酸化物層２１の表面に形成された絶縁被膜層３１とを有する。
　酸化物層２１及び絶縁被膜層３１は、鋼板の片面のみに形成されていてもよいが、両面に形成されていた方が絶縁性等の観点で好ましい。以下それぞれについて説明する。
［珪素鋼板］
（珪素鋼板と酸化物層との界面から板厚方向に５μｍの範囲に、円相当径で０．１～３．０μｍのＭｇ、Ａｌ、Ｓｉの１種以上の酸化物が、０．０１０～０．２００個/μｍ２の密度で存在する）
　方向性電磁鋼板では、仕上焼鈍時にインヒビター(ＡｌＮ等の結晶粒界に存在する析出物)の分解、酸化を抑制し高温まで存在せしめることで、二次再結晶時に高度にＧｏｓｓ方位を集積させる、すなわちより理想Ｇｏｓｓ方位に近い結晶を集積させることが可能となり磁束密度が向上するので、鉄損低減を図ることができる。
　インヒビターとなる析出物のサイズは円相当径にて数１０ｎｍ～約１００ｎｍと非常に小さい。またそのサイズには分布がある。サイズに分布がある場合、サイズの小さいインヒビターは低温で分解・酸化が完了し、インヒビターとして効果が失活する。その場合、理想Ｇｏｓｓ方位により近いＧｏｓｓ方位の二次再結晶が困難となり、磁束密度を向上させることが難しい。一方、インヒビターのサイズ分布を一定に（サイズの差が少なくなるように）制御すれば前記課題は解消するが工業的には極めて困難である。
　これに対し、インヒビターのサイズ分布が生じた状態でも何かしらの方法で分解・酸化を抑制しインヒビターを高温まで存在せしめることができれば、理想Ｇｏｓｓ方位により近い結晶粒の二次再結晶を生じさせることができる。また、インヒビターの分解・酸化の抑制には、耐熱性の高いインヒビターを使用する方法がある。一方インヒビターの成分などに変更を加えず達成する方法として脱炭焼鈍工程にて鋼板表面あるいは表面付近の鋼中に形成されるＳｉの酸化物粒子（以下Ｓｉ系プレ酸化物と称する）が寄与することが知られている。その機構は推測となるが、インヒビターの酸化は仕上焼鈍雰囲気に含まれる微量の酸素が鋼板表面でＡｌＮなどを酸化させることで生じるが、上記のＳｉ系プレ酸化物がその酸化を防止・軽減するためと考えられる。
　しかしながら、このＳｉ系プレ酸化物は珪素鋼板の表面の各部位で形成状態が不均一になりやすい。形成状態が不均一であると、鋼板面内の場所によってインヒビターの分解・酸化の抑制効果にばらつきが生じ、目的の効果が十分に得られない。
　本発明者らは、表面の各部位で仕上焼鈍後の酸化物層の形成状態が不均一になる原因を調査した。その結果、脱炭焼鈍前の珪素鋼板（冷延板）の表面にはＦｅ系酸化物や、冷間圧延時に使用される圧延油に含まれる油性剤あるいは極圧添加剤などと鋼板の表面金属との反応物が、鋼板表面に不均一に存在しており、これらのＦｅ系酸化物や反応物が、脱炭焼鈍時に鋼板表面におけるＳｉ系プレ酸化物が表面から一定の厚み領域に密に厚くかつ均一に形成されることを阻害していることを見出した。
　本発明者らは、冷間圧延時に前記のＦｅ系酸化膜や反応物を均一にすることは困難であるため、それらＳｉ系プレ酸化物の形成阻害因子を無害化する検討を行った。その結果、後述するように、脱炭焼鈍工程前の冷延板の表面（少なくとも一方の面）を、砥粒、あるいは砥粒が固定された研磨紙、ロールまたはブラシを用いて、一定に研削して清浄な金属面を露出させその直後に水性液に接触させるにすることで、鋼板の表面からＳｉ系プレ酸化物の形成阻害因子となるＦｅ系酸化物や反応物を除去でき、脱炭焼鈍工程後にＳｉ系プレ酸化物を鋼板の表面から一定の厚みの領域に、均一に形成することができることを見出した。そのため、これらの知見に基づいて、レーザや電子ビーム、プラズマ等の照射による磁区制御材においてその最適化を行った。
　上記の知見に基づき、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１では、珪素鋼板１１と酸化物層２１との界面から板厚方向に５μｍの範囲に、円相当径が０．１～３．０μｍのＭｇ、Ａｌ、Ｓｉの１種以上の酸化物（酸化物粒子１０１）が、０．０１０～０．２００個/μｍ２の密度で存在する。この酸化物は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉの１種以上の酸化物（複合酸化物を含む）であればよいが、後述する製造条件を前提とした場合には、スピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）、ムライト（２ＳｉＯ２・３Ａｌ２Ｏ３）などのＭｇ、Ａｌ及びＳｉを含む酸化物であることが多い。
　酸化物の個数密度が小さすぎると、酸化物層の鋼板への密着性が悪くなり、後述する扁平結晶粒の形成が不均一となる。一方、個数密度が大きすぎると鋼板の金属部分が占める部分が少なくなるため磁束密度が低下する。また、扁平結晶粒の割合も相対的に小さくなるので鉄損低減の効果が得られにくい。
　脱炭焼鈍後にＳｉ系プレ酸化物が所定の領域に均一に形成されることで、仕上焼鈍においてインヒビター分解・酸化の抑制効果について、鋼板面内でのばらつきが低減され、方向性電磁鋼板において、磁束密度が向上する。また、適切に扁平結晶粒を形成させることで１８０°磁区幅が小さくなり、磁区制御材とした場合でも高い磁束密度に相応し、より鉄損低減効果が得られる。
（珪素鋼板の表面側に、表面に垂直な方向の平均厚みが０．５～５．０μｍ、平均厚みに対する表面に平行な方向の粒幅の比であるアスペクト比が１．５以上、かつ、結晶方位のＧｏｓｓ方位からのずれが１０°以上である、扁平結晶粒が存在する）
（板厚方向の断面において、珪素鋼板と酸化物層との界面の長さに占める、扁平結晶粒の粒界の長さが、５０％以上である）
　上述の通り、本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、主に脱炭焼鈍焼鈍工程などを利用し珪素鋼板（母材鋼板）の表層部（表面から５μｍの範囲）にＳｉ系プレ酸化物を均一に形成させることで、仕上焼鈍時にインヒビターの分解、酸化を抑制し高温まで存在せしめる。この場合、高度にＧｏｓｓ方位を集積、すなわちより理想Ｇｏｓｓ方位に近い結晶を集積させることが可能となり結果磁束密度が向上する。すなわち鉄損低減を図ることができる。
　一方で、より高温で二次再結晶を生じさせるということは、より理想Ｇｏｓｓ方位に近い結晶粒のみ二次再結晶が生じるということである。この場合、二次再結晶するＧｏｓｓ方位粒の数が少なくなるため、鋼板の単位面積当たりのＧｏｓｓ方位粒の数が少なくなる。すなわち、Ｇｏｓｓ方位粒一つあたりの結晶粒径がより大きくなる。
　方向性電磁鋼板に要求される鉄損は、その内訳としてヒステリシス損と渦電流損とに分けられる。ヒステリシス損は磁束密度の向上により低減する。一方渦電流損は板厚の減少、鋼板の比抵抗上昇により低減する古典的渦電流損と、Ｇｏｓｓ方位粒内に形成する磁区幅が小さくなることにより低減する異常渦電流損がある。古典的渦電流損低減における板厚の減少および鋼板の比抵抗上昇は、生産性に影響を及ぼす場合が多いので、異常渦電流損の低減すなわち磁区幅を小さくすることは重要である。磁区幅は一般的にＧｏｓｓ方位の結晶粒径と相関関係にある。一般的には結晶粒径の小径化により方向性電磁鋼板内に生成するいわゆる１８０°磁区の磁区幅も合わせて小さくなる。
　すなわち、上記の酸化物の制御によって磁束密度が向上するものの、結晶粒径の粗大化によって異常渦電流損が増大し、磁束密度の向上に見合った鉄損低減効果は得られないことが懸念される。それはレーザ、電子ビーム、プラズマなどの照射により作成される磁区制御材においても同様である。
　そこで、本発明者らは、磁束密度向上に見合った鉄損低減方法、すなわち理想Ｇｏｓｓ方位結晶粒の存在頻度を高めた上でかつ磁区制御を前提とした場合の異常渦電流損の低減方法、すなわち、磁区幅を小さくする方法について検討を行った。その結果、前記のようにより高温で二次再結晶を生じさせ、より理想Ｇｏｓｓ方位に近い結晶粒のみ二次再結晶を生じさせ、その結晶粒径が大きい場合においても、その鋼板の表面に、扁平かつＧｏｓｓ方位からのずれ角が１０°以上の結晶粒（扁平結晶粒）が存在せしめることにより、エネルギ的に１８０°磁区幅を小さい状態に制御できることができ、渦電流損増加を抑制できることが分かった。この効果はレーザ、電子ビーム、プラズマなどの照射により作成される磁区制御材においてもその効果を発揮する。具体的には、図１のように母材鋼板（珪素鋼板）１１の表面側に、表面に垂直な方向の平均厚みが０．５～５．０μｍ、平均厚みに対する表面に平行な方向の粒幅の比であるアスペクト比が１．５以上、かつ、結晶方位のＧｏｓｓ方位からのずれが１０°以上である、扁平結晶粒１０２が存在する（扁平結晶粒が珪素鋼板の最表層を構成する粒として存在する）場合に磁区制御前でも渦電流損が低減され、磁区制御後にもその効果を享受できることが分かった。
　平均厚みが０．５μｍ未満、アスペクト比が１．５未満、またはＧｏｓｓ方位からのずれが１０°未満の結晶粒では、磁区幅を小さくする効果が十分に得られず、鉄損が十分に低減できない。
　一方、この結晶粒はＧｏｓｓ方位からのずれがあるので、結晶粒の平均厚みが５．０μｍを超えると、全体の磁気特性の劣化、すなわち、磁束密度が低減し鉄損が増加する。
　扁平結晶粒の平均厚みの平均は、そもそも磁区幅を小さくすることができるレーザ、電子ビーム、プラズマ照射などによる熱歪付与下において磁区幅を小さくする効果を十分に得る点で、０．５～２．０μｍであることが好ましい。
　また、上記の磁区細分化効果を十分に得るため、板厚方向の断面において、母材鋼板と酸化物層との界面の長さに占める、扁平結晶粒の粒界の長さが、５０％以上である。
　界面を構成する扁平結晶粒の割合が小さいと、磁区幅を小さくする効果は不十分なため鉄損低減に十分な効果が得られない。
　方向性電磁鋼板の製造方法では、仕上焼鈍の際に、鋼板の板厚方向内部にある微小なＧｏｓｓ方位粒が周囲のＧｏｓｓ方位以外の方位を有する結晶粒を蚕食しながら成長することで、板厚方向内部から板厚表面にかけてさらに圧延方向、幅方向に対してＧｏｓｓ方位粒（珪素鋼板の長手方向が＜１００＞方向で面方向は＜１１０＞方向である結晶粒）の割合が増加する。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、鋼板の表層部に離散的に酸化物が存在することで、板厚内部に存在するＧｏｓｓ方位粒の粒成長に際し、鋼板表層部に微小な扁平状の結晶粒がＧｏｓｓ方位粒に対する蚕食されず残存することで、結果的に扁平状の粒として確認される、「扁平結晶粒」が形成されると考えられる。
　珪素鋼板の表層部（界面から５μｍの範囲）に存在する結晶粒の平均厚み、アスペクト比、結晶方位のずれは、以下の方法で測定することができる。
　鋼板から、圧延方向（ＲＤ方向）に平行な面が断面として得られるよう、例えば２０ｍｍ角程度の試料を切り出し、その断面を鏡面となるよう研磨する。また研磨による歪が鋼板に付与されている状態では、結晶方位の測定が困難となるので、研磨の最終工程ではコロイダルシリカなどの研磨材を用いて歪が入らないよう研磨試料を作成する。当該研磨試料を用いてＦＥ－ＳＥＭにより断面形状を観察し、その後ＥＢＳＤ測定により結晶方位の測定を行う。ＦＥ－ＳＥＭに関しては「ＳＵ－７０」（日立ハイテク社製）が例として用いられ、ＥＢＳＤ測定に関してはＴＳＬソリューションズ社製「Ｄｉｇｉｖｉｅｗ」が例として用いられる。具体的な手法としては以下が例として挙げられる。ＦＥ－ＳＥＭにて断面について５００倍の倍率で、母材鋼板、酸化物層、絶縁被膜層が含まれる範囲を観察し、電子顕微鏡像を得る。電子顕微鏡像における電子密度の差から後述の絶縁被膜層と酸化物層の界面および酸化物層と鋼板の界面を特定する。上記の界面の特定に際して、ＦＥ－ＳＥＭに元素分析装置（ＥＤＳ）が付属されている場合は、Ｐ、Ｂ、Ｏ、Ｆｅなど、絶縁被膜層、酸化物層、珪素鋼板に含まれる元素種の違いから、より精緻に界面を特定することが可能である。
　続いて同じ視野の断面についてＥＢＳＤにより鋼板の結晶方位の測定を行う。具体的には扁平結晶粒が１００個以上含まれると想定される、５００倍の視野において、断面長として、圧延方向に２００μｍ、板厚方向に７０μｍの領域を対象とし、測定点ピッチとして０．２５μｍおきに、結晶方位の測定を行う。結晶方位差が１５°以上である境界を結晶粒界として、この結晶粒界で囲まれる範囲を結晶粒とする。視野のうち、結晶粒の数が１００個未満であった場合、追加の視野について測定を行う。
　この結晶粒に関し、図２に示すように、ａ）～ｄ）に示す方法で結晶粒の平均厚みを求める。
ａ）鋼板の板厚方向（法線方向）に粒の両端を決める仮想線（１）を引く。
ｂ）両端の距離Ｌに対して、結晶粒の両端からそれぞれＬの２．５％のところに板厚方向の仮想線（その間が粒の９５％幅を示す線）（２）を引く。
ｃ）上記ｂ）で引いた仮想線の間（結晶粒の９５％幅部分）について、結晶粒と酸化物層との界面および結晶粒の下側（酸化物層とは反対側の結晶粒界）の包絡線について平均線（３）を引く。
ｄ）上記ｃ）で引いた２つの平均線の距離を厚みｔ（４）として求める（両端と中心、両端と中心の中間点の合計５箇所を平均)。
　また、上記ａ）で引いた粒の両端の範囲をこの結晶粒の幅として、アスペクト比を算出する。
　上記結晶粒のうち、平均厚みが０．５～５．０μｍ、アスペクト比が１．５以上である結晶粒全てについて、Ｆｅのフェライト相の結晶方位を測定する。その上で測定した結晶方位をＩＰＦマップと呼ばれる結晶方位マップとして圧延方向（ＲＤ方向）および鋼板面法線方向（ＮＤ方向）に対する結晶方位を図示したマップ図を得る。各結晶粒のＧｏｓｓ方位との方位差の平均を算出し、Ｇｏｓｓ方位からのずれとする。Ｇｏｓｓ方位からのずれが１０°以上であれば、扁平結晶粒であるとする。
　扁平結晶粒の平均厚みの平均（単純平均）は、上記で得られた各扁平結晶粒の平均厚みの和を、扁平結晶粒の数で除することで得られる。
　扁平結晶粒は、圧延方向（長手方向）及び幅方向に扁平であることから、板厚方向の断面であれば、いずれの方法で観察してもよいが、上述の鋼板を圧延方向（ＲＤ方向）に平行な面を断面として得てＥＢＳＤで結晶方位マップを得て「扁平結晶粒」の存在を確認する方法が、精度が高いので好ましい。他にも単に「扁平結晶粒」の存在を確認する方法として圧延方向（ＲＤ方向）に平行な面を研磨し平滑な断面として得た後、通称ナイタール法（硝酸エタノール法、ＪＩＳ－Ｇ－０５５３（２０１９）などに記載）などにより結晶粒界を現出する方法により確認する方法はあるものの、本手法では結晶方位の特定は出来ず、別にＥＢＳＤ等により結晶方位測定の必要があるので、本実施形態では前記のＦＥ－ＳＥＭとＥＢＳＤとを併用する方法が最も適している。
　また、母材鋼板と酸化物層との界面の長さに占める、扁平結晶粒の粒界の長さの割合は、以下の方法で求めることができる。
　例えば５００倍の倍率で観察した視野において、圧延方向の断面長として珪素鋼板と酸化物層との界面について、２００μｍの領域を対象として、ＳＥＭ観察およびＥＢＳＤ測定を行う。これを５箇所、すなわち、界面長さとして１０００μｍ分についてＳＥＭ観察およびＥＢＳＤ測定を行う。珪素鋼板と酸化物層との界面の長さ（１０００μｍ）のうち、平均厚みが０．５～５．０μｍ、アスペクト比が１．５以上、Ｇｏｓｓ方位との方位差が１０°以上の扁平結晶粒の粒界が占める割合（百分率）を測定する。
　絶縁被膜層、酸化物層、珪素鋼板の界面や、扁平結晶粒の同定等、は上記と同等の要領で行うことができる。
　測定に際しては、測定範囲Ｂのうち、珪素鋼板の表面に酸化物層が形成されている長さをＢ’とし（測定範囲全域に酸化物層が形成されているのであればＢ＝Ｂ’）このうち、珪素鋼板の最表層に扁平結晶粒が形成され、珪素鋼板と酸化物層との界面が、扁平結晶粒の結晶粒界である部分の長さをｂ１、ｂ２．．．ｂｉとし（図ではｉ＝３）、ｂ１～ｂｉの長さの合計（Σｂｉ）を珪素鋼板の表面に酸化物層が形成されている長さをＢ’で除する（Σｂｉ／Ｂ’）ことで、母材鋼板と酸化物層との界面の長さに占める、扁平結晶粒の粒界の長さの割合を測定する。
（熱歪）
　圧延方向と交差する方向に延在する線状の熱歪を圧延方向に周期的に形成することで、磁区制御を行うことができる。本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、方向性電磁鋼板の製造において絶縁被膜形成工程後に鋼板に熱歪を付与する。
　具体的には、仕上焼鈍後の鋼板に、張力付与機能を有する絶縁被膜成分を含有するコーティング液を塗布後、被膜の焼付と鋼板の平坦化を兼ねた焼鈍を行う。この焼付及び平坦化のための焼鈍の後、鋼板に熱歪を付与する。
　熱歪は、方向性電磁鋼板圧延方向に対して８０～１００°の方向に延在する直線状の熱歪とする。この熱歪は圧延方向に周期的に複数存在し、隣り合う熱歪付与領域の圧延方向の間隔が、１．０～２０．０ｍｍである。熱歪は、それぞれが略平行で、その圧延方向の間隔は等間隔であることが好ましい。熱歪付与領域の間隔とは、熱歪付与領域の中心から隣の熱歪付与領域の中心までの距離である。熱歪は、後述するようにレーザ、電子ビーム、プラズマ照射によって付与することができる。
　上述した扁平結晶粒による異常渦電流損低減効果は、熱歪付与領域の形成によって磁区制御を行った場合でもその効果が発揮される。さらに、以下のような熱歪付与型磁区制御において副次的な効果を有する。
　すなわち、鋼板の面内全域にて酸化物を表面から一定の厚み領域にかつできるだけ均一に形成するということは、表面の色調分布をより均一化することになる。また、鋼板の表層及び表面に生成する酸化物を一定の厚み方向に形成させることは、鋼板面内全域の放射率を上昇させた上で均一化させることとなる。すなわち熱歪を付与する際、レーザや電子ビーム照射によりエネルギを均一にかつ吸収させやすくなることで、鉄損低減およびばらつきの低減が可能となり結果的に鋼板各箇所で磁区幅を小さくすることでき、結果鉄損低減が可能となる。
　言い換えれば、扁平結晶粒を制御した鋼板では、熱歪付与による磁区制御を行うことで、相乗効果によって、それぞれを単独で行った場合に比べ、より高い効果が得られる。
　母材鋼板（珪素鋼板）の化学組成は限定されず、公知の方向性電磁鋼板の母材鋼板と同等であればよい。例えば、以下に記載の範囲の組成が挙げられる。
　母材鋼板の化学組成は、質量％で、Ｓｉ：２．００～６．００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。この化学組成は、結晶方位を｛１１０｝＜００１＞方位に集積させたＧｏｓｓ集合組織に制御し、良好な磁気特性を確保するためである。その他の元素については、特に限定されるものではなく、Ｆｅに置き換えて、公知の元素を公知の範囲で含有することが許容される。Ｓｉ以外の代表的な元素の代表的な含有範囲（質量％）は以下のようである。
　　Ｃ：０～０．００５０％
　　Ｍｎ：０～１．０％
　　Ｓ：０～０．０１５０％
　　Ｓｅ：０～０．０１５０％
　　Ａｌ：０～０．０６５０％
　　Ｎ：０～０．００５０％
　　Ｃｕ：０～０．４０％
　　Ｂｉ：０～０．０１０％
　　Ｂ：０～０．０８０％
　　Ｐ：０～０．５０％
　　Ｔｉ：０～０．０１５０％
　　Ｓｎ：０～０．１０％
　　Ｓｂ：０～０．１０％
　　Ｃｒ：０～０．３０％
　　Ｎｉ：０～１．０％
　　Ｎｂ：０～０．０３０％
　　Ｖ：０～０．０３０％
　　Ｍｏ：０～０．０３０％
　　Ｔａ：０～０．０３０％
　　Ｗ：０～０．０３０％
　これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよいので下限値を制限する必要がなく、実質的に含有していなくてもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、本発明の効果は損なわれない。不純物は意図せず含有される元素を指し、母材鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入する元素を意味する。
　珪素鋼板の化学組成は、母材鋼板を塩酸などで酸分解して得られた溶液とする。その上で予め濃度が既知の各元素溶液をＩＣＰ（誘導結合プラズマ）分析により検量線を求め、その上で前記得られた溶液の分析を行い、含有する元素について定量し求めることができる。
　母材鋼板（珪素鋼板）の表面に酸化物層及び絶縁被膜層が形成されている方向性電磁鋼板の場合、酸化物層及び絶縁被膜層を除去してから測定する。
　絶縁被膜層は、方向性電磁鋼板を、ＮａＯＨ：３０～５０質量％及びＨ２Ｏ：５０～７０質量％を含有し、８０～９０℃の水酸化ナトリウム水溶液に、７～１０分間浸漬することで、除去することができる。
　また、絶縁被膜層が除去された方向性電磁鋼板を水洗し、水洗後、温風のブロアーで１分間弱、乾燥させる。乾燥後の方向性電磁鋼板（絶縁被膜層を備えていない方向性電磁鋼板）を、１０質量％のＨＣｌを含有し、８０～９０℃の塩酸水溶液に、１～１０分間浸漬することで、酸化物層を除去することができる。
　浸漬後の母材鋼板を水洗し、水洗後、温風のブロアーで１分間弱、乾燥させることで、酸化物層及び絶縁被膜層を有する方向性電磁鋼板から、母材鋼板（珪素鋼板）を取り出すことができる。
（板厚）
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板の珪素鋼板（母材鋼板）の板厚は限定されないが、その鉄損値を考慮した場合、０．１５～０．３５ｍｍであることが好ましい。０．３５ｍｍを超えると板厚が大きいため、前述の古典的渦電流損が大きくなり、鉄損が大きくなる。一方、板厚が０．１５ｍｍよりも小さいと圧延効率が低下し生産性面、コスト面で不利である。
［酸化物層］
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、珪素鋼板（母材鋼板）の表面にＭｇ、Ａｌ、及びＳｉの１種以上の酸化物からなる酸化物層が形成されている。
　この酸化物層は、仕上焼鈍の際に、焼鈍分離剤に含まれるＭｇ及び／またはＡｌと鋼板表面に形成されたＳｉ系プレ酸化物とが固相反応して形成される。例えば、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を用いた場合、酸化物層として、主にフォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）被膜の層が形成される。また鋼中にインヒビターとして含有されるＡｌＮは仕上焼鈍の後半で珪素鋼板の表面において、焼鈍雰囲気中の酸素により酸化される。これに伴い、スピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）あるいはアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）、あるいはムライト（２ＳｉＯ２・３Ａｌ２Ｏ３）が生成される。実質的にＭｇＯのみからなる焼鈍分離剤を使用する場合は、ほぼスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）として生成する。
　この酸化物層が、扁平結晶粒の表面を覆うことで、その上層に施される絶縁被膜層との密着性を向上させるという効果が得られる。十分な効果を得る場合、扁平結晶粒における、酸化物層の被覆率が５０％以上であることが好ましい。
　被覆率は、以下の方法で求めることができる。すなわち、前述の要領でＥＢＳＤにより扁平結晶粒の存在を特定する。その上で各扁平結晶粒のＦＥ－ＳＥＭ像あるいはＦＥ－ＳＥＭ像を元にＥＤＳ等で元素分析を行った元素分析像に着目する。扁平結晶粒において絶縁被膜層と扁平結晶粒の間あるいは扁平結晶粒の表面側から鋼板内部の方向の投影部にＭｇ、Ａｌ、及びＳｉの１種以上の酸化物層が存在する長さを計測する。酸化物層または絶縁被膜層と扁平結晶粒との界面長さとして１０００μｍ分について酸化物層が存在する長さ率を百分率として求める。
　例えば、図３のような状態であれば、（Ａ１＋Ａ２＋Ａ３）／（ａ１＋ａ２＋ａ３）×１００で被覆率（％）を求めることができる。
［絶縁被膜層］
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、酸化物層の表面に（上層として）絶縁被膜層が形成されている。この絶縁被膜層は、方向性電磁鋼板を変圧器として用いる際に必要不可欠である。方向性電磁鋼板は変圧器として使用する際に積層して使用されるが、その積層された鋼板（珪素鋼板）間が短絡すると変圧器鉄心に渦電流が発生し鉄心鉄損増加の要因となる。そのため鋼板表面に絶縁被膜の層を形成し、電気絶縁性を付与することで変圧器の鉄心鉄損を低減する。また方向性電磁鋼板の絶縁被膜において鋼板に張力を付与することで、磁区幅を小さくすることができ異常渦電流損の低減、ひいては鉄損低減を図ることができる。
　また方向性電磁鋼板の絶縁被膜に関しては、上記のような電気絶縁性以外にも、耐蝕性、耐熱性、すべり性といった鉄心作成時に必要な種々の特性が具備することが求められる。それらのニーズを踏まえ絶縁被膜には、例えば、リン酸塩とコロイダルシリカとを主成分とする被膜種が用いられる。また鋼板により大きな張力を付与することを目的として、ほう酸アルミを主成分とするものやほう酸アルミとシリカからなる被膜が用いられる場合もある。いずれの被膜も、それらに含まれる成分を溶解あるいは分散させたコーティング液を酸化物層の表面に塗布し、焼付けることによって形成される公知の被膜であってよい。
＜製造方法＞
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、製造方法によらず上記の特徴を有していれば、その効果は得られるが、以下の工程を含む製造方法であれば安定して製造できるので好ましい。
（Ｉ）スラブを、加熱して熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、
（ＩＩ）前記熱間圧延工程後の前記熱延板を焼鈍する熱延板焼鈍工程と、
（ＩＩＩ）前記熱延板焼鈍工程後の前記熱延板を、酸洗する酸洗工程と、
（ＩＶ）前記酸洗工程後の前記熱延板を、冷間圧延して冷延板とする冷間圧延工程と、
（Ｖ）前記冷間圧延工程後の前記冷延板の表面を研削する研削工程と、
（ＶＩ）前記研削工程後の前記冷延板を、ｐＨ４．０～１０．０の水性液に接触させる、接触工程と、
（ＶＩＩ）前記接触工程後の前記冷延板に、脱炭焼鈍を行う脱炭焼鈍工程と、
（ＶＩＩＩ）前記脱炭焼鈍工程後の前記冷延板に焼鈍分離剤を塗布した後に、仕上焼鈍し、珪素鋼板（母材鋼板）となる前記冷延板の表面にＭｇ、Ａｌ、及びＳｉの１種以上の酸化物からなる酸化物層を形成する仕上焼鈍工程と、
（ＩＸ）前記仕上焼鈍工程後の前記酸化物層の表面に、絶縁被膜層を形成し、前記珪素鋼板、前記酸化物層、及び前記絶縁被膜層を備える方向性電磁鋼板を得る、絶縁被膜形成工程と、
（Ｘ）前記絶縁被膜形成工程後の前記方向性電磁鋼板の表面に、レーザ、電子ビーム、またはプラズマを照射し、前記珪素鋼板の表面に、圧延方向に対して８０～１００°の角度をなす方向に延在する、直線状の熱歪を、前記圧延方向の間隔がそれぞれ１．０～２０．０ｍｍとなるように複数形成する、磁区制御工程。
　また、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法はさらに、以下の工程のいずれか１つ以上を有していてもよい。
（ＸＩ）前記冷延板の窒素量を増加させる窒化処理工程。
　これらの内、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、研削工程、接触工程、磁区制御工程に特徴がある。一方、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、仕上焼鈍工程、絶縁被膜形成工程については、公知の条件で行うことができる。
　以下、好ましい条件について説明する。説明しない条件についても、公知の条件で行うことができる。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、所定の化学組成（本実施形態に係る方向性電磁鋼板の珪素鋼板の化学組成に応じた化学組成）を有するスラブを、加熱して熱間圧延して熱延板とする。
　その条件は、限定されないが、スラブ加熱温度は、例えば１０００～１４００℃である。
　熱間圧延に供するスラブの化学組成は、方向性電磁鋼板として得たい化学組成に応じ、各工程での化学組成の変化を考慮して決定すればよい。
　上述した好ましい本実施形態に係る方向性電磁鋼板の珪素鋼板の化学組成を得る場合、例えば以下の化学組成を有するスラブを用いることが好ましい。
　質量％で、Ｃ：０．０４０～０．１００％、Ｓｉ：２．００～４．００％を含有し、その他、インヒビターとして、ＡｌＮ、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、ＢＮとなるように、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｅ、Ｓ、Ｂ、Ｎなどを所定の範囲で含有し、さらに、必要に応じてＣｕ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂｉ、Ｓｂなどの元素が含有される化学組成が例示される。
　スラブを得る方法は限定されない。例えば所定の化学組成を有する溶鋼を溶製し、その溶鋼を用いて製造すればよい。連続鋳造法によりスラブを製造してもよく、溶鋼を用いてインゴットを製造し、インゴットを分塊圧延してスラブを製造してもよい。また、他の方法によりスラブを製造してもよい。
　スラブの厚さは、特に限定されないが、たとえば、１５０～３５０ｍｍである。スラブの厚さは好ましくは、２２０～２８０ｍｍである。スラブとして、厚さが１０～７０ｍｍの、いわゆる薄スラブを用いてもよい。
　熱間圧延によりいわゆる熱延板（熱延鋼板）を得る。熱延板の板厚（仕上板厚）は特に限定されない。但し熱延板に熱延板焼鈍を施し、酸洗後、冷間圧延がなされるが、いわゆる冷間圧延率は方向性電磁鋼板の磁気特性に影響を及ぼすことが知られており、最終板厚に対して必要な冷間圧延率を加味した形で熱延板の板厚が選択される。例えば最終板厚が０．２０～０．３０ｍｍの場合、熱延板の仕上板厚は２．０～４．０ｍｍの範囲が好ましい。
［熱延板焼鈍工程］
　熱延板焼鈍工程では、熱間圧延工程後の前記熱延板を焼鈍する。このような焼鈍処理を施すことで、鋼板組織に再結晶が生じ、良好な磁気特性を実現することが可能となる。
　本実施形態の熱延板焼鈍工程では、公知の方法に従い、熱間圧延工程を経て製造された熱延板を焼鈍すればよい。焼鈍に際して熱延板を加熱する手段については、特に限定されるものではなく、公知の加熱方式を採用することが可能である。例えばいわゆる連続焼鈍でもよく、熱延板をコイル状のものとしてバッチ焼鈍としても良い。また、焼鈍条件についても、特に限定されるものではないが、例えば、熱延板に対して、９００～１２００℃の温度域で１０秒～５分間の焼鈍を行うことができる。また雰囲気は特に制限されるものではないが、鋼板の酸化は抑制した方が好ましく窒素やアルゴン、水素などの非酸化雰囲気で行うことが好ましい。
［酸洗工程］
　酸洗工程では、熱延板焼鈍工程後の熱延板を、酸洗し、熱間圧延および熱延板焼鈍にて表面に生成したスケール（酸化物）を除去する。本実施形態の酸洗工程では、公知の方法が用いられる。酸洗液としては塩酸や硫酸、硝酸など公知の酸が用いられる。また酸洗液には必要に応じ公知の酸洗抑制剤や酸洗促進剤等を添加してもよい。さらに鋼板を酸洗液に接触させる前に、スケールと鋼板の界面に酸洗液を浸透させ、酸洗効率を向上させる目的で、酸洗前に鋼板へのショットブラスト等の物理的な処理を行うことも可能である。
［冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、熱延板焼鈍工程後の熱延板を、酸洗し、冷間圧延して冷延板とする。冷間圧延は、一回の（中間焼鈍を挟まない一連の）冷間圧延でもよく、冷延工程の最終パスの前に、冷延を中断し少なくとも１回または２回以上の中間焼鈍を実施して、中間焼鈍をはさむ複数回の冷間圧延を施してもよい。
　冷間圧延の条件は、公知の方法に従えばよい。方向性電磁鋼板における冷間圧延率はその磁気特性に大きく影響をおよぼす。特に最終圧下率の影響は大きく、最終圧下率を８０～９５％の範囲内とすることができる。最終圧下率とは、冷間圧延の累積圧下率であり、中間焼鈍を行う場合には、最終中間焼鈍後の冷間圧延の累積圧下率である。
　中間焼鈍を行う場合、例えば８００～１２００℃の温度に５～１８０秒間保持する。焼鈍雰囲気は特には限定されないが、鋼板の酸化を防ぐため、窒素やアルゴン、水素などの非酸化雰囲気で行うことが好ましい。また焼鈍方法としていわゆる連続焼鈍でもコイル形状でのバッチ焼鈍でもいずれでも良く、他の手法でもよい。中間焼鈍の回数は製造コストを考慮すると３回以内が好ましい。
［研削工程］
　研削工程では、冷間圧延工程後の冷延板の表面を研削する。その際、ヌープ硬度が１０００以上の砥粒、あるいは前記砥粒が固定された研磨紙、ロール、またはブラシを用いて、研削を行う。コイル状の冷延板に対して研削を行う場合、通板ラインを用いて連続的に研削することが生産性面および品質面で好ましい。その場合主に砥粒がブラシ内に固定されたものを用いるのが一般的である。もちろんコイルではなく板状の冷延板も用いることが可能で、その場合は研磨紙などにより研削することも可能である。
　上述したように、仕上焼鈍時にインヒビター(ＡｌＮ等の結晶粒界に存在する析出物)をなるべく高温まで存在させることで、より理想Ｇｏｓｓ方位に近い結晶方位を有する結晶粒のみを粒成長させることとなり、磁束密度が向上する。
　しかしながら、インヒビターのサイズは数１０～約１００ｎｍと非常に小さいものの、そのサイズには分布がある。サイズに分布がある場合、サイズの小さいインヒビターは低温で分解が始まる。その場合、Ｇｏｓｓ方位（理想Ｇｏｓｓ方位）に近い結晶粒のみの二次再結晶が困難となり、磁束密度を向上させることが難しい。一方、インヒビターのサイズを好ましいサイズに一定に（サイズの差が少なくなるように）制御することは工業的には極めて困難である。
　これに対し、インヒビターの分解・酸化を抑制することで、インヒビターを高温まで存在させることができれば、よりＧｏｓｓ方位に近い結晶粒のみの二次再結晶を生じさせることができる。また、インヒビターの分解・酸化の抑制には、脱炭焼鈍工程に母材鋼板（となる冷延板）に形成される前述のＳｉ系プレ酸化物が寄与することが知られている。
　しかしながら、このＳｉ系プレ酸化物は脱炭焼鈍工程の前工程の影響を受けやすく、鋼板表面の各部位で形成状態が不均一になりやすい。その形成状態が不均一であると、鋼板面内の場所によってインヒビターの分解・酸化の抑制効果にばらつきが生じ、目的の効果が得られない。
　そのため、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、仕上焼鈍後の酸化物層の形成状態を鋼板の表面の一定の厚み領域にかつできるだけ均一とするため、それらの酸化物層の均一な形成を阻害している冷間圧延等の実施に伴って鋼板表面に不均一に形成されたＦｅ系酸化物や、油性剤あるいは極圧添加剤などの鋼板表面との反応物を、鋼板表面を研削することで脱炭焼鈍前に鋼板表面から除去する。
　具体的には、ヌープ硬度が１０００以上の砥粒、あるいは前記砥粒が固定された研磨紙、ロールまたはブラシを用いて、鋼板の少なくとも一方の面を研削することと合わせて鋼板表面からＦｅ系酸化膜や反応物を除去する。ヌープ硬度が１０００未満であると、鋼板に対して砥粒の硬さが不足するため研削が行いにくくなる。または研削効率が低下する。また、砥粒の最大粒子径が３０μｍ未満であると、鋼板表面の粗さに対して砥粒の粒子径が相対的に小さくなるため研削が行いにくくなる、または研削効率が低下するので好ましくない。一方、最大粒子径が３００μｍを超えると、鋼板表面の粗さに対して砥粒の粒子径が相対的に大きくなりすぎるため研削時に表面きずが目立ちやすく製品の外観の品位が低下するので好ましくない。ヌープ硬度の上限は限定されないが、硬い砥粒は脆くなりやすく、砥粒を含む研磨紙やロール、ブラシなどの連続使用にて研削不良などの支障が生じやすいため、８０００以下が好ましく、５０００以下がより好ましい。砥粒としては主にアルミナ（ヌープ硬度約２０００）、あるいは炭化珪素（ヌープ硬度約２５００）、窒化ほう素（ヌープ硬度約５０００）、ダイヤモンド（ヌープ硬度約７０００）などが用いられる。
　具体的に、冷延板を研削する際の工程について砥粒入りブラシロールを用いた場合を例にとって説明する。ブラシロールは金属製ロールに表面に樹脂ライニングを行い、アクリル樹脂などに作成した繊維に前記砥粒を埋め込んだものを、ロール表面の樹脂層表面に毛状に植え付けたものである。連続通板ラインでの適用を例にとり説明すると、ブラシロールにより鋼板を研削する際の鋼板の通板速度はおよそ２０～２００ｍｐｍ（ｍｅｔｅｒ　ｐｅｒ　ｍｉｎｕｔｅ）の範囲であり鋼板を移動させながら、鋼板とブラシロールが接触する位置では鋼板通板方向と対向する方向に回転するブラシロールを鋼板に接触させて鋼板を研削する。ブラシロールにて鋼板を研削する際には鋼板をブラシロールとアイドルロールで挟み込み、さらに通板ライン（パスライン）に対してブラシロールをアイドルロール側に圧下押し込み研削を行う。この時の圧下量が１．０～５．０ｍｍ程度が好適とされている。ブラシロール径は通常２００～５００ｍｍ程度のものが用いられる。小さすぎるとブラシや砥粒の摩耗が早く、大きすぎると金属製ロールが大きくなりすぎ設備が大掛かりとなるためである。ブラシは前記のように鋼板の通板方向と対向方向に回転させ研削を行う。鋼板の通板速度は前記のように２０～２００ｍｐｍの範囲であるが、その場合ブラシの回転速度はおよそ５００～２０００ｍｐｍ程度が研削量を所定範囲とするために好適とされている。回転速度が小さいと研削量が小さくなり、研削量を増加させるために圧下量を大きくするとブラシロールと鋼板の通板が対向であるがため、鋼板とブラシロール間の摩擦力により鋼板がスムーズに通板せず寸動が生じるいわゆる「ビビリ」が生じやすくなる。「ビビリ」は鋼板表面の研削が不均一となるため極めて好ましくなく避けるべき事象である。またブラシロールの回転速度が２０００ｍｐｍより大きくなるとブラシロールと鋼板の通板との摩擦力が大きくなりすぎ、前記の「ビビリ」が生じるだけでなくブラシロールを駆動するモータに対して過負荷が生じるので好ましくない。
　また、冷延板の表面に不均一に形成したＦｅ系酸化膜や反応物十分な除去を行うため、研削量は、少なくとも一方の表面において、０．１０ｇ／ｍ２以上とする。前記Ｆｅ系酸化膜や反応物は鋼板表面から十分に除去される一方、砥粒の使用寿命が短くなることや研削に伴いスラッジ発生が顕著となり、その処理に手間がかかることは押し込み等による鋼板表面の欠陥原因となるので、研削量は３．００ｇ／ｍ２以下とする。
　研削量は研削前後の鋼板の重量差から確認することができる。研削量は片面当りの研削量であり、研削を両面行った場合は両面あたりの研削量として求められ、便宜的にその数値を半分として求められる。Ｆｅ系酸化膜や反応物を鋼板全面から除去する観点で研削量が好適な範囲は０．３０ｇ／ｍ２以上３．００ｇ／ｍ２以下である。
［接触工程］
　接触工程では、研削工程後かつ脱炭焼鈍工程前に、冷延板の表面を、ｐＨ４．０～１０．０の水性液に接触させる。これにより、鋼板表面に付着した砥粒および研削時に発生した鋼スラッジを除去する。前記水性液としてイオン交換水でも良い。またそれらにＣａ、Ｍｇなどのミネラルを含んだものでも良く、対イオンとして炭酸やケイ酸を含むものでも良い。また硫酸や硝酸、りん酸、炭酸、カルボン酸、ホスホン酸などから選ばれる酸を０．０１ｗｔ％程度加え、アルカリ金属やアルカリ土類金属などでｐＨ調整したものを用いてもよい。特にカルボン酸やホスホン酸は砥粒やスラッジを鋼板から除去する効果が高い。イオン交換水の場合、溶損防止の観点から、その電気伝導度は、０．１～１０μＳ／ｃｍであることが好ましい。
　ｐＨが４．０未満であると、酸性水性液による鋼板表面のエッチングにより鋼板の溶損が発生する。ｐＨが１０．０超であると、アルカリ性水性液作用により、研削後の金属面の酸化を促すため、研削工程で鋼板表面に不均一に形成されたＦｅ系酸化物を除去したにも関わらず、その効果を減じるものとなる。この場合、仕上焼鈍後の酸化物層および酸化物粒子の均一な形成という当初の目的の効果が十分に得られない。
　上記の目的のためには、接触時間は０．１～６０秒が好ましく、１～６０秒がより好ましい。５～６０秒が更に好ましい。水性液の流量は１～１００Ｌ／ｍｉｎが好ましい。
　また、接触工程を行うことで、砥粒やスラッジを鋼板表面から除去でき、仕上焼鈍後の酸化物層および酸化物粒子の均一形成の阻害因子を回避できる。
　接触工程を行う場合、上記の目的に鑑みて、研削工程後に行う。
　研削工程中にも冷延板の表面を水性液に接触させてもよいが、研削工程後に接触工程を行わなければ、上記の効果は得られない。
［脱炭焼鈍工程］
　脱炭焼鈍工程では、研削工程後の冷延板に、脱炭焼鈍を行う。この脱炭焼鈍では、鋼板から磁気特性に悪影響を及ぼすＣが除去（脱炭）されるとともに、冷延板が一次再結晶する。
　脱炭焼鈍条件は限定されないが、脱炭のための窒素水素混合雰囲気とし加湿により酸素ポテンシャルを高めた雰囲気にて焼鈍がなされる。また合わせて一次再結晶組織を形成させることが必要なため、再結晶に必要な焼鈍温度と当該焼鈍温度で脱炭可能な酸素ポテンシャルの観点で加湿温度（露点）が決定される。焼鈍温度は７００～９００℃程度であり、一般的に連続焼鈍工程にて焼鈍がなされるため、６０秒程度の均熱がなされる。前記のように脱炭のため酸素ポテンシャルの高い加湿雰囲気で焼鈍するので、いわゆる鋼中に含まれるＳｉが鋼板表面に層状の酸化物としてまた鋼板内部に酸化物粒子として形成することが知られている（以下前記同様Ｓｉ系プレ酸化物と称する）。
［窒化処理工程］
　窒化処理工程では、鋼板の窒素量を増加させ窒化物を増加させることで、仕上焼鈍工程にてよりＧｏｓｓ方位に近い結晶粒の二次再結晶を促進させる。窒化処理工程では、窒化処理後の鋼板の窒素量を０．０１５～０．０５０質量％とすることが好ましい。窒化処理の方法は限定されず、公知の方法でよい。
　窒化処理工程は必須ではなく、省略してもよい。窒化処理を行う場合、脱炭焼鈍工程と仕上焼鈍工程の間に行うことが好ましい。
［仕上焼鈍工程］
　仕上焼鈍工程では、脱炭焼鈍工程後（窒化処理を行った場合には窒化処理工程後）の冷延板に焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍し、母材鋼板（珪素鋼板）となる冷延板の表面にＭｇ、Ａｌ、及びＳｉの１種以上の酸化物からなる酸化物層を形成する。
　仕上焼鈍は、焼鈍時間が長いため通常鋼板をコイル状に巻き取ってバッチ焼鈍にて行う。鋼板温度が１２００℃程度まで高まるため、コイル状の鋼板が焼付かないように、焼鈍分離剤が塗布される。焼鈍分離剤は、一般に主としてＭｇＯが使用される。このような焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を行うことで、焼鈍分離剤に含まれるＭｇと、脱炭焼鈍工程で、鋼板表面に形成されたＳｉ系プレ酸化物とが固相反応し、冷延板の表面にＭｇ、およびＳｉの１種以上の酸化物からなる酸化物層が形成される。例えば、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を用いた場合、酸化物層として、主にフォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）被膜の層が形成される。また鋼中にインヒビターとして含有されるＡｌＮは仕上焼鈍の後半で鋼板表面において焼鈍雰囲気中の酸素により酸化されるが、その際にスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）あるいはアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）、あるいはムライト（２ＳｉＯ２・３Ａｌ２Ｏ３）として形成する。実質的にＭｇＯのみからなる焼鈍分離剤を使用する場合は、ほぼスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）として生成する。
　また、仕上焼鈍工程では、鋼板の加熱により脱炭焼鈍工程で得られた一次再結晶粒を二次再結晶させ、Ｇｏｓｓ方位を有する結晶粒を得るとともに、１２００℃に近い焼鈍温度で所定時間保持することで、インヒビターとしての役割を終えた窒化物（例：ＡｌＮ）や硫化物（例：ＭｎＳ）などの鋼中析出物を磁気特性に悪影響を及ぼさないように除去（純化）する。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、仕上焼鈍に供する冷延板において、インヒビターのサイズが通常よりも大きくかつ均一に制御されている。そのため、Ｇｏｓｓ方位に近い結晶粒（Ｇｏｓｓ方位に近い方位を有する結晶粒）のみの二次再結晶が生じる。
　仕上焼鈍の条件は限定されないが、例えば室温から１０～１００℃／ｈの範囲で昇温し、一般的にＧｏｓｓ方位に二次再結晶が生じるとされている９００～１０００℃の温度範囲においては５～２０℃／ｈで昇温し、Ｇｏｓｓ方位に優先成長（二次再結晶）を促し、その後前記のように１２００℃付近（例えば１１５０～１２５０℃）で役割を終えたインヒビターの純化を行う。その後は水素や窒素などの非酸化雰囲気で徐冷しコイルを炉から取り出す。
［絶縁被膜形成工程］
　仕上焼鈍工程が終了したコイルには後の絶縁被膜形成工程で鋼板の際表面となる部位に絶縁被膜層が形成される、方向性電磁鋼板において変圧器製造に積層され使用されるが、変圧器として動作時にその積層間の短絡があると、鉄損が増加しさらには変圧器の焼損が生じることもあるため絶縁被膜形成工程は重要な工程である。仕上焼鈍工程後のコイルの焼鈍分離剤を水洗や酸洗により除去し、鋼板表面に形成している酸化物層の表面に、絶縁被膜層を形成する。
　例えば、絶縁被膜層は、仕上焼鈍後の冷延板（母材鋼板＋酸化物層）に、燐酸又は燐酸塩、コロイド状シリカ、及び、無水クロム酸又はクロム酸塩を含むコ－ティング溶液を塗布し、３００～９５０℃で１０秒以上焼き付け乾燥することにより、形成することができる。焼付時の雰囲気は特に制限されるものではないが、鋼板の酸化は抑制した方が好ましく窒素やアルゴン、水素などの非酸化雰囲気で行うことが好ましい。また被膜種としては前記のりん酸塩ではなくほう酸とアルミナゾルを主成分とするコーティング液あるいは、ほう酸とアルミノケイ酸塩（カオリン鉱物など）などを主成分とするコーティング液を使用し、ほう酸アルミを主成分とする絶縁被膜を形成することも可能である。ほう酸アルミ適用により大きな張力を鋼板に付与できるので、鉄損が低減できる。またこの工程では前記の仕上焼鈍におけるバッチ焼鈍にてコイル形状となった鋼板を、連続焼鈍にて平坦化する役割も果たしている。即ち絶縁被膜の焼付とコイル形状の鋼板を８００℃程度で一定の張力を付与しながら連続焼鈍を行い、平坦な鋼板を得る。そのため平坦化焼鈍工程とも呼ばれることがある。
　これらの工程を経て、母材鋼板（珪素鋼板）、酸化物層、及び絶縁被膜層を備える方向性電磁鋼板を得ることができる。
［磁区制御工程］
　磁区制御工程では、絶縁被膜形成工程後の方向性電磁鋼板に、レーザ、電子ビームまたはプラズマを照射し、母材鋼板の表面に、圧延方向に対して８０～１００°の角度をなす方向に延在する、直線状の熱歪を、前記圧延方向の間隔がそれぞれ１．０～２０．０ｍｍとなるように複数形成する。
　方向性電磁鋼板の表面に上記の熱歪付与領域を形成することで、磁区が細分化され、鉄損が低減する。熱歪の方向、間隔等が上記範囲外であると、十分な効果が得られない。
　熱歪は、レーザ、電子ビーム、プラズマ等を、母材鋼板が溶融しない条件で照射することで付与することができる。その条件は限定されないが、例えばレーザ照射であれば、レーザとして連続波レーザあるいはパルスレーザを用いて行われる。例えば特許文献１に記載のように平均エネルギ密度は０．８～２．０ｍＪ／ｍｍ２の範囲に制御することが好ましい。
（実施例１）
　Ｓｉ：３．２５質量％、Ｍｎ：０．１３質量％、Ｓ：０．００６質量％、Ｃ：０．０５０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２５質量％、Ｎ：０．００７質量％を含む溶鋼を連続鋳造して厚み３００ｍｍのスラブを得た。
　スラブを窒素雰囲気に調整した電気炉内にて１１５０℃で６０分間加熱後、粗熱延し板厚４０ｍｍの鋼板を得てから、さらに、仕上圧延を行って板厚が２．３ｍｍの熱延板を得た。
　その後、窒素雰囲気に調整した連続焼鈍炉にて１１００℃で６０秒加熱後冷却する熱延板焼鈍を行った。
　得られた鋼板（熱延板）を１０％塩酸にて酸洗し、鋼板のスケールを除去した。
　その後、冷間圧延を行い板厚が０．２２ｍｍの冷延板を得た。
　得られた冷延板を、表１に記載した各種砥粒入りのブラシを用いて、表面を研削した。研削終了後、ｐＨ＝２．５～１２．０のイオン交換水を表面に接触させた。ただし、比較として一部の鋼板については、研削を行わない鋼板および研削後イオン交換水に接触させない鋼板とした。接触に際しては、接触時間は５秒、水性液の流量は、１０Ｌ／ｍｉｎとした。
　研削及び水性液との接触を行った鋼板（いずれも行わなかった場合には冷間圧延後の冷延板、または水性液との接触を行わなかった場合には研削工程後の冷延板）について、幅１．０ｍ、長さ１．０ｍのサンプルを採取して、その両面の外観を評価した。
　判断基準は以下の通りとし、
５：非常に美麗（通板方向のスジきず全くなし）
４：美麗（通板方向のスジきず数本程度）
３：一部スジきず有（通板方向のスジきず～２０本以下）
１：全面スジきず有り　または　付着物凹凸有
　外観が悪かった例（評価：１）については、一部例を除きその後の評価を行わなかった。
　また、研削及び水性液との接触を行った鋼板（いずれも行わなかった場合には冷間圧延後の冷延板、または水性液との接触を行わなかった場合には研削工程後の冷延板）について以下条件で脱炭焼鈍を行った。焼鈍雰囲気は窒素５０％＋水素５０％雰囲気とし酸素ポテンシャルをＰＨ２Ｏ／ＰＨ２＝０．３０とした。酸素ポテンシャルは、雰囲気を炉内に導入する前に加湿し水分量を調整した。この雰囲気で、８５０℃で６０秒間均熱することで脱炭焼鈍を行った。
　その後、窒素－水素－アンモニア雰囲気にて７５０℃で３０秒間均熱して窒化処理を行った。窒化処理後の鋼板の窒素含有量がＮ：０．０２０質量％となるようにアンモニア濃度を調整した。
　その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤の水スラリーを調整し、片面当りの乾燥後付着量が６ｇ／ｍ２となるように鋼板の両面に焼鈍分離剤を塗布し、乾燥させた。その際に焼鈍分離剤の組成としてはＭｇＯ：１００質量部に対してＴｉＯ２：５重量部とし、ＦｅＣｌ２をＣｌとして０．０２０質量％となるよう添加した。
　その後、仕上焼鈍としてバッチ焼鈍炉に試料を入れ窒素５０％＋水素５０％雰囲気にて平均加熱速度２０℃／ｈで昇温し、１２００℃まで昇温後、雰囲気を水素１００％に切り替え２０ｈ均熱し、その後降温した。
　仕上焼鈍完了後、炉から鋼板を取り出し、焼鈍分離剤を水洗除去した。この際、鋼板（珪素鋼板）の表面には、二次再結晶が終了しフォルステライトからなるグラス被膜と、グラス被膜と鋼板との間に形成された粒状のスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）及び／またはムライトと、からなる酸化物層が形成されていた。
　この鋼板（母材鋼板である珪素鋼板の表面に酸化物層であるグラス被膜が形成された鋼板）に、続いてりん酸アルミニウムとコロイダルシリカ、無水クロム酸からなる絶縁被膜成分を含有する薬液を、塗布し、窒素雰囲気で８００℃に加熱し３０秒間保持することで焼き付けた。このときに絶縁被膜層の付着量は片面当り４．８ｇ／ｍ２であった。これにより方向性電磁鋼板を得た。
　得られた方向性電磁鋼板（珪素鋼板、グラス被膜（酸化物層）、及び絶縁被膜層を有する）の表面にレーザ照射を行った。このとき、レーザ出力が２００Ｗのファイバーレーザを用い、レーザ照射径はφ０．２ｍｍ、照射エネルギ密度は１．５ｍＪ／ｍｍ２に調整した。また、走査方向は鋼板圧延方向に８８°の方向とし、照射ピッチ（熱歪の圧延方向の間隔）を４．０ｍｍとした。
　得られた方向性電磁鋼板の珪素鋼板の、酸化物層との界面から板厚方向に５μｍの範囲における円相当径が０．１～３．０μｍのＭｇ、Ａｌ、Ｓｉの１種以上の酸化物の個数密度、酸化物層の被覆率、および扁平結晶粒の評価を上述の方法で行った。
　本実施例では、酸化物層との界面から板厚方向に５μｍの範囲における円相当径が０．１～３．０μｍのＭｇ、Ａｌ、Ｓｉの１種以上の酸化物は、スピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）、及びムライト（２ＳｉＯ２・３Ａｌ２Ｏ３）であり、すなわち、Ｍｇ、Ａｌ、及びＳｉを含む酸化物であった。
＜磁気特性測定＞
　また、得られた方向性電磁鋼板から板幅方向５００×圧延方向５００ｍｍのサイズで１０枚採取し、ＪＩＳ－Ｃ－２５５６：２０１５に記載の単板磁気特性測定法磁化力８００Ａ／ｍで励磁した時の磁束密度（以下Ｂ８）と励磁周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．７Ｔに励磁した時の鉄損（以下Ｗ１７／５０）を測定した。
　Ｂ８が１．９０Ｔ以上かつＷ１７／５０が０．７３Ｗ／ｋｇ以下であれば、優れた磁気特性を有すると判断した。
＜密着性＞
　また、圧延方向に３００ｍｍ×幅方向に３００ｍｍの試料を採取し、この試料を直径が２０ｍｍ（φ２０ｍｍ）のＳＵＳ３０４製の丸棒に巻き付け、巻戻した後、巻き付けた内側の凹部の絶縁被膜を観察することで絶縁被膜の密着性を評価した。
　判断基準は以下の通りとした。
Ｇ（ＧＯＯＤ）：被膜剥離なし
Ｐ（ＰＯＯＲ）：一部被膜剥離
Ｂ（ＢＡＤ）：全面被膜剥離
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１～表３から分かるように、本発明の条件で鋼板の表面の研削及び水性液との接触を行った例では、珪素鋼板と前記酸化物層との界面から板厚方向に５μｍの範囲に、円相当径で０．１～３．０μｍである、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉの１種以上の酸化物が、０．０１０～０．２００個／μｍ２の密度で存在し、板厚方向の断面において、珪素鋼板と酸化物層との界面の長さに占める、扁平結晶粒の粒界の長さが、５０％以上であった。また、その結果、これらの例では、磁気特性に優れていた。
　一方、所定の水性液との接触を行わない、または研削条件が好ましくない例では、通常求められる外観を満足しない、あるいは、表層部の酸化物が十分に形成されないまたは扁平結晶粒が十分に形成されなかった。また、その結果、磁気特性に劣っていた（外観不良の一部については評価せず）。
（実施例２）
　実施例１で使用したものと同様の成分の溶鋼・スラブを用いて、実施例１と同様の方法で熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延を行い板厚が０．２２ｍｍの冷延板を作成した。
　表４に記載した各種砥粒入りのブラシを用いて、鋼板の表面を研削した後、ｐＨ６．０のイオン交換水に接触させた。接触に際しては、接触時間は５秒、水性液の流量は、１０Ｌ／ｍｉｎとした。その後、実施例１と同様の方法で、脱炭焼鈍、窒化処理、焼鈍分離剤塗布、仕上焼鈍を行い、焼鈍分離剤を水洗除去後、絶縁被膜層を形成させて方向性電磁鋼板を得た。
　得られた方向性電磁鋼板（珪素鋼板、グラス被膜（酸化物層）、及び絶縁被膜層を有する）の表面にレーザ照射を行った。このとき、レーザ出力が２００Ｗのファイバーレーザを用い、レーザ照射径φは０．２ｍｍ、照射エネルギ密度は１．８ｍＪ／ｍｍ２となるように調整した。また、走査方向を鋼板の圧延方向に対して７５～１０５°の方向とし、照射ピッチ（熱歪の圧延方向の間隔）を０．５～２５．０ｍｍの範囲に変化させた。
　得られた方向性電磁鋼板の珪素鋼板の、酸化物層との界面から板厚方向に５μｍの範囲における円相当径が０．１～３．０μｍのＭｇ、Ａｌ、Ｓｉの１種以上の酸化物の個数密度、酸化物層の被覆率、および扁平結晶粒の評価を実施例１と同様の方法で行った。
　本実施例では、酸化物層との界面から板厚方向に５μｍの範囲における円相当径が０．１～３．０μｍのＭｇ、Ａｌ、Ｓｉの１種以上の酸化物は、スピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）、及びムライト（２ＳｉＯ２・３Ａｌ２Ｏ３）であり、すなわち、Ｍｇ、Ａｌ、及びＳｉを含む酸化物であった。
＜磁気特性測定＞
　実施例１と同様の方法で評価した。
＜密着性＞
　実施例１と同様の方法で測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表４～表６から分かるように、レーザ照射条件が本発明範囲外の場合、十分に低い鉄損が得られないことが分かる。
　本発明によれば、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することができる。そのため、産業上の利用可能性が高い。
　１　　方向性電磁鋼板
　１１　　珪素鋼板
　２１　　酸化物層
　３１　　絶縁被膜層
　１０１　　酸化物粒子
　１０２　　扁平結晶粒

Claims (4)

  1. 　珪素鋼板と、
    　前記珪素鋼板の表面に形成された、Ｍｇ、Ａｌ、及びＳｉの１種以上の酸化物からなる酸化物層と、
    　前記酸化物層の表面に形成された絶縁被膜層と、
    　を有し、
    　前記珪素鋼板の、前記珪素鋼板と前記酸化物層との界面から板厚方向に５μｍの範囲に、円相当径が０．１～３．０μｍのＭｇ、Ａｌ、Ｓｉの１種以上の酸化物が、０．０１０～０．２００個／μｍ２の密度で存在し、
    　前記珪素鋼板の表面側に、前記表面に垂直な方向の平均厚みが０．５～５．０μｍ、前記平均厚みに対する前記表面に平行な方向の粒幅の比であるアスペクト比が１．５以上、かつ、結晶方位のＧｏｓｓ方位からのずれが１０°以上である、扁平結晶粒が存在し、
    　前記板厚方向の断面において、前記珪素鋼板と前記酸化物層との前記界面の長さに占める、前記扁平結晶粒の粒界の長さが、５０％以上であり、
    　前記珪素鋼板の前記表面に圧延方向に対して８０～１００°の角度をなす方向に延在する直線状の熱歪が、前記圧延方向に対して１．０～２０．０ｍｍの間隔で、複数形成されている、
    ことを特徴とする、方向性電磁鋼板。
  2. 　前記扁平結晶粒の前記平均厚みの平均が０．５～２．０μｍである、
    ことを特徴とする、請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
  3. 　前記界面を構成する前記扁平結晶粒の表面において、前記酸化物層の被覆率が５０％以上である、
    ことを特徴とする、請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板。
  4. 　スラブを、加熱して熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後の前記熱延板を焼鈍する熱延板焼鈍工程と、
    　前記熱延板焼鈍工程後の前記熱延板を、酸洗する酸洗工程と、
    　前記酸洗工程後の前記熱延板を、冷間圧延して冷延板とする冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程後の前記冷延板の表面を研削する研削工程と、
    　前記研削工程後の前記冷延板を、ｐＨ４．０～１０．０の水性液に接触させる、接触工程と、
    　前記接触工程後の前記冷延板に、脱炭焼鈍を行う脱炭焼鈍工程と、
    　前記脱炭焼鈍工程後の前記冷延板に焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍し、母材鋼板となる前記冷延板の表面にＭｇ、Ａｌ、及びＳｉの１種以上の酸化物からなる酸化物層を形成する仕上焼鈍工程と、
    　前記仕上焼鈍工程後の前記酸化物層の表面に、絶縁被膜層を形成し、前記珪素鋼板、前記酸化物層、及び前記絶縁被膜層を備える方向性電磁鋼板を得る、絶縁被膜形成工程と、
    　前記絶縁被膜形成工程後の前記方向性電磁鋼板の表面に、レーザ、電子ビーム、またはプラズマを照射し、前記珪素鋼板の表面に、圧延方向に対して８０～１００°の角度をなす方向に延在する、直線状の熱歪を、前記圧延方向の間隔がそれぞれ１．０～２０．０ｍｍとなるように複数形成する、磁区制御工程と、
    を備え、
    　前記研削工程では、ヌープ硬度が１０００以上の砥粒あるいは前記砥粒が固定された研磨紙、ロール、またはブラシを用いて、前記冷延板の研削量が、少なくとも一方の表面において、０．１０～３．００ｇ／ｍ２となるように研削を行う、
    ことを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6196082A (ja) * 1984-10-18 1986-05-14 Kawasaki Steel Corp 方向性珪素鋼帯の製造方法
JP2003027194A (ja) * 2001-07-12 2003-01-29 Nippon Steel Corp 皮膜特性と磁気特性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法
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
JP2021123768A (ja) * 2020-02-06 2021-08-30 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板、ならびに焼鈍分離剤
JP2022515235A (ja) * 2018-12-19 2022-02-17 ポスコ 方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR20220089467A (ko) * 2020-12-21 2022-06-28 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6196082A (ja) * 1984-10-18 1986-05-14 Kawasaki Steel Corp 方向性珪素鋼帯の製造方法
JP2003027194A (ja) * 2001-07-12 2003-01-29 Nippon Steel Corp 皮膜特性と磁気特性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法
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
JP2022515235A (ja) * 2018-12-19 2022-02-17 ポスコ 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2021123768A (ja) * 2020-02-06 2021-08-30 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板、ならびに焼鈍分離剤
KR20220089467A (ko) * 2020-12-21 2022-06-28 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법

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