WO2025005165A1 - 方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板 - Google Patents

方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板 Download PDF

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芳明 廣田
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Definitions

  • the present invention relates to a decarburization annealed steel sheet for use in a grain-oriented electrical steel sheet.
  • Grain-oriented electrical steel sheet contains silicon, and the crystal orientation of its crystal grains is concentrated near the Goss orientation (cubic ⁇ 110 ⁇ 001>), with the ⁇ 001> orientation, which is the axis of easy magnetization, being nearly aligned with the rolling direction in the steel sheet manufacturing process.
  • Such grain-oriented electrical steel sheet is extremely useful as a material for the iron cores of transformers, etc.
  • the most important are magnetic flux density and core loss.
  • Magnetic flux density B8 is generally used as an index of magnetic flux density.
  • Magnetic flux density B8 is the value of the magnetic flux density of a magnetized grain-oriented electrical steel sheet when a magnetizing force of 800 A/m is applied in the rolling direction.
  • a grain-oriented electrical steel sheet with a higher magnetic flux density B8 value is more easily magnetized with a certain magnetizing force and has a higher magnetic flux density, making it suitable for small, highly efficient transformers.
  • the iron loss W17/ 50 is generally used as an index of iron loss.
  • the iron loss W17 /50 is the iron loss when a grain-oriented electrical steel sheet is excited with an AC current under conditions of a maximum magnetic flux density of 1.7 T and a frequency of 50 Hz. It can be said that the smaller the value of the iron loss W17/ 50 of a grain-oriented electrical steel sheet, the lower the energy loss and the more suitable it is for a transformer.
  • the magnetic domain control method using grooves has a problem of a decrease in magnetic flux density B 8 .
  • grain-oriented electrical steel sheets are manufactured as follows.
  • a steel sheet material (slab) containing a specified amount of Si is hot-rolled, annealed, and cold-rolled to obtain a steel sheet of the desired thickness.
  • the cold-rolled steel sheet is then annealed (also called primary annealing or decarburization annealing).
  • This annealing causes primary recrystallization, and within the primary recrystallized grains, crystal grains are formed that have a crystal orientation with an angle of deviation of 10° or less from the strict Goss orientation described by ⁇ 110 ⁇ 001>, with the axis of easy magnetization aligned in the rolling direction (hereinafter referred to as Goss orientation grains).
  • This annealing also serves as decarburization annealing.
  • an annealing separator mainly composed of MgO is applied to the surface of the steel sheet where primary recrystallization has occurred.
  • the steel sheet coated with the annealing separator is wound up to produce a steel sheet coil, and this steel sheet coil is subjected to batch annealing (also called secondary recrystallization annealing or finish annealing).
  • This annealing causes the Goss orientation grains to eat away at other crystal grains, causing secondary recrystallization and forming a so-called glass coating on the surface of the steel sheet.
  • the Goss orientation grains grow preferentially due to the influence of inhibitors contained in the steel sheet, and the grain size of larger grains may be 100 mm or more.
  • annealing is performed to flatten the steel sheet where secondary recrystallization has occurred, and an insulating coating is formed, etc.
  • grain-oriented electrical steel sheets obtain predetermined magnetic properties by inducing secondary recrystallization during final annealing to obtain a crystal structure consisting of Goss-oriented grains accumulated in the ⁇ 110 ⁇ 001> orientation.
  • it is effective to increase the frequency of minor Goss-oriented grains and to increase the frequency of grains that have good crystal lattice matching with the Goss-oriented grains after primary annealing.
  • crystal grains of ⁇ 778 ⁇ 447>( ⁇ 111 ⁇ 112>) orientation and ⁇ 411 ⁇ 148> orientation are crystal grains that are easily encroached upon by the Goss-oriented grains, and it is effective to include a large number of them in the primary recrystallized structure.
  • corresponding orientation grains crystal grains of ⁇ 778 ⁇ 447>( ⁇ 111 ⁇ 112>) orientation and ⁇ 411 ⁇ 148> orientation
  • the frequency of the corresponding orientation grains that are easily encroached by the Goss orientation grains increases with an increase in the cold rolling reduction
  • the frequency of the Goss orientation grains decreases with an increase in the cold rolling reduction.
  • the frequency of the Goss orientation grains, which are the minor orientation in the primary recrystallization texture increases as the heating rate of the primary annealing increases
  • the frequency of the corresponding orientation grains, which have the ⁇ 111 ⁇ 112> orientation which is the major orientation in the primary recrystallization texture, decreases as the heating rate of the primary annealing increases. That is, under conventional process control conditions, it has not been possible to independently control the frequency of existence of Goss-oriented grains and the frequency of existence of grains of a corresponding orientation that are easily encroached upon by the Goss-oriented grains.
  • deviation angle ⁇ the deviation angle of the crystal orientation observed in the grain-oriented electrical steel sheet from the ideal ⁇ 110 ⁇ 001> orientation around the normal direction Z (ND) of the rolling surface
  • deviation angle ⁇ the deviation angle from the ideal ⁇ 110 ⁇ 001> orientation around the direction perpendicular to the rolling direction C (TD)
  • deviation angle ⁇ the deviation angle from the ideal ⁇ 110 ⁇ 001> orientation around the rolling direction L (RD)
  • deviation angle ⁇ the deviation angle ⁇ .
  • the Goss-oriented grains are not crystal grains (called ideal Goss-oriented grains) that have a Goss orientation (ideal Goss orientation) in the strict sense.
  • the magnetization easy axis direction (cubic ⁇ 110 ⁇ 001>) of each crystal grain does not necessarily coincide completely with the rolling direction, and an angle deviation ⁇ exists between the magnetization easy axis direction and the rolling direction.
  • Crystal grains whose angle deviation ⁇ from the ideal Goss orientation based on (Equation 1) is 10° or less are called Goss-oriented grains (practical Goss-oriented grains).
  • the angle deviation ⁇ of the practical Goss-oriented grains increases, the orientation of the crystal orientation decreases, and the magnetic flux density B8 decreases.
  • the Goss-oriented grains contained in steel sheets after primary recrystallization also contain grains with a large angle deviation ⁇ .
  • the smaller the angle deviation ⁇ among the Goss-oriented grains the greater the driving force for grain growth and the more likely they are to continue growing preferentially until secondary recrystallization is complete. Therefore, the smaller the angle deviation ⁇ of Goss-oriented grains, the more likely they are to have a larger grain size after secondary recrystallization.
  • certain grains are preferentially grown, which inevitably makes it easier for the grain size to increase.
  • the steel sheet is not flat but curved as it is wound into a coil, but the crystal grains grow while maintaining the linearity of the crystal orientation. Therefore, when the coiled steel sheet is unwound and flattened after secondary recrystallization, there are parts within the crystal grains where the direction of the easy axis of magnetization is not parallel to the surface of the grain-oriented electrical steel sheet.
  • This coil unwinding mainly increases the value of the deviation angle ⁇ and also increases the angle deviation ⁇ .
  • the increase in angle deviation ⁇ due to coil unwinding is more noticeable the larger the crystal grain size. In other words, Goss-oriented grains with a small angle deviation ⁇ tend to grow preferentially during secondary recrystallization, but if the secondary recrystallized grain size becomes coarse, the angle deviation ⁇ increases due to coil unwinding.
  • Patent Document 1 discloses a technique in which an etching process is performed on the surface of a steel sheet after final cold rolling to form linear grooves that satisfy certain conditions, and then in the primary annealing, the heating rate in the steel sheet temperature range of 500°C to 750°C is made faster in the linear groove parts compared to parts other than the linear grooves.
  • Patent Document 1 by artificially creating parts with fast and slow heating rates, parts with a high heating rate (linear groove parts) and parts with a high heating rate (parts other than the linear grooves) are arranged, where the frequency of (110)[001] oriented grains is actively increased.
  • Patent Document 2 discloses a technique in which a laser beam is irradiated multiple times at a specified interval PL in the rolling direction toward the surface of a silicon steel sheet between cold rolling and finish annealing.
  • the positions along the trajectory of the laser beam become grain boundaries that penetrate the front and back of the silicon steel sheet.
  • the length of the crystal grains in the rolling direction is at most about 30 mm, which corresponds to the irradiation interval PL, and the angular deviation between the magnetization easy axis direction (cubic ⁇ 110 ⁇ 001>) and the rolling direction is within the range of 0° to 6°.
  • Patent Document 3 discloses a method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheet that is based on a high-temperature slab heating process, has a small difference in the degree of orientation concentration in the Goss orientation at the inner and outer periphery of a coil with different curvatures, and has a high magnetic flux density.
  • linear local heating is performed on a cold-rolled steel sheet, and this linear heating portion acts as a barrier to the growth of secondary recrystallized grains, suppressing the growth of secondary recrystallized grains.
  • the present invention has been made in consideration of the above problems.
  • the object of the present invention is to provide a decarburized annealed steel sheet for grain-oriented electrical steel sheet that can increase the magnetic flux density.
  • the object of the present invention is to provide a decarburized annealed steel sheet for grain-oriented electrical steel sheet that can increase the magnetic flux density while suppressing the coarsening of secondary recrystallized grain sizes.
  • the gist of the present invention is as follows:
  • a decarburization annealed steel sheet for grain-oriented electrical steel sheet is An area of at least 100 mm x 100 mm on the plate surface is defined as a divided section, and the divided section is divided into areas of 1 mm x 1 mm, and each section is defined as a divided small section;
  • the average grain size of the crystal grains contained in the divided sections is defined as aveD in units of ⁇ m,
  • the ratio of the number of crystal grains having a grain size of 3.0 ⁇ aveD or more to the number of crystal grains contained in one divided small section is defined as F C
  • the ratio of the number of crystal grains having a grain size of 3.0 ⁇ aveD or more to the number of crystal grains contained in the divided section is defined as aveF C ,
  • the area ratio of the divided small section group I to the area of the divided section is 0.05% or
  • a crystal grain having an angle deviation ⁇ of 10° or less is defined as a Goss oriented grain,
  • a I GOSS area ratio of the Goss oriented grains contained in the divided sub-section group I to the area of the divided sub-section group I
  • AveA GOSS the area ratio of the Goss oriented grains contained in the divided section to the area of the divided section
  • the value of A I GOSS ⁇ aveA GOSS is 1.3 or more.
  • a crystal grain whose orientation difference from a crystal orientation having a ⁇ 9 corresponding orientation relationship with the ideal Goss orientation is within 10° is defined as a corresponding orientation grain.
  • the area ratio of the corresponding orientation grains contained in the divided small section group II to the area of the divided small section group II may be 10% or more and 50% or less.
  • a decarburized annealed steel sheet for grain-oriented electrical steel sheet that can increase the magnetic flux density.
  • a decarburized annealed steel sheet for grain-oriented electrical steel sheet that can increase the magnetic flux density while suppressing the coarsening of secondary recrystallized grains.
  • FIG. 1 is a diagram showing an example of using spot current heating as a local rapid heating method, and is a schematic diagram showing an example of the arrangement of local heat affected regions in a decarburized annealed steel sheet for a grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing the distribution of Goss-oriented grains in a decarburization annealed steel sheet for grain-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention.
  • Patent Document 1 forms linear grooves on the surface of a steel sheet by etching, and increases the heating rate of the linear grooves during primary annealing to arrange a portion with a high ratio of Goss orientation grains (linear groove portion) and a portion with a high ratio of corresponding orientation grains (portion other than the linear grooves).
  • this method it is difficult to increase the difference in heating rate during primary annealing between the linear groove portion and other portions, and the effect obtained is limited. Specifically, the difference in heating rate between the linear groove portion and the portion other than the linear grooves is not so large.
  • the degree to which the sheet thickness of this portion is thinned by the formation of the grooves does not exceed about 10% of the original sheet thickness (because the normal groove depth is about 20 ⁇ m or less, which is about 10% or less of the sheet thickness), and considering the thermal conductivity of the steel sheet, the heating rate ratio is less than the sheet thickness ratio for the same heat input, so the ratio of Goss orientation grains in the linear groove portion is difficult to increase compared to the portion other than the linear grooves.
  • this method increases the heating rate of the linear groove portion during the primary annealing, so the grain size of the Goss-oriented grains formed in the linear groove portion after the primary annealing does not increase in size compared to the overall average primary recrystallized grain size, but remains the same or finer.
  • Patent Document 2 irradiates a laser beam toward the steel sheet surface before finish annealing.
  • the laser beam irradiation area is only controlled to the grain boundaries of secondary recrystallization, and the orientation of the Goss orientation grains generated by primary recrystallization is not controlled.
  • the area heated by laser irradiation is only the area near the surface where the laser is irradiated, and there is significant thermal diffusion to the surrounding areas, so it is usually not possible to ensure a thermal history that will recrystallize the steel sheet.
  • Patent Document 3 irradiates a laser beam toward the surface of the steel sheet after cold rolling.
  • the laser beam irradiation portion is only controlled to the grain boundary of secondary recrystallization, and the heating rate is not controlled, so the orientation of the Goss orientation grains generated by primary recrystallization is not controlled.
  • the laser beam irradiation portion acts as a barrier to the growth of secondary recrystallized grains, thereby only reducing the grain size in the rolling direction of the secondary recrystallized grains, and a grain growth temperature range in the local heating region that is effective for increasing the diameter of Goss orientation grains in the local heating region is not secured.
  • This method may be able to reduce the difference in the degree of orientation accumulation in the Goss orientation at the inner and outer periphery of the coil with different curvatures, but it does not obtain Goss orientation grains whose crystal orientation is close to the ideal Goss orientation. In other words, this method suppresses the decrease in magnetic flux density due to the increase in the grain size in the rolling direction of secondary recrystallized grains, but does not aim to fundamentally improve the orientation of the Goss orientation grains.
  • a grain-oriented electrical steel sheet with excellent quality can be obtained by performing local rapid heating on the steel sheet to form a local heated region and then performing primary annealing (decarburization annealing).
  • the local heated region formed before the primary annealing is arranged locally on the surface of the steel sheet.
  • the crystalline structure of this local heated region consists of one or both of a recrystallized structure and a recovered structure at the end of the local rapid heating.
  • the crystalline structure of the non-rapidly heated parts of the steel sheet surface other than the local heated region consists of a cold worked structure that remains cold rolled.
  • the above-mentioned localized rapid heating has a heating rate of 500°C/sec or more, preferably 2000°C/sec or more, and more preferably 10000°C/sec or more.
  • the frequency of coarse Goss orientation grains in the localized heating affected area is greater than that obtained by normal rapid heating of the entire plate. This characteristic is thought to be due to the fact that the peripheral area of the locally heated area is a processed structure that retains a lot of distortion. Specifically, when localized rapid heating is performed, the practical Goss orientation grains generated in the locally heated area preferentially encroach on the peripheral unrecrystallized area that retains a lot of distortion during the primary annealing, and grow in diameter. However, when the entire steel plate is heated, the generation and growth of recrystallized grains occurs uniformly within the steel plate, so it is thought that the above-mentioned enlargement does not occur.
  • the Goss-oriented grains formed in the local heat-affected zone grow preferentially during secondary annealing.
  • Many Goss-oriented grains are formed in the local heat-affected zone, including Goss-oriented grains that are close to the ideal Goss orientation, with particularly small angle deviations ⁇ and ⁇ , and that have large crystal grain sizes after primary annealing. During secondary recrystallization, these Goss-oriented grains grow preferentially.
  • the Goss orientation grains that serve as the nuclei for secondary recrystallization are supplied to the local heat affected area, there is no need to form Goss orientation grains in the primary annealing in the matrix parts other than the local heat affected area, i.e., the local heat unaffected area. Therefore, as the heat treatment conditions for the primary annealing, a slow heating condition with a low heating rate may be adopted, and primary annealing conditions may be adopted that form many corresponding orientation grains with the ⁇ 111 ⁇ 112> orientation and ⁇ 411 ⁇ 148> orientation, which are easily eroded, in the local heat unaffected area.
  • the heating rate for the primary annealing to 300°C/sec or less, many Goss orientation grains with large crystal grain size and close to the ideal Goss orientation are formed in the local heat affected area, while almost no Goss orientation grains are formed in the local heat unaffected area, and conversely, many corresponding orientation grains can be formed.
  • spot current heating by electrical resistance heating
  • spot electrodes are pressed against both sides of a steel sheet facing each other, and current is passed between the spot electrodes to spot current heating the electrode holding portion of the steel sheet.
  • a steel having the composition shown in Table 1 was used, and a cold-rolled steel sheet with a sheet thickness of 0.22 mm was obtained by hot rolling and cold rolling. This steel sheet was subjected to spot current heating.
  • the spot current heating was performed using a copper electrode with a diameter of 3 mm under the following conditions: current of 5.0 kA or less, which is a range in which the steel sheet surface does not melt, current time of 20 milliseconds to 80 milliseconds, electrode pressure of 50 kgf to 500 kgf, and electrode holding time after current application of 0.2 seconds.
  • Spot current heating was performed on the surface of the cold-rolled steel sheet in a grid pattern with a pitch of 20 mm in the rolling direction and a pitch of 30 mm in the width direction (perpendicular to the rolling direction), forming a localized heating area.
  • This cold-rolled steel sheet was subjected to decarburization annealing (primary annealing). In the decarburization annealing, the cold-rolled steel sheet was heated at a heating rate of 20°C/sec and held at 830°C for 90 seconds.
  • Figure 1 shows an example of the arrangement of the local heat affected zone in a decarburized annealed steel sheet for grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment.
  • the steel sheet 1, the local heat affected zone 2, the rolling direction 21, and the width direction (direction perpendicular to the rolling direction) 22 are shown diagrammatically.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing the distribution of Goss orientation grains in the decarburized annealed steel sheet for grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment.
  • the current-carrying electrode used for spot current heating is circular, and its diameter is preferably 0.5 mm ⁇ to 10 mm ⁇ , and more preferably 1 mm ⁇ to 5 mm ⁇ , in terms of circle equivalent diameter. Note that, although a circular current-carrying electrode was used in the above, it is sufficient to locally increase the heating rate of the cold-rolled steel sheet, form Goss-oriented grains in this region, and allow the grains to grow; the electrode shape may be other shapes, for example, elliptical or linear.
  • the decarburization annealed steel sheet (steel sheet 1) for grain-oriented electrical steel sheet contains Goss orientation grains 14 and also contains coarse Goss orientation grains 15.
  • the region containing the coarse Goss orientation grains 15 corresponds to the local heat affected region 2.
  • FIG. 2 shows a schematic representation of the local heat affected region boundary 4 and the local heat affected region boundary 5, it is not easy to distinguish these boundaries by observing the structure.
  • the region containing the coarse Goss orientation grains 15 can be considered as the local heat affected region 2.
  • the above decarburized annealed steel sheet was further subjected to nitriding treatment, and then an annealing separator mainly composed of MgO was applied, followed by secondary annealing.
  • the secondary annealing conditions were a hydrogen-nitrogen atmosphere, a heating rate of 15°C/hr (°C/hr), and holding at 1200°C-20hr (hr).
  • the obtained steel sheet was subjected to macro-etching to reveal the grain boundaries.
  • the decarburized annealed steel sheet according to this embodiment contains Goss orientation grains 14 as well as coarse Goss orientation grains 15. It is believed that the formation of coarse Goss orientation grains 15 close to the ideal Goss orientation with a size advantage is the cause of the good secondary recrystallization orientation.
  • the characteristics of the decarburized annealed steel sheet for grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment will be specifically described.
  • the decarburized annealed steel sheet shown in Figure 2 satisfies the following characteristics.
  • the decarburization annealed steel sheet for the grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment is An area of at least 100 mm x 100 mm on the plate surface is defined as a divided section, and the divided section is divided into areas of 1 mm x 1 mm, and each section is defined as a divided small section;
  • the average grain size of the crystal grains contained in the divided section is defined as aveD in units of ⁇ m,
  • the ratio of the number of crystal grains having a grain size of 3.0 ⁇ aveD or more to the number of crystal grains contained in one divided small section is defined as F C
  • the ratio of the number of crystal grains having a grain size of 3.0 ⁇ aveD or more to the number of crystal grains contained in the divided section is defined as aveF C ,
  • the area ratio of the divided small section group I to the area of the divided section is 0.05% or more and 50% or less
  • the deviation angle of the crystal orientation measured at the measurement point on the plate surface is represented as ( ⁇ ⁇ ),
  • the crystal grains having the angle deviation ⁇ of 10° or less are defined as Goss oriented grains,
  • a I GOSS area ratio of the Goss orientation grains contained in the divided sub-section group I to the area of the divided sub-section group I
  • AveA GOSS the area ratio of the Goss orientation grains contained in the divided section to the area of the divided section
  • the value of A I GOSS ⁇ aveA GOSS is 1.3 or more.
  • the above crystal grains are determined as grain boundaries when the crystal orientation difference between adjacent measurement points is 1° or more.
  • the above grain size refers to the circle equivalent diameter.
  • the above average crystal grain size refers to the number average diameter.
  • the angle deviation ⁇ is defined by the deviation angles ⁇ and ⁇ .
  • the angle deviation ⁇ is often evaluated by three components, the deviation angles ⁇ , ⁇ , and ⁇ .
  • the angle deviation ⁇ is defined by two components, the deviation angles ⁇ and ⁇ , excluding the deviation angle ⁇ , which has a small effect on the magnetic flux density.
  • the area ratio of the divided small section group I to the area of the divided section being 0.05% or more means that, when a region of 100 mm x 100 mm is set as the divided section, 5 or more divided small sections in which coarse grains are preferably present (divided small sections in which the value of F C ⁇ aveF C is 1.3 or more) are included in 10,000 divided small sections.
  • the value of A I GOSS ⁇ aveA GOSS being 1.3 or more means that the area ratio of Goss orientation grains included in the divided small section (divided small section group I) in which coarse grains are preferably present is significantly different from the area ratio of Goss orientation grains included in the matrix and is large.
  • a decarburized annealed steel sheet satisfying these conditions means that there is a region (divided small section group I) in the matrix in which coarse grains are included and the area ratio of Goss orientation grains is large.
  • a decarburized annealed steel sheet that satisfies the above conditions means that each of the divided sections arbitrarily provided within the steel sheet contains, on average, divided small sections (divided small section group I) that contain coarse crystal grains and have a large area ratio of Goss orientation grains.
  • the area ratio of the divided small section group I to the area of the divided section is preferably 0.2% or more, more preferably 0.5% or more, and even more preferably 1% or more.
  • the above area ratio is preferably 50% or less, since a region (matrix) is required for the coarse Goss orientation grains to preferentially undergo secondary recrystallization.
  • the upper limit of this area ratio may be 40%, or 30%.
  • the value of F C ⁇ aveF C being 1.3 or more means that, as described above, a region containing coarse crystal grains is preferably present in the matrix. According to the inventors' investigation, when normal whole plate heating is performed without local heating, even if the heating rate is increased to, for example, 10,000 ° C / sec, the value of F C ⁇ aveF C is only about 1.1 at most.
  • the upper limit of the value of F C ⁇ aveF C is not particularly limited, and for example, this upper limit may be 100.
  • the value of A I GOSS ⁇ aveA GOSS being 1.3 or more means that the area ratio of the Goss orientation grains contained in the divided small section group I is preferably large, as described above. According to the inventors' investigation, when normal heating of the entire plate is performed without local heating, even if the heating rate is increased to, for example, 10,000 ° C. / sec, a divided small section having a value of F C ⁇ aveF C of 1.3 or more is not formed in the first place, so the divided small section group I is not formed, and therefore the value of A I GOSS ⁇ aveA GOSS does not become 1.3 or more.
  • the upper limit of the value of A I GOSS ⁇ aveA GOSS is not particularly limited, and for example, this upper limit may be 100.
  • the divided sections including the divided small section group I that satisfies the above condition are preferably uniformly present over the entire decarburized annealed steel sheet.
  • the above condition does not have to be satisfied over the entire sheet surface of the decarburized annealed steel sheet.
  • the area ratio of the divided small section group I to the area of the divided sections is 0.05% or more and the value of A I GOSS ⁇ aveA GOSS is 1.3 or more).
  • a grain-oriented electrical steel sheet with good magnetic properties can finally be obtained.
  • the number of partitions that satisfy the above conditions is preferably 7 or more out of 10, and more preferably 8 or more.
  • the upper limit for the number of partitions that satisfy the above conditions is 10, as the higher the number the better.
  • the decarburization annealed steel sheet according to this embodiment When the decarburization annealed steel sheet according to this embodiment is used, during secondary recrystallization, among the many Goss orientation grains in the local heat affected zone, the coarse Goss orientation grains (Goss orientation grains with large crystal grain size) close to the ideal Goss orientation grow preferentially. Therefore, even if the secondary recrystallized grains are not allowed to grow large, the steel sheet can be dominated by secondary recrystallized grains close to the ideal Goss orientation. For example, when scattering the local heat affected zones on the steel sheet surface, the size, shape, and arrangement of the crystal grains after secondary annealing can be controlled by appropriately arranging the local heat affected zones on the steel sheet surface.
  • the grain size of the Goss orientation grains at the end of secondary annealing will be small, and a steel sheet with excellent iron loss can be obtained.
  • the Goss orientation grains that grow preferentially from the local heat-affected region have a crystal orientation close to the ideal Goss orientation, so good magnetic flux density can be obtained despite the small secondary recrystallized grain size.
  • the magnetic flux density can be increased while suppressing the coarsening of the secondary recrystallized grain size, so that the magnetic domain width refinement by strain introduction or groove formation can be unnecessary or reduced.
  • the magnetic domain refinement effect can be preferably obtained by the grain boundaries that increase with the refinement of the secondary recrystallized grain size, the magnetic domains are refined without applying the conventional magnetic domain control technology. Therefore, since it is not necessary to introduce strain into the steel sheet as in the conventional magnetic domain control technology, it is possible to prevent an increase in magnetostriction ( ⁇ P-P ).
  • the grain-oriented electrical steel sheet using the decarburized annealed steel sheet according to the present embodiment can be used for applications requiring strain relief annealing at 800°C or more.
  • the area ratio of the corresponding orientation grains is high.
  • the area ratio of the corresponding orientation grains contained within the divided subdivision group II to the area of the divided subdivision group II is 10% or more and 50% or less.
  • the coarse Goss orientation grains can preferably grow preferentially during secondary annealing.
  • the above-mentioned area ratio of the corresponding orientation grains is preferably 12% or more, and more preferably 15% or more.
  • the area ratio of corresponding orientation grains means the total area ratio of crystal grains that have a crystal orientation with a crystal orientation difference (disorientation) of 10° or less from a crystal orientation that has a corresponding orientation relationship of ⁇ 9 with the ideal Goss orientation ⁇ 110 ⁇ 001>, and corresponds to, for example, the total area ratio of ⁇ 778 ⁇ 447> orientation grains, ⁇ 111 ⁇ 112> orientation grains, and ⁇ 411 ⁇ 148> orientation grains.
  • the above-mentioned average grain size aveD, number ratio F C , number ratio aveF C , deviation angle ⁇ , deviation angle ⁇ , area ratio A I GOSS of Goss oriented grains, area ratio aveA GOSS of Goss oriented grains, area ratio of corresponding orientation grains, etc. can be measured by the above-mentioned EBSD. If the region to be measured is larger than the region that can be measured by EBSD, the region to be measured can be divided and EBSD measurement can be performed multiple times. For example, the step size in the EBSD measurement can be set to 0.5 ⁇ m.
  • the grain-oriented electrical steel sheet as a final product may have a chemical composition, in mass fraction, of 2.0% to 7.0% Si, with the remainder being Fe and impurities.
  • this grain-oriented electrical steel sheet may contain publicly known optional elements in place of a portion of Fe in order to improve the magnetic properties.
  • the lower limit may be 0%.
  • the upper limit for the optional elements may be set to a range in which no significant decrease in magnetic flux density or iron loss occurs. The approximate upper limit for each optional element is listed below.
  • the chemical composition of the final product, grain-oriented electrical steel sheet (base steel sheet), is, in mass%, as follows: C: 0.005% or less Si: 2.0 to 7.0% Mn: 1.00% or less, S and Se: 0.015% or less in total; Al: 0.065% or less, N: 0.005% or less; Nb, V, Mo, Ta, and W: 0.050% or less in total; Cu: 0.40% or less; Bi: 0.010% or less, B: 0.080% or less, P: 0.50% or less, Ti: 0.015% or less, Sn: 0.10% or less, Sb: 0.10% or less, Cr: 0.30% or less, Ni: 1.00% or less.
  • the total content of S and Se means that at least one of S and Se is included, and that the total content is the total content of the elements.
  • the total content of one or more of Nb, V, Mo, Ta, and W means that at least one of Nb, V, Mo, Ta, and W is included, and that the total content is the total content of the elements.
  • the decarburization annealing and purification annealing during secondary recrystallization cause relatively large changes in the chemical composition (reduction in content).
  • the content can be reduced to 50 ppm or less, and if purification annealing is carried out sufficiently, it can reach a level that cannot be detected by general analysis (1 ppm or less).
  • impurities refer to elements that are inevitably mixed in from raw materials such as ore and scrap, or from the manufacturing environment, when industrially manufacturing steel sheets.
  • the upper limit of the total impurity content may be, for example, 5%.
  • the above chemical composition may be measured using a general analytical method for steel.
  • the chemical composition may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • the chemical composition is determined by measuring a 35 mm square test piece taken from the steel plate using an ICP-AES or similar (measuring device) under conditions based on a previously prepared calibration curve.
  • C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • the chemical composition of the decarburized annealed steel sheet according to this embodiment contains, for example, the following elements:
  • the decarburization annealed steel sheet according to this embodiment has a chemical composition, in mass%, of: C: 0 to 0.0050%, Si: 2.0 to 7.0%, Mn: 0.05-1.0%, S and Se: 0.003 to 0.035% in total, Al: 0.010-0.0650%, N: 0 to 0.012%, Nb, V, Mo, Ta, and W: 0 to 0.050% in total; Cu: 0 to 0.40%, Bi: 0 to 0.010%, B: 0 to 0.080%, P: 0-0.50%, 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% and the remainder being Fe and impurities.
  • C 0-0.0050% Carbon (C) is an effective element for controlling the primary recrystallization structure in the manufacturing process, but if its content in the final product is excessive, it will have a negative effect on the magnetic properties.
  • the C content of a slab is The lower limit of the C content is 0.085% or less.
  • C is purified in the decarburization annealing process and the finish annealing process, and the C content is 0.0050% or less.
  • the lower limit of the C content is more than 0%. or may be 0.001%.
  • Si 2.0-7.0%
  • Silicon (Si) increases the electrical resistance of grain-oriented electrical steel sheets and reduces iron loss. If the Si content is less than 2.0%, ⁇ transformation occurs during final annealing, and the crystallization of the grain-oriented electrical steel sheets is reduced. On the other hand, if the Si content exceeds 7.0%, the cold workability decreases and cracks tend to occur during cold rolling.
  • the upper limit of the Si content is preferably 4.5%, and more preferably 4.0%.
  • Mn 0.05-1.0%
  • Manganese (Mn) combines with S or Se to produce MnS or MnSe, and functions as an inhibitor.
  • Mn is contained, the Mn content is within the range of 0.05 to 1.0%.
  • the secondary recrystallization is stabilized.
  • part of the inhibitor function is performed by nitrides of Nb group elements (Nb, V, Mo, Ta, and W).
  • the strength of MnS or MnSe as a general inhibitor is controlled to be weak, and therefore the upper limit of the Mn content is preferably 0.50%, and more preferably 0.20%.
  • S and Se 0.003 to 0.035% in total Sulfur (S) and selenium (Se) combine with Mn to produce MnS or MnSe, which functions as an inhibitor.
  • S and Se When at least one of S and Se is contained, if the total content of S and Se is 0.003 to 0.035%, secondary recrystallization is stable. It is possible for a part of the inhibitor function to be borne by a nitride of an Nb group element. In this case, the strength of MnS or MnSe as a general inhibitor is controlled to be weak. For this reason, the preferred upper limit of the total content of S and Se is 0.025%, and more preferably 0.010%. If S and Se remain after the final annealing, they form compounds and deteriorate the iron loss. Therefore, it is preferable to reduce S and Se as much as possible by purification during the final annealing.
  • the total content of S and Se means that at least one of S and Se is included, and is the total content.
  • Al 0.010-0.0650%
  • Aluminum (Al) combines with N to precipitate as (Al,Si)N, and functions as an inhibitor.
  • the Al content is within the range of 0.010 to 0.0650%.
  • AlN formed as an inhibitor by nitriding, which will be described later expands the secondary recrystallization temperature range, and secondary recrystallization is particularly stable in the high temperature range. Therefore, the Al content is 0.010 to 0.0650
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.020%, and more preferably 0.025%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.040%. and more preferably 0.035%.
  • N 0-0.012% Nitrogen (N) combines with Al to function as an inhibitor. Since N can be incorporated by nitriding during the manufacturing process, no lower limit is specified. For example, the lower limit of the N content is set to more than 0%. On the other hand, when N is contained, if the N content exceeds 0.012%, blisters, which are a type of defect, are likely to occur in the steel sheet.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.010%, and more preferably 0.009%. N is purified in the final annealing process, and the N content becomes 0.005% or less after the final annealing process.
  • the balance of the above chemical composition consists of Fe and impurities.
  • impurities refers to elements that are mixed in from raw materials such as ore and scrap during industrial production of steel, or from the production environment, etc.
  • the upper limit of the total impurity content may be, for example, 5%.
  • the above-mentioned chemical composition may contain known optional elements in place of part of Fe, taking into consideration the strengthening of the inhibitor function through compound formation and the effect on magnetic properties.
  • optional elements that may be contained in place of part of Fe include the following elements:
  • Nb, V, Mo, Ta, and W 0 to 0.050%
  • the total content of Nb (niobium), V (vanadium), Mo (molybdenum), Ta (tantalum), and W (tungsten) may be 0.050% or less.
  • Nb group elements one or more of Nb, V, Mo, Ta, and W
  • the effect of improving B8 is exhibited.
  • the Nb group elements remain excessively in the base steel sheet, it may have a negative effect on the magnetic properties. Therefore, the total content of Nb, V, Mo, Ta, and W may be 0.050% or less.
  • the total content of Nb group elements is 0.030% or less (preferably 0.003% or more and 0.030% or less), it is preferable because secondary recrystallization is started at an appropriate timing.
  • the orientation of the secondary recrystallized grains that occur becomes very favorable, and it can be finally controlled to a structure favorable for the magnetic properties.
  • Nb and Ta are preferable because their effects are strong.
  • the lower limit is preferably 0.003%.
  • the total content of Nb group elements is more preferably 0.004 to 0.020%. Even more preferably, it is 0.005 to 0.010%.
  • the total content of Nb group elements means the total content including at least one of Nb, V, Mo, Ta, and W.
  • the decarburized annealed steel sheet according to this embodiment contains, as optional elements, in mass%: Cu: 0 to 0.40%, Bi: 0 to 0.010%, B: 0 to 0.080%, P: 0-0.50%, 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% may contain at least one of the following. Since these optional elements may be contained according to known purposes, there is no need to set a lower limit for the content of the optional elements, and the lower limit may be 0%.
  • the chemical composition of the decarburized annealed steel sheet according to this embodiment can be measured by the above-mentioned analytical method, in the same way as the chemical composition of the grain-oriented electrical steel sheet as the final product.
  • the method for manufacturing the decarburized annealed steel sheet according to this embodiment is not limited to the method described below.
  • the manufacturing method described below is one example for manufacturing the decarburized annealed steel sheet according to this embodiment.
  • the steps and quantitative conditions for each step shown below are examples adopted to demonstrate the feasibility of this embodiment, and this embodiment is not limited to these steps and quantitative values.
  • the manufacturing method for the decarburized annealed steel sheet according to this embodiment may adopt various conditions as long as they do not deviate from the gist of this embodiment and achieve the purpose of this embodiment.
  • the manufacturing method of the decarburized annealed steel sheet according to this embodiment can apply the conventional known manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet as a basic process.
  • examples of conventional manufacturing methods of grain-oriented electrical steel sheet include a manufacturing method in which inhibitors such as MnS and AlN are formed by high-temperature slab heating, and a manufacturing method in which AlN inhibitors are formed by low-temperature slab heating and nitriding treatment.
  • the manufacturing method of the decarburized annealed steel sheet according to this embodiment is not limited to a specific manufacturing method. Below, a method of applying nitriding treatment as a low-temperature slab heating process will be described.
  • a slab is prepared.
  • An example of a method for producing a slab is as follows. Molten steel is produced (smelted). A slab is produced using the molten steel. The slab may be produced by a continuous casting method. An ingot may be produced using the molten steel, and the ingot may be bloomed to produce a slab.
  • the thickness of the slab is not particularly limited. The thickness of the slab 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. When a thin slab is used, rough rolling before finish rolling can be omitted in the hot rolling process.
  • the above slab may contain the following elements in its chemical composition:
  • Carbon (C) is an effective element for controlling the primary recrystallized structure in the manufacturing process, but if its content in the final product is excessive, it will have a detrimental effect on the magnetic properties.
  • the preferred upper limit of the C content is 0.075%.
  • C is purified in the decarburization annealing process and the finish annealing process to be 0.005% or less.
  • the lower limit of the C content may be more than 0%, or may be 0.001%.
  • Si 2.0-7.0%
  • Silicon (Si) increases the electrical resistance of grain-oriented electrical steel sheets and reduces iron loss. If the Si content is less than 2.0%, ⁇ transformation occurs during final annealing, and the crystallization of the grain-oriented electrical steel sheets is reduced. On the other hand, if the Si content exceeds 7.0%, the cold workability decreases and cracks tend to occur during cold rolling.
  • the upper limit of the Si content is preferably 4.5%, and more preferably 4.0%.
  • Mn 0.05-1.00%
  • Manganese (Mn) combines with S or Se to produce MnS or MnSe, and functions as an inhibitor.
  • Mn is contained, the Mn content is within the range of 0.05 to 1.00%.
  • the secondary recrystallization is stable. It is possible for part of the inhibitor function to be performed by a nitride of an Nb group element. In this case, the strength of MnS or MnSe as a general inhibitor is Therefore, the upper limit of the Mn content is preferably 0.50%, and more preferably 0.20%.
  • At least one of S and Se 0.003 to 0.035% in total Sulfur (S) and selenium (Se) combine with Mn to produce MnS or MnSe, which functions as an inhibitor.
  • S and Se When at least one of S and Se is contained, if the total content of S and Se is 0.003 to 0.035%, secondary recrystallization is stable. It is possible for a part of the inhibitor function to be borne by a nitride of an Nb group element. In this case, the strength of MnS or MnSe as a general inhibitor is controlled to be weak. For this reason, the preferred upper limit of the total content of S and Se is 0.025%, and more preferably 0.010%. If S and Se remain after the final annealing, they form compounds and deteriorate the iron loss. Therefore, it is preferable to reduce S and Se as much as possible by purification during the final annealing.
  • the total content of S and Se means that at least one of S and Se is included, and is the total content.
  • Al 0.010-0.065%
  • Aluminum (Al) combines with N to precipitate as (Al,Si)N, and functions as an inhibitor.
  • Al is contained, the Al content is within the range of 0.010 to 0.065%.
  • AlN which acts as an inhibitor formed by nitriding as described below, expands the secondary recrystallization temperature range, and secondary recrystallization is particularly stable in the high temperature range. Therefore, the Al content is 0.010 to 0.065
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.020%, and more preferably 0.025%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.040%. and more preferably 0.035%.
  • N 0.012% or less Nitrogen (N) combines with Al to function as an inhibitor. Since N can be contained by nitriding during the manufacturing process, no lower limit is specified. For example, the lower limit of the N content may be more than 0%, or may be 0.001%. On the other hand, when N is contained, if the N content exceeds 0.012%, blisters, which are a type of defect, tend to occur in the steel sheet. The preferred upper limit of the N content is 0.010%, and more preferably 0.009%. N is purified in the final annealing process, and becomes 0.005% or less after the final annealing process.
  • the balance of the above chemical composition consists of Fe and impurities.
  • impurities refers to elements that are mixed in from raw materials such as ore and scrap during industrial production of steel, or from the production environment, etc.
  • the upper limit of the total impurity content may be, for example, 5%.
  • the above-mentioned chemical composition may contain known optional elements in place of part of Fe, taking into consideration not only solving manufacturing problems, but also strengthening the inhibitor function through compound formation and the effect on magnetic properties.
  • optional elements that may be contained in place of part of Fe include the following elements:
  • Nb group elements 0.050% or less
  • the total content of Nb group elements (one or more of Nb, V, Mo, Ta, and W) may be 0.050% or less.
  • the total content of Nb group elements is 0.030% or less, since secondary recrystallization is started at an appropriate timing.
  • the orientation of the secondary recrystallized grains generated becomes very favorable, and the structure can be finally controlled to be favorable for magnetic properties.
  • Nb and Ta have a strong effect and are preferable.
  • the total content of Nb group elements is more preferably 0.004 to 0.020%. Even more preferably, it is 0.005 to 0.010%.
  • the total content of Nb group elements means the total content including at least one of Nb, V, Mo, Ta, and W.
  • the slab also contains, as optional elements, in mass %: Cu: 0.40% or less, Bi: 0.010% or less, B: 0.080% or less, P: 0.50% or less, Ti: 0.015% or less, Sn: 0.10% or less, Sb: 0.10% or less, Cr: 0.30% or less, Ni: 1.00% or less. Since these optional elements may be contained according to known purposes, there is no need to set a lower limit for the content of the optional elements, and the lower limit may be 0%.
  • the chemical composition of the above slabs can be measured by the above analytical method, just like the chemical composition of the final product, grain-oriented electrical steel sheet.
  • the hot rolling process is a process in which a slab heated to a predetermined temperature (e.g., 1100 to 1400°C) is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • a predetermined temperature e.g. 1100 to 1400°C
  • the silicon steel material (slab) heated in the heating process is roughly rolled, and then finish-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet with a predetermined thickness, for example, 1.8 to 3.5 mm. After the finish rolling is completed, the hot-rolled steel sheet is coiled at a predetermined temperature.
  • the slab heating temperature should be 1100°C to 1280°C.
  • the hot-rolled sheet annealing process is a process in which the hot-rolled steel sheet obtained in the hot rolling process is annealed under a predetermined temperature condition (for example, at 750 to 1200 ° C for 30 seconds to 10 minutes) to obtain an annealed steel sheet.
  • Hot-rolled sheet annealing is generally performed to control the steel sheet structure such as the recrystallization rate, residual strain, and crystal grain size by annealing the hot-rolled steel sheet after the hot rolling process, and to preferably adjust the precipitate form in the steel.
  • a high-temperature slab heating process it is a process for finally controlling the form of precipitates such as AlN, and conditions are adjusted so that they precipitate uniformly and finely.
  • the hot-rolled sheet annealing for example, after heating the steel sheet to 1050 ° C to 1150 ° C, in order to properly precipitate AlN, etc., it may be cooled slowly to an intermediate temperature (850 ° C to 950 ° C) for 50 to 150 seconds, and then cooled with water.
  • an intermediate temperature 850 ° C to 950 ° C
  • the cold rolling process is a process in which the annealed steel sheet obtained in the hot-rolled sheet annealing process is subjected to one cold rolling or multiple cold rolling (two or more times) via annealing (intermediate annealing) to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of, for example, 0.10 to 0.50 mm.
  • the interpass temperature of the cold rolling may be set to about 100° C. to 300° C.
  • Total cold rolling rate (%) (1 - thickness of steel plate after cold rolling / thickness of steel plate before cold rolling) x 100
  • local rapid heating is performed on the cold-rolled steel sheet after the cold rolling process to form a local heating region.
  • the rapid heating method is not particularly limited as long as it can locally heat the steel sheet.
  • a method of heating by contacting a spot electrode with the front and back surfaces of the steel sheet and passing an electric current through the steel sheet a method of heating by irradiating the surface of the steel sheet with laser light or an electron beam, a method of locally heating by induction heating, a method of heating by contacting a hot piece, etc. can be adopted.
  • each local heating region can be a dot-like region with a diameter of about 10 ⁇ m to 10 mm, or a linear region with a width of about 10 ⁇ m to 10 mm.
  • the electrode used for current heating may be a circular electrode as described above, or a linear electrode.
  • the minimum diameter and width of the size of the locally heated region depend on the shape of the spot electrode and the technology for reducing the focused diameter of the laser light or electron beam. In principle, it is possible to further reduce the size of the locally heated region, but considering that the current size of the nuclei of recrystallized grains is about 1 ⁇ m, it is believed that an effect can be obtained if the size of the locally heated region is 1 ⁇ m or more. From an industrial perspective, the above minimum diameter and width should be 10 ⁇ m or more. Regarding the size of the locally heated region, if the maximum diameter or width exceeds 10 mm, the area proportion of Goss orientation grains with relatively large angle deviations ⁇ and ⁇ that cannot grow outside the locally heated region increases. In this case, it becomes difficult to obtain the effect of local rapid heating.
  • the heating rate should be 500°C/sec or more in the center of the locally heated region as viewed in the thickness direction and at 1/5 of the thickness of the steel plate. If the heating rate in the above region is 500°C/sec or more, the structure of the locally heated region can be preferably controlled to a recovered structure or a recrystallized structure.
  • the above heating rate is preferably 2000°C/sec or more, and more preferably 10000°C/sec or more.
  • the upper limit of the above heating rate is not particularly limited, and may be, for example, 1,000,000°C/sec.
  • the aim is to have coarse Goss oriented grains in the local heat affected region after decarburization annealing, but if the heating rate during decarburization annealing is faster than the heating rate during local rapid heating, it is difficult to achieve the above objective. Therefore, although it depends on the magnitude of the heating rate, it is preferable to set the heating rate during local rapid heating to be equal to or higher than the heating rate during decarburization annealing.
  • the 1/5 part of the thickness of the steel plate mentioned above refers to a depth equivalent to 1/5 of the thickness of the steel plate from the surface of the steel plate in the thickness direction.
  • the maximum temperature reached should be 700°C or higher in the center of the locally heated region when viewed from the plate thickness direction and at 1/5 of the plate thickness of the steel plate. If the maximum temperature reached in the above region is 700°C or higher, the structure of the locally heated region can be preferably controlled to a recovered structure or a recrystallized structure.
  • the above maximum temperature reached is preferably 800°C or higher, and more preferably 900°C or higher.
  • the above maximum temperature reached should be below the melting point of the steel plate, for example, 1400°C or lower.
  • the holding time from reaching the maximum temperature to cooling to 700°C at the center of the locally heated region as viewed from the thickness direction and at 1/5 of the thickness of the steel plate should be 0.1 seconds or more. If the holding time in the above region is 0.1 seconds or more, the structure of the locally heated region can be preferably controlled to a recovered structure or a recrystallized structure.
  • the holding time is preferably 0.2 seconds or more, more preferably 0.3 seconds or more, and even more preferably 0.4 seconds or more.
  • there is no particular limit to the upper limit of the holding time and it may be, for example, 10 seconds or less.
  • the holding time from reaching the maximum temperature to cooling to 700°C has a fundamental effect on the formation of coarse Goss orientation grains close to the ideal Goss orientation.
  • the method of local rapid heating is not particularly limited.
  • local rapid heating may be performed by spot electrical current heating, laser irradiation, or electron beam irradiation.
  • it is sufficient to control the heating rate, maximum temperature, and holding time described above so as to satisfy the above.
  • a person skilled in the art can combine the various conditions of the local rapid heating method to control the desired heating rate, maximum temperature, and holding time.
  • a person skilled in the art can perform a heat conduction analysis using the finite element method to control the heating rate and maximum temperature reached in the center of the localized heating area when viewed from the plate thickness direction and at 1/5 of the plate thickness of the steel plate.
  • a person skilled in the art can control the above-mentioned holding time by adjusting the heat removal conditions after the maximum temperature is reached. For example, in the case of spot current heating, the electrode holding time after current is controlled, or the shape of the spot electrode can be changed to a shape suitable for heat removal.
  • the irradiation speed can be adjusted, or the shape of the irradiation area can be changed to an ellipse or the like to gradient the irradiation energy from the center to the outer edge of the irradiation area.
  • the heating by laser irradiation preferentially heats only the vicinity of the irradiated steel sheet surface, and the inside of the steel sheet is not easily heated.
  • the heating by laser irradiation is non-contact heating, the heat is removed quickly after heating, and the temperature is not easily maintained. Therefore, when performing laser irradiation heating as local rapid heating, in order to recover or recrystallize the cold-worked structure in the laser irradiated region, it is necessary to control the conditions so that not only the surface of the steel sheet but also the inside of the steel sheet is heated, and the cooling rate is slowed down to relatively coarsen the subgrain structure in the laser irradiated region.
  • the laser irradiation conditions for performing local rapid heating are completely different from the laser irradiation conditions for performing magnetic domain refinement. For example, even if the laser irradiation conditions for performing magnetic domain refinement (usually 0.5 to 50 mJ/mm 2 ) are applied to this embodiment, the structure of the locally heated region is not favorably controlled, and coarse Goss orientation grains close to the ideal Goss orientation are not formed in the steel sheet after the decarburization annealing process. The same applies to electron beam irradiation as to laser irradiation.
  • the structure of the locally heated region is not favorably controlled, and coarse Goss oriented grains close to the ideal Goss orientation are not formed in the steel sheet after the decarburization annealing process.
  • decarburization annealing process In the decarburization annealing step, the cold-rolled steel sheet after the local rapid heating step is subjected to decarburization annealing (primary annealing). This decarburization annealing increases the frequency of Goss-oriented grains formed in the local heat-affected zone, increases the grain size of the Goss-oriented grains, and preferably forms coarse Goss-oriented grains having an orientation close to the ideal Goss orientation.
  • the decarburization annealing conditions may be a heating rate of 10 to 10,000°C/sec, an annealing temperature of 700 to 900°C, and an annealing time of 10 to 600 seconds.
  • C contained in the cold-rolled steel sheet is removed. It is preferable to perform the decarburization annealing in a moist atmosphere in order to remove "C" contained in the cold-rolled steel sheet.
  • the primary recrystallized grain size is not particularly limited, but is preferably 8 to 30 ⁇ m.
  • the heating rate of decarburization annealing may be 10,000°C/sec or less, but it is preferable to slow down the heating rate of decarburization annealing to form ⁇ 111 ⁇ 112> orientation grains and ⁇ 411 ⁇ 148> orientation grains that are easily eroded into the matrix portion (region not affected by local heat).
  • the heating rate of decarburization annealing is preferably 300°C/sec or less, more preferably 200°C/sec or less, and even more preferably 100°C/sec or less.
  • the degree of oxidation (PH 2 O/PH 2 ) in the annealing atmosphere may be set to 0.01 to 0.15.
  • the degree of oxidation PH 2 O/PH 2 can be defined as the ratio of the water vapor partial pressure PH 2 O to the hydrogen partial pressure PH 2 in the atmosphere.
  • the above steps allow the manufacture of the decarburization annealed steel sheet for grain-oriented electrical steel sheet according to this embodiment.
  • the decarburization annealed steel sheet according to this embodiment which is manufactured by controlling the conditions of each step in a composite and inseparable manner, has coarse Goss-oriented grains formed in a preferred form within the steel sheet.
  • the following describes a method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheet using the decarburized annealed steel sheet according to this embodiment.
  • Nitriding is an effective treatment in a low-temperature slab heating process in which the slab heating temperature is 1280°C or less, and is an important step for adjusting the strength of the inhibitor in secondary recrystallization. Nitriding increases the nitrogen content of the steel sheet by about 40 to 200 ppm between the start of the decarburization treatment and the start of secondary recrystallization in the finish annealing.
  • Examples of nitriding include a treatment of annealing in an atmosphere containing a gas with nitriding ability such as ammonia, and a treatment of finish annealing a decarburized annealed steel sheet coated with an annealing separator containing a powder with nitriding ability such as MnN.
  • the amount of nitriding after the nitriding treatment is preferably 130 to 350 ppm, and more preferably 150 to 250 ppm.
  • the annealing separator application process is a process of applying an annealing separator to the decarburized annealed steel sheet.
  • an annealing separator mainly composed of MgO can be used as the annealing separator.
  • the decarburized annealed steel sheet after application of the annealing separator is wound into a coil and finish-annealed in the next finish-annealing process.
  • the final annealing process is a process in which the decarburized annealed steel sheet coated with the annealing separator is subjected to final annealing (secondary annealing) to cause secondary recrystallization.
  • second annealing final annealing
  • the growth of the primary recrystallized grains is suppressed by an inhibitor, and the secondary recrystallization is allowed to proceed, thereby preferentially growing ⁇ 100 ⁇ 001> oriented grains and dramatically improving the magnetic flux density.
  • the heating rate during the heating process in the final annealing step is not particularly limited, but is preferably 3 to 7°C/hr (°C/hour). Furthermore, in the final annealing, the temperature range is 1000°C or higher and 1300°C or lower, and the temperature is maintained for 10 hours to 60 hours.
  • the atmosphere during the final annealing may be, for example, a nitrogen atmosphere or a mixed atmosphere of nitrogen and hydrogen.
  • a coating solution containing phosphoric acid or a phosphate, chromic anhydride or a chromate, and colloidal silica is applied to the steel sheet and baked (for example, at 350°C to 1150°C for 5 to 300 seconds) to form an insulating coating. do.
  • the grain-oriented electrical steel sheet may be subjected to a magnetic domain refinement treatment for forming localized micro-distortion regions or grooves by a known method such as laser, plasma, mechanical method, etching, etc.
  • a magnetic domain refinement treatment for forming localized micro-distortion regions or grooves by a known method such as laser, plasma, mechanical method, etching, etc.
  • the grain-oriented electrical steel sheet manufactured using the decarburized annealed steel sheet according to the present embodiment has excellent magnetic flux density, but the coarsening of secondary recrystallized grains is suppressed, so that the magnetic domains are refined even without the magnetic domain refinement treatment.
  • the conditions in the examples are one example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to this one example of conditions.
  • Various conditions can be adopted in the present invention as long as they do not deviate from the gist of the present invention and the object of the present invention is achieved.
  • the chemical composition-adjusted slabs were used as the raw material to manufacture decarburized annealed steel sheets with the chemical compositions shown in Table 2. These chemical compositions were measured based on the method described above. In Table 2, "-" indicates that no control or manufacturing was carried out with the content in mind, and that no content measurements were carried out.
  • the slabs were heated to 1150°C and subjected to hot rolling to obtain hot-rolled steel sheets with a thickness of 2.6 mm.
  • the hot-rolled steel sheets were then heated to 1100°C and subsequently annealed at 900°C for hot-rolled sheet annealing, after which the sheets were pickled to remove the scale formed on the surface.
  • These steel sheets were subjected to one cold rolling or multiple cold rolling with intermediate annealing in between to obtain cold-rolled steel sheets with a final thickness of 0.22 mm.
  • the above cold-rolled steel sheets were subjected to localized rapid heating under the conditions shown in Tables 3 to 6.
  • spot current heating a copper electrode with a diameter of 1 mm was used in the contact area with the steel sheet, and the electrode shape, electrode pressure, current, current duration, and electrode holding time after current were varied in a composite manner to control the heating rate, maximum temperature, and holding time from reaching the maximum temperature until cooling to 700°C (holding time above 700°C).
  • the laser heating a fiber laser was used, and the focal spot diameter of the laser light in the rolling direction (i.e., the diameter including 86% of the laser output) was set to 30 ⁇ m (except for Tests No. 43 and No. 44).
  • the laser irradiation energy density, laser scanning speed, and shape of the laser irradiation area were varied in a composite manner to control the heating rate, maximum temperature, and holding time above 700°C.
  • Those skilled in the art can combine the conditions of the localized rapid heating method to control the desired heating rate, maximum temperature, and holding time above 700°C.
  • test No. 41 the laser beam was elongated in the scanning direction, and the holding time from reaching the maximum temperature to cooling to 700 ° C. during local rapid heating was controlled to 0.2 seconds, so that coarse Goss orientation grains having an orientation close to the ideal Goss orientation were formed in the locally heated area.
  • test No. 42 general laser irradiation conditions for magnetic domain refinement were applied.
  • test No. 43 the focusing spot diameter was set to 0.5 mm, the laser irradiation energy density was set to 2.0 J/mm 2 , and the laser beam irradiation portion was controlled so that it would eventually become the grain boundary of the secondary recrystallized grain.
  • test No. 43 the focusing spot diameter was set to 0.5 mm, the laser irradiation energy density was set to 2.0 J/mm 2 , and the laser beam irradiation portion was controlled so that it would eventually become the grain boundary of the secondary recrystallized grain.
  • the focusing spot diameter was set to 0.5 mm
  • the laser irradiation energy density was set to 30.0 J/mm 2
  • the laser beam irradiation portion was controlled so that it would eventually become the grain boundary of the secondary recrystallized grain.
  • the localized heating conditions “Linear or dotted” indicate the shape of the localized heated area on the surface of the cold-rolled steel sheet
  • the localized heating conditions “Rolling direction spacing” and “Width direction spacing” indicate the spacing in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction at which the localized heated areas are arranged on the surface of the cold-rolled steel sheet.
  • the localized heated areas are arranged at equal intervals in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction. For example, if both the "Rolling direction spacing" and the "Width direction spacing" are 100 mm or less, localized heated areas are arranged in all divided sections.
  • the cold-rolled steel sheets after the localized rapid heating were subjected to decarburization annealing under the conditions shown in Tables 3 to 6.
  • the degree of oxidation (PH 2 O/PH 2 ) in the annealing atmosphere (furnace atmosphere) was set to 0.13.
  • the decarburized annealed steel sheets produced were nitrided at 750°C in a nitrogen-hydrogen-ammonia atmosphere to bring the nitrogen content of the steel sheets to 220 ppm.
  • An annealing separator mainly composed of MgO was then applied and finish annealed.
  • the steel sheets were heated to 1000°C at 15°C/hr (°C/hour) in a mixed atmosphere of hydrogen and nitrogen, then heated to 1200°C at the heating rates shown in Tables 3 to 6, and held at 1200°C for 20 hr in a hydrogen atmosphere.
  • the steel sheet After final annealing, the steel sheet is coated with an insulating coating solution made mainly of colloidal silica and phosphate, with chromic anhydride added as needed, and baked to form an insulating coating.
  • an insulating coating solution made mainly of colloidal silica and phosphate, with chromic anhydride added as needed, and baked to form an insulating coating.
  • Secondary recrystallized grain size of grain-oriented electrical steel sheet The secondary recrystallized grain size of the grain-oriented electrical steel sheet was measured based on the cutting method specified in JIS G0551:2020. Note that the secondary recrystallized grain size (average grain size) in the rolling direction was measured as the secondary recrystallized grain size. A secondary recrystallized grain size (average grain size) of 65 ⁇ m or less in the rolling direction was judged to be acceptable.
  • the decarburized annealed steel sheets according to the present invention had a favorable control of the area ratio of the divided small section group I to the area of the divided section and the value of A I GOSS ⁇ aveA GOSS .
  • All of these examples of the present invention as grain-oriented electrical steel sheets, exhibited excellent magnetic flux density despite the suppression of coarsening of the secondary recrystallized grain size.
  • the suppression of coarsening of the secondary recrystallized grain size was achieved in these grain-oriented electrical steel sheets, they also had excellent iron loss and magnetostriction.
  • the above aspect of the present invention makes it possible to provide a decarburized annealed steel sheet for grain-oriented electrical steel that can increase magnetic flux density while suppressing coarsening of secondary recrystallized grains, and therefore has high industrial applicability.

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Abstract

この方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板は、板面上の少なくとも１００ｍｍ×１００ｍｍである分割区画の面積に対して、ＦＣ÷ａｖｅＦＣの値が１．３以上となる分割小区画グループＩの面積割合が０．０５％以上５０％以下であり、且つ、分割小区画グループＩの面積に対して分割小区画グループＩ内に含まれるゴス方位粒の面積割合を、分割区画の面積に対して分割区画内に含まれるゴス方位粒の面積割合で割った値が１．３以上である。

Description

方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板
　本発明は、方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板に関する。
　本願は、２０２３年６月２９日に、日本に出願された特願２０２３－１０６８５９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、Ｓｉを含み、その結晶粒の結晶方位がゴス方位（立方晶｛１１０｝＜００１＞）近傍に集積しており、磁化容易軸である＜００１＞方位が鋼板製造工程における圧延方向にほぼ揃っている。このような方向性電磁鋼板は、トランスの鉄芯等の材料として非常に優れている。方向性電磁鋼板の磁気特性のうちで特に重要なものは磁束密度及び鉄損である。
　所定の磁化力が印加されたときの方向性電磁鋼板の磁束密度は、結晶粒の磁化容易軸が鋼板の圧延方向に揃った度合い、すなわち結晶方位の配向性が高いものほど大きくなる傾向がある。磁束密度を表す指標として、一般的に磁束密度Ｂ８が用いられる。磁束密度Ｂ８は、８００Ａ／ｍの磁化力が圧延方向に印加されたときに、磁化された方向性電磁鋼板の磁束密度の値である。すなわち、磁束密度Ｂ８の値が大きい方向性電磁鋼板ほど、一定の磁化力で磁化されやすく、磁束密度が大きくなるため、小型で効率の優れたトランスに適しているといえる。
　また、鉄損を表す指標として、一般的に鉄損Ｗ１７／５０が用いられる。鉄損Ｗ１７／５０は、最大磁束密度が１．７Ｔ、周波数が５０Ｈｚの条件下で方向性電磁鋼板を交流励磁したときの鉄損である。鉄損Ｗ１７／５０の値が小さい方向性電磁鋼板ほど、エネルギー損失が低くトランスに適しているといえる。
　鉄損を低減させる方法としては、渦電流損の低減に有効なＳｉを含有させて電気抵抗を高める方法、鋼板板厚を薄くする方法、結晶粒径を小さくする方法、およびヒステリシス損の低減に有効な結晶粒の方位を揃える方法等がある。すなわち、磁束密度Ｂ８の値が大きいほど、結晶方位がゴス方位に揃い、ヒステリシス損が低減するため、磁束密度Ｂ８の値が大きいほど、鉄損Ｗ１７／５０の値が小さくなるという傾向がある。一方、結晶方位の集積度を向上させるためにゴス方位粒の発達を促進すると、結晶粒径が大きくなる傾向をもつため、渦電流損が大きくなり、Ｂ８の値が高くても結晶粒が大きくなりすぎる場合には、鉄損が劣化するという二律背反性が存在する。
　近年、人工的に磁区幅を細分化するため、レーザー光やプラズマジェットなどの照射により歪を導入することや、あるいは機械的にもしくはエッチングなどにより溝を形成することで、磁区を制御する方法が開発されている。このような方法を用いることによって、結晶方位の集積度を高めて磁束密度を高くした鋼板では、二次再結晶粒径が大きくなった場合であっても、渦電流損を低減することができ、鉄損を十分に低減することができる。ただし、鋼板に歪を導入すると、歪のため、磁歪（λＰ－Ｐ）が増大することとなる。また、磁区細分化後に８００℃程度の温度で熱処理を施すと鉄損低減効果は消失してしまうので、照射後８００℃以上の歪み取り焼鈍を必要とする用途に用いることはできない。一方、溝による磁区制御方法では、磁束密度Ｂ８が低下する問題がある。
　一般的に、方向性電磁鋼板は、次のようにして製造されている。Ｓｉを所定の量含む鋼板の素材（スラブ）を熱間圧延、焼鈍、及び冷間圧延を行い、所望の厚さの鋼板を得る。次いで、冷間圧延後の鋼板を焼鈍（一次焼鈍、脱炭焼鈍ともいう。）する。この焼鈍により、一次再結晶が生じ、一次再結晶粒の中に、圧延方向に磁化容易軸が揃った、｛１１０｝＜００１＞で記述される厳密なゴス（Ｇｏｓｓ）方位からのずれ角が１０°以下の結晶方位をもつ結晶粒（以下、ゴス方位粒とよぶ）が形成される。この焼鈍は、脱炭焼鈍も兼ねている。その後、一次再結晶が生じた鋼板の表面に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布する。続いて、焼鈍分離剤が塗布された鋼板を巻き取って鋼板コイルを作製し、この鋼板コイルに対してバッチ処理の焼鈍（二次再結晶焼鈍、仕上げ焼鈍ともいう）を行う。この焼鈍により、ゴス方位粒が他の結晶粒を蚕食し、二次再結晶が生じると共に、鋼板の表面にいわゆるグラス被膜が形成される。二次再結晶の際には、鋼板に含まれるインヒビターの影響により、ゴス方位粒が優先的に成長し、大きいものでは結晶粒径が１００ｍｍ以上となる場合がある。次いで、鋼板コイルを巻き解きながら、二次再結晶が生じた鋼板を平坦化する焼鈍及び絶縁被膜の形成等を行う。
　方向性電磁鋼板は、上述のように、仕上げ焼鈍中に二次再結晶を起こさせ、｛１１０｝＜００１＞方位に集積したゴス方位粒からなる結晶組織を得ることにより、所定の磁気特性を得ている。この結晶組織を得るためには、一次焼鈍後に、マイナーであるゴス方位粒の存在頻度を大きくすることや、ゴス方位粒と結晶格子の整合性がよい結晶粒の存在頻度を大きくすることが有効である。例えば、｛１１０｝＜００１＞方位と結晶格子の整合性が高く且つゴス方位とΣ９の対応方位関係をもつ｛７７８｝＜４４７＞（≒｛１１１｝＜１１２＞）方位や｛４１１｝＜１４８＞方位の結晶粒（対応方位粒とよぶ）は、ゴス方位粒によって蚕食されやすい結晶粒であり、一次再結晶組織中に多く含まれることが有効である。ただ、上記の一次焼鈍で生成する結晶粒の結晶方位を制御する際、ゴス方位粒の存在頻度と対応方位関係をもつ結晶粒の存在頻度とを同時に向上させることは難しい。例えば、冷延圧下率が８５％以上の領域では、ゴス方位粒によって蚕食されやすい対応方位粒は、冷延圧下率の上昇に伴って存在頻度が上昇していくのに対して、ゴス方位粒は、冷延圧下率の上昇に伴って存在頻度が減少していく。また、一次再結晶集合組織中でマイナー方位であるゴス方位粒は、一次焼鈍の加熱速度を速めるに従い存在頻度が増加するのに対して、一次再結晶集合組織中でメジャー方位である｛１１１｝＜１１２＞方位をもつ対応方位粒は、一次焼鈍の加熱速度が速くなると逆に存在頻度が減少する。
　即ち、従来の工程制御条件では、ゴス方位粒の存在頻度とゴス方位粒に蚕食されやすい対応方位粒の存在頻度とを独立に制御することができていなかった。
　ここで、方向性電磁鋼板で観測される結晶方位の、圧延面法線方向Ｚ（ＮＤ）周りにおける理想｛１１０｝＜００１＞方位からのずれ角をずれ角α、圧延直角方向Ｃ（ＴＤ）周りにおける理想｛１１０｝＜００１＞方位からのずれ角をずれ角β、圧延方向Ｌ（ＲＤ）周りにおける理想｛１１０｝＜００１＞方位からのずれ角をずれ角γとする。そして、角度偏差θとして、方向性電磁鋼板で観測される結晶方位の、上記ＮＤ、ＴＤ、ＲＤ周りでのずれ角α、β、γから、下記（式１）により得られる理想｛１１０｝＜００１＞方位からの角度偏差θを定義する。
　θ＝（α２＋β２＋γ２）１／２　　　　　（式１）
　前述のように、ゴス方位粒は、厳密な意味でのゴス方位（理想ゴス方位）をもつ結晶粒（理想ゴス方位粒とよぶ）ではない。各結晶粒の磁化容易軸方向（立方晶｛１１０｝＜００１＞）と圧延方向とは完全に一致するとは限らず、磁化容易軸方向と圧延方向との間に角度偏差θが存在する。（式１）に基づいて理想ゴス方位との角度偏差θが１０°以下となる結晶粒をゴス方位粒（実用ゴス方位粒）と呼ぶ。実用ゴス方位粒の角度偏差θが増大すると、結晶方位の配向性が低下し、磁束密度Ｂ８が低下する。
　一般に、一次再結晶後の鋼板中に含まれるゴス方位粒には、角度偏差θが大きい粒も混在している。ただ、二次再結晶によって結晶粒が成長する際、二次再結晶初期における結晶粒径のサイズアドバンテージの効果を除けば、ゴス方位粒のうちでも角度偏差θが小さい結晶粒ほど、粒成長駆動力が大きく、二次再結晶が完了するまで優先的に成長し続ける。そのため、角度偏差θの小さなゴス方位粒ほど、二次再結晶後の結晶粒径が大径化しやすい。即ち、二次再結晶粒をゴス方位へ高配向させるような製造方法では、特定の結晶粒を優先成長させるので、必然的に結晶粒径が増大しやすい。
　また、二次再結晶の際、鋼板は平坦ではなくコイル状に巻かれて湾曲しているが、結晶粒は結晶方位の直線性を保ちながら成長する。そのため、二次再結晶後にコイル状の鋼板を巻き解いて平坦化すると、結晶粒内で磁化容易軸方向が方向性電磁鋼板の表面と平行にならない部分が生じる。このコイル巻き戻しに起因して、主にずれ角βの値が大きくなり、角度偏差θも大きくなる。コイル巻き戻しに起因する角度偏差θの増大は、結晶粒径が大きいほど顕著となる。すなわち、角度偏差θの小さなゴス方位粒は、二次再結晶時に優先的に粒成長しやすいが、二次再結晶粒径が粗大となればコイル巻き戻しによって角度偏差θが増大する。
　特許文献１には、最終冷間圧延後の鋼板表面に、エッチング処理を施して所定の条件を満足する線状溝を形成し、その後の一次焼鈍で、鋼板温度が５００℃以上７５０℃以下の温度域における加熱速度を、線状溝以外の部分に比べて線状溝部分で速くする技術が開示されている。特許文献１では、人工的に加熱速度が速い箇所と加熱速度の遅い箇所とを作ることによって、積極的に（１１０）［００１］方位粒の存在頻度を高めた箇所（線状溝部分）と、（１１１）［１１２］方位粒の存在頻度を高めた場所（線状溝以外の部分）とを配置する。
　特許文献２には、冷間圧延と仕上げ焼鈍との間に、珪素鋼板の表面に向けてレーザビームを圧延方向に関して所定の間隔ＰＬで複数回照射する技術が開示されている。この珪素鋼板に仕上げ焼鈍で二次再結晶を生じさせると、レーザビームの軌跡に沿った位置が、珪素鋼板の表裏を貫通する結晶粒界となる。特許文献２では、仕上げ焼鈍後、結晶粒の圧延方向の長さは、最大でも照射間隔ＰＬに相当する３０ｍｍ程度となり、磁化容易軸方向（立方晶｛１１０｝＜００１＞）と圧延方向との角度偏差は、０°～６°の範囲内となる。
　特許文献３には、高温スラブ加熱プロセスを前提とし、曲率の異なるコイル内外周でのＧｏｓｓ方位への方位集積度の差が小さく、高い磁束密度を有する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、冷延鋼板に対し、線状の局所加熱を行うことで、この線状加熱部を二次再結晶粒の成長の障壁として作用させて、二次再結晶粒の成長を抑制する。
日本国特開２００７－１６９７６２号公報 国際公開ＷＯ２０１２／０１４２９０号 日本国特開２０２２－１６１２６９号公報
　上述したように、従来から方向性電磁鋼板の磁気特性を高めることが試みられてきた。しかし、従来技術による磁気特性の改善は十分とは言えない。
　本発明は、上記の課題に鑑みてなされた。本発明は、磁束密度を高めることができる方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板を提供すること目的とする。具体的には、二次再結晶粒径の粗大化を抑制しながら磁束密度を高めることができる方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板を提供することを目的とする。
　即ち、本発明の要旨とするところは以下のとおりである。
［１］本発明の一態様に係る方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板は、
　　板面上の少なくとも１００ｍｍ×１００ｍｍの領域を分割区画と定義し、前記分割区画内を１ｍｍ×１ｍｍの領域に細分して各区画を分割小区画と定義し、
　　前記分割区画内に含まれる結晶粒の平均粒径を単位μｍでａｖｅＤと定義し、
　　１つの分割小区画内に含まれる結晶粒数に対してこの分割小区画内に含まれる粒径が３．０×ａｖｅＤ以上となる結晶粒数の個数割合をＦＣと定義し、前記分割区画内に含まれる結晶粒数に対して前記分割区画内に含まれる粒径が３．０×ａｖｅＤ以上となる結晶粒数の個数割合をａｖｅＦＣと定義し、
　　ＦＣ÷ａｖｅＦＣの値が１．３以上となる分割小区画を合わせて分割小区画グループＩと定義したとき、
　前記分割区画の面積に対して前記分割小区画グループＩの面積割合が０．０５％以上５０％以下であり、且つ
　　圧延面法線方向を回転軸とする理想ゴス方位からのずれ角をαと定義し、
　　圧延直角方向を回転軸とする理想ゴス方位からのずれ角をβと定義し、
　　板面上の測定点で測定する結晶方位のずれ角を（α　β）と表し、
　　前記測定点での角度偏差をφ＝（α２＋β２）１／２と定義し、
　　前記角度偏差φが１０°以下である結晶粒をゴス方位粒と定義し、
　　前記分割小区画グループＩの面積に対して前記分割小区画グループＩ内に含まれるゴス方位粒の面積割合をＡＩ ＧＯＳＳと定義し、前記分割区画の面積に対して前記分割区画内に含まれるゴス方位粒の面積割合をａｖｅＡＧＯＳＳと定義したとき、
　ＡＩ ＧＯＳＳ÷ａｖｅＡＧＯＳＳの値が１．３以上である。
［２］上記［１］に記載の方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板では、
　理想ゴス方位に対してΣ９対応方位関係にある結晶方位からの方位差が１０°以内である結晶粒を対応方位粒と定義し、
　前記分割区画のうちで前記分割小区画グループＩを除く分割小区画を分割小区画グループＩＩと定義したとき、
　前記分割小区画グループＩＩの面積に対して前記分割小区画グループＩＩ内に含まれる対応方位粒の面積割合が１０％以上５０％以下であってもよい。
　本発明の上記態様によれば、磁束密度を高めることができる方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板を提供することができる。具体的には、二次再結晶粒径の粗大化を抑制しながら磁束密度を高めることができる方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板を提供することができる。
局所急速加熱方法としてスポット通電加熱を用いた一例を示す図であり、本実施形態に係る方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板における局所加熱影響領域の配置の一例を示す模式図である。 本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板のゴス方位粒の分布を示す模式図である。
　本発明の好ましい一実施形態を詳細に説明する。ただ、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、下記する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。また、化学組成に関する「％」は特に断りがない限り「質量％」を意味する。
　前述のように、理想ゴス方位である｛１１０｝＜００１＞方位との角度偏差θや角度偏差φが小さい実用ゴス方位粒は、一次焼鈍（脱炭焼鈍）の加熱速度を速めるに従い存在頻度が増加する。それに対し、ゴス方位とΣ９の対応方位関係もつ｛７７８｝＜４４７＞（≒｛１１１｝＜１１２＞）方位や｛４１１｝＜１４８＞方位などのゴス方位粒に蚕食されやすい結晶粒（対応方位粒とよぶ）は、一次焼鈍の加熱速度が速くなると逆に存在頻度が減少する。そのため、一次焼鈍にて、実用ゴス方位粒の比率を増大しつつ対応方位粒の比率をも増大することは困難であった。
　特許文献１に記載の技術は、エッチング処理で鋼板表面に線状溝を形成し、一次焼鈍時に線状溝の部分の加熱速度を速め、ゴス方位粒の比率の高い部分（線状溝部分）と対応方位粒の比率が高い部分（線状溝以外の部分）とを配置する。しかし、この方法では、線状溝部分とそれ以外の部分とで、一次焼鈍の加熱速度の差を大きくすることが困難であり、得られる効果は限定的であった。具体的には、線状溝部分での加熱速度と線状溝以外の部分での加熱速度の違いはそれほど大きくならない。例えば、鋼板全体を１００℃／秒で加熱したとしても、溝の形成によりこの部分の板厚が薄くなる程度は元の板厚に対して１０％程度を超えないものであるため（なぜならば、通常の溝深さは２０μｍ以下程度であり、板厚の１０％以下程度であるため）、鋼板の熱伝導も考えると同じ熱量投入に対して加熱速度比が板厚比以下になるから、線状溝以外の部分と比較して、線状溝部分でのゴス方位粒の比率は高まりにくい。また、この方法では、一次焼鈍時に線状溝部分の加熱速度を速めるため、一次焼鈍後に線状溝部分に形成されるゴス方位粒の粒径は、全体平均としての一次再結晶粒径と比較して、大径化することはなく、同等もしくは微細となる。
　また、特許文献２に記載の技術は、仕上げ焼鈍前に鋼板表面に向けてレーザビームを照射する。しかし、この方法では、レーザビーム照射部を二次再結晶の結晶粒界に制御しているだけであり、一次再結晶で生成するゴス方位粒の配向性は制御していない。また、レーザー照射によって加熱される領域はレーザーが照射されている表層近傍部のみであり、かつ周辺部への熱拡散が顕著であるため、鋼板を再結晶させるような熱履歴を確保することは通常できない。
　また、特許文献３に記載の技術は、冷間圧延後の鋼板表面に向けてレーザビームを照射する。しかし、この方法では、上記と同様に、レーザビーム照射部を二次再結晶の結晶粒界に制御しているだけであり、加熱速度の制御はしておらず一次再結晶で生成するゴス方位粒の配向性は制御していない。特許文献３では、レーザビーム照射部を二次再結晶粒の成長の障壁として作用させることで二次再結晶粒の圧延方向の粒径を小さくしているだけであり、局所加熱領域でのゴス方位粒の大径化に関して有効な局所加熱領域での粒成長温度域の確保もされておらず、この方法では曲率の異なるコイル内外周でのＧｏｓｓ方位への方位集積度の差を小さくできるかもしれないが、理想ゴス方位に結晶方位が近いゴス方位粒は得られない。すなわち、この方法は、二次再結晶粒の圧延方向の粒径が大きくなることで磁束密度が低下することを抑制しているが、ゴス方位粒の配向性を根本的に高めることは指向していない。
　本実施形態では、鋼板に局所急速加熱を行って局所加熱領域を形成した後に一次焼鈍（脱炭焼鈍）することにより、優れた品質を有する方向性電磁鋼板が得られることをはじめて知見した。一次焼鈍前に形成する局所加熱領域は、鋼板の表面に対して局所的に配置される。この局所加熱領域の結晶組織は、局所急速加熱終了時点で、再結晶組織と回復組織の一方又は両方からなる。鋼板表面のうち、局所加熱領域以外の非急速加熱部の結晶組織は、冷間圧延ままである冷間加工組織からなる。
　上記の局所急速加熱は、加熱速度が５００℃／秒以上、好ましくは２０００℃／秒以上、さらに好ましくは１００００℃／秒以上であることが好ましい。このように、一次焼鈍前に鋼板の表面に局所加熱領域を形成した上で、この鋼板に一次焼鈍を実施すると、局所急速加熱で熱影響を受けた領域（局所加熱影響領域）には、実用ゴス方位を有する結晶粒が多数形成されることがわかった。また、形成されるゴス方位粒のうちで、理想ゴス方位との角度偏差θや角度偏差φがより小さいゴス方位粒の比率が高くなるとともに、一次焼鈍後のゴス方位粒の粒径が増大することも明らかとなった。
　局所加熱影響領域に含まれる粗大ゴス方位粒の頻度は、通常の板全体の急速加熱で得られる頻度よりも大きくなる。この特徴は、局所加熱領域の周辺部が歪を多く残した加工組織であることに起因すると考えられる。具体的には、局所急速加熱を行った場合、局所加熱領域に発生した実用ゴス方位粒が、一次焼鈍時に、周辺部であり且つ歪を多く残す未再結晶領域を優先的に蚕食して大径化するが、鋼板全体加熱の場合、再結晶粒の生成と成長が鋼板内で均一に生じるため、上記のような大径化が起こらないと考えられる。
　一次焼鈍によって上記の特徴を有する局所加熱影響領域を鋼板表面に散在させた上で、さらに二次焼鈍を行う。局所加熱影響領域に形成されたゴス方位粒が、二次焼鈍時に優先的に成長する。局所加熱影響領域には多数のゴス方位粒が形成され、その中には、角度偏差θや角度偏差φが特に小さい、理想ゴス方位に近い粒であって、一次焼鈍後の結晶粒径が大きいゴス方位粒が含まれており、二次再結晶ではこのようなゴス方位粒が特に優先的に成長する。
　二次再結晶の核となるゴス方位粒は局所加熱影響領域に供給されるので、局所加熱影響領域以外のマトリックス部分、すなわち局所加熱非影響領域については、一次焼鈍でゴス方位粒を形成する必要がない。従って、一次焼鈍の熱処理条件として、加熱速度が低い緩加熱条件とし、蚕食されやすい｛１１１｝＜１１２＞方位や｛４１１｝＜１４８＞方位をもつ対応方位粒を、局所加熱非影響領域に多く形成するような一次焼鈍条件を採用してもよい。例えば、一次焼鈍の加熱速度を３００℃／秒以下とすることにより、局所加熱影響領域には理想ゴス方位に近くかつ結晶粒径の大きなゴス方位粒が多数形成され、一方で局所加熱非影響領域にはゴス方位粒がほとんど形成されず、逆に対応方位粒を多く形成することができる。
　上記のように、局所急速加熱と一次焼鈍とが終了した鋼板（脱炭焼鈍鋼板）の局所加熱影響領域には、理想ゴス方位に近くかつ粒径の大きいゴス方位粒が多く存在している。一方で、マトリックス部（局所加熱非影響領域）には大径化したゴス方位粒がほとんど存在せず、蚕食されやすい対応方位粒を多く存在させることもできる。このような鋼板を二次焼鈍すると、局所加熱影響領域内に存在し、理想ゴス方位に近くかつ粒径の大きいゴス方位粒が、優先成長を開始し、局所加熱非影響領域に向かって成長していく。
　局所急速加熱の一態様として、電気抵抗加熱によるスポット通電加熱を用いた場合について説明する。スポット通電加熱は、鋼板の両面に対向してスポット電極を圧着し、スポット電極間に電流を流すことによって鋼板の電極保持部をスポット通電加熱する。表１に示す成分を有する鋼を用い、熱間圧延及び冷間圧延によって板厚０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。この鋼板にスポット通電加熱を施した。スポット通電加熱は、直径３ｍｍの銅電極を用い、通電電流を鋼板表面が溶融しない範囲である５．０ｋＡ以下、通電時間を２０ミリ秒～８０ミリ秒、電極加圧力を５０ｋｇｆ～５００ｋｇｆ、通電後電極保持時間を０．２秒の条件で実施した。冷延鋼板の表面に対して、圧延方向に２０ｍｍピッチ、幅方向（圧延直角方向）に３０ｍｍピッチで、マス目状にスポット通電加熱を行い、局所加熱領域を形成した。この冷延鋼板を脱炭焼鈍（一次焼鈍）に供した。脱炭焼鈍では、冷延鋼板を、加熱速度２０℃／秒で昇温し、８３０℃で９０秒間保持した。
　図１に、本実施形態に係る方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板における局所加熱影響領域の配置の一例を示す。図１中に、鋼板１、局所加熱影響領域２、圧延方向２１、および幅方向（圧延直角方向）２２を模式的に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　脱炭焼鈍鋼板（局所急速加熱後で且つ一次焼鈍後の鋼板）の表面について、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　ｐａｔｔｅｒｎ）による観察面を準備するため、機械研磨により平滑な表面を作成し、表面の加工歪を除去するために電解研磨を行い、ＥＢＳＤによって局所加熱領域を含む領域について０．５μｍステップでＩＱ（Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ）値および結晶方位の測定を行った。図２は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板のゴス方位粒の分布を示す模式図である。
　スポット通電加熱に用いる通電電極は、円形状であり、その直径は、円相当径で０．５ｍｍφ～１０ｍｍφであることが好ましく、１ｍｍφ～５ｍｍφであることがより好ましい。なお、上記では円形状の通電電極を用いたが、冷延鋼板の加熱速度を局所的に速くし、この領域にゴス方位粒を形成して粒成長させればよく、電極形状は他の形状、例えば、楕円形、線状であってもよい。
　図２では、角度偏差φ＝（α２＋β２）１／２の定義に基づいて、理想ゴス方位との角度偏差φが１０°以下の結晶粒（ゴス方位粒１４）を「○」で表示した。さらに、角度偏差φが１０°以下の結晶粒の中から、結晶粒径が粗大な結晶粒（粗大ゴス方位粒１５）を「◎」で表示した。なお、粗大ゴス方位粒１５とは、平均結晶粒径（ａｖｅＤ）と比較して、粒径が３倍以上となるゴス方位粒を意味する。
　図２に示すように、本実施形態に係る方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板（鋼板１）は、ゴス方位粒１４を含むとともに、粗大ゴス方位粒１５を含む。特に、粗大ゴス方位粒１５が含まれる領域は、局所加熱影響領域２に対応する。なお、図２中には、模式的に、局所加熱領域境界４および局所加熱影響領域境界５を図示しているが、これらの境界を組織観察によって判別することは容易ではない。ただ、本実施形態では、粗大ゴス方位粒１５が含まれる領域を、局所加熱影響領域２と見なすことができる。
　上記の脱炭焼鈍鋼板について、さらに窒化処理をした後、ＭｇＯを主成分とした焼鈍分離剤を塗布したのち、二次焼鈍を行った。二次焼鈍条件は、水素窒素雰囲気、昇温速度：１５℃／ｈｒ（℃／時間）、保持：１２００℃－２０ｈｒ（時間）である。得られた鋼板にマクロエッチングを行い、結晶粒界を現出させた。マクロエッチング後の鋼板で局所加熱影響領域に対応する箇所を観察したところ、局所加熱影響領域に対応する箇所から複数の二次再結晶粒が成長している場合や、局所加熱影響領域に対応する箇所の中心から二次再結晶粒が広がっている様子が観察された。また、局所加熱影響領域に対応する箇所では、２ｍｍ以下の微小粒が局所加熱影響領域の痕跡として観察される場合とされない場合があった。局所加熱の条件により、二次再結晶マクロ組織が多少変化する場合はあるものの、局所加熱処理をしない場合に比べて、ゴス方位の集積度を高めることができ、結果として、鋼板の磁束密度Ｂ８が向上した。こうして得られた二次再結晶粒の結晶方位は、理想ゴス方位からのずれが極めて小さいことが確認できた（この鋼板ではＢ８が１．９６Ｔに向上した）。前述のように、本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板には、ゴス方位粒１４が含まれるとともに、粗大ゴス方位粒１５が含まれる。サイズアドバンテージをもった理想ゴス方位に近い粗大ゴス方位粒１５を形成させることが、二次再結晶方位が良好となった原因と考えられる。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板の特徴を具体的に説明する。なお、図２に示した上記の脱炭焼鈍鋼板は、下記の特徴を満足する。
　本実施形態に係る方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板は、
　　板面上の少なくとも１００ｍｍ×１００ｍｍの領域を分割区画と定義し、この分割区画内を１ｍｍ×１ｍｍの領域に細分して各区画を分割小区画と定義し、
　　上記分割区画内に含まれる結晶粒の平均粒径を単位μｍでａｖｅＤと定義し、
　　１つの分割小区画内に含まれる結晶粒数に対してこの分割小区画内に含まれる粒径が３．０×ａｖｅＤ以上となる結晶粒数の個数割合をＦＣと定義し、上記分割区画内に含まれる結晶粒数に対して上記分割区画内に含まれる粒径が３．０×ａｖｅＤ以上となる結晶粒数の個数割合をａｖｅＦＣと定義し、
　　ＦＣ÷ａｖｅＦＣの値が１．３以上となる分割小区画を合わせて分割小区画グループＩと定義したとき、
　上記分割区画の面積に対して上記分割小区画グループＩの面積割合が０．０５％以上５０％以下となり、且つ
　　圧延面法線方向を回転軸とする理想ゴス方位からのずれ角をαと定義し、
　　圧延直角方向を回転軸とする理想ゴス方位からのずれ角をβと定義し、
　　板面上の測定点で測定する結晶方位のずれ角を（α　β）と表し、
　　上記測定点での角度偏差をφ＝（α２＋β２）１／２と定義し、
　　上記角度偏差φが１０°以下である結晶粒をゴス方位粒と定義し、
　　上記分割小区画グループＩの面積に対して上記分割小区画グループＩ内に含まれるゴス方位粒の面積割合をＡＩ ＧＯＳＳと定義し、上記分割区画の面積に対して上記分割区画内に含まれるゴス方位粒の面積割合をａｖｅＡＧＯＳＳと定義したとき、
　ＡＩ ＧＯＳＳ÷ａｖｅＡＧＯＳＳの値が１．３以上となる。
　尚、本実施形態では、上記の結晶粒は、隣接する測定点との結晶方位差が１°以上となる場合を結晶粒界と認識して決定する。また、上記の粒径は円相当径を意味する。また、上記の平均結晶粒径は個数平均径を意味する。
　また、本実施形態では、角度偏差φを、ずれ角αおよびずれ角βによって定義する。一般的な角度偏差θは、ずれ角α、ずれ角β、およびずれ角γの３つの成分によって評価することが多い。ただ、本実施形態では、特に磁束密度の向上を指向するので、磁束密度への影響が小さいずれ角γを除いて、ずれ角αおよびずれ角βの２つの成分によって角度偏差φを定義する。
　本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板では、分割区画の面積に対して分割小区画グループＩの面積割合が０．０５％以上であり、且つＡＩ ＧＯＳＳ÷ａｖｅＡＧＯＳＳの値が１．３以上であるとき、二次再結晶段階でゴス方位粒が好ましい形態で成長して、良好な磁気特性の方向性電磁鋼板を得ることができる。
　例えば、分割区画の面積に対して分割小区画グループＩの面積割合が０．０５％以上であることは、分割区画として１００ｍｍ×１００ｍｍの領域を設定した場合、粗大結晶粒が好ましく存在する分割小区画（ＦＣ÷ａｖｅＦＣの値が１．３以上となる分割小区画）が、１００００個の分割小区画中に５個以上含まれることを意味する。また、ＡＩ ＧＯＳＳ÷ａｖｅＡＧＯＳＳの値が１．３以上であることは、粗大結晶粒が好ましく存在する分割小区画（分割小区画グループＩ）中に含まれるゴス方位粒の面積割合が、マトリックス中に含まれるゴス方位粒の面積割合に対して有意差を有して大きいことを意味する。すなわち、これらの条件を満足する脱炭焼鈍鋼板は、マトリックス中に、粗大結晶粒が含まれ且つゴス方位粒の面積割合が大きい領域（分割小区画グループＩ）が存在することを意味する。
　加えて、上記の条件を満足する脱炭焼鈍鋼板は、鋼板内で任意に設けた分割区画のそれぞれに、粗大結晶粒が含まれ且つゴス方位粒の面積割合が大きい分割小区画（分割小区画グループＩ）を平均的に含むことを意味する。
　そのため、本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板は、二次再結晶時に、理想ゴス方位に近い粗大なゴス方位粒（結晶粒径が大きなゴス方位粒）が鋼板内の広域で均質的に優先成長を開始し、優先成長したゴス方位粒が別の優先成長したゴス方位粒と衝突することで粒成長が止まり、その結果、ゴス方位粒（二次再結晶粒）の粒径が小さくなる。この方向性電磁鋼板では、従来技術と比較して二次再結晶粒径の粗大化を抑制しながら磁束密度を高めることができる。また、この方向性電磁鋼板は、二次再結晶粒径の粗大化が抑制されるので、鉄損および磁歪にも優れる。
　分割区画の面積に対する分割小区画グループＩの面積割合は、０．２％以上であることが好ましく、０．５％以上であることがさらに好ましく、１％以上であることがさらに好ましい。一方、上記の面積割合は、粗大ゴス方位粒が優先的に二次再結晶するための領域（マトリックス）が必要であるため、５０％以下であることが好ましい。この面積割合の上限は、４０％であればよく、３０％であればよい。
　なお、ＦＣ÷ａｖｅＦＣの値が１．３以上であることは、上記のように、マトリックス中に、粗大結晶粒が含まれる領域が好ましく存在すること意味する。本発明者らが調査したところ、局所加熱を行わずに通常の板全体加熱を行う場合、加熱速度を例えば１００００℃／秒に高めたとしても、ＦＣ÷ａｖｅＦＣの値は、最大で１．１程度にしかならない。これは、上述したように、脱炭焼鈍前に局所加熱を行った場合、局所加熱領域に生成した再結晶粒（例えばゴス方位粒）が脱炭焼鈍時に周辺部の未再結晶領域を優先的に蚕食して成長するのに対して、板全体加熱の場合、加熱速度を高めても鋼板内で平均的に再結晶が生じるため、特定の結晶粒（例えばゴス方位粒）の優先成長が起こりにくいことに起因する。なお、ＦＣ÷ａｖｅＦＣの値の上限は特に限定されず、例えば、この上限が１００であってもよい。
　同様に、ＡＩ ＧＯＳＳ÷ａｖｅＡＧＯＳＳの値が１．３以上であることは、上記のように、分割小区画グループＩに含まれるゴス方位粒の面積割合が好ましく大きいこと意味する。本発明者らが調査したところ、局所加熱を行わずに通常の板全体加熱を行う場合、加熱速度を例えば１００００℃／秒に高めたとしても、そもそもＦＣ÷ａｖｅＦＣの値が１．３以上となる分割小区画が形成されないので、分割小区画グループＩも形成されず、そのため、ＡＩ ＧＯＳＳ÷ａｖｅＡＧＯＳＳの値が１．３以上になることもない。なお、ＡＩ ＧＯＳＳ÷ａｖｅＡＧＯＳＳの値の上限は特に限定されず、例えば、この上限が１００であってもよい。
　上記条件を満足する分割小区画グループＩを含む分割区画は、脱炭焼鈍鋼板全体にわたって均一に存在することが好ましい。しかし、脱炭焼鈍鋼板の板面全体にわたって上記条件を満足しなくてもよい。例えば、脱炭焼鈍鋼板の板面上で、互いに離隔する分割区画を任意に１０カ所設定し、これら１０カ所の分割区画のそれぞれで、上記条件を評価したとき、５カ所以上の分割区画で上記条件（分割区画の面積に対して分割小区画グループＩの面積割合が０．０５％以上であり且つＡＩ ＧＯＳＳ÷ａｖｅＡＧＯＳＳの値が１．３以上であること）を満足すればよい。このとき、最終的に良好な磁気特性の方向性電磁鋼板を得ることができる。
　上記条件を満足する分割区画は、１０カ所中で、７カ所以上であることが好ましく、８カ所以上であることがさらに好ましい。上記条件を満足する分割区画の上限は、大きいほど好ましいので１０カ所である。
　本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板を用いた場合、二次再結晶時に、局所加熱影響領域内の多数のゴス方位粒のうち、理想ゴス方位に近い粗大ゴス方位粒（結晶粒径が大きなゴス方位粒）が優先的に成長する。そのため、二次再結晶粒を大きく成長させなくても、理想ゴス方位に近い二次再結晶粒で占められた鋼板とすることができる。例えば、局所加熱影響領域を鋼板表面に散在させるに当たり、鋼板表面における局所加熱影響領域を適切に配置することにより、二次焼鈍後の結晶粒の大きさ、形状、配置を制御することができる。例えば、１つの局所加熱影響領域から成長を開始したゴス方位粒が、隣接する局所加熱影響領域から成長を開始した別のゴス方位粒と衝突することで粒成長が止まれば、二次焼鈍終了時のゴス方位粒の粒径が小さくなり、鉄損に優れる鋼板とすることができる。特に、前述のとおり、二次焼鈍の初期段階において、局所加熱影響領域から優先成長するゴス方位粒は、理想ゴス方位に近い結晶方位を有しているので、二次再結晶粒径が小さいにもかかわらず、良好な磁束密度を得ることができる。
　つまり、本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板を用いた場合、二次再結晶粒径の粗大化を抑制しながら磁束密度を高めることができるので、歪み導入や溝形成による磁区幅細分化を行う必要がないかもしくは低減することができる。具体的には、二次再結晶粒径の微細化に伴って増える粒界によって好ましく磁区細分化効果を得ることができるため、従来の磁区制御技術を適用しなくても磁区が細分化される。そのため、従来の磁区制御技術のように、鋼板に歪を導入する必要がないため、磁歪（λＰ－Ｐ）の増大を防止することができる。また、従来の磁区制御技術のように、鋼板に溝を形成する必要がないため、磁束密度Ｂ８の低下を防止することができる。また、本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板を用いた方向性電磁鋼板は、８００℃以上の歪み取り焼鈍を必要とする用途に用いることができる。
　加えて、本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板では、二次焼鈍時に粗大ゴス方位粒を優先成長させるために、対応方位粒の面積割合が高いことが好ましい。
　例えば、本実施形態では、理想ゴス方位に対してΣ９対応方位関係にある結晶方位からの方位差が１０°以内である結晶粒を対応方位粒と定義し、上記分割区画のうちで上記分割小区画グループＩを除く分割小区画を分割小区画グループＩＩと定義したとき、この分割小区画グループＩＩの面積に対して分割小区画グループＩＩ内に含まれる対応方位粒の面積割合が１０％以上５０％以下であることが好ましい。
　対応方位粒の上記の面積割合が、１０％以上であれば、粗大ゴス方位粒が二次焼鈍時に好ましく優先成長できる。対応方位粒の上記の面積割合は、１２％以上であることが好ましく、１５％以上であることがさらに好ましい。一方、対応方位粒の面積割合の上限は特に制限されず、例えば、この上限が、４０％であってもよく、３０％であってもよい。
　なお、対応方位粒の面積割合とは、理想ゴス方位｛１１０｝＜００１＞とΣ９の対応方位関係をもつ結晶方位から１０°以内の結晶方位差（ｄｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）の結晶方位をもつ結晶粒の合計面積割合を意味し、例えば、｛７７８｝＜４４７＞方位粒、｛１１１｝＜１１２＞方位粒、および｛４１１｝＜１４８＞方位粒などの合計面積割合に相当する。
　なお、上記した、平均粒径ａｖｅＤ、個数割合ＦＣ、個数割合ａｖｅＦＣ、ずれ角α、ずれ角β、ゴス方位粒の面積割合ＡＩ ＧＯＳＳ、ゴス方位粒の面積割合ａｖｅＡＧＯＳＳ、対応方位粒の面積割合などは、上記のＥＢＳＤにより測定すればよい。測定したい領域がＥＢＳＤで測定できる領域よりも大きい場合には、測定したい領域を分割して、複数回のＥＢＳＤ測定を行えばよい。例えば、ＥＢＳＤ測定では、ステップサイズを０．５μｍとすればよい。
　次に、本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板の好ましい化学組成について説明する。
　まず、本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板を用いて製造する最終製品としての方向性電磁鋼板の化学組成について説明する。
　最終製品としての方向性電磁鋼板は、化学組成として、質量分率で、Ｓｉ：２．０％～７．０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなればよい。
　また、この方向性電磁鋼板は、磁気特性の改善を目的として、Ｆｅの一部に代えて、公知の任意元素を含有してもよい。任意元素は、下限値を設ける必要がなく、下限値が０％でもよい。また、任意元素は、磁束密度の低下や鉄損低下が顕著に発生しない範囲を上限とすればよい。各任意元素の目安となる上限値を下記に記す。
　最終製品としての方向性電磁鋼板（母材鋼板）は、化学組成として、質量％で、
　Ｃ：０．００５％以下
　Ｓｉ：２．０～７．０％
　Ｍｎ：１．００％以下、
　Ｓ及びＳｅ：合計で０．０１５％以下、
　Ａｌ：０．０６５％以下、
　Ｎ：０．００５％以下
　Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷ：合計で、０．０５０％以下
　Ｃｕ：０．４０％以下、
　Ｂｉ：０．０１０％以下、
　Ｂ：０．０８０％以下、
　Ｐ：０．５０％以下、
　Ｔｉ：０．０１５％以下、
　Ｓｎ：０．１０％以下、
　Ｓｂ：０．１０％以下、
　Ｃｒ：０．３０％以下、
　Ｎｉ：１．００％以下
　の少なくとも１種を含有してもよい。
　これら任意元素は、公知の目的に応じて含有させればよいため、任意元素の含有量の下限値を設ける必要はなく、下限値が０％でもよい。なお、Ｓ及びＳｅの合計含有量は、Ｓ及びＳｅの少なくとも１つを含み、その合計含有量であることを意味する。同様に、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷの１種以上の合計含有量は、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷの少なくとも１つを含み、その合計含有量であることを意味する。
　なお、方向性電磁鋼板では、脱炭焼鈍および二次再結晶時の純化焼鈍を経ることで、比較的大きな化学組成の変化（含有量の低下）が起きる。元素によっては、５０ｐｐｍ以下に低減され、また純化焼鈍を十分に行えば、一般的な分析では検出できない程度（１ｐｐｍ以下）にまで達することもある。
　また、上記の任意元素が不純物として含有されても、本実施形態の効果は損なわれない。なお、不純物とは、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不可避的に混入する元素を意味する。不純物の合計含有量の上限は、例えば、５％であればよい。
　上記の化学組成は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、化学組成は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。具体的には、鋼板から採取した３５ｍｍ角の試験片を、ＩＣＰ－ＡＥＳ等（測定装置）により、予め作成した検量線に基づいた条件で測定することにより、化学組成が特定される。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用いて測定し、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。
　本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板の化学組成は、例えば次の元素を含有する。
　本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板は、化学組成として、質量％で、
　Ｃ：０～０．００５０％、
　Ｓｉ：２．０～７．０％、
　Ｍｎ：０．０５～１．０％、
　Ｓ及びＳｅ：合計で０．００３～０．０３５％、
　Ａｌ：０．０１０～０．０６５０％、
　Ｎ：０～０．０１２％、
　Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷ：合計で０～０．０５０％、
　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％
　を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなればよい。
　Ｃ：０～０．００５０％
　炭素（Ｃ）は、製造工程においては一次再結晶組織の制御に有効な元素であるものの、最終製品への含有量が過剰であると磁気特性に悪影響を及ぼす。例えば、スラブのＣ含有量は０．０８５％以下である。ただ、Ｃは脱炭焼鈍工程及び仕上げ焼鈍工程で純化され、０．００５０％以下となる。工業生産における生産性を考慮すると、Ｃ含有量の下限は０％超であってもよく、０．００１％であってもよい。
　Ｓｉ：２．０～７．０％
　シリコン（Ｓｉ）は、方向性電磁鋼板の電気抵抗を高めて鉄損を低下させる。Ｓｉ含有量が２．０％未満であれば、仕上げ焼鈍時にγ変態が生じて、方向性電磁鋼板の結晶方位が損なわれてしまう。一方、Ｓｉ含有量が７．０％を超えれば、冷間加工性が低下して、冷間圧延時に割れが発生しやすくなる。Ｓｉ含有量の好ましい下限は２．５％であり、さらに好ましくは３．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は４．５％であり、さらに好ましくは４．０％である。
　Ｍｎ：０．０５～１．０％
　マンガン（Ｍｎ）はＳ又はＳｅと結合して、ＭｎＳ、又は、ＭｎＳｅを生成し、インヒビターとして機能する。Ｍｎを含有させる場合、Ｍｎ含有量が０．０５～１．０％の範囲内にある場合に、二次再結晶が安定する。なお、インヒビターの機能の一部をＮｂ群元素（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷ）の窒化物によって担うことが可能である。この場合は、一般的なインヒビターとしてのＭｎＳ、又は、ＭｎＳｅ強度は弱めに制御する。このため、Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｓ及びＳｅ：合計で０．００３～０．０３５％
　硫黄（Ｓ）及びセレン（Ｓｅ）は、Ｍｎと結合して、ＭｎＳ又はＭｎＳｅを生成し、インヒビターとして機能する。Ｓ及びＳｅの少なくとも一方を含有させる場合、Ｓ及びＳｅの含有量が合計で０．００３～０．０３５％であれば、二次再結晶が安定する。なお、インヒビターの機能の一部をＮｂ群元素の窒化物によって担うことが可能である。この場合は、一般的なインヒビターとしてのＭｎＳ、又は、ＭｎＳｅ強度は弱めに制御する。このため、Ｓ及びＳｅ含有量の合計の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｓ及びＳｅは仕上げ焼鈍後に残留すると化合物を形成し、鉄損を劣化させる。そのため、仕上げ焼鈍中の純化により、Ｓ及びＳｅをできるだけ少なくすることが好ましい。
　ここで、Ｓ及びＳｅの合計含有量は、Ｓ及びＳｅの少なくとも１つを含み、その合計含有量であることを意味する。
　Ａｌ：０．０１０～０．０６５０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、Ｎと結合して（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎとして析出し、インヒビターとして機能する。Ａｌを含有させる場合、Ａｌ含有量が０．０１０～０．０６５０％の範囲内にある場合に、後述の窒化により形成されるインヒビターとしてのＡｌＮは二次再結晶温度域を拡大し、特に高温域での二次再結晶が安定する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０～０．０６５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。二次再結晶の安定性の観点から、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
　Ｎ：０～０．０１２％
　窒素（Ｎ）は、Ａｌと結合してインヒビターとして機能する。Ｎは製造工程の途中で窒化により含有させることが可能であるため下限は規定しない。例えば、Ｎ含有量の下限は０％超であってもよく、０．００１％であってもよい。一方、Ｎを含有させる場合、Ｎ含有量が０．０１２％を超えれば、鋼板中に欠陥の一種であるブリスタが発生しやすくなる。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００９％である。Ｎは仕上げ焼鈍工程で純化され、仕上げ焼鈍工程後には０．００５％以下となる。
　上記した化学組成の残部はＦｅ及び不純物からなる。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入する元素を指す。不純物の合計含有量の上限は、例えば、５％であればよい。
　上記した化学組成は、化合物形成によるインヒビター機能の強化や磁気特性への影響を考慮して、Ｆｅの一部に代えて、公知の任意元素を含有してもよい。Ｆｅの一部に代えて含有される任意元素として、たとえば、次の元素が挙げられる。
　Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷの合計：０～０．０５０％
　Ｎｂ（ニオブ）、Ｖ（バナジウム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｔａ（タンタル）、Ｗ（タングステン）の合計含有量は０．０５０％以下であればよい。Ｎｂ群元素（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷの１種以上）をインヒビターの一部として活用する場合、Ｂ８の向上効果を発揮する。一方、母材鋼板にＮｂ群元素が過剰に残留すると、磁気特性に悪影響を及ぼすことがある。そのため、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷの合計含有量は、０．０５０％以下であればよい。さらに、Ｎｂ群元素の合計含有量が０．０３０％以下（好ましくは０．００３％以上、０．０３０％以下）であると、適切なタイミングで二次再結晶を開始させるので好ましい。また、発生する二次再結晶粒の方位が非常に好ましいものとなり、最終的に磁気特性にとって好ましい組織に制御できる。特に、Ｎｂ及びＴａはその効果が強く好ましい。Ｎｂ群元素の合計含有量は下限値を設ける必要がなく、下限値が０％でもよい。この下限値は、０．００３％であることが好ましい。
　Ｎｂ群元素の合計含有量は、より好ましくは０．００４～０．０２０％である。さらに好ましくは０．００５～０．０１０％である。
　ここで、Ｎｂ群元素の合計含有量は、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷの少なくとも１つを含み、その合計含有量であることを意味する。
　また、本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板は、任意元素として、質量％で、
　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％
　の少なくとも１種を含有してもよい。
　これら任意元素は、公知の目的に応じて含有させればよいため、任意元素の含有量の下限値を設ける必要はなく、下限値が０％でもよい。
　本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板の化学組成は、最終製品としての方向性電磁鋼板の化学組成と同様に、上記した分析方法によって測定すればよい。
　次に、本実施形態に係る方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板の好ましい製造方法の一態様について説明する。
　なお、本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板を製造する方法は、下記の方法に限定されない。下記の製造方法は、本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板を製造するための一つの例である。
　また、以下に示す工程および各工程での定量的な条件は、本実施形態の実施可能性を示すために採用した一例であり、本実施形態は、これら工程および定量値に限定されるものではない。本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板の製造方法は、本実施形態の要旨を逸脱せず、本実施形態の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板の製造方法は、基本的な工程として、従来の公知の方向性電磁鋼板の製造方法を適用することができる。例えば、従来の方向性電磁鋼板の製造方法としては、高温スラブ加熱によってＭｎＳやＡｌＮなどのインヒビターを形成する製造方法や、低温スラブ加熱と窒化処理によってＡｌＮインヒビターを形成させる製造方法などが例示される。本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板の製造方法は、特定の製造方法に限定されない。以下では、低温スラブ加熱プロセスとして窒化処理を適用する方法を説明する。
（鋳造工程）
　鋳造工程では、スラブを準備する。スラブの製造方法の一例は次のとおりである。溶鋼を製造（溶製）する。溶鋼を用いてスラブを製造する。連続鋳造法によりスラブを製造してもよい。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。スラブの厚さは、特に限定されない。スラブの厚さは、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。薄スラブを用いる場合、熱間圧延工程において、仕上げ圧延前の粗圧延を省略できる。
　例えば、上記のスラブは、化学組成として、次の元素を含有すればよい。
　Ｃ：０．０８５％以下、
　炭素（Ｃ）は、製造工程においては一次再結晶組織の制御に有効な元素であるものの、最終製品への含有量が過剰であると磁気特性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｃ含有量は０．０８５％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０７５％である。Ｃは脱炭焼鈍工程及び仕上げ焼鈍工程で純化され、０．００５％以下となる。Ｃを含む場合、工業生産における生産性を考慮すると、Ｃ含有量の下限は０％超であってもよく、０．００１％であってもよい。
　Ｓｉ：２．０～７．０％
　シリコン（Ｓｉ）は、方向性電磁鋼板の電気抵抗を高めて鉄損を低下させる。Ｓｉ含有量が２．０％未満であれば、仕上げ焼鈍時にγ変態が生じて、方向性電磁鋼板の結晶方位が損なわれてしまう。一方、Ｓｉ含有量が７．０％を超えれば、冷間加工性が低下して、冷間圧延時に割れが発生しやすくなる。Ｓｉ含有量の好ましい下限は２．５％であり、さらに好ましくは３．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は４．５％であり、さらに好ましくは４．０％である。
　Ｍｎ：０．０５～１．００％
　マンガン（Ｍｎ）はＳ又はＳｅと結合して、ＭｎＳ、又は、ＭｎＳｅを生成し、インヒビターとして機能する。Ｍｎを含有させる場合、Ｍｎ含有量が０．０５～１．００％の範囲内にある場合に、二次再結晶が安定する。なお、インヒビターの機能の一部をＮｂ群元素の窒化物によって担うことが可能である。この場合は、一般的なインヒビターとしてのＭｎＳ、又は、ＭｎＳｅ強度は弱めに制御する。このため、Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｓ及びＳｅの少なくとも一方：合計で０．００３～０．０３５％
　硫黄（Ｓ）及びセレン（Ｓｅ）は、Ｍｎと結合して、ＭｎＳ又はＭｎＳｅを生成し、インヒビターとして機能する。Ｓ及びＳｅの少なくとも一方を含有させる場合、Ｓ及びＳｅの含有量が合計で０．００３～０．０３５％であれば、二次再結晶が安定する。なお、インヒビターの機能の一部をＮｂ群元素の窒化物によって担うことが可能である。この場合は、一般的なインヒビターとしてのＭｎＳ、又は、ＭｎＳｅ強度は弱めに制御する。このため、Ｓ及びＳｅ含有量の合計の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｓ及びＳｅは仕上げ焼鈍後に残留すると化合物を形成し、鉄損を劣化させる。そのため、仕上げ焼鈍中の純化により、Ｓ及びＳｅをできるだけ少なくすることが好ましい。
　ここで、Ｓ及びＳｅの合計含有量は、Ｓ及びＳｅの少なくとも１つを含み、その合計含有量であることを意味する。
　Ａｌ：０．０１０～０．０６５％
　アルミニウム（Ａｌ）は、Ｎと結合して（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎとして析出し、インヒビターとして機能する。Ａｌを含有させる場合、Ａｌ含有量が０．０１０～０．０６５％の範囲内にある場合に、後述の窒化により形成されるインヒビターとしてのＡｌＮは二次再結晶温度域を拡大し、特に高温域での二次再結晶が安定する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０～０．０６５％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。二次再結晶の安定性の観点から、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
　Ｎ：０．０１２％以下
　窒素（Ｎ）は、Ａｌと結合してインヒビターとして機能する。Ｎは製造工程の途中で窒化により含有させることが可能であるため下限は規定しない。例えば、Ｎ含有量の下限は０％超であってもよく、０．００１％であってもよい。一方、Ｎを含有させる場合、Ｎ含有量が０．０１２％を超えれば、鋼板中に欠陥の一種であるブリスタが発生しやすくなる。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００９％である。Ｎは仕上げ焼鈍工程で純化され、仕上げ焼鈍工程後には０．００５％以下となる。
　上記した化学組成の残部はＦｅ及び不純物からなる。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入する元素を指す。不純物の合計含有量の上限は、例えば、５％であればよい。
　上記した化学組成は、製造上の課題解決のほか、化合物形成によるインヒビター機能の強化や磁気特性への影響を考慮して、Ｆｅの一部に代えて、公知の任意元素を含有してもよい。Ｆｅの一部に代えて含有される任意元素として、たとえば、次の元素が挙げられる。
　Ｎｂ群元素：０．０５０％以下
　Ｎｂ群元素（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷの１種以上）の合計含有量は０．０５０％以下であればよい。Ｎｂ群元素をインヒビターの一部として活用する場合、Ｎｂ群元素の合計含有量が０．０３０％以下であると、適切なタイミングで二次再結晶を開始させるので好ましい。また、発生する二次再結晶粒の方位が非常に好ましいものとなり、最終的に磁気特性にとって好ましい組織に制御できる。特に、Ｎｂ及びＴａはその効果が強く好ましい。Ｎｂ群元素の合計含有量は下限値を設ける必要がなく、下限値が０％でもよい。この下限値は、０．００３％であることが好ましい。
　Ｎｂ群元素の合計含有量は、より好ましくは０．００４～０．０２０％である。さらに好ましくは０．００５～０．０１０％である。
　ここで、Ｎｂ群元素の合計含有量は、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔａ、及びＷの少なくとも１つを含み、その合計含有量であることを意味する。
　また、上記のスラブは、任意元素として、質量％で、
　Ｃｕ：０．４０％以下、
　Ｂｉ：０．０１０％以下、
　Ｂ：０．０８０％以下、
　Ｐ：０．５０％以下、
　Ｔｉ：０．０１５％以下、
　Ｓｎ：０．１０％以下、
　Ｓｂ：０．１０％以下、
　Ｃｒ：０．３０％以下、
　Ｎｉ：１．００％以下
　の少なくとも１種を含有してもよい。
　これら任意元素は、公知の目的に応じて含有させればよいため、任意元素の含有量の下限値を設ける必要はなく、下限値が０％でもよい。
　上記のスラブの化学組成は、最終製品としての方向性電磁鋼板の化学組成と同様に、上記した分析方法によって測定すればよい。
（熱間圧延工程）
　熱間圧延工程は、所定の温度（例えば１１００～１４００℃）に加熱されたスラブの熱間圧延を行い、熱延鋼板を得る工程である。熱間圧延工程では、例えば、加熱工程で加熱された珪素鋼素材（スラブ）の粗圧延を行った後、仕上げ圧延を行って所定厚さ、例えば、１．８～３．５ｍｍの熱延鋼板とする。仕上げ圧延終了後、熱延鋼板を所定の温度で巻き取る。
　脱炭焼鈍時もしくは脱炭焼鈍後に窒化工程を含むプロセスの場合には、インヒビターとしてのＭｎＳ強度はそれほど必要でないため、生産性を考慮すれば、スラブ加熱温度は１１００℃～１２８０℃とすればよい。
（熱延板焼鈍工程）
　熱延板焼鈍工程は、熱間圧延工程で得た熱延鋼板を所定の温度条件（例えば７５０～１２００℃で３０秒間～１０分間）で焼鈍して、焼鈍鋼板を得る工程である。熱延板焼鈍は、一般的に、熱間圧延工程後の熱延鋼板を焼鈍することにより、再結晶率や残存歪や結晶粒径などの鋼板組織を制御し、また鋼中の析出物形態を好ましく調整するために実施される。例えば、高温スラブ加熱プロセスにおいては、ＡｌＮなどの析出物の形態を最終的に制御する工程であり、均一かつ微細に析出するように条件調整する。熱延板焼鈍として、例えば、鋼板を１０５０℃～１１５０℃に加熱した後、ＡｌＮなどを適正に析出させるため、５０～１５０秒かけて中間温度（８５０℃～９５０℃）まで緩冷却した後、水冷却してもよい。
（冷間圧延工程）
　冷間圧延工程は、熱延板焼鈍工程で得た焼鈍鋼板を、１回の冷間圧延、又は焼鈍（中間焼鈍）を介して複数回（２回以上）の冷間圧延（例えば総冷延率で８０～９５％）により、例えば、０．１０～０．５０ｍｍの厚さを有する冷延鋼板を得る工程である。磁気特性を改善するために、例えば、冷間圧延のパス間温度を１００℃～３００℃程度にしてもよい。
　なお、冷間圧延の総冷延率は、次のとおり定義される。
　総冷延率（％）＝（１－冷間圧延後の鋼板の板厚／冷間圧延前の鋼板の板厚）×１００
（局所急速加熱工程）
　本実施形態では、冷間圧延工程後の冷延鋼板に対して、局所加熱領域を形成するための局所急速加熱を行う。急速加熱方法としては、鋼板を局所的に加熱できるものであればよく、特に限定しない。例えば、鋼板の表裏面にスポット電極を接触させて鋼板内に電流を通電して加熱する方法、レーザー光や電子ビームなどを鋼板表面に照射して加熱する方法、誘導加熱によって局所的に加熱する方法、熱片を接触させて加熱する方法などを採用することができる。個々の局所加熱領域の大きさとしては、直径が１０μｍ～１０ｍｍ程度の点状領域、あるいは幅が１０μｍ～１０ｍｍ程度の線状領域とすることができる。また、通電加熱に用いる電極は、上記のように円形状の電極としてもよく、または線状の電極としてもよい。
　なお、局所加熱領域の大きさについて、最小直径や最小幅は、スポット電極の形状や、レーザー光や電子ビームの集光径を小さくする技術に依存する。局所加熱領域の大きさをさらに小さくすることは、原理的には可能であるが、現状の再結晶粒の核が１μｍ程度の大きさであることを考慮すれば、局所加熱領域の大きさが１μｍ以上であれば効果を得られると考えられる。工業的には、上記の最小直径や最小幅を１０μｍ以上とすればよい。また、局所加熱領域の大きさについて、最大直径や最大幅が１０ｍｍを超えると、局所加熱領域の外へ成長できない角度偏差θや角度偏差φが比較的大きなゴス方位粒の面積割合が多くなる。この場合、局所急速加熱を行う効果が得られにくくなる。
　局所急速加熱では、局所加熱領域を板厚方向から見た中心部で且つ鋼板の板厚１／５部にて、加熱速度が５００℃／秒以上となればよい。上記の領域で加熱速度が５００℃／秒以上であれば、局所加熱領域の組織を、好ましく回復組織または再結晶組織に制御できる。上記の加熱速度は、２０００℃／秒以上であることが好ましく、１００００℃／秒以上であることがさらに好ましい。一方、上記の加熱速度の上限は、特に限定されず、例えば１００００００℃／秒とすればよい。
　また、上記の加熱速度は、後述する脱炭焼鈍時の加熱速度と複合的に且つ不可分に制御することが好ましい。例えば、本実施形態では、脱炭焼鈍後の局所加熱影響領域に粗大ゴス方位粒を存在させることを指向するが、局所急速加熱時の加熱速度よりも脱炭焼鈍時の加熱速度の方が速い場合、上記の目的が達成しにくい。そのため、加熱速度の値の大きさに依存はするが、局所急速加熱時の加熱速度は、脱炭焼鈍時の加熱速度以上にすることが好ましい。当業者ならば、脱炭焼鈍後の局所加熱影響領域に粗大ゴス方位粒を存在させるという目的を理解すれば、局所急速加熱時の加熱速度と脱炭焼鈍時の加熱速度とを好ましく制御することができる。
　なお、上記した鋼板の板厚１／５部とは、鋼板の表面から板厚方向に向かって鋼板板厚の１／５に相当する深さを意味する。
　また、局所急速加熱では、局所加熱領域を板厚方向から見た中心部で且つ鋼板の板厚１／５部にて、最高到達温度が７００℃以上となればよい。上記の領域で最高到達温度が７００℃以上であれば、局所加熱領域の組織を、好ましく回復組織または再結晶組織に制御できる。上記の最高到達温度は、８００℃以上であることが好ましく、９００℃以上であることがさらに好ましい。一方、上記の最高到達温度は、鋼板の融点以下であればよく、例えば１４００℃以下であればよい。
　また、局所急速加熱では、局所加熱領域を板厚方向から見た中心部で且つ鋼板の板厚１／５部にて、最高温度に到達後から７００℃に冷却されるまでの保持時間が０．１秒以上であればよい。上記の領域で上記の保持時間が０．１秒以上であれば、局所加熱領域の組織を、好ましく回復組織または再結晶組織に制御できる。上記の保持時間は、０．２秒以上であることが好ましく、０．３秒以上であることがさらに好ましく、０．４秒以上であることがさらに好ましい。一方、上記の保持時間の上限は、特に限定されず、例えば１０秒以下であればよい。この最高温度に到達後から７００℃に冷却されるまでの保持時間が、理想ゴス方位に近い粗大ゴス方位粒の形成に本質的な影響を与える。
　局所急速加熱では、上記した加熱速度および最高到達温度に加えて、上記の保持時間を制御することが重要となる。この保持時間中に、局所加熱領域の粗大ゴス方位粒の形成に有利なサブグレイン構造や再結晶核を形成することができる。局所加熱領域のサブグレイン構造を保持時間によって制御することで、後工程で好ましく組織制御が行える。
　上記したように、局所急速加熱の方法は特に限定されない。例えば、スポット通電加熱や、レーザー照射や、電子ビーム照射によって局所急速加熱すればよい。何れの局所急速加熱方法であっても、上記した加熱速度、最高到達温度、および保持時間を満足するように制御すればよい。当業者であれば、局所急速加熱方法の各条件を組み合わせて、目的とする加熱速度や最高到達温度や保持時間を制御することが可能である。　　
　例えば、当業者であれば、有限要素法による熱伝導解析を行って、局所加熱領域を板厚方向から見た中心部で且つ鋼板の板厚１／５部における、加熱速度や最高到達温度を制御することが可能である。加えて、当業者であれば、最高到達温度後の抜熱条件を調整することで、上記の保持時間を制御できる。例えば、スポット通電加熱の場合には、通電後の電極保持時間を制御したり、スポット電極の形状を抜熱に適した形状に変更したりすればよい。また、レーザー照射や電子ビーム照射の場合には、照射スピードを調節したり、照射領域の形状を楕円などに変更して照射領域の中心部から外縁部に向かって照射エネルギーを勾配させたりすればよい。
　なお、一般的に、レーザー照射による加熱は、照射した鋼板表面近傍のみが優先的に加熱されて、鋼板内部が加熱されにくい。また、レーザー照射による加熱は、非接触での加熱であるため、加熱後の抜熱が速く、温度を保持しにくい。そのため、局所急速加熱としてレーザー照射加熱を行う際には、レーザー照射領域の冷間加工組織を回復または再結晶させるために、鋼板表面だけではなく鋼板内部まで加熱する条件で、且つ冷却速度を緩慢にしてレーザー照射領域のサブグレイン構造を比較的粗大化させる条件に制御する必要がある。局所急速加熱を行うためのレーザー照射条件は、磁区細分化を行うためのレーザー照射条件と全く異なる。例えば、磁区細分化を行うためのレーザー照射条件（通常０．５～５０ｍＪ／ｍｍ２）を本実施形態に適用しても、局所加熱領域の組織は好ましく制御されず、脱炭焼鈍工程後の鋼板に理想ゴス方位に近い粗大ゴス方位粒が形成されない。また、電子ビーム照射についてもレーザー照射と同様である。磁区細分化を行うための電子ビーム照射条件を本実施形態に適用しても、局所加熱領域の組織は好ましく制御されず、脱炭焼鈍工程後の鋼板に理想ゴス方位に近い粗大ゴス方位粒は形成されない。
　なお、レーザー照射や電子ビーム照射の投入パワーを単純に大きくしたとしても、理想ゴス方位に近い粗大なゴス方位粒を形成させることは難しい。例えば、レーザー照射や電子ビーム照射によって急速加熱を行なう場合には、急速加熱した後にその領域の結晶粒が粒成長するための温度域を確保できるように、ビーム形状を楕円にしたり、スキャンスピードなどを調整したりすることが好ましい。
　従来、電磁鋼板において、レーザー照射や電子ビーム照射は、二次再結晶後の鋼板に対して磁区制御を行って鉄損を低減させるために実施されてきた。これらのレーザー照射や電子ビーム照射の条件では、鋼板の表面から２０μｍ程度を加熱しているため、加熱後の抜熱が早い。そのため、従来条件では、上記したような最高温度に到達後から７００℃に冷却されるまでの保持時間を確保することが難しい。すなわち、従来のレーザー照射や電子ビーム照射の条件では、照射部を二次再結晶粒の成長の障壁として作用させることはできるかもしれないが、本実施形態のように、理想ゴス方位に近い方位を持ち且つ粗大なゴス方位粒を形成することは難しい。レーザー照射や電子ビーム照射によって理想ゴス方位に近い粗大ゴス方位粒を形成するためには、上記のようにレーザー照射や電子ビーム照射の条件を検討する必要がある。
（脱炭焼鈍工程）
　脱炭焼鈍工程では、局所急速加熱工程後の冷延鋼板に対して、脱炭焼鈍（一次焼鈍）を行う。この脱炭焼鈍により、局所加熱影響領域に形成されるゴス方位粒の存在頻度が増大し、ゴス方位粒の粒径が増大し、理想ゴス方位に近い方位を持つ粗大ゴス方位粒が好ましく形成される。脱炭焼鈍条件としては、加熱速度を１０～１００００℃／秒、焼鈍温度を７００～９００℃、焼鈍時間を１０～６００秒とすればよい。また、冷延鋼板に脱炭焼鈍を行うことで、冷延鋼板中に含まれるＣが除去される。脱炭焼鈍は、冷延鋼板中に含まれる「Ｃ」を除去するために、湿潤雰囲気中で行うことが好ましい。
　また、前述の熱間圧延および熱延板焼鈍の条件を制御したり、脱炭焼鈍温度を必要に応じて低温化したりすることによって、一次再結晶粒径を小さくすることが有効である。一次再結晶粒径は、特に限定されないが、８～３０μｍであることが好ましい。
　また、本実施形態では、理想ゴス方位に近い方位を持つ粗大ゴス方位粒が局所加熱影響領域内に多数形成されている。そのため、脱炭焼鈍で改めてゴス方位粒を形成する必要がない。脱炭焼鈍の加熱速度は上述のように１００００℃／秒以下であればよいが、脱炭焼鈍の加熱速度を低速にして、マトリックス部（局所加熱非影響領域）に蚕食されやすい｛１１１｝＜１１２＞方位粒や｛４１１｝＜１４８＞方位粒を形成することが好ましい。例えば、脱炭焼鈍の加熱速度は、３００℃／秒以下であることが好ましく、２００℃／秒以下であることがさらに好ましく、１００℃／秒以下であることがさらに好ましい。
　また、脱炭酸化量及び表面酸化層の状態は、グラス被膜の形成に影響を及ぼす。そのため、脱炭焼鈍では、焼鈍雰囲気（炉内雰囲気）における酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を０．０１～０．１５としてもよい。なお、酸化度ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２は、雰囲気中の水蒸気分圧ＰＨ２Ｏと水素分圧ＰＨ２との比によって定義できる。
　以上の工程によって、本実施形態に係る方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板を製造できる。各工程の各条件を複合的に且つ不可分に制御して製造された本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板は、鋼板内に粗大ゴス方位粒が好ましい形態で形成されている。
　以下、本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板を用いて、方向性電磁鋼板を製造するための方法について説明する。
（窒化処理）
　窒化処理は、スラブ加熱温度が１２８０℃以下の低温スラブ加熱プロセスで有効な処理であり、二次再結晶におけるインヒビターの強度を調整するために重要な工程である。窒化処理は、脱炭処理の開始から、仕上げ焼鈍における二次再結晶の開始までの間に、鋼板の窒素量を４０～２００ｐｐｍ程度増加させる。窒化処理としては、例えば、アンモニア等の窒化能のあるガスを含有する雰囲気中で焼鈍する処理、ＭｎＮ等の窒化能を有する粉末を含む焼鈍分離剤を塗布した脱炭焼鈍鋼板を仕上げ焼鈍する処理等が例示される。窒化処理後の窒化量は１３０～３５０ｐｐｍとすることが好ましく、さらには１５０～２５０ｐｐｍとすることが好ましい。
（焼鈍分離剤塗布工程）
　焼鈍分離剤塗布工程は、脱炭焼鈍鋼板に焼鈍分離剤を塗布する工程である。焼鈍分離剤としては、例えば、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を用いることができる。焼鈍分離剤を塗布後の脱炭焼鈍鋼板は、コイル状に巻取った状態で、次の仕上げ焼鈍工程で仕上げ焼鈍される。
（仕上げ焼鈍工程）
　仕上げ焼鈍工程は、焼鈍分離剤が塗布された脱炭焼鈍鋼板に仕上げ焼鈍（二次焼鈍）を施し、二次再結晶を生じさせる工程である。この工程は、一次再結晶粒の成長をインヒビターにより抑制した状態で二次再結晶を進行させることによって、｛１００｝＜００１＞方位粒を優先成長させ、磁束密度を飛躍的に向上させる。
　仕上げ焼鈍工程の加熱過程での加熱速度は、特に限定されないが、３～７℃／ｈｒ（℃／時間）であることが好ましい。また、仕上げ焼鈍では、１０００℃以上１３００℃以下の温度域で、１０時間以上６０時間以下保持すればよい。仕上げ焼鈍時の雰囲気は、例えば窒素雰囲気または窒素と水素との混合雰囲気とすればよい。
（絶縁被膜形成工程）
　鋼板に、りん酸あるいはりん酸塩、無水クロム酸あるいはクロム酸塩およびコロイド状シリカを含むコーティング溶液を塗布して焼き付けて（例えば、３５０℃～１１５０℃で５～３００秒間）、絶縁被膜を形成する。
（その他）
　方向性電磁鋼板には、必要に応じて、レーザー、プラズマ、機械的方法、エッチングなど、公知の手法により、局所的な微小歪領域または溝を形成する磁区細分化処理を施してもよい。ただ、本実施形態に係る脱炭焼鈍鋼板を用いて製造された方向性電磁鋼板は、優れた磁束密度を有するにもかかわらず、二次再結晶粒径の粗大化が抑制されているので、磁区細分化処理を行わなくても磁区が細分化されている。
　次に、実施例により本発明の効果を具体的に詳細に説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　化学組成が調整されたスラブを素材として、表２に示す化学組成を有する脱炭焼鈍鋼板を製造した。なお、これらの化学組成は、上記の方法に基づいて測定した。表２で、「－」は含有量を意識した制御および製造をしておらず、含有量の測定を実施していないことを示す。
　上記の脱炭焼鈍鋼板を製造する際、スラブを１１５０℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．６ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板を１１００℃に加熱し、引き続き９００℃で焼鈍する熱延板焼鈍を施した後、酸洗を行って表面に生成したスケールを除去した。これらの鋼板に、一回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む複数回の冷間圧延を施して、最終板厚０．２２ｍｍの冷延鋼板とした。
　上記の冷延鋼板に、表３～表６に示す条件の局所急速加熱を行った。なお、スポット通電加熱では、鋼板との接触部が直径１ｍｍの銅電極を用い、その上で、鋼板との接触部以外の電極形状、電極加圧力、通電電流、通電時間、通電後の電極保持時間などを複合的に変化させて、加熱速度、最高到達温度、最高温度に到達後から７００℃に冷却されるまでの保持時間（７００℃以上の保持時間）をそれぞれ制御した。レーザー加熱では、ファイバレーザーを用い、レーザー光の圧延方向の集光スポット径（すなわちレーザー出力の８６％を含む直径）を３０μｍ（試験Ｎｏ．４３およびＮｏ．４４を除く）とし、その上で、レーザー照射エネルギー密度、レーザー走査速度、レーザー照射領域の形状などを複合的に変化させて、加熱速度、最高到達温度、７００℃以上の保持時間をそれぞれ制御した。当業者であれば、局所急速加熱方法の各条件を組み合わせて、目的とする加熱速度や最高到達温度や７００℃以上の保持時間を制御することが可能である。
　なお、試験Ｎｏ．４１では、レーザビームをスキャン方向に細長くすることにより、局所急速加熱の際、最高温度に到達後から７００℃に冷却されるまでの保持時間を０．２秒に制御して、局所加熱領域内に理想ゴス方位に近い方位を持つ粗大ゴス方位粒が形成されるようにした。試験Ｎｏ．４２では、磁区細分化を行うための一般的なレーザー照射条件を適用した。試験Ｎｏ．４３では、集光スポット径を０．５ｍｍ、レーザー照射エネルギー密度を２．０Ｊ／ｍｍ２とし、レーザビーム照射部が最終的に二次再結晶粒の結晶粒界になるように制御した。試験Ｎｏ．４４では、集光スポット径を０．５ｍｍ、レーザー照射エネルギー密度を３０．０Ｊ／ｍｍ２とし、レーザビーム照射部が最終的に二次再結晶粒の結晶粒界になるように制御した。
　表中で、局所急速加熱の加熱方法が「無処理」は、局所急速加熱を行っていないことを示す。局所加熱条件の「線状ｏｒ点状」は、冷延鋼板の板面上での局所加熱領域の形状を表し、局所加熱条件の「圧延方向間隔」および「幅方向間隔」は、冷延鋼板の板面上で局所加熱領域が配される圧延方向および圧延直角方向の間隔を表す。局所加熱領域は、圧延方向および圧延直角方向に等間隔で均等に配置されている。例えば、「圧延方向間隔」および「幅方向間隔」の両方が１００ｍｍ以下であれば、すべての分割区画に局所加熱領域が配置される。一方、「圧延方向間隔」または「幅方向間隔」のいずれかが１００ｍｍを超えれば、局所加熱領域が配置されない分割区画が存在する。なお、全分割区画の中で、局所加熱領域を設ける分割区画は、分布が不均一にならないように配置した。
　局所急速加熱後の冷延鋼板に、表３～表６に示す条件の脱炭焼鈍を行った。なお、脱炭焼鈍では、焼鈍雰囲気（炉内雰囲気）における酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を０．１３とした。
　製造した脱炭焼鈍鋼板について、分割区画の面積に対する分割小区画グループＩの面積割合、ＡＩ ＧＯＳＳ÷ａｖｅＡＧＯＳＳの値、分割小区画グループＩＩの面積に対する分割小区画グループＩＩ内に含まれる対応方位粒の面積割合を、上記した方法に基づいて測定した。結果を表７～表１０に示す。
　製造した脱炭焼鈍鋼板に対して、窒素－水素－アンモニア雰囲気中で７５０℃で窒化処理し、鋼板窒素量を２２０ｐｐｍとした。さらに、ＭｇＯを主成分とした焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施した。仕上げ焼鈍では、鋼板を、水素と窒素との混合雰囲気中で、１０００℃まで１５℃／ｈｒ（℃／時間）で昇温し、その後表３～表６に示す加熱速度で１２００℃まで昇温し、水素雰囲気中で１２００℃－２０ｈｒ（時間）保持した。
　仕上げ焼鈍後の鋼板に、コロイダルシリカとリン酸塩とを主体とし、必要に応じて無水クロム酸を添加した絶縁被膜のコーティング液を塗布して焼付けて絶縁被膜を形成した。
　得られた方向性電磁鋼板について、各種特性を評価した。評価結果を表７～表１０に示す。また、得られた方向性電磁鋼板の母材鋼板の化学組成を分析した。結果を表１１に示す。
（１）方向性電磁鋼板の二次再結晶粒径
　方向性電磁鋼板の二次再結晶粒径は、ＪＩＳ　Ｇ０５５１：２０２０に規定された切断法に基づいて測定した。なお、上記の二次再結晶粒径として、圧延方向の二次再結晶粒径（平均粒径）を測定した。圧延方向の二次再結晶粒径（平均粒径）が６５μｍ以下である場合を合格と判断した。
（２）方向性電磁鋼板の磁気特性
　方向性電磁鋼板の磁気特性は、ＪＩＳ　Ｃ　２５５６：２０１５に規定された単板磁気特性試験法（ＳＳＴ：Ｓｉｎｇｌｅ　Ｓｈｅｅｔ　Ｔｅｓｔｅｒ）に基づいて測定した。
　得られた方向性電磁鋼板から、１００ｍｍ×５００ｍｍサイズの単板磁気測定用サンプルを２０枚用意し、単板磁気測定を実施した。磁気特性として、８００Ａ／ｍで励磁したときの鋼板の圧延方向の磁束密度Ｂ８（Ｔ）を測定した。磁束密度Ｂ８が１．９２５Ｔ以上である場合を合格と判断した。また、参考として、交流周波数：５０Ｈｚ、励磁磁束密度：１．７Ｔの条件で、鋼板の単位重量（１ｋｇ）あたりの電力損失として定義される鉄損Ｗ１７／５０（Ｗ／ｋｇ）を測定した。
　Ｎｏ．１～８４のうち、本発明例である脱炭焼鈍鋼板は、分割区画の面積に対する分割小区画グループＩの面積割合およびＡＩ ＧＯＳＳ÷ａｖｅＡＧＯＳＳの値が好ましく制御されていた。これらの本発明例は、いずれも方向性電磁鋼板として、二次再結晶粒径の粗大化が抑制されているにもかかわらず、優れた磁束密度を示した。なお、これらの方向性電磁鋼板は、二次再結晶粒径の粗大化が抑制されているので、鉄損および磁歪にも優れた。
　一方、Ｎｏ．１～８４のうち、比較例である脱炭焼鈍鋼板は、分割区画の面積に対する分割小区画グループＩの面積割合およびＡＩ ＧＯＳＳ÷ａｖｅＡＧＯＳＳの値が好ましく制御されていなかった。これらの比較例は、方向性電磁鋼板として、好ましい磁束密度が得られなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　本発明の上記態様によれば、二次再結晶粒径の粗大化を抑制しながら磁束密度を高めることができる方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板の提供が可能となるので、産業上の利用可能性が高い。
　１　鋼板
　２　局所加熱影響領域
　３　局所加熱非影響領域（マトリックス部）
　４　局所加熱領域境界
　５　局所加熱影響領域境界
１４　ゴス方位粒
１５　粗大ゴス方位粒
２１　圧延方向
２２　幅方向（圧延直角方向）

Claims (2)

  1. 　方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板であって、
    　　板面上の少なくとも１００ｍｍ×１００ｍｍの領域を分割区画と定義し、前記分割区画内を１ｍｍ×１ｍｍの領域に細分して各区画を分割小区画と定義し、
    　　前記分割区画内に含まれる結晶粒の平均粒径を単位μｍでａｖｅＤと定義し、
    　　１つの分割小区画内に含まれる結晶粒数に対してこの分割小区画内に含まれる粒径が３．０×ａｖｅＤ以上となる結晶粒数の個数割合をＦＣと定義し、前記分割区画内に含まれる結晶粒数に対して前記分割区画内に含まれる粒径が３．０×ａｖｅＤ以上となる結晶粒数の個数割合をａｖｅＦＣと定義し、
    　　ＦＣ÷ａｖｅＦＣの値が１．３以上となる分割小区画を合わせて分割小区画グループＩと定義したとき、
    　前記分割区画の面積に対して前記分割小区画グループＩの面積割合が０．０５％以上５０％以下であり、且つ
    　　圧延面法線方向を回転軸とする理想ゴス方位からのずれ角をαと定義し、
    　　圧延直角方向を回転軸とする理想ゴス方位からのずれ角をβと定義し、
    　　板面上の測定点で測定する結晶方位のずれ角を（α　β）と表し、
    　　前記測定点での角度偏差をφ＝（α２＋β２）１／２と定義し、
    　　前記角度偏差φが１０°以下である結晶粒をゴス方位粒と定義し、
    　　前記分割小区画グループＩの面積に対して前記分割小区画グループＩ内に含まれるゴス方位粒の面積割合をＡＩ ＧＯＳＳと定義し、前記分割区画の面積に対して前記分割区画内に含まれるゴス方位粒の面積割合をａｖｅＡＧＯＳＳと定義したとき、
    　ＡＩ ＧＯＳＳ÷ａｖｅＡＧＯＳＳの値が１．３以上である
    ことを特徴とする方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板。
  2. 　理想ゴス方位に対してΣ９対応方位関係にある結晶方位からの方位差が１０°以内である結晶粒を対応方位粒と定義し、
    　前記分割区画のうちで前記分割小区画グループＩを除く分割小区画を分割小区画グループＩＩと定義したとき、
    　前記分割小区画グループＩＩの面積に対して前記分割小区画グループＩＩ内に含まれる対応方位粒の面積割合が１０％以上５０％以下である
    ことを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板用の脱炭焼鈍鋼板。
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