(57)【要約】  この方向性電磁鋼板は、母材鋼板と、前記母材鋼板上に接して形成された下層被膜と、前記下層被膜上に接して形成され、燐酸塩とコロイド状シリカとを主体とする絶縁被膜とを備える。母材鋼板は、所定の化学成分を含有し、かつ、長軸長さが１μｍ以上２０μｍ以下のＢ化合物を１×１０〜１×１０６個／ｍｍ３の個数密度で含有する。前記下層被膜は、フォルステライトが主体であるグラス被膜、又は、酸化珪素が主体である中間層である。
2019146694.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
母材鋼板と；
前記母材鋼板上に接して形成された下層被膜と；
前記下層被膜上に接して形成され、燐酸塩とコロイド状シリカとを主体とする絶縁被膜と；
を備え、
前記母材鋼板は、化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．０８５％以下；
Ｓｉ：０．８０〜７．００％；
Ｍｎ：０．０５〜１．００％；
Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％；
Ｎ：０．００４０％以下；
Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．０１５％以下；
Ｂ：０．０００５〜０．００８０％；
を含有し、
残部Ｆｅ及び不純物からなり、
前記母材鋼板は、長軸長さが１μｍ以上２０μｍ以下のＢ化合物を１×１０〜１×１０６個／ｍｍ３の個数密度で含有し、
前記下層被膜は、フォルステライトが主体であるグラス被膜、又は、酸化珪素が主体である中間層である
ことを特徴とする方向性電磁鋼板。
【請求項２】
前記下層被膜が前記グラス被膜であって、
前記絶縁被膜及び前記グラス被膜を除去してグロー放電発光分析で測定し、前記母材鋼板の板厚中心よりも前記グラス被膜側を、前記グラス被膜側の表層領域と前記表層領域と前記板厚中心との間の中心領域との二つに分け、前記中心領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とし、前記表層領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）としたとき、前記ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）と、前記ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）とが、下記式（１）を満たす
ことを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）＞ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）・・・・・・・・・・・・・・・・（１）
【請求項３】
前記下層被膜が前記中間層であって、
前記母材鋼板と前記中間層との合計厚さをｄとし、グロー放電発光分析で前記中間層の表面からＢの発光強度を測定したときの前記中間層の前記表面からｄ／２の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／２）と、前記中間層の前記表面からｄ／１０の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／１０）とが、下記式（２）を満たす
ことを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
ＩB(ｄ／２)＞ＩB(ｄ／１０)          ・・・・・・・・・・・・・・（２）
【請求項４】
前記Ｂ化合物がＦｅ２ＢとＦｅ３Ｂとの少なくとも一方であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、変圧器や発電機等の鉄心材料として使用する、高磁束密度かつ極低鉄損の方向性電磁鋼板に関する。
本願は、２０１８年１月２５日に、日本に出願された特願２０１８−０１０２０３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は、軟磁性材料であり、変圧器（トランス）等の電気機器の鉄心等に用いられる。方向性電磁鋼板は、７質量％以下程度のＳｉを含有し、結晶粒が、ミラー指数で｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積している鋼板である。方向性電磁鋼板の製造において、結晶粒の方位を制御することは重要なプロセスであり、二次再結晶という異常粒成長現象を利用して制御されている。【０００３】
二次再結晶を適確に制御するためには、二次再結晶前の一次再結晶で得られる組織（一次再結晶組織）を適切に形成すること、及び、インヒビターという微細析出物又は粒界偏析元素を適切に調整することが重要である。【０００４】
インヒビターは、二次再結晶において、一次再結晶組織中の｛１１０｝＜００１＞方位以外の結晶粒の成長を抑制し、｛１１０｝＜００１＞方位の結晶粒を優先的に成長させる機能を有するので、インヒビターの種類及び量の調整は、特に重要である。【０００５】
インヒビターに関しては、多くの研究結果が開示されている。なかでも、特徴的な技術として、Ｂをインヒビターとして活用する技術がある。例えば、特許文献１及び２、及び、非特許文献１には、インヒビターとして機能する固溶Ｂが、｛１１０｝＜００１＞方位の発達に有効であることが開示されている。【０００６】
特許文献３及び４には、Ｂを添加した材料に対して冷間圧延以降の工程で窒化処理をすることで微細なＢＮを形成することと、形成された微細なＢＮがインヒビターとして機能して、｛１１０｝＜００１＞方位の発達に寄与することと、が開示されている。【０００７】
特許文献５には、熱間圧延でＢＮの析出を極力抑制する一方で、その後の焼鈍の昇温過程で極めて微細なＢＮを析出させることと、そのようにして析出した微細なＢＮがインヒビターとして機能することと、が開示されている。
特許文献６及び７には、熱延工程でＢの析出形態を制御することで、インヒビターとしての機能させる方法が開示されている。【０００８】
これらの文献では、Ｂを鋼成分として添加してインヒビターとして活用する技術が開示されている。これらの文献には、これらの技術により、二次再結晶後に、｛１１０｝＜００１＞方位が高度に発達することでヒステリシス損が小さくなるので、低鉄損の方向性電磁鋼板が得られると開示されている。しかしながら、これらの文献には、二次再結晶後のＢの析出状態を制御することによって、高磁束密度と極低鉄損とを両立することに関しては何ら開示されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】米国特許第３９０５８４２号明細書
【特許文献２】米国特許第３９０５８４３号明細書
【特許文献３】日本国特開平０１−２３０７２１号公報
【特許文献４】日本国特開平０１−２８３３２４号公報
【特許文献５】日本国特開平１０−１４０２４３号公報
【特許文献６】国際公開第１１／００７７７１号
【特許文献７】国際公開第１１／００７８１７号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
先行技術文献に開示の従来技術では、二次再結晶後の鋼板内部におけるＢの析出形態を十分に制御できないため、Ｂ析出物によりヒステリシス損が増大し、極低鉄損の方向性電磁鋼板を得ることは難しい。【００１１】
本発明は、従来技術の現状を踏まえ、Ｂ化合物をインヒビターとして活用する方向性電磁鋼板において、高磁束密度化及び極低鉄損化を課題とし、該課題を解決する方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
鋼成分としてＢを添加し、高磁束密度かつ極低鉄損の方向性電磁鋼板を安定的に製造するためには、二次再結晶により、結晶粒を｛１１０｝＜００１＞方位に高度に配向させて磁束密度を高めるとともに、鋼板中のＢの析出形態を適切に制御することが重要である。【００１３】
インヒビターとしてＢＮを用いる場合、仕上げ焼鈍後のＢの析出形態が微細であると、鋼板中に微細なＢＮが析出するため、高磁束密度と極低鉄損との両立が困難であり、特に微細なＢＮに起因するヒステリシス損の増大により極低鉄損を実現することが難しい。【００１４】
本発明者らは、以上のことを踏まえ、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、仕上げ焼鈍後のＢの析出形態をＦｅ３Ｂ及び／又はＦｅ２Ｂとすれば、ヒステリシス損への影響を極力少なくすることができるため、高磁束密度と極低鉄損とを両立した方向性電磁鋼板を得ることができることを見いだした。【００１５】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。【００１６】
（１）本発明の一態様に係る方向性電磁鋼板は、母材鋼板と、前記母材鋼板上に接して形成された下層被膜と、前記下層被膜上に接して形成され、燐酸塩とコロイド状シリカとを主体とする絶縁被膜と、を備え、
前記母材鋼板は、化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．０８５％以下；
Ｓｉ：０．８０〜７．００％；
Ｍｎ：０．０５〜１．００％；
Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％；
Ｎ：０．００４０％以下；
Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．０１５％以下；
Ｂ：０．０００５〜０．００８０％；
を含有し、
残部Ｆｅ及び不純物からなり、
前記母材鋼板は、長軸長さが１μｍ以上２０μｍ以下のＢ化合物を１×１０〜１×１０６個／ｍｍ３の個数密度で含有し、
前記下層被膜は、フォルステライトが主体であるグラス被膜、又は、酸化珪素が主体である中間層である。
（２）上記（１）に係る方向性電磁鋼板は、前記下層被膜が前記グラス被膜であって、前記絶縁被膜及び前記グラス被膜を除去して前記母材鋼板をグロー放電発光分析で測定し、前記母材鋼板の板厚中心よりも前記グラス被膜側を、前記グラス被膜側の表層領域と前記表層領域と前記板厚中心との間の中心領域との二つに分け、前記中心領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とし、前記表層領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）としたとき、前記時間ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）と、前記時間ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）とが、下記式（１）を満たしてもよい。
ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）＞ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）・・・・・・・・・・・・・・・・（１）
（３）上記（１）に係る方向性電磁鋼板は、前記下層被膜が前記中間層であって、前記母材鋼板と前記中間層との合計厚さをｄとし、グロー放電発光分析（ＧＤＳ）で前記中間層の表面からＢの発光強度を測定したときの前記中間層の前記表面からｄ／２の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／２）と、前記中間層の前記表面からｄ／１０の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／１０）とが、下記式（２）を満たしてもよい。
ＩＢ（ｄ／２）＞ＩＢ（ｄ／１０）・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・（２）【００１７】
（４）上記（１）〜（３）の何れか１項に係る方向性電磁鋼板は、前記Ｂ化合物がＦｅ２ＢとＦｅ３Ｂとの少なくとも一方であってもよい。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、Ｂ化合物をインヒビターとして活用する方向性電磁鋼板において、Ｂ化合物の析出形態を適切に制御することによりヒステリシス損を小さくできるので、高磁束密度と極低鉄損とを両立した方向性電磁鋼板を工業的に安定して提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】第１実施形態に係る方向性電磁鋼板の層構成を示す模式図である。
【図２】第１実施形態に係る方向性電磁鋼板に対してＧＤＳを行った場合の結果の一例を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明の方向性電磁鋼板（以下「本発明電磁鋼板」ということがある。）は、母材鋼板と、前記母材鋼板上に接して形成された下層被膜と、前記下層被膜上に接して形成され、燐酸塩とコロイド状シリカとを主体とする絶縁被膜と、を備え、
前記母材鋼板は、化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．０８５％以下；
Ｓｉ：０．８０〜７．００％；
Ｍｎ：０．０５〜１．００％；
Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％；
Ｎ：０．０１２％以下；
Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．０１５％以下；
Ｂ：０．０００５〜０．００８０％；
を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
前記母材鋼板は、平均長軸長さが１μｍ以上２０μｍ以下のＢ化合物を１×１０〜１×１０６個／ｍｍ３の個数密度で含有し、
前記下層被膜は、フォルステライトが主体であるグラス被膜、又は、酸化珪素が主体である中間層である。
また、本発明電磁鋼板は、前記下層被膜が前記グラス被膜であって、前記方向性電磁鋼板において、グラス被膜を除く鋼板をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）で測定したＢの発光強度ＩＢが、板厚中心まで到達するスパッタ時間をｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とし、グラス被膜を除く鋼板表層のスパッタ時間をｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）としたとき、前記時間ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）と、前記時間ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）とが、下記式（１）を満たしてもよい。
ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）＞ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）・・・・・・・・・・・・・・・・（１）
また、本発明電磁鋼板は、前記下層被膜が前記中間層である場合には、前記母材鋼板と前記中間層との合計厚さをｄとし、グロー放電発光分析（ＧＤＳ）で前記中間層の表面からＢの発光強度を測定したときの前記中間層の前記表面からｄ／２の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／２）と、前記中間層の前記表面からｄ／１０の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／１０）とが、下記式（２）を満たしてもよい。
ＩB(ｄ／２)＞ＩB(ｄ／１０)          ・・・・・・・・・・・・・・・・・・（２）
【００２１】
また、本発明電磁鋼板は、前記Ｂ化合物がＦｅ２Ｂ及び／又はＦｅ３Ｂであってもよい。
【００２２】
以下、本発明電磁鋼板について説明する。
【００２３】
［第１実施形態］
第１実施形態に係る方向性電磁鋼板は、母材鋼板と、前記母材鋼板上に接して形成され、フォルステライトが主体であるグラス被膜と、前記グラス被膜上に接して形成され、燐酸塩とコロイド状シリカとを主体とする絶縁被膜と、を備える。前記母材鋼板は、化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．０８５％以下；
Ｓｉ：０．８０〜７．００％；
Ｍｎ：０．０５〜１．００％；
Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％；
Ｎ：０．０１２％以下；
Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．０１５％以下；
Ｂ：０．０００５〜０．００８０％；
を含有し、
残部Ｆｅ及び不純物からなり、
前記母材鋼板は、長軸長さが１μｍ以上２０μｍ以下のＢ化合物を１×１０〜１×１０６個／ｍｍ３の個数密度で含有する。
また、本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、前記母材鋼板の板厚中心よりもグラス被膜側を、前記グラス被膜側の表層領域と前記表層領域と前記板厚中心との間の中心領域との二つに分けたとき、前記絶縁被膜及び前記グラス被膜を除く母材鋼板をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）で測定したＢの発光強度ＩＢが、前記中心領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とし、前記表層領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）としたとき、前記時間ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）と、前記時間ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）におけるＢの発光強度ＩＢ＿ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）とが、下記式（３）を満たしてもよい。
ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）＞ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）・・・・・・・・・・・・・・・・（３）
【００２４】
＜母材鋼板の成分組成（化学成分）＞
まず、本発明電磁鋼板の母材鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下、特に断りが無ければ、「％」は「質量％」を意味する。
【００２５】
＜成分組成＞
Ｃ：０．０８５％以下
Ｃは、一次再結晶組織の制御に有効な元素であるが、磁気特性に悪影響を及ぼすので、仕上げ焼鈍前に脱炭焼鈍で除去する元素である。０．０８５％を超えると、脱炭焼鈍時間が長くなり、生産性が低下するので好ましくない。Ｃ量は、好ましくは０．０７０％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
【００２６】
下限は０％を含むが、Ｃを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
【００２７】
Ｓｉ：０．８０〜７．００％
Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高めて、鉄損特性を改善する元素である。０．８０％未満では、仕上げ焼鈍時にγ変態が生じ、鋼板の結晶方位が損なわれるので、好ましくない。Ｓｉ量は、好ましくは１．５０％以上、より好ましくは２．５０％以上である。
【００２８】
一方、Ｓｉ量が７．００％を超えると、加工性が低下し、圧延時に割れが発生するので、好ましくない。Ｓｉ量は、好ましくは５．５０％以下、より好ましくは４．５０％以下である。
【００２９】
Ｍｎ：０．０５〜１．００％
Ｍｎは、熱間圧延時の割れを防止するとともに、Ｓ及び／又はＳｅと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅを形成する元素である。Ｍｎ量が０．０５％未満では添加効果が十分に発現しないので、好ましくない。Ｍｎ量は、好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０９％以上である。
【００３０】
一方、Ｍｎ量が１．００％を超えると、ＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅの析出分散が不均一になり、所要の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、好ましくない。Ｍｎ量は、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。
【００３１】
酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％
酸可溶性Ａｌは、Ｎと結合して、インヒビターとして機能する（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎを生成する元素である。酸可溶性Ａｌ量が０．０１０％未満では、添加効果が十分に発現せず、二次再結晶が十分に進行しないので、好ましくない。酸可溶性Ａｌ量は、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。
【００３２】
一方、酸可溶性Ａｌ量が０．０６５％を超えると、（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎの析出分散が不均一になり、所要の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、好ましくない。酸可溶性Ａｌ量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
【００３３】
Ｎ：０．０１２％以下
窒化物生成による鉄損劣化の懸念があるので、０．０１２％以下とする。後述するが、スラブ成分におけるＮは、Ａｌと結合して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成する元素であるが、一方で、Ｎは、冷間圧延時、鋼板中にブリスター（空孔）を形成する元素でもある。Ｎ量が０．００４％未満では、ＡｌＮの形成が不十分となるので、好ましくない。Ｎ量は、好ましくは０．００６％以上、より好ましくは０．００７％以上である。
【００３４】
一方、Ｎ量が０．０１２％を超えると、冷間圧延時、鋼板中にブリスター（空孔）が生成する懸念があるので、好ましくない。Ｎ量は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００９％以下である。
【００３５】
Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．０１５％以下
硫化物生成による鉄損劣化の懸念があるので、０．０１５％以下とする。後述するが、スラブ成分においては、Ｓ及びＳｅは、Ｍｎと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅを形成する元素である。添加量は、ＳとＳｅの原子量比を考慮して、Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅで規定する。
【００３６】
Ｓｅｑが０．００３％未満であると、添加効果が十分に発現しないので、好ましくない。Ｓｅｑは、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００７％以上である。一方、Ｓｅｑが０．０１５％を超えると、ＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅの析出分散が不均一になり、所要の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、好ましくない。Ｓｅｑは、好ましくは０．０１３％以下、より好ましくは０．０１１％以下である。
【００３７】
Ｂ：０．０００５〜０．００８０％
Ｂは、Ｎと結合し、ＭｎＳ又はＭｎＳｅと複合析出して、インヒビターとして機能するＢＮを形成する元素である。
【００３８】
Ｂ量が０．０００５％未満では、添加効果が十分に発現しないので、好ましくない。Ｂ量は、好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｂ量が０．００８０％を超えると、ＢＮの析出分散が不均一になり、所要の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、好ましくない。Ｂ量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
【００３９】
母材鋼板において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入する元素で、本発明方向性電磁鋼板の特性を阻害しない範囲で含まれる場合には許容される。
【００４０】
また、本発明電磁鋼板は、磁気特性を阻害せず、他の特性を高め得る範囲で、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｃｕ：０．４０％以下、Ｐ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｓｎ：０．３０％以下、Ｓｂ：０．３０％以下、及び、Ｂｉ：０．０１％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。
【００４１】
次に、本発明電磁鋼板において特徴とするＢ化合物について説明する。
【００４２】
＜Ｂ化合物の形態＞
Ｂ化合物について、種類は限定されないが、形態は、平均長軸長さを１μｍ以上２０μｍ以下とする。
【００４３】
長軸長さが１μｍ未満であると、析出頻度が高くなり、ヒステリシス損が増大するため、好ましくない。平均長軸長さは好ましくは４μｍ以上、より好ましくは８μｍ以上である。
【００４４】
一方、Ｂ化合物の形態は、析出頻度を低くする点で、粗大な形態が好ましいが、長軸長さが２０μｍ以上のＢ化合物を析出させるには、純化焼鈍における降温速度を著しく遅くする必要があり、工業生産上困難であるため好ましくない。そのため、Ｂ化合物の平均長軸長さは２０μｍ以下とする。平均長軸長さは、好ましくは１７μｍ以下、より好ましくは１０μｍ以下である。
【００４５】
＜Ｂ化合物の個数密度＞
Ｂ化合物の個数密度は１×１０〜１×１０６個／ｍｍ３とする。個数密度が１×１０６個／ｍｍ３を超えると、Ｂ化合物が小さくなり、長軸長さ１μｍ未満のＢ化合物の析出頻度が高くなり、鉄損が増大するので、好ましくない。個数密度は、好ましくは０．５×１０６個／ｍｍ３以下、より好ましくは１×１０５個／ｍｍ３以下である。
また、Ｂ化合物の個数密度が１×１０個／ｍｍ３未満であると、Ｂが著しく不均一に析出しており、二次再結晶を制御するインヒビターとして機能しないため好ましくない。Ｂ化合物の個数密度は、好ましくは１×１０個／ｍｍ３以上、より好ましくは１×１０２個／ｍｍ３以上である。
【００４６】
Ｂ化合物の個数密度の定量的な評価は、例えば、板厚中心部まで研磨した鋼板において、試料Ｚ面（圧延方向に垂直な面）に、ＥＰＭＡによるＢマッピングを実施して行う。他には、試料の断面を研磨し、ＥＰＭＡでＢマッピングを実施して行う方法が挙げられる。
【００４７】
＜Ｂ化合物：Ｆｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂ＞
Ｂ化合物は、Ｆｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂが好ましい。Ｂ化合物は、インヒビターとして機能したＢＮが、純化焼鈍で分解し、降温中に再析出した化合物である。
【００４８】
高温で固溶したＮが大気中へ放出されず、鋼板内部に過飽和状態で存在すると、純化焼鈍における降温中、固溶Ｂが固溶Ｎと結合し、ＢＮが、微細かつ高頻度に再析出して、ヒステリシス損を増大させる。純化焼鈍において、焼鈍温度が高温で、固溶Ｎが系外に放出されると、Ｆｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂが、粗大かつ低頻度で析出し、鉄損への悪影響が減少する。
【００４９】
Ｆｅ２Ｂ及び／又はＦｅ３Ｂの同定は、ＥＰＭＡによる分析の他、透過電子顕微鏡による電子線回折を用いて行うことができる。Ｆｅ２Ｂ及び／又はＦｅ３Ｂは、結晶系が正方晶系であり、５６２．１ｐｍ＞ａ＝ｂ＞４５９．９ｐｍ、４６７．４ｐｍ＞ｃ＞３８２．４ｐｍであることを特徴とする。
【００５０】
＜ＧＤＳによるＢの存在位置＞
鋼板の深さ方向におけるＢの分布において、母材鋼板表層部のＢ濃度（強度）が母材鋼板中心部のＢ濃度（強度）よりも高いことは、母材鋼板表層部に、微細なＢＮが存在することを表す。そのような場合には、鉄損が増大するため好ましくない。
【００５１】
図１は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の層構成を示す模式図である。図１に示すように、本実施形態に係る方向性電磁鋼板１００は、母材鋼板１０とグラス被膜２０と絶縁被膜３０とを備える。また、母材鋼板１０の板厚中心Ｃよりも表面（グラス被膜２０と母材鋼板１０との界面）側の領域を２つに分け、より表面側を表層領域１２とし、より板厚中心Ｃ側を中心領域１４と呼称する。
絶縁被膜及びグラス被膜を除去した鋼板をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）で測定したＢの発光強度ＩＢが、中心領域１４まで到達するスパッタ時間をｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とし、表層領域１２まで到達するスパッタ時間をｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）としたとき、ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）とが下記式（４）を満たすことが好ましい。
ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）＞ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）                          ・・・（４）
ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ） ：ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）におけるＢの発光強度
ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）：ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）におけるＢの発光強度
【００５２】
なお、上述の測定を行う際には、水酸化ナトリウム等のアルカリ水溶液で絶縁被膜３０を除去し、グラス被膜２０は塩酸、硝酸、硫酸等を用いて除去する。
また、上述のｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）はグラス被膜直下の位置を意味し、ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）はグラス被膜直下から板厚センターまでの位置と定義する。
図２は、本実施形態におけるＧＤＳの測定結果を示す一例である。具体的には、ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）は測定開始から３００秒〜４００秒とし、ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）は、４００秒以上の位置に相当する時間と定義する。
また、ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）は、測定開始から３００〜４００秒のＢの発光強度の平均値とする。ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）は、測定開始から４００〜９００秒（測定終了まで）のＢの発光強度の平均値とする。しかしながら、ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）、ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）の時間はグラス被膜厚さやＧＤＳ測定条件で任意に変更することができるので、一例である。
【００５３】
ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）≦ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）であると、母材鋼板表層部のＢ濃度（強度）が、母材鋼板中心部のＢ濃度（強度）以上となり、母材鋼板表層部に微細なＢＮが存在して、鉄損が増大するため好ましくない。
【００５４】
＜グラス被膜＞
本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、母材鋼板上に接してグラス被膜が形成されている。グラス被膜は、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）等の複合酸化物を含んでいる。グラス被膜は、後述する仕上焼鈍処理において、シリカを主成分として含有する酸化物層が、マグネシアを主成分として含有する焼鈍分離剤と反応することで形成される。
【００５５】
＜絶縁被膜＞
本実施形態に係る方向性電磁鋼板では、グラス被膜上に接して形成され、燐酸塩とコロイド状シリカとを主体とする絶縁被膜が形成される。
【００５６】
次に、本発明珪素鋼から本発明電磁鋼板を製造する製造方法について説明する。
【００５７】
＜珪素鋼スラブ成分＞
本発明電磁鋼板の珪素鋼スラブ成分として、質量％で、Ｃ：０．０８５％以下、Ｓｉ：０．８０〜７．００％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％、Ｎ：０．００４〜０．０１２％、Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．００３〜０．０１５％、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％を含有する。
【００５８】
Ｃ：０．０８５％以下
Ｃは、一次再結晶組織の制御に有効な元素であるが、磁気特性に悪影響を及ぼすので、仕上げ焼鈍前に脱炭焼鈍で除去する元素である。０．０８５％を超えると、脱炭焼鈍時間が長くなり、生産性が低下するので、Ｃは０．０８５％以下とする。好ましくは０．０７０％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
【００５９】
下限は０％を含むが、Ｃを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。なお、方向性電磁鋼板においては、脱炭焼鈍で、通常、０．００１％程度以下に低減する。
【００６０】
Ｓｉ：０．８０〜７．００％
Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高めて、鉄損特性を改善する元素である。０．８０％未満では、仕上げ焼鈍時にγ変態が生じ、鋼板の結晶方位が損なわれるので、Ｓｉは０．８０％以上とする。好ましくは１．５０％以上、より好ましくは２．５０％以上である。
【００６１】
一方、７．００％を超えると、加工性が低下し、圧延時に割れが発生するので、Ｓｉは７．００％以下とする。好ましくは５．５０％以下、より好ましくは４．５０％以下である。
【００６２】
Ｍｎ：０．０５〜１．００％
Ｍｎは、熱間圧延時の割れを防止するとともに、Ｓ及び／又はＳｅと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳを形成する元素である。０．０５％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｍｎは０．０５％以上とする。好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０９％以上である。
【００６３】
一方、１．００％を超えると、ＭｎＳの析出分散が不均一になり、所望の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、Ｍｎは１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
【００６４】
酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％
酸可溶性Ａｌは、Ｎと結合して、インヒビターとして機能する（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎを生成する元素である。０．０１０％未満では、添加効果が十分に発現せず、二次再結晶が十分に進行しないので、酸可溶性Ａｌは０．０１０％以上とする。好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。
【００６５】
一方、０．０６５％を超えると、（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎの析出分散が不均一になり、所望の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、酸可溶性Ａｌは０．０６５％以下とする。好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
【００６６】
Ｎ：０．００４〜０．０１２％
Ｎは、Ａｌと結合して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成する元素であるが、一方で、冷間圧延時、鋼板中にブリスター（空孔）を形成する元素でもある。０．００４％未満では、ＡｌＮの形成が不十分となるので、Ｎは０．００４％以上とする。好ましくは０．００６％以上、より好ましくは０．００７％以上である。
【００６７】
一方、０．０１２％を超えると、冷間圧延時、鋼板中にブリスター（空孔）が生成する懸念があるので、Ｎは０．０１２％以下とする。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００９％以下である。
【００６８】
Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．００３〜０．０１５％
Ｓ及びＳｅは、Ｍｎと結合して、インヒビターとして機能するＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅを形成する元素である。添加量は、ＳとＳｅの原子量比を考慮して、Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅで規定する。
【００６９】
Ｓｅｑが０．００３％未満であると、添加効果が十分に発現しないので、Ｓｅｑは０．００３％以上とする。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００７％以上である。一方、Ｓｅｑが０．０１５％を超えると、ＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅの析出分散が不均一になり、所要の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、Ｓｅｑは０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１３％以下、より好ましくは０．０１１％以下である。
【００７０】
Ｂ：０．０００５〜０．００８０％
Ｂは、Ｎと結合し、ＭｎＳと複合析出して、インヒビターとして機能するＢＮを形成する元素である。
【００７１】
０．０００５％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｂは０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。一方、０．００８０％を超えると、ＢＮの析出分散が不均一になり、所望の二次再結晶組織が得られず、磁束密度が低下するので、Ｂは０．００８０％以下とする。好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
【００７２】
珪素鋼スラブにおいて、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入する元素で、本発明電磁鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素である。
【００７３】
また、珪素鋼スラブは、本発明電磁鋼板の磁気特性を阻害せず、他の特性を高め得る範囲で、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｃｕ：０．４０％以下、Ｐ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｓｎ：０．３０％以下、Ｓｂ：０．３０％以下、及び、Ｂｉ：０．０１％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。
【００７４】
＜珪素鋼スラブ＞
転炉又は電気炉等で溶製し、必要に応じ、真空脱ガス処理を施した、所定の成分組成を有する溶鋼を、連続鋳造又は造塊後分塊圧延して本発明珪素鋼のスラブ（珪素鋼スラブ）を得る。珪素鋼スラブは、通常、１５０〜３５０ｍｍ、好ましくは２２０〜２８０ｍｍの厚さの鋳片であるが、３０〜７０ｍｍの薄スラブでもよい。薄スラブの場合、熱延板を製造する際、中間厚みに粗加工を行う必要がないという利点がある。
【００７５】
＜珪素鋼スラブの加熱温度＞
鋼スラブを１２５０℃以下に加熱して、熱間圧延に供する。加熱温度が１２５０℃を超えると、溶融スケール量が増大するとともに、ＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅが完全に固溶し、その後の工程で微細に析出して、所望の一次再結晶粒径を得るための脱炭焼鈍温度を９００℃以上にする必要があるので、好ましくない。加熱温度は、より好ましくは１２００℃以下である。
【００７６】
加熱温度の下限は、特に限定されないが、珪素鋼スラブの加工性を確保する点で、加熱温度は１１００℃以上が好ましい。
【００７７】
＜熱間圧延、熱延板焼鈍＞
１２５０℃以下に加熱した珪素鋼スラブを熱間圧延に供して熱延板とする。熱延板を１０００〜１１５０℃（一段目温度）に加熱して再結晶させた後、続いて、一段目温度より低い８５０〜１１００℃（二段目温度）に加熱して焼鈍し、熱間圧延時に生じた不均一組織を均一化する。熱延板焼鈍は、熱延板を最終冷間圧延に供する前に熱間圧延での履歴を均一化するため、１回以上行うことが好ましい。
【００７８】
熱延板焼鈍において、一段目温度は、その後の工程でのインヒビターの析出に大きく影響する。一段目温度が１１５０℃を超えると、その後の工程でインヒビターが微細に析出し、所望の一次再結晶粒径を得るための脱炭焼鈍温度を９００℃以上にする必要があるので、好ましくない。一段目温度は、より好ましくは１１２０℃である。
【００７９】
一方、一段目温度が１０００℃未満であると、再結晶が不十分となり、熱延板組織の均一化が達成されないので、好ましくない。一段目温度は、より好ましくは１０３０℃以上である。
【００８０】
二段目温度が１１００℃を超えると、一段目温度の場合と同様に、その後の工程でインヒビターが微細に析出するので、好ましくない。二段目温度は、より好ましくは１０７０℃以下である。一方、二段目温度が８５０℃未満であると、γ相が生成せず、熱延板組織の均一化が達成されないので、好ましくない。二段目温度は、より好ましくは８８０℃以上である。
【００８１】
＜冷間圧延＞
熱延板焼鈍を施した鋼板に、１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、最終板厚の鋼板とする。冷間圧延は、常温で行ってもよいし、常温より高い温度、例えば、２００℃程度に鋼板を加熱して温間圧延してもよい。
【００８２】
＜脱炭焼鈍＞
最終板厚の鋼板に、鋼板中Ｃの除去と、一次再結晶粒径を所望の粒径に制御することを目的とし、湿潤雰囲気中で、脱炭焼鈍を施し。例えば、７７０〜９５０℃の温度で、一次再結晶粒径が１５μｍ以上となるような時間、脱炭焼鈍を行うことが好ましい。
【００８３】
脱炭焼鈍温度が７７０℃未満であると、所望の結晶粒径が得られないので、脱炭焼鈍温度は７７０℃以上が好ましい。より好ましくは８００℃以上である。一方、脱炭焼鈍温度が９５０℃を超えると、結晶粒径が所望の結晶粒径を超えてしまうので、好ましくない。脱炭焼鈍温度は、より好ましくは９２０℃以下である。
【００８４】
＜窒化処理＞
脱炭焼鈍を施した鋼板、仕上げ焼鈍を施す前に、鋼板のＮ量が４０〜１０００ｐｐｍとなるように、窒化処理を施す。窒化処理後の鋼板のＮ量が４０ｐｐｍ未満であると、ＡｌＮが十分に析出せず、ＡｌＮがインヒビターとして機能しないので、好ましくない。窒化処理後の鋼板のＮ量は、より好ましくは８０ｐｐｍ以上である。
【００８５】
一方、鋼板のＮ量が１０００ｐｐｍを超えると、次の仕上げ焼鈍において、二次再結晶完了後も過剰にＡｌＮが存在し、鉄損が増大するので、好ましくない。鋼板のＮ量は、より好ましくは９７０ｐｐｍ以下である。
【００８６】
＜焼鈍分離剤の塗布＞
続いて、窒化処理を施した鋼板に焼鈍分離剤を塗布して、仕上げ焼鈍に供する。焼鈍分離剤は、通常の焼鈍分離剤を用いる。
【００８７】
＜仕上げ焼鈍＞
［二次再結晶焼鈍］
仕上げ焼鈍のうち、二次再結晶焼鈍では、ＢＮによりインヒビターが強化されているので、１０００〜１１００℃の温度域の加熱速度は１５℃／時間以下が好ましい。より好ましくは１０℃／時間以下である。加熱速度の制御に替えて、鋼板を１０００〜１１００℃の温度域に１０時間以上保持してもよい。
【００８８】
＜純化焼鈍＞
二次再結晶焼鈍を施した鋼板に、二次再結晶焼鈍に引き続いて、純化焼鈍を施す。二次再結晶完了後の鋼板に純化焼鈍を施すと、インヒビターとして利用した析出物が無害化されて、最終磁気特性におけるヒステリシス損が低減するため、好ましい。純化焼鈍の雰囲気は、特に限定されないが、例えば、水素雰囲気が挙げられる。また、純化焼鈍は、約１２００℃の温度下で１０〜３０時間保定して行う。純化焼鈍の温度は制限しないが、生産性の観点から、１１８０℃から１２２０℃が好ましい。１１８０℃以下では元素の拡散に要する時間がかかってしまい、長時間の焼鈍が必要となるため好ましくない。また、１２２０℃以上では焼鈍炉の保全（耐久性）が困難となるため好ましくない。
【００８９】
［冷却条件］
純化焼鈍後に所定の冷却条件（降温速度）で鋼板を冷却する。
Ｂ化合物の長軸長さを所望の範囲に制御するため、１２００〜１０００℃の温度域の降温速度は５０℃／時間未満とする。さらに、１０００〜６００℃の温度域の降温速度は３０℃／時間未満とする。
【００９０】
このような降温速度とする理由は、以下のとおりである。
【００９１】
ＢＮは、高温域で固溶Ｂと固溶Ｎとなり、降温中に固溶できないＮは大気中に放出される。一方、降温中に固溶できないＢは系外に放出されず、グラス被膜中又は母材鋼板内部に、Ｂ化合物、例えば、ＢＮ、Ｆｅ２Ｂ、Ｆｅ３Ｂとして析出する。母材鋼板内部に、固溶Ｎが十分に存在しない場合には、ＢＮは析出せず、Ｆｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂが析出する。
【００９２】
高温域からの降温中、降温速度が適切であれば、固溶Ｎは系外に放出され、母材鋼板内部にＦｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂが析出し、さらに、析出したＦｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂが、オストワルド成長して、粗大化する。
【００９３】
降温速度が速いと、固溶Ｎが大気中に放出されず、母材鋼板内部でＢＮが微細に析出したり、Ｆｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂがオストワルド成長せずに、微細に析出する。母材鋼板内部に微細に析出したＢ化合物は、ヒステリシス損を増大させ、最終製品の鉄損を増大させる。
【００９４】
降温速度が１０℃／時間未満であると、生産性への影響が大きいので、降温速度は１０℃／時間以上が好ましい。それ故、１２００〜１０００℃の温度域の降温速度は１０〜５０℃／時間が好ましく、１０００〜６００℃の温度域の降温速度は１０〜３０℃／時間が好ましい。
【００９５】
冷却時の雰囲気は、少なくとも１２００℃〜６００℃の温度域はＨ２１００％、６００℃未満の温度域ではＮ２１００％が好ましい。１２００℃〜６００℃の温度域を冷却するときの雰囲気がＮ２１００％であると、冷却中に鋼板が窒化し、窒化物生成によるヒステリシス損劣化の原因になるため好ましくない。１２００℃〜６００℃の温度域を冷却するときにＨ２の代わりにＡｒを用いることも可能であるが、コストの観点から好ましくない。
【００９６】
＜磁区細分化処理＞
仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板に、磁区細分化処理を行ってもよい。磁区細分化処理により、鋼板表面に溝が形成され、磁区幅が小さくなり、その結果鉄損を低減することができるため好ましい。磁区細分化処理の具体的な方法は特に限定されないが、例えば、レーザー照射、電子ビーム照射、エッチング、歯車による溝形成法が挙げられる。
なお、磁区細分化処理を行うのは仕上焼鈍後が好ましいが、仕上焼鈍前に行ってもよく、絶縁被膜形成後に行ってもよい。
【００９７】
＜絶縁被膜の形成＞
二次再結晶後の鋼板表面、又は、純化焼鈍後の鋼板表面に、絶縁被膜形成液を塗布し、焼き付けて絶縁被膜を形成する。絶縁被膜の種類は、特に限定されず、従来公知の絶縁被膜が適合する。例えば、リン酸塩とコロイダルシリカを含む水系塗布溶液を塗布して形成する絶縁被膜がある。
【００９８】
リン酸塩として、例えば、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｒ等のリン酸塩が好ましいが、中でも、リン酸アルミニウム塩がより好ましい。コロイダルシリカの種類は、特に限定されず、その粒子サイズ（数平均粒径）も、適宜選択できるが、２００ｎｍを超えると、処理液中で沈降する場合があるので、コロイダルシリカの粒子サイズ（数平均粒径）は、２００ｎｍ以下が好ましい。より好ましくは１７０ｎｍである。
【００９９】
コロイダルシリカの粒子サイズが１００ｎｍ未満でも、分散に問題はないが、製造コストが上昇するので、経済性の点で、１００ｎｍ以上が好ましい。より好ましくは１５０ｎｍ以上である。
【０１００】
絶縁被膜は、絶縁被膜形成液を、例えば、ロールコーター等による湿式塗布方法で、鋼板表面に塗布し、空気中、８００〜９００℃で、１０〜６０秒焼き付けて形成する。
【０１０１】
［第２実施形態］
次に、第２実施形態に係る方向性電磁鋼板及びその製造方法について説明する。なお、第１実施形態に係る方向性電磁鋼板と同様の構成については、詳細な説明を省略する。
第２実施形態に係る方向性電磁鋼板は、母材鋼板と、前記母材鋼板上に接して形成され酸化珪素が主体である中間層と、前記中間層上に接して形成され、燐酸塩とコロイド状シリカとを主体とする絶縁被膜と、を備え、
前記母材鋼板は、化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．０８５％以下；
Ｓｉ：０．８０〜７．００％；
Ｍｎ：０．０５〜１．００％；
Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％；
Ｎ：０．０１２％以下；
Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６・Ｓｅ：０．０１５％以下
Ｂ：０．０００５〜０．００８０％；
を含有し、
残部Ｆｅ及び不純物からなり、
前記母材鋼板は、長軸長さが１μｍ以上２０μｍ以下のＢ化合物を１×１０〜１×１０６個／ｍｍ３の個数密度で含有する。
本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、前記母材鋼板と前記中間層との合計厚さをｄとし、グロー放電発光分析（ＧＤＳ）で前記中間層の表面からＢの発光強度を測定したときの前記中間層の前記表面からｄ／２の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／２）と、前記中間層の前記表面からｄ／１０の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／１０）とが、下記式（５）を満たしてもよい。
ＩＢ（ｄ／２）＞ＩＢ（ｄ／１０）・・・・・・・・・・・（５）
【０１０２】
第１実施形態の方向性電磁鋼板は母材鋼板と絶縁被膜との間にグラス被膜を備えていたが、第２実施形態の方向性電磁鋼板は母材鋼板と絶縁被膜との間に中間層を備える。
【０１０３】
＜中間層＞
本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、母材鋼板上に接して形成され、酸化珪素が主体である中間層を備える。本実施形態において、中間層は母材鋼板と絶縁皮膜とを密着させる機能を有する。
【０１０４】
中間層の主体をなす酸化珪素は、ＳｉＯα（α＝１．０〜２．０）が好ましい。α＝１．５〜２．０であれば、酸化珪素がより安定するので、より好ましい。鋼板表面に酸化珪素を形成する酸化焼鈍を十分に行えば、α≒２．０のＳｉＯ２を形成することができる。
【０１０５】
＜ＧＤＳによるＢの存在位置＞
鋼板の深さ方向におけるＢの分布において、母材鋼板表層部のＢ濃度（強度）が母材鋼板中心部のＢ濃度（強度）よりも高いと、母材鋼板表層部に、微細なＢＮが存在することになり、鉄損が増大するため好ましくない。
【０１０６】
それ故、母材鋼板と中間層との合計厚さをｄ、グロー放電発光分析（ＧＤＳ）で中間層の表面からＢの発光強度を測定したときの中間層の表面からｄ／２の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／２）と、中間層の表面からｄ／１０の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／１０）とが、下記式（６）を満たすことが好ましい。
ＩＢ（ｄ／２）＞ＩＢ（ｄ／１０）                                  ・・・（６）
【０１０７】
母材鋼板と中間層との合計厚さｄは、次のようにして測定する。まず、後述する製造方法により製造された方向性電磁鋼板に対して、水酸化ナトリウム等のアルカリ水溶液で絶縁被膜を除去する。これにより母材鋼板上に中間層のみが形成された状態となるが、この状態での母材鋼板と中間層との合計厚さｄを、マイクロメータや板厚さ計で測定する。
【０１０８】
＜製造方法＞
第１実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、窒化処理を施した鋼板にマグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して、仕上げ焼鈍に供することにより、母材鋼板表面にはフォルステライトからなるグラス被膜が形成されていた。一方、第２実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、上述の方法で形成されたグラス被膜を酸洗、研削等の手段で除去する。除去後、好ましくは、鋼板表面を化学研磨又は電界研磨で平滑に仕上げる。
【０１０９】
あるいは、焼鈍分離剤としてマグネシアの代わりにアルミナを主成分とする焼鈍分離剤を用いることができ、これを塗布して乾燥し、乾燥後、コイル状に巻き取って、仕上げ焼鈍（二次再結晶）に供してもよい。仕上げ焼鈍により、フォルステライト等の無機鉱物質の皮膜の生成を抑制して方向性電磁鋼板を作製することができる。作製後、好ましくは、鋼板表面を化学研磨又は電界研磨で平滑に仕上げる。
【０１１０】
＜中間層形成熱処理＞
第２実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、上述の方法で仕上げ焼鈍を行った後に、中間層形成熱処理を行う。
フォルステライト等の無機鉱物質の皮膜を除去した方向性電磁鋼板、又は、フォルステライト等の無機鉱物質の皮膜の生成を抑制した方向性電磁鋼板に焼鈍を施して、母材鋼板表面に酸化珪素を主体とする中間層を形成する。
【０１１１】
焼鈍雰囲気は、鋼板の内部が酸化しないように、還元性の雰囲気が好ましく、特に、水素を混合した窒素雰囲気が好ましい。例えば、水素：窒素が７５％：２５％で、露点が−２０〜０℃の雰囲気が好ましい。
【０１１２】
第２実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、上述以外の点については第１実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法と同様である。磁区細分化処理についても、第１実施形態と同様であり、磁区細分化処理を仕上焼鈍前に行ってもよく、仕上焼鈍後に行ってもよく、絶縁被膜形成後に行ってもよい。
【実施例】
【０１１３】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。【０１１４】
（実施例１）
表１−１に示す成分組成の鋼スラブを、１１５０℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．６ｍｍの熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、１１００℃で焼鈍し、引続き９００℃で焼鈍する熱延板焼鈍を施した後、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。【０１１５】
【表１−１】
2019146694.tif 000003
【０１１６】
最終板厚０．２２ｍｍの冷延鋼板に、湿潤雰囲気中で、８６０℃で均熱処理を施す脱炭焼鈍を施し、その後、窒化処理（鋼板の窒素量を増加する焼鈍）を施し、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃に２０時間、水素ガス雰囲気中で保定した。保定後、１２００〜１０００℃の温度域を４０℃／時間で冷却し、１０００〜６００℃の温度域を２０℃／時間で冷却した。なお、冷却は１２００℃〜６００℃の温度域をＨ２１００％雰囲気下、それ以下の温度域をＮ２１００％雰囲気下で行った。
焼鈍後、鋼板から余剰のマグネシアを除去し、生成したフォルステライト被膜（グラス被膜）上にコロイダルシリカとリン酸塩を主体とする絶縁被膜を形成し、製品とした。
製品中の母材鋼板に含まれる化学成分を表１−２に記載した。【０１１７】
【表１−２】
2019146694.tif 000004
【０１１８】
＜磁区制御＞
磁区制御は、機械的手法やレーザー、電子ビームを照射して行った。一部の鋼板には、エッチングとレーザー照射による溝加工を行い磁区制御を行った。【０１１９】
＜Ｂ化合物の種類＞
析出物は、鋼板のＣ断面にて観察されるＢ化合物を含む領域を、ＦＩＢにて、平面試料に作製し、透過型電子顕微鏡で得た電子線回折パターンに基づいて同定した。その結果、析出物は、ＪＣＰＤＳカードに記載のＦｅ２Ｂ又はＦｅ３Ｂであることが解かった。【０１２０】
＜Ｂ化合物の個数密度＞
Ｂ化合物の個数密度は、鋼板の圧延方向に平行な面の圧延方向２ｍｍ×板幅方向２ｍｍの領域において、ＥＰＭＡで、１μｍピッチでＢ濃度をマッピング分析して求めた。
Ｂ化合物の個数密度は、鋼板の圧延方向に平行な面を、ＥＰＭＡを用いたＢ濃度マッピング分析により求めた。一例として、圧延方向２ｍｍ×板幅方向２ｍｍの領域において１μｍピッチで分析して、その個数頻度を算出した。【０１２１】
＜Ｂ化合物の長軸長さ＞
マッピングで得られたＢ化合物をＳＥＭにて例えば１０００倍から５０００倍まで倍率を上げ、直接観察を行い、２０個以上のＢ化合物を観察し、個々の長軸長さを求め、平均長軸長さとした。【０１２２】
＜ＧＤＳ（ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）／ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ））＞
ＧＤＳの測定を行う際には、水酸化ナトリウム等のアルカリ水溶液で絶縁被膜を除去し、グラス被膜は塩酸、硝酸、硫酸等を用いて除去する。鋼板をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）に供した。測定したＢの発光強度ＩＢが、中心領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｃｅｎｔｅｒ）とし、表層領域に到達するまでのスパッタ時間をｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）としたとき、時間ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）におけるＢの発光強度ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）と時間ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）におけるＢの発光強度ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）とを測定した。測定結果から、両者の比であるＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）／ＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）を算出した。なお、ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）は３００〜４００秒、ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）は４００〜９００秒とした。【０１２３】
＜磁気特性＞
＜磁束密度Ｂ８＞
上述の製法で得られた方向性電磁鋼板に対して、単板磁気測定（ＳＳＴ）により磁束密度Ｂ８（８００Ａ／ｍで磁化した際の磁束密度）を測定した。【０１２４】
＜鉄損Ｗ１７／５０＞
磁区制御前及び磁区制御後の方向性電磁鋼板から試験片（例えば、１００ｍｍ×５００ｍｍの試験片）を作製し、磁束密度１．７Ｔ、周波数５０Ｈｚでの励磁条件下で測定された単位重量当たりのエネルギー損失である鉄損Ｗ１７／５０（単位はＷ／ｋｇ）を測定した。【０１２５】
各発明例及び比較例の構造上の特徴及び特性を表２に示す。発明条件を満たす発明例Ｃ１〜Ｃ１５では、比較例と比べて磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が得られていた。【０１２６】
【表２】
2019146694.tif 000005
【０１２７】
（実施例２）
実施例１と同じ方法で方向性電磁鋼板（製品）を作製した。次に、製品に対して、機械的手法やレーザー、電子ビームを用いて磁区制御を行った。
なお、Ｄ６では、仕上焼鈍前に磁区制御を行った。また、Ｄ７では、仕上焼鈍後かつ絶縁被膜形成前に磁区制御を行った。Ｄ８では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００〜１０００℃の温度域を５℃／時間で冷却し、１０００〜６００℃の温度域を２０℃／時間で冷却した。Ｄ９では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００〜１０００℃の温度域を４０℃／時間で冷却し、１０００〜６００℃の温度域を５℃／時間で冷却した。Ｄ１０では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００〜１０００℃の温度域を４０℃／時間で冷却し、１０００〜６００℃の温度域を２０℃／時間で冷却した。なお、Ｄ６〜Ｄ９の冷却時の雰囲気はＤ１〜Ｄ５と同様の条件を用いたが、Ｄ１０では１２００℃〜６００℃の温度域を冷却するときはＡｒ１００％雰囲気、６００℃未満の温度域を冷却するときはＮ２１００％雰囲気とした。Ｄ６〜Ｄ１０は、上述の点以外はＤ１〜Ｄ５と同様の製造方法で製造した。
また、ｄ１では、スラブを１２７０℃に加熱して熱間圧延を行った。また、ｄ２ではスラブを１３００℃に加熱して熱間圧延を行った。ｄ３では、焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で３時間、水素ガス雰囲気中で焼鈍を行った。ｄ４では、焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で５時間、水素ガス雰囲気中で焼鈍を行った。ｄ５では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００〜１０００℃の温度域を６０℃／時間で冷却し、１０００〜６００℃の温度域を２０℃／時間で冷却した。ｄ６では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００〜１０００℃の温度域を４０℃／時間で冷却し、１０００〜６００℃の温度域を４０℃／時間で冷却した。
ｄ１〜ｄ６は、上述の点以外はＤ１〜Ｄ５と同様の製造方法で製造した。【０１２８】
各発明例及び比較例の構造上の特徴及び特性を表３に示す。なお、ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）は３００〜４００秒、ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）は４００〜９００秒とした。【０１２９】
【表３】
2019146694.tif 000006
【０１３０】
中心領域のＢの発光強度ＩＢ_ｔ（ｃｅｎｔｅｒ）と表層領域のＢのＩＢ_ｔ（ｓｕｒｆａｃｅ）が上記式（１）を満たす発明例Ｄ１〜Ｄ１０では、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が得られていることが分かる。一方、いずれかの製造条件が本発明の範囲外であるｄ１〜ｄ６では、磁気特性が劣っていた。【０１３１】
（実施例３）
表４−１に示す成分組成の鋼スラブを、１１５０℃に加熱して熱間圧延に供し、板厚２．６ｍｍの熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、１１００℃で焼鈍し、引続き９００℃で焼鈍する熱延板焼鈍を施した後、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。【０１３２】
【表４−１】
2019146694.tif 000007
【０１３３】
最終板厚０．２２ｍｍの冷延鋼板に、湿潤雰囲気中で、８６０℃で均熱処理を施す脱炭焼鈍を施し、その後、窒化処理（鋼板の窒素量を増加する焼鈍）を施し、アルミナを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃に２０時間、水素ガス雰囲気中で保定した。保定後、１２００〜１００℃の温度域を４０℃／時間で冷却し、１０００〜６００℃の温度域を２０℃／時間で冷却した。なお、冷却は１２００℃〜６００℃の温度域をＨ２１００％雰囲気下で行い、６００℃未満の温度域をＮ２１００％雰囲気下で行った。
焼鈍後、鋼板から余剰のアルミナを除去し、鋼板上にコロイダルシリカとリン酸塩を主体とする絶縁被膜を形成し、製品とした。
製品中の母材鋼板に含まれる化学成分を表４−２に記載した。【０１３４】
【表４−２】
2019146694.tif 000008
【０１３５】
＜磁区制御＞
磁区制御は、機械的手法やレーザー、電子ビームを照射して行った。一部の鋼板には、エッチングとレーザー照射による溝加工を行い磁区制御を行った。【０１３６】
各発明例及び比較例のＢ化合物の長軸長さ、個数密度及び種類は、実施例１及び２と同様の方法で測定した。また、各発明例及び比較例の磁気特性も、実施例１及び２と同様の方法で測定した。【０１３７】
＜ＧＤＳ（ＩＢ（ｄ／２）／ＩＢ（ｄ／１０））＞
母材鋼板と中間層との合計厚さをｄとし、グロー放電発光分析（ＧＤＳ）で中間層の表面からＢの発光強度を測定したときの中間層の表面からｄ／２の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／２）と、中間層の表面からｄ／１０の深さ位置におけるＢの発光強度ＩＢ（ｄ／１０）とを測定した。測定結果から、（ＩＢ（ｄ／２）／ＩＢ（ｄ／１０））を算出した。
母材鋼板と中間層との合計厚さｄは、マイクロメータや板厚さ計で測定した。
「中間層の表面からｄ／２の深さ位置」及び「中間層の表面からｄ／１０の深さ位置」を決めるに当たっては、まずＡｒスパッタの安定する１秒から１０秒の間を中間層の表面と定義した。そのように定義された中間層の表面から、上述の方法で求めたｄに基づいて、「中間層の表面からｄ／２の深さ位置」及び「中間層の表面からｄ／１０の深さ位置」を決めた。【０１３８】
各発明例及び比較例の構造上の特徴及び特性を表５に示す。発明条件を満たす発明例Ｇ１〜Ｇ１５では、比較例と比べて磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が得られていた。【０１３９】
【表５】
2019146694.tif 000009
【０１４０】
（実施例４）
実施例３と同じ方法で方向性電磁鋼板（製品）を作製した。次に、製品に対して、機械的手法やレーザー、電子ビームを用いて磁区制御を行った。
なお、Ｈ６では、仕上焼鈍前に磁区制御を行った。また、Ｈ７では、仕上焼鈍後かつ絶縁被膜形成前に磁区制御を行った。Ｈ８では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００〜１０００℃の温度域を５℃／時間で冷却し、１０００〜６００℃の温度域を２０℃／時間で冷却した。Ｈ９では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００〜１０００℃の温度域を４０℃／時間で冷却し、１０００〜６００℃の温度域を５℃／時間で冷却した。Ｈ１０では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００〜１０００℃の温度域を４０℃／時間で冷却し、１０００〜６００℃の温度域を２０℃／時間で冷却した。なお、Ｈ６〜Ｈ９の冷却時の雰囲気はＨ１〜Ｈ５と同様の条件を用いたが、Ｈ１０では１２００℃〜６００℃の温度域を冷却するときはＡｒ１００％雰囲気、６００℃未満の温度域を冷却するときはＮ２１００％雰囲気とした。Ｈ６〜Ｈ１０は、上述の点以外はＨ１〜Ｈ５と同様の製造方法で製造した。
また、ｈ１では、スラブを１２７０℃に加熱して熱間圧延を行った。また、ｈ２ではスラブを１３００℃に加熱して熱間圧延を行った。ｈ３では、焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で３時間、水素ガス雰囲気中で焼鈍を行った。ｈ４では、焼鈍分離剤を塗布して、１２００℃で５時間、水素ガス雰囲気中で焼鈍を行った。ｈ５では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００〜１０００℃の温度域を６０℃／時間で冷却し、１０００〜６００℃の温度域を２０℃／時間で冷却した。ｈ６では、１２００℃に２０時間保定した後、１２００〜１０００℃の温度域を４０℃／時間で冷却し、１０００〜６００℃の温度域を４０℃／時間で冷却した。
ｈ１〜ｈ６は、上述の点以外はＨ１〜Ｈ５と同様の製造方法で製造した。【０１４１】
各発明例及び比較例の構造上の特徴及び特性を表６に示す。【０１４２】
【表６】
2019146694.tif 000010
【０１４３】
Ｈ１〜Ｈ１０では、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が得られていた。一方、いずれかの製造条件が本発明の範囲外であるｈ１〜ｈ６では、磁気特性が劣っていた。
【産業上の利用可能性】
【０１４４】
前述したように、本発明によれば、Ｂをインヒビターとして用いる高磁束密度の方向性電磁鋼板（最終製品）において、Ｂ化合物の析出形態を適切に制御して、ヒステリシス損が小さい低鉄損の方向性電磁鋼板を工業的に安定して提供することができる。よって、本発明は、電磁鋼板製造産業において利用可能性が高いものである。
【図１】
2019146694.tif 000011
【図２】
2019146694.tif 000012
【手続補正書】
【提出日】令和2年7月14日(2020.7.14)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００５】
インヒビターに関しては、多くの研究結果が開示されている。なかでも、特徴的な技術として、Ｂをインヒビターとして活用する技術がある。例えば、特許文献１及び２には、インヒビターとして機能する固溶Ｂが、｛１１０｝＜００１＞方位の発達に有効であることが開示されている。
【国際調査報告】
2019146694.tif 000013
2019146694.tif 000014
2019146694.tif 000015
2019146694.tif 000016