JP2021123766A - 方向性電磁鋼板、および方向性電磁鋼板の製造方法、ならびに焼鈍分離剤 - Google Patents

Abstract

【課題】被膜密着性と磁気特性の良好な方向性電鋼板の製造方法、および方向性電磁鋼板、ならびに焼鈍分離剤を提供する。
【解決手段】本発明に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、所定の成分組成を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるスラブを、１２８０℃以上に加熱して、熱間圧延を施すことで、熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施した後、一回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施すことで、冷延鋼板とする工程と、脱炭焼鈍する工程と、脱炭鈍後の前記冷延鋼板の表面にＴｉ化合物、希土類金属化合物、Ｂ化合物および所定の化合物を含有するＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施す工程と、仕上焼鈍後の鋼板に絶縁被膜を塗布した後、平坦化焼鈍を施す工程と、を含む。
【選択図】図１

Description

本発明は、方向性電磁鋼板、および方向性電磁鋼板の製造方法、ならびに焼鈍分離剤に関する。

方向性電磁鋼板は、Ｓｉを２質量％〜５質量％程度含有し、鋼板の結晶粒の方位をＧｏｓｓ方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積させた鋼板である。方向性電磁鋼板は、磁気特性に優れ、例えば、変圧器等の静止誘導器の鉄心材料などとして積層されて利用される。

このような方向性電磁鋼板では、磁気特性を向上させるために、種々の開発がなされている。特に、近年の省エネルギー化の要請に伴って、方向性電磁鋼板には、さらなる低鉄損化が求められている。方向性電磁鋼板の低鉄損化には、鋼板の結晶粒の方位について、Ｇｏｓｓ方位への集積度を高めて磁束密度を向上させて、ヒステリシス損失を低減することが有効である。

ここで、方向性電磁鋼板の製造において、結晶方位の制御は、二次再結晶と呼ばれるカタストロフィックな粒成長現象を利用することで行われる。ただし、二次再結晶にて結晶方位を適切に制御するためには、インヒビターと呼ばれる鋼中微細析出物の耐熱性を向上させることが重要である。

結晶方位を制御するための方法として、例えば、インヒビターを熱間圧延前の鋼片加熱時に完全固溶させ、その後、熱間圧延および後段の焼鈍工程で微細析出させる方法が挙げられる。具体的には、下記の特許文献１で例示されるようなＭｎＳおよびＡｌＮをインヒビターとし、最終冷延工程で８０％を超える圧下率の圧延を行う方法、または、下記の特許文献２で例示されるようなＭｎＳおよびＭｎＳｅをインヒビターとし、２回の冷延工程を行う方法が挙げられる。

磁束密度をさらに向上させる技術として、例えば、下記の特許文献３には、溶鋼に１００〜５０００ｇ／ＴのＢｉを添加する技術が開示されている。下記の特許文献３によれば、Ｂｉを溶鋼に添加すると、最終製品板において、磁束密度が向上する旨が開示されている。磁束密度が向上すれば、鉄損も低減するため、Ｂｉ添加鋼の実用化が期待されている。

また、鋼板に張力を付与して磁気特性を向上させた方向性電磁鋼板を積層して鉄心を構成する場合、鋼板間の絶縁を確保することで鉄心の特性を向上させることを目的に、方向性電磁鋼板の表面には被膜が形成される。特に、方向性電磁鋼板の製造工程で形成されるＭｇ_２ＳｉＯ_４（フォルステライト）を主成分とした一次被膜は、さらにその上に塗布して形成するリン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカ等を主成分とする絶縁被膜を含めて、鋼板と被膜との密着性を確保するために重要な役割を持つ。下記の特許文献４〜６には、焼鈍分離剤に希土類金属の化合物とアルカリ土類金属の化合物を複合添加することで、一次被膜と鋼板との密着性を改善する技術が開示されている。下記の特許文献７には、熱間圧延中にＢＮを析出させることで、磁気特性と被膜密着性を両立する技術が開示されている。

特公昭４０−１５６４４号公報 特公昭５１−１３４６９号公報 特開平６−８８１７１号公報 国際公開第２００８／６２８５３号 国際公開第２００６／１２６６６０号 特開２０１２−２１４９０２号公報 国際公開第２０１２／０９６３５０号

近年、変電設備の省スペース化のニーズを背景とした変圧器鉄心の小型化の要望が強くなっている。これに対応するため、特に巻鉄心においては、製品板の曲げ加工の程度が大きくなっており、一次被膜と鋼板との密着性を改善することが求められる。また、積鉄心においても製品板を細長く加工する必要があり、一次被膜と鋼板との密着性を改善することが求められる。さらに、世界的な変圧器効率規制の進展により、方向性電磁鋼板の鉄損低減要望は、一層大きくなっている。この対策の一つとして、溶鋼へのＢｉ添加は有望であるが、添加に伴い一次被膜と鋼板との密着性が劣化するという問題がある。

しかしながら、上記の特許文献４〜６に開示されている技術だけでは、製品板の曲げ加工やせん断加工の程度が大きくなった時や、溶鋼へのＢｉ添加量が増加した時の、一次被膜が鋼板から剥離してしまうという問題を解消できず、一次被膜と鋼板との密着性を向上する技術が希求されていた。また、特許文献７に開示されている技術は、母材鋼板中にＢＮ析出物が形成されるが、仕上焼鈍工程条件が規定されていないため、最終工程後の方向性電磁鋼板においてＢＮ析出物が微細なまま残存して、ヒステリシス損失を劣化させる懸念がある。

そこで、本発明は、上記課題等を鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、一次被膜と母材鋼板との密着性を向上させ、さらにヒステリシス損失劣化を抑制することが可能な、方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法ならびに焼鈍分離剤を提供することにある。

上記課題を解決するために、本発明のある観点によれば、質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｂ：０．０００５〜０．０２００％、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、および、Ｔｉ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物を含有する母材鋼板と、前記母材鋼板の表面上に形成されており、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主成分として含有する一次被膜と、前記一次被膜の表面上に形成された絶縁被膜と、を備え、
前記一次被膜および前記絶縁被膜が形成された前記母材鋼板を１．７Ｔまで励磁した時のヒステリシス損失Ｗ_ｈ（Ｗ／ｋｇ）が、以下の式（１）を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板が提供される。
Ｗ_ｈ ≦ （−Ｖ_Ｂ８×２．５＋５．３） ・・・ 式（１）
ここで、Ｖ_Ｂ８は前記一次被膜と前記絶縁被膜を形成された前記母材鋼板に５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍの磁場を付与したときの磁束密度である。

前記方向性電磁鋼板において、前記母材鋼板は、鋼中にＢＮ析出物を含有し、ＢＮ析出物の平均粒径が０．８μｍ以上であってもよい。

前記方向性電磁鋼板において、前記母材鋼板は、質量％で、Ｃｕ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｓｎ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．３０％以下、および、Ｓｂ：０．０１％以上０．３０％以下からなる群より選択される１種または２種以上をさらに含有してもよい。

また、本発明の別の観点によれば、ＭｇＯを含有し、当該ＭｇＯの含有量に対して、質量％で、Ｔｉ化合物を、含有される前記Ｔｉ換算で０．３％以上１０．０％以下、Ｂ化合物を、含有される前記Ｂ換算で０．０３％以上１．６０％以下、希土類金属の化合物を、当該希土類金属換算で０．１％以上１０％以下含有し、前記Ｔｉ化合物のＴｉ換算の含有量をＡ（質量％）、前記Ｂ化合物のＢ換算の含有量をＢ（質量％）としたときに、以下の式（２）
０．３３ ≦ （Ａ＋Ｂ） ≦ １０．３０ ・・・ 式（２）
を満たす焼鈍分離剤が提供される。

また、本発明の別の観点によれば、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下、Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、ＳおよびＳｅのうち１種または２種：合計で０．００１％以上０．０５０％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、および、Ｎ：０．００２％以上０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物を含有するスラブを、１２８０℃以上に加熱して、熱間圧延を施すことで、熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施した後、一回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施すことで、冷延鋼板とする工程と、前記冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施す工程と、一次再結晶焼鈍後の前記冷延鋼板の表面にＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施す工程と、仕上焼鈍後の鋼板に絶縁被膜を塗布した後、平坦化焼鈍を施す工程と、を含み、前記焼鈍分離剤は、ＭｇＯを含有し、当該ＭｇＯの含有量に対して、質量％で、Ｔｉ化合物を、含有されるＴｉ換算で０．３％以上１０．０％以下、Ｂ化合物を、含有されるＢ換算で０．０３％以上１．６０％以下、および、希土類金属の化合物を、含有される希土類金属換算で０．１％以上１０％以下含有し、前記Ｔｉ化合物のＴｉ換算の含有量をＡ（質量％）とし、前記Ｂ化合物のＢ換算の含有量をＢ（質量％）としたときに、以下の式（２）
０．３３≦ （Ａ＋Ｂ） ≦ １０．３０ ・・・ 式（２）
を満たし、前記仕上焼鈍における１１００℃以上かつ雰囲気中の窒素濃度が１０ｖｏｌ％以下における滞留時間Ｔ（ｈ）が以下の式（３）
（５＋９×Ｂ） ≦ Ｔ ≦ １００ ・・・ 式（３）
を満たし、前記焼鈍分離剤の水スラリー作製における撹拌を、０℃以上３０℃以下の温度で、５分以上３００分以下の時間実施することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法が提供される。

前記焼鈍分離剤は、Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群より選択される１種または２種以上のアルカリ土類金属元素を含む１種または２種以上のアルカリ土類金属化合物、をさらに含有し、
前記アルカリ土類金属化合物の含有量は、前記ＭｇＯの含有量に対して、当該アルカリ土類金属換算で０．３質量％以上５．８質量％以下であってもよい。

前記スラブは、Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５００％以下をさらに含有してもよい。

前記スラブは、質量％で、Ｃｕ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｓｎ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．３０％以下、および、Ｓｂ：０．０１％以上０．３０％以下からなる群より選択される１種または２種以上をさらに含有してもよい。

上記構成により、焼鈍分離剤に対して、Ｔｉ化合物、希土類金属化合物、およびＢ化合物を含有させることで一次被膜と母材鋼板の密着性を向上させ、さらに、仕上焼鈍における高温保持条件を制御することで、ヒステリシス損失の劣化を抑制することが可能となる。

以上説明したように本発明によれば、一次被膜と鋼板との密着性により一層優れ、かつヒステリシス損失の劣化が抑制され、さらに、より優れた磁束密度を有する方向性電鋼板を製造することが可能である。

焼鈍分離剤におけるＢ化合物のＢ換算含有量Ｂ（％）を横軸に取り、Ｔｉ化合物のＴｉ換算含有量Ａ（％）を縦軸に取って、表１、２に示す結果をプロットしたグラフ図である。

以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。

本発明者らは、方向性電磁鋼板の一次被膜と鋼板との密着性をさらに向上させつつ、磁気特性をより一層向上させるために、方向性電磁鋼板の製造方法について鋭意検討を行った結果、以下の知見を見出した。

具体的には、本発明者らは、方向性電磁鋼板では、溶鋼がＢｉを含有することでインヒビターの耐熱性を強化して磁束密度の向上が期待されるが、一次被膜と鋼板との密着性が劣化することに対して、焼鈍分離剤がＴｉ化合物、Ｂ化合物および希土類金属化合物を含有することで、一次被膜と鋼板との密着性をさらに向上させることができることを見出した。一方、Ｔｉ化合物、Ｂ化合物または希土類金属化合物のいずれかが焼鈍分離剤に含有されない場合、一次被膜と鋼板との密着性は向上しなかった。

一方で、焼鈍分離剤がＴｉ化合物、Ｂ化合物および希土類金属化合物を含有すると、ヒステリシス損失が劣化する場合があることを見出した。そこで、本発明者らは、ヒステリシス損失の劣化の抑制について検討したところ、焼鈍分離剤に対して、Ｔｉ化合物およびＢ化合物の含有量を制御するとともに、仕上焼鈍における高温保持条件を制御することで、ヒステリシス損失の劣化を抑制し、一次被膜と鋼板との密着性を向上させることが可能であることを見出した。

なお、このような現象が生じる詳細な理由は明らかではないが、焼鈍分離剤の含有物が、二次再結晶過程のインヒビターの挙動に影響を与えるためと推察される。すなわち、焼鈍分離剤がＢ化合物を含有すると、仕上焼鈍の昇温途中における二次再結晶過程で焼鈍分離剤に含まれるＢ化合物が分解してＢ（ホウ素）が鋼中へ浸入するとともに、焼鈍雰囲気に含まれる窒素によって鋼板の窒化が起こって、鋼中にて析出物ＢＮが形成されてしまい、ヒステリシス損失が劣化してしまう。しかし、仕上焼鈍における高温保持条件を制御することで、ＢＮがオストワルド成長して０．８μｍ以上のサイズに達し、ヒステリシス損失の劣化が抑制されるものと推察される。

本発明者らは、以上の知見を考慮することで、本発明を想到するに至った。本発明の一実施形態は、以下の構成を備える方向性電磁鋼板の製造方法である。

質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下、Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、ＳおよびＳｅのうち１種または２種の合計：０．００１％以上０．０５０％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０１５％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不純物を含有するスラブを、１２８０℃以上に加熱して、熱間圧延を施すことで、熱延鋼板とする工程と、前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施した後、一回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施すことで、冷延鋼板とする工程と、前記冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施す工程と、一次再結晶焼鈍後の前記冷延鋼板の表面にＭｇＯを含む所定の焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施す工程と、仕上焼鈍後の鋼板に絶縁被膜を塗布した後、平坦化焼鈍を施す工程と、を含み、前記焼鈍分離剤において、ＭｇＯを含有し、当該ＭｇＯの含有量に対して、質量％で、Ｔｉ化合物を、含有されるＴｉ換算で０．３％以上１０．０％以下含有し、Ｂ化合物を、含有されるＢ換算で０．０３％以上１．６０％以下含有し、希土類金属の化合物を、含有される希土類金属換算で０．１％以上１０％以下含有し、前記Ｔｉ化合物のＴｉ換算の含有量をＡ（％）とし、前記Ｂ化合物のＢ換算の含有量をＢ（％）としたときに、以下の式（２）を満たし、前記仕上焼鈍における１１００℃以上かつ雰囲気中の窒素濃度が１０ｖｏｌ％以下における滞留時間Ｔ（ｈ）が以下の式（３）を満たすことを特徴とする被膜密着性および磁気特性の良好な方向性電磁鋼板の製造方法。
０．３３ ≦ （Ａ＋Ｂ） ≦ １０．３０ ・・・ 式（２）
（５＋９×Ｂ） ≦ Ｔ ≦ １００ ・・・ 式（３）

以下、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法について具体的に説明する。

（スラブの化学組成）
まず、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の各工程の説明に先立ち、本実施形態に係る方向性電磁鋼板に用いられるスラブの成分組成について説明する。なお、以下では特に断りのない限り、「％」との表記は「質量％」を表わすものとする。また、以下で説明する元素以外のスラブの残部は、Ｆｅおよび不純物を含有する。

Ｃ（炭素）の含有量は、０．０２％以上０．１０％以下である。Ｃには、種々の役割があるが、Ｃの含有量が０．０２％未満である場合、スラブの加熱時に結晶粒径が過度に大きくなることで、最終的な方向性電磁鋼板の鉄損値を増大させるため好ましくない。一方、Ｃの含有量が０．１０％超である場合、冷間圧延後の脱炭時に、脱炭時間が長時間になり、製造コストが増加するため好ましくない。また、Ｃの含有量が０．１０％超である場合、脱炭が不完全になり易く、最終的な方向性電磁鋼板において磁気時効を起こす可能性があるため好ましくない。したがって、Ｃの含有量は、０．０２％以上０．１０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは、０．０５％以上０．０９％以下である。

Ｓｉ（ケイ素）の含有量は、２．５％以上４．５％以下である。Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高めることで、鉄損の原因の一つである渦電流損失を低減する。Ｓｉの含有量が２．５％未満である場合、最終的な方向性電磁鋼板の渦電流損失を十分に抑制することが困難になるため好ましくない。一方、Ｓｉの含有量が４．５％超である場合、方向性電磁鋼板の加工性が低下するため好ましくない。したがって、Ｓｉの含有量は、２．５％以上４．５％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは、２．７％以上４．０％以下である。

Ｍｎ（マンガン）の含有量は、０．０１％以上０．１５％以下である。Ｍｎは、二次再結晶を左右するインヒビターであるＭｎＳおよびＭｎＳｅなどを形成する。Ｍｎの含有量が０．０１％未満である場合、二次再結晶を生じさせるＭｎＳおよびＭｎＳｅの絶対量が不足するため、好ましくない。一方、Ｍｎの含有量が０．１５％超である場合、スラブ加熱時にＭｎの固溶が困難になるため、好ましくない。また、Ｍｎの含有量が０．１５％超である場合、インヒビターであるＭｎＳおよびＭｎＳｅの析出サイズが粗大化し易く、インヒビターとしての最適サイズ分布が損なわれるため、好ましくない。したがって、Ｍｎの含有量は、０．０１％以上０．１５％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは、０．０３％以上０．１３％以下である。

Ｓ（硫黄）およびＳｅ（セレン）の含有量は、合計で０．００１％以上０．０５０％以下である。ＳおよびＳｅは、上述したＭｎと共にインヒビターを形成する。ＳおよびＳｅは、２種ともスラブに含有されていてもよいが、少なくともいずれか１種がスラブに含有されていればよい。ＳおよびＳｅの含有量の合計が上記範囲を外れる場合、十分なインヒビター効果が得られないため好ましくない。したがって、ＳおよびＳｅの含有量は、合計で０．００１％以上０．０５０％以下とする。ＳおよびＳｅの合計含有量は、好ましくは、０．００１％以上０．０４０％以下である。

酸可溶性Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）の含有量は、０．０１％以上０．０５％以下である。酸可溶性Ａｌは、高磁束密度の方向性電磁鋼板を製造するために必要なインヒビターを構成する。酸可溶性Ａｌの含有量が０．０１％未満である場合、酸可溶性Ａｌが量的に不足し、インヒビター強度が不足するため、好ましくない。一方、酸可溶性Ａｌの含有量が０．０５％超である場合、インヒビターとして析出するＡｌＮが粗大化し、インヒビター強度を低下させるため、好ましくない。したがって、酸可溶性Ａｌの含有量は、０．０１％以上０．０５％以下とする。酸可溶性Ａｌの含有量は、好ましくは、０．０１％以上０．０４％以下である。

Ｎ（窒素）の含有量は、０．００２％以上０．０１５％以下である。Ｎは、上述した酸可溶性Ａｌと共にインヒビターであるＡｌＮを形成する。Ｎの含有量が上記範囲を外れる場合、十分なインヒビター効果が得られないため、好ましくない。したがって、Ｎの含有量は、０．００２％以上０．０１５％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは、０．００２％以上０．０１２％以下である。

本発明の効果は、スラブにＢｉ（ビスマス）を含有させる製法を採用した鋼板において、特に有用なものとなる。

一般的にスラブ成分にＢｉを含有させると、一次被膜と鋼板との密着性が劣化する。このメカニズムについて、詳細は明らかとなっていないが、一次被膜と鋼板の界面構造が平滑化しやすくなって、アンカー効果が減少して密着性が劣化すると推察されるが、本発明を適用すると、Ｂｉ含有鋼でも平滑化が抑制され密着性に関する問題を解消できる。本発明を適用すると、スラブがＢｉを含有することでインヒビターの耐熱性を強化して磁束密度をより向上させた鋼板においても良好な密着性を確保できる。

この場合のＢｉの含有量は、０．０００５％以上０．０５００％以下であることが好ましい。Ｂｉは、インヒビターであるＭｎＳやＡｌＮの耐熱性を強化して、二次再結晶温度を高温化し、磁束密度を向上する効果があると考えられる。Ｂｉの含有量は、０．０００５％以上０．０５％以下である場合、より一層インヒビター耐熱性強化効果を得ることができる。Ｂｉの含有量が０．０００５％未満である場合、十分なインヒビター耐熱性強化効果が得られない場合がある。Ｂｉの含有量が０．０５００％超である場合、熱延における鋼板の脆性が劣化して通板が困難となり、生産性が低下する場合がある。したがって、Ｂｉの含有量は、好ましくは、０．０００５％以上０．０５００％以下とする。Ｂｉの含有量は、より好ましくは、０．００１０％以上０．０２００％以下である。なお、Ｂｉは、本実施形態に係る方向性電磁鋼板に用いられるスラブにおいて必ずしも必須ではないことから、含有量の下限値は０％である。

また、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造に用いられるスラブは、上述した元素の他に、二次再結晶を安定化させる元素として、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、またはＳｂのいずれか１種または２種以上をさらに含有させてもよい。スラブが上記の元素を含有する場合、製造される方向性電磁鋼板の鉄損値をさらに低減することができる。

なお、これらの元素のいずれか１種または２種以上をスラブが含有する場合、含有される元素各々の含有量は、それぞれ０．０１％以上０．３０％以下であることが好ましい。これらの元素の各々の含有量が０．０１％未満である場合、二次再結晶を安定化させる効果が十分に得られ難くなるため、好ましくない。一方、これらの元素の各々の含有量が０．３０％超である場合、二次再結晶を安定化させる効果が飽和するため、製造コストの増大を抑制する観点から、好ましくない。なお、これらの元素は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板に用いられるスラブにおいて必ずしも必須ではないことから、含有量の下限値は０％である。

上記で説明した成分組成に調整された溶鋼を鋳造することで、スラブが形成される。なお、スラブの鋳造方法は、特に限定されない。また、研究開発において、真空溶解炉などで鋼塊が形成されても、上記成分について、スラブが形成された場合と同様の効果が確認できる。

（熱間圧延工程）
続いて、上記の組成を有するスラブが１２８０℃以上に加熱されることで、スラブ中のインヒビター成分が固溶する。スラブの加熱温度が１２８０℃未満である場合、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、およびＡｌＮ等のインヒビター成分を充分に溶体化することが困難になる。なお、このときのスラブの加熱温度の上限値は、特に定めないが、設備保護の観点から１４５０℃が好ましく、例えば、スラブの加熱温度は、１３００℃以上１４５０℃以下であることが好ましい。

次に、加熱されたスラブは、熱間圧延されて熱延鋼板に加工される。熱間圧延は、公知の方法で行うことができる。加工後の熱延鋼板の板厚は、例えば、１．８ｍｍ以上３．５ｍｍ以下であることが好ましい。熱延鋼板の板厚を１．８ｍｍ以上３．５ｍｍ以下とすることで、二次再結晶をより安定化することができ、最終的に得られた方向性電磁鋼板において、優れた磁気特性を維持することが可能となる。一方で、熱延鋼板の板厚が１．８ｍｍ未満である場合、熱間圧延後の鋼板温度が低温化し、鋼板中のＡｌＮの析出量が増加することで二次再結晶が不安定となって、磁気特性が低下する場合がある。熱延鋼板の板厚が３．５ｍｍ超である場合、冷間圧延の工程での圧延負荷が大きくなる場合がある。

（冷間圧延工程）
続いて、加工された熱延鋼板は、熱延板焼鈍を施された後、１回の冷間圧延、または中間焼鈍を挟んだ複数回の冷間圧延にて圧延されることで、冷延鋼板に加工される。熱延板焼鈍、冷間圧延および中間焼鈍は、それぞれ公知の方法で行うことができる。なお、中間焼鈍を挟んだ複数回の冷間圧延にて圧延する場合、前段の熱延板焼鈍を省略することも可能である。ただし、熱延板焼鈍を施す場合、鋼板形状がより良好になるため、冷間圧延にて鋼板が破断する可能性を軽減することができる。

また、冷間圧延のパス間、圧延ロールスタンド間、または圧延中に、鋼板は、３００℃程度以下で加熱処理されてもよい。このような場合、最終的な方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させることができる。なお、熱延鋼板は、３回以上の冷間圧延によって圧延されてもよいが、多数回の冷間圧延は、製造コストを増大させるため、熱延鋼板は、１回または２回の冷間圧延によって圧延されることが好ましい。冷間圧延をゼンジミアミルなどのリバース圧延で行う場合、それぞれの冷間圧延におけるパス回数は、特に限定されないが、製造コストの観点から、９回以下が好ましい。

（一次再結晶焼鈍工程）
次に、冷延鋼板は、脱炭焼鈍される。かかる過程は、一次再結晶焼鈍とも称される。脱炭焼鈍における昇温過程で、急速加熱することも、磁気特性の向上に有効である。急速加熱する場合は、急速加熱と脱炭焼鈍とは連続して行われることが、製造コストの観点から好ましい。脱炭焼鈍は、公知の方法で行うことができるが、例えば、水素および窒素含有の湿潤雰囲気中において、９００℃以下の温度で実施されることが好ましい。なお、本工程では、冷延鋼板に対して、磁気特性および被膜特性向上を目的として、脱炭焼鈍に続く還元焼鈍が施されてもよい。

（焼鈍分離剤塗布工程）
その後、一次再結晶焼鈍後の冷延鋼板に、引き続く仕上焼鈍における鋼板間の焼き付き防止や、一次被膜形成、二次再結晶挙動制御などを目的として、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤が塗布される。ここでいう「主成分」とは、ある物質に５０．０質量％以上含まれている成分をいう。例えば、ＭｇＯは、焼鈍分離剤を構成する材料の合計質量に対して５０．０質量％以上含まれる。ＭｇＯの含有量は、焼鈍分離剤を構成する材料の合計質量に対して、５０．０質量％以上９９．５７質量％以下であり、好ましくは、７０．０質量％以上９９．０質量％以下である。ＭｇＯの他、Ｔｉ化合物および希土類金属の化合物が含有され、さらにアルカリ土類金属化合物やＡｌ化合物、Ｆｅ化合物、Ｓｉ化合物などが含有されてもよい。前記焼鈍分離剤は、水に含有され、スラリーの状態で鋼板表面に塗布、乾燥されるが、静電塗布法などを用いて塗布されてもよい。ここで、焼鈍分離剤の含有物は、特に一次被膜と鋼板の密着性や二次再結晶挙動に大きな影響を及ぼす。以下に、焼鈍分離剤の含有物の含有量および効果を記載する。ここで、焼鈍分離剤が含有する以下の化合物の含有量は、特段の記載がない限り、焼鈍分離剤の主成分であるＭｇＯ１００％に対する含有物の質量％とする。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、上記焼鈍分離剤における希土類金属の化合物の含有量は、希土類金属換算で０．１％以上１０．０％以下である。焼鈍分離剤に含まれる希土類金属の化合物は、希土類元素からなる群より選択される１種または２種以上の元素を含む。希土類金属化合物は、仕上焼鈍中に酸素を放出し、一次被膜と鋼板の嵌入構造形成を促進することで、一次被膜と鋼板の密着性を向上させると推察される。しかし、希土類金属の化合物の含有量が０．１％未満である場合、密着性改善の効果が十分ではなく、また、希土類金属の化合物の含有量が１０．０％超である場合、焼鈍分離剤スラリーの塗布性が劣化するので、好ましくない。したがって、希土類金属の化合物の含有量は、希土類金属換算で０．１％以上１０．０％以下とする。希土類金属の化合物の含有量は、好ましくは、希土類金属換算で０．２％以上８．０％以下である。希土類金属の化合物は、酸化物、硫化物、硫酸塩、ケイ化物、リン酸塩、水酸化物、炭酸塩、ホウ素化物、塩化物、フッ化物からなる群より選択される１種または２種以上を混合すればよい。希土類金属の化合物は、入手のしやすさ、コストの観点から、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの化合物の使用が好ましい。

上記焼鈍分離剤において、Ｂ化合物の含有量は、Ｂ換算で０．０３％以上１．６０％以下である。Ｂ化合物の含有量がＢ換算で０．０３％未満である場合、一次被膜の密着性改善の効果が十分ではなく、また、Ｂ化合物の含有量がＢ換算で１．６０％超である場合、密着性改善の効果が飽和してコストが増加する。また、Ｂ化合物の含有量をＢ換算で０．０３％以上１．６０％以下とすることで、仕上焼鈍中に焼鈍分離剤に含まれるＢが鋼に過剰に拡散することを抑制することが可能となる。
したがって、Ｂ化合物の含有量は、Ｂ換算で０．０３％以上１．６０％以下とする。Ｂ化合物の含有量は、好ましくは、Ｂ換算で０．０５％以上１．６０％以下である。
Ｂ化合物は、特段制限されないが、好ましくは、ＢＮ、Ｈ_３ＢＯ_３、Ｂ_２Ｏ_３、Ｎａ_２Ｂ_４Ｏ_７・１０Ｈ_２Ｏ、またはＴｉＢ_２である。

上記焼鈍分離剤において、Ｔｉ化合物の含有量は、Ｔｉ換算で０．３％以上１０．０％以下である。Ｔｉ化合物は、一次被膜と鋼板との密着性に大きな影響を及ぼす。Ｔｉ化合物の含有量がＴｉ換算で０．３％未満である場合、密着性改善の効果が十分ではなく、また、Ｔｉ化合物の含有量がＴｉ換算で１０．０％超である場合、仕上焼鈍過程において鋼板へＴｉが固溶し、後に鋼中においてＴｉＣなどの微細析出物を形成してヒステリシス損失を劣化させる（磁気時効）ことがあるので、好ましくない。したがって、Ｔｉ化合物の含有量は、Ｔｉ換算で０．３％以上１０．０％以下とする。Ｔｉ化合物の含有量は、好ましくは、Ｔｉ換算で０．３％以上８．０％以下である。
Ｔｉ化合物は、特段制限されないが、好ましくは、ＴｉＮ、ＴｉＯ_２、Ｔｉ_２Ｏ_３、またはＴｉ_３Ｏ_５である。

焼鈍分離剤にＴｉ化合物、Ｂ化合物および希土類金属化合物を含有させることによって、一次被膜と鋼板との密着性が改善される。このメカニズムについて、詳細は明らかではないが、仕上焼鈍の過程でＴｉ化合物およびＢ化合物が分解して、一次被膜中または一次被膜と鋼板の界面やその近傍に浸入し、Ｔｉ化合物および／またはＢ化合物が形成されることで、一次被膜と鋼板の界面構造の複雑化に寄与して、アンカー効果を発揮するものと推察される。また、希土類金属化合物は、上記したように、仕上焼鈍中に酸素を放出し、一次被膜と鋼板の嵌入構造形成を促進することで、一次被膜と鋼板の密着性を向上させると推察される。

ここで、焼鈍分離剤中のＴｉ化合物含有量が多過ぎると、仕上焼鈍過程において鋼板へのＴｉ化合物の分解が進行して、後に鋼中においてＴｉＣなどの微細析出物を形成してヒステリシス損失を劣化させる（磁気時効）ことがあると判明した。そのため、焼鈍分離剤におけるＴｉ化合物のＴｉ換算含有量をＡ％、Ｂ化合物のＢ換算含有量をＢ％として、Ｔｉ化合物のＴｉ換算含有量とＢ化合物のＢ換算含有量の和（Ａ＋Ｂ）は、０．３３％以上１０．３０％以下とする。Ｔｉ化合物のＴｉ換算含有量とＢ化合物のＢ換算含有量の和（Ａ＋Ｂ）が０．３３％未満である場合、密着性改善の効果が十分ではなく、Ｔｉ化合物のＴｉ換算含有量とＢ化合物のＢ換算含有量の和（Ａ＋Ｂ）が１０．３０％超である場合、仕上焼鈍過程において鋼板へＴｉおよび／またはＢが固溶し、後に鋼中においてＴｉＣやＴｉＮ、ＢＮなどの析出物を形成したり、仕上焼鈍にて雰囲気から鋼中への窒素の浸入が促進され、鋼中にて窒化物を形成したりし、ヒステリシス損失を劣化させる（磁気時効）ことがあるので、好ましくない。したがって、Ｔｉ化合物のＴｉ換算含有量とＢ化合物のＢ換算含有量の和（Ａ＋Ｂ）は、０．３３％以上１０％以下とする。Ｔｉ化合物のＴｉ換算含有量とＢ化合物のＢ換算含有量の和（Ａ＋Ｂ）は、好ましくは、０．３５％以上８．３０％以下である。

上記焼鈍分離剤において、Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群より選択される１種または２種以上のアルカリ土類金属元素を含む１種または２種以上のアルカリ土類金属化合物をさらに含有し、当該アルカリ土類金属化合物の含有量は、前記ＭｇＯの含有量に対して、当該アルカリ土類金属換算で０．３質量％以上５．８質量％以下であってもよい。アルカリ土類金属化合物は、さらなる磁気特性向上および被膜密着性向上に有効である。上記合計含有量が、ＭｇＯの含有量に対して、アルカリ土類金属換算で０．３％以上５．８％以下であることで、より一層効果的に、磁気特性向上効果および被膜密着性向上効果を得ることができる。Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群より選択される１種または２種以上のアルカリ土類金属元素を含む１種または２種以上のアルカリ土類金属化合物の合計含有量が、ＭｇＯの含有量に対して、アルカリ土類金属換算で０．３％未満である場合、磁気特性向上効果および被膜密着性向上効果が十分に得られない場合がある。Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群より選択される１種または２種以上のアルカリ土類金属元素を含む１種または２種以上のアルカリ土類金属化合物の合計含有量が、ＭｇＯの含有量に対して、アルカリ土類金属換算で５．８％超である場合、二次再結晶が不安定となり、Ｖ_Ｂ８値が劣化する場合がある。なお、Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群より選択される１種または２種以上のアルカリ土類金属元素を含む１種または２種以上のアルカリ土類金属化合物は、焼鈍分離剤において必ずしも必須ではないことから、含有量の下限値は０％である。
焼鈍分離剤が２種以上のアルカリ土類金属化合物を含有する場合、アルカリ土類金属化合物の含有量は、含有されるアルカリ土類金属元素それぞれの換算値の合計値である。

なお、Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群より選択される１種または２種以上のアルカリ土類金属元素を含む１種または２種以上のアルカリ土類金属化合物は、特に限定されるものではないが、例えば、硫酸塩、炭酸塩、水酸化物、塩化物および酸化物等挙げられ、具体的には、ＣａＳＯ_４・０．５Ｈ_２Ｏ、ＣａＣＯ_３、ＳｒＳＯ_４、Ｓｒ（ＯＨ）_２、ＢａＳＯ_４、ＳｒＣＯ_３等を挙げることができる。
ここで、化合物の種は、化学式によって定義されてもよく、化学式が異なれば別種の化合物としてもよい。含有されるアルカリ土類金属の量の換算値は、焼鈍分離剤に含有されるアルカリ土類金属化合物の化学式から、各元素の原子量を用いて、当該化合物に含まれるアルカリ土類金属元素の割合を算出し、これを焼鈍分離剤における当該化合物の含有量に乗じることで計算できる。２種以上のアルカリ土類金属化合物を含有する場合は、各当該化合物より計算した値を合算しても良い。なお、化学式における各元素の組成量論比が定まらない場合などは、焼鈍分離剤を誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ）などの成分分析装置を用いて、アルカリ土類金属の含有量を測定してもよい。また、Ｔｉ、Ｂおよび希土類金属の換算値も、同様に計算あるいは測定されてもよい。さらに、化合物種の同定は、一般的な装置であるＸ線回折装置や透過型電子顕微鏡などを用いて実施してもよい。

本実施形態に係る焼鈍分離剤は、ＭｇＯ、Ｔｉ化合物、希土類金属化合物、およびＢ化合物を少なくとも含有するが、希土類金属化合物は比重が大きく、一方、Ｂ化合物は比重が小さいため、水スラリーを作製する場合、沈殿や浮遊を抑制して均一に混合されるように撹拌する必要がある。前記焼鈍分離剤の水スラリー作製における撹拌は、０℃以上３０℃以下の温度で、５分以上３００分以下の時間、実施する。水スラリーの温度が０℃未満となると、氷が形成され、均一な混合が困難になり、焼鈍分離剤に含まれる化合物が均一に分散したスラリーが得られないので好ましくない。水スラリーの温度が３０℃超である場合、スラリーの粘度が高くなって焼鈍分離剤を構成する材料が均一に混合されず、焼鈍分離剤に含まれる化合物が均一に分散したスラリーが得られないので好ましくない。撹拌時間が５分未満である場合、スラリーに含有される化合物の混合が十分でなく、焼鈍分離剤に含まれる化合物が均一に分散したスラリーが得られないので好ましくない。撹拌時間が３００分超である場合、生産性を低下させるので好ましくない。焼鈍分離剤の水スラリー作製における撹拌は、０℃以上３０℃以下の温度で、５分以上３００分以下の時間、実施する。

例えば、水スラリーの状態における焼鈍分離剤を構成する材料の合計質量は、塗布工程の作業性に影響を及ぼさなければ特段制限されず、例えば、水スラリーの全体の質量に対して、５質量％以上３０質量％以下とすることができる。

また、焼鈍分離剤に含有される、ＭｇＯ、Ｔｉ化合物、希土類金属化合物、およびＢ化合物の粒径は、水中に均一に分散可能であれば特段制限されず、例えば、０．１μｍ以上５０μｍ以下である。焼鈍分離剤に含有される、ＭｇＯ、Ｔｉ化合物、希土類金属化合物、およびＢ化合物の粒径は、好ましくは、０．５μｍ以上２５μｍ以下である。粒径は、例えば、レーザ回折式粒度分布測定装置を用いて体積基準分布で測定した平均粒径とする。

なお、スラリーの撹拌に使用する撹拌機は、均一な混合が可能であれば特段制限されず、種々の形状の撹拌槽と撹拌翼とを適宜組み合わせることができる。均一な混合を達成するために、撹拌槽の内部に邪魔板を有していてもよいことはいうまでもない。

（仕上焼鈍工程）
続いて、一次被膜形成および二次再結晶を目的として仕上焼鈍が施される。仕上焼鈍において、母材鋼板の表面には、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主成分とする一次被膜が形成される。仕上焼鈍は、例えば、バッチ式加熱炉等を用いて、８００℃〜１０００℃の温度にて、コイル状の鋼板を１０時間以上かけて昇温されることが好ましい。また、特定の温度で保持されてもよい。さらに、最終的な方向性電磁鋼板の鉄損値をより低減するためには、コイル状の鋼板を１２００℃程度の温度まで昇温させた後に保持する純化焼鈍が施されてもよい。

仕上焼鈍の昇温過程における平均昇温速度については、特に限定されず、一般的な仕上焼鈍の条件を用いることが可能である。例えば、二次再結晶焼鈍を含む仕上焼鈍の昇温過程における平均昇温速度は、生産性および一般的な設備制約の観点から５℃／ｈ〜１００℃／ｈとすることが好ましい。また、仕上焼鈍の昇温過程は、他の公知のヒートパターンで行ってもよい。

ここで、仕上焼鈍工程における高温保持条件によっては、鋼板のヒステリシス損失が大幅に劣化する場合があることが判明した。ヒステリシス損失が劣化した鋼板を詳細に調査した結果、本発明者らは、鋼中に微細なＢＮ析出物が多く形成されていることを初めて知見した。上記の微細ＢＮ析出物は、熱延板時点で鋼中に含まれていたものではなく、仕上焼鈍工程において、Ｂ（ホウ素）は焼鈍分離剤より、Ｎ（窒素）は焼鈍雰囲気より、それぞれ鋼中に浸入して、鋼中でＢＮ析出物を形成し、微細なＢＮ析出物がヒステリシス損失劣化の原因であると考えられる。

本発明者らは、仕上焼鈍工程条件を詳細に検討したが、鋼中に形成されたＢＮ析出物を、純化焼鈍等によって再び鋼外に排出することはできなかった。そこで、さらなる検討の結果、鋼中に形成された微細ＢＮ析出物を粒成長によって粗大化させることで、ヒステリシス損失の劣化を抑制できることを見出した。すなわち、焼鈍分離剤に含有されるＢ化合物量のＢ換算値に応じて、仕上焼鈍工程における高温保持条件を厳密に制御することで、鋼中に形成されるＢＮ析出物を粗大化させることに成功した。

仕上焼鈍工程における高温保持の温度は、１１００℃以上とする。１１００℃未満では、ＢＮ析出物の粒成長が遅いため、粗大化させることが困難である。上限は特に定めないが、設備保守の観点から１２５０℃以下が好ましい。仕上焼鈍工程における高温保持温度は、好ましくは１１２０℃以上である。高温保持時の雰囲気は、窒素濃度を１０ｖｏｌ％以下とする。窒素濃度が１０ｖｏｌ％超である場合、雰囲気から窒素が鋼中へ浸入し、鋼中のＢＮ析出物やＴｉＮ析出物が増加してしまうばかりでなく、ＡｌＮ析出物も残存してしまうため、ヒステリシス損失が劣化する。高温保持時の窒素濃度は、好ましくは、８ｖｏｌ％以下である。高温保持時の窒素濃度は低い方が好ましいため、下限は特に定めない。

高温保持の滞留時間Ｔ（ｈ）は、焼鈍分離剤におけるＢ化合物量のＢ換算値Ｂ（％）に応じて厳密に制御される。焼鈍分離剤より鋼中に浸入するホウ素の量が多いほど、鋼中に形成されるＢＮ析出物量が増加するため、ヒステリシス損失劣化を抑制するには、ＢＮ析出物をより粒成長させて粗大化を図る必要がある。よって、高温保持の滞留時間Ｔは、（５＋９×Ｂ）ｈ以上１００ｈ以下とする。（５＋９×Ｂ）ｈ未満である場合、ＢＮ析出物の粒成長が不十分であり、鋼中ＢＮ析出物のヒステリシス損失影響の抑制が十分でないために好ましくない。１００ｈ超である場合、焼鈍が長時間となって生産コストが増加するので好ましくない。以上より、仕上焼鈍工程における高温保持は、１１００℃以上かつ雰囲気中の窒素濃度が１０ｖｏｌ％以下における滞留時間Ｔ（ｈ）が（５＋９×Ｂ）ｈ以上１００ｈ以下とする。滞留時間Ｔは、好ましくは、（６＋９×Ｂ）ｈ以上８０ｈ以下である。

仕上焼鈍工程における高温保持は、上述した純化焼鈍の一部または全部を兼ねてもよい。また、上記高温保持を除く過程における雰囲気ガス組成は、特に限定されない。二次再結晶進行過程では、窒素と水素の混合ガスであってもよい。乾燥雰囲気でもよいし、湿潤雰囲気でも構わない。純化焼鈍の雰囲気ガス組成は、乾燥水素ガスであってもよい。

（平坦化焼鈍工程）
続いて、仕上焼鈍の後、鋼板へ絶縁性および張力付与を目的として、例えば、リン酸アルミニウムまたはコロイダルシリカなどを主成分とした絶縁被膜が鋼板の表面に塗布される。その後、絶縁被膜の焼付、および仕上焼鈍による鋼板形状の平坦化を目的として、平坦化焼鈍が施される。なお、鋼板に対して絶縁性および／または張力が付与されるのであれば、絶縁被膜の成分は特に限定されない。また、平坦化焼鈍は、公知の方法で実施することができる。なお、本実施形態では、需要家の目的によっては、方向性電磁鋼板に磁区制御処理が施されてもよいことは言うまでもない。

以上の工程により、最終的な方向性電磁鋼板を製造することができる。本実施形態に係る製造方法によれば、磁気特性に優れ、一次被膜と鋼板の密着性に優れた方向性電磁鋼板が製造される。

こうして得られた方向性電磁鋼板は、変圧器に加工される際に、例えば、巻鉄心変圧器では、所定の大きさに巻き取られた後、金型などにより形状矯正される。ここで、特に、鉄心内周側では非常に曲率半径の小さい加工が施されることになる。このような加工でも一次被膜と鋼板の剥離を十分に防止するには、１０ｍｍφの曲げ加工密着性試験で、被膜剥離面積率が、１０％以下であることが好ましい。

１０ｍｍφの曲げ加工密着性試験（１０ｍｍφ曲げ試験）とは、円筒型マンドレル屈曲試験機を用いて、サンプル鋼板を試験機に設置して曲げ試験を行い、曲げ試験後のサンプル鋼板の表面を観察することで実施される。また、被膜剥離面積率とはサンプル鋼板の全面積に対して、一次被膜が剥離した領域の面積の割合である。

［方向性電磁鋼板］
本実施形態に係る方向性電磁鋼板は、所定の成分を含む母材鋼板と母材鋼板の表面上に形成されており、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主成分として含有する一次被膜を備えるものである。さらに、一次被膜の表面上に、絶縁被膜を備えるものである。

（母材鋼板の成分組成）
本実施形態に係る方向性電磁鋼板において、高磁束密度化とともに低鉄損化するためには、方向性電磁鋼板の母材鋼板に含有される成分組成のうち、下記元素の含有量を制御することが重要である。なお、特に断りのない限り、鋼板の化学組成についての「％」との表記は「質量％」を表わすものとする。ガス組成についての「％」との標記は、「ｖｏｌ％」を表すものとする。

Ｃは、製造工程における脱炭焼鈍工程の完了までの組織制御に有効な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．００５０％超である場合、磁気時効を引き起こして磁気特性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．００５０％以下である。一方、Ｃ含有量は低いほうが好ましいが、Ｃ含有量を０．０００１％未満に低減しても、組織制御の効果は飽和し、製造コストが嵩むだけとなる。したがって、Ｃ含有量は、０．０００１％以上としてもよい。Ｃ含有量は、より好ましくは、０．０００１％以上０．００３０％以下である。

Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高めることで、鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減する。Ｓｉは、質量％で、２．５％以上４．５％以下の範囲で母材鋼板に含有される。Ｓｉの含有量が２．５％未満である場合、方向性電磁鋼板の渦電流損失を抑制することが困難になるため好ましくない。Ｓｉの含有量が４．５％超である場合、方向性電磁鋼板の加工性が低下するため好ましくない。Ｓｉの含有量は、より好ましくは、２．７％以上４．０％以下である。

Ｍｎは、二次再結晶を左右するインヒビターであるＭｎＳやＭｎＳｅを形成する。Ｍｎは、質量％で、０．０１％以上０．１５％以下の範囲で母材鋼板に含有される。Ｍｎの含有量が０．０１％未満である場合、二次再結晶を生じさせるＭｎＳおよびＭｎＳｅの絶対量が不足するため好ましくない。Ｍｎの含有量が０．１５％超である場合、スラブ加熱時にＭｎの固溶が困難になり、かつインヒビターの析出サイズが粗大化することで、インヒビターの最適サイズ分布が損なわれるため好ましくない。Ｍｎの含有量は、より好ましくは、０．０３％以上０．１３％以下である。

Ｂは、母材鋼板中でＢＮ析出物を形成する元素であり、例えば、スラブ中に０．００８０％以下の範囲で含有されてもよい。スラブのＢの含有量が０．００８０％超である場合、二次再結晶が不安定となるので好ましくない。スラブのＢの含有量は、より好ましくは０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００２０％以下である。下限は特に規定しないが、スラブのＢの含有量は、０．０００１％以上であってもよい。スラブに含有されていたものの他に、焼鈍分離剤に含有されるＢ化合物や不純物が仕上焼鈍工程で分解して鋼中へ浸入することで、母材鋼板に含有される。焼鈍分離剤に含有されるＢ化合物が多いほど、母材鋼板のＢ量も増加する。本実施形態に係る方向性電磁鋼板において、Ｂは、質量％で、０．０００５％以上０．０２００％以下の範囲で母材鋼板に含有される。Ｂは、０．００１０％以上０．０１５０％以下の範囲で母材鋼板に含有されることが好ましい。母材鋼板のＢの含有量が０．０００５％未満である場合、被膜密着性改善効果が十分に得られないため好ましくない。母材鋼板のＢの含有量が０．０２００％超である場合、被膜密着性改善効果が飽和するばかりでなく、鋼中に形成されるＢＮ析出物が増加してヒステリシス損失の劣化が懸念されるため好ましくない。

Ｎは、従来技術では仕上焼鈍工程の純化過程で鋼外に排出されることが、ヒステリシス損失の劣化抑制のために好ましい元素である。本技術では、被膜密着性向上を目的として焼鈍分離剤に含有されるＴｉ化合物およびＢ化合物が、仕上焼鈍工程で分解して、ＢおよびＴｉが鋼中に浸入する。この際、仕上焼鈍の雰囲気中のＮも鋼中に浸入し、また、鋼中析出物であるＡｌＮが分解して鋼中で固溶Ｎが形成され、鋼中でＢＮ析出物やＴｉＮ析出物などを形成するため、Ｎは、母材鋼板に含有される。焼鈍分離剤に含有されるＴｉ化合物およびＢ化合物が多いほど、母材鋼板のＮ量も増加する。母材鋼板のＮ含有量は、０．０００５％以上０．０１００％以下である。母材鋼板のＮ含有量が０．０１００％超である場合、被膜密着性改善効果が飽和するばかりでなく、鋼中に形成されるＢＮ析出物およびＴｉＮ析出物が増加してヒステリシス損失の劣化が懸念されるため好ましくない。一方、Ｎの含有量は低い方が好ましいが、０．０００５％未満としてもヒステリシス低減効果は飽和し、長時間かつ高温の純化焼鈍が必要となるため製造コストが嵩むだけとなる。したがって、Ｎ含有量は、０．０００５％以上である。鋼板のＮの含有量は、好ましくは、０．０００５％以上０．００８５％以下であり、より好ましくは、０．０００５％以上０．００８０％以下である。

Ｔｉは、鋼中で微細析出物を形成してヒステリシス損失を劣化させる懸念があるので、母材鋼板の含有量は少ない方が好ましい元素である。例えば、Ｔｉは、スラブ中に０．００５０％以下の範囲で含有されてもよい。スラブのＴｉの含有量が０．００５０％超である場合、ヒステリシス損失を劣化させるので好ましくない。スラブのＴｉの含有量は、好ましくは０．００４０％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下である。スラブのＴｉの含有量は、下限は特に規定しないが、０．０００５％以上であってもよい。本技術では、被膜密着性向上を目的として焼鈍分離剤に含有されるＴｉ化合物が、仕上焼鈍工程で分解して、Ｔｉが鋼中に浸入する。焼鈍分離剤に含有されるＴｉ化合物が多いほど、母材鋼板のＴｉ量も増加する。本実施形態に係る方向性電磁鋼板において、Ｔｉは、質量％で、０．００１０％以上０．００５０％以下の範囲で母材鋼板に含有される。Ｔｉは、０．００１０％以上０．００４０％以下の範囲で母材鋼板に含有されることがより好ましい。母材鋼板のＴｉの含有量が０．００１０％未満である場合、被膜密着性改善効果が十分に得られないため好ましくない。母材鋼板のＴｉの含有量が０．００５０％超である場合、被膜密着性改善効果が飽和するばかりでなく、鋼中で形成されるＴｉＮ析出物やＴｉＣ析出物などが増加してヒステリシス損失の劣化が懸念されるため好ましくない。

本発明による方向性電磁鋼板における母材鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物を含む。ここで、不純物とは、母材鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するもの、又は、純化焼鈍において完全に純化されずに鋼中に残存する下記の元素等であって、本発明の方向性電磁鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本発明による方向性電磁鋼板における母材鋼板はＢｉを含有してもよい。この場合のＢｉの含有量は、０．０００５％以上０．０５００％以下であることが好ましい。Ｂｉは、インヒビターであるＭｎＳやＡｌＮの耐熱性を強化して、二次再結晶温度を高温化し、磁束密度を向上する効果があると考えられる。Ｂｉの含有量は、０．０００５％以上０．０５％以下である場合、より一層インヒビター耐熱性強化効果を得ることができる。Ｂｉの含有量が０．０００５％未満である場合、十分なインヒビター耐熱性強化効果が得られない場合がある。Ｂｉの含有量が０．０５００％超である場合、熱延における鋼板の脆性が劣化する場合がある。したがって、Ｂｉの含有量は、好ましくは、０．０００５％以上０．０５００％以下とする。Ｂｉの含有量は、より好ましくは、０．００１０％以上０．０２００％以下である。なお、Ｂｉは、本実施形態に係る方向性電磁鋼板において必ずしも必須ではないことから、含有量の下限値は０％である。

本実施形態に係る方向性電磁鋼板の母材鋼板は、二次再結晶を安定化させる元素として、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＳｂからなる群より選択される１種または２種以上をさらに含有してもよい。母材鋼板が上記の元素を含有する場合、鉄損値をさらに低減することができるため、より良好な磁気特性を得ることができる。

これらの元素のいずれか１種または２種以上を母材鋼板が含有する場合、含有される元素各々の含有量は、質量％で、０．０１％以上０．３０％以下であってもよい。Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、またはＳｂのいずれか１種または２種以上が母材鋼板に含有される場合において、当該元素の各含有量が、上記範囲にあることで、二次再結晶を安定化させる効果をより一層得ることができる。これらの元素の各々の含有量が０．０１％未満である場合、二次再結晶を安定化させる効果が十分に得られにくくなる場合がある。これらの元素の各々の含有量が０．３０％超である場合、二次再結晶を安定化させる効果が飽和するため、方向性電磁鋼板の製造コストの増大を抑制する観点から好ましくない。なお、これらの元素は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板において必ずしも必須ではないことから、含有量の下限値は０％である。

一次被膜は、先立って説明したように、母材鋼板の表面上に形成され、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主成分として含有する。一次被膜のＭｇ_２ＳｉＯ_４の含有量は、一次被膜を形成する酸化物に対して、好ましくは、５０質量％以上であり、より好ましくは、７０質量％以上である。一次被膜密着性や絶縁性の観点から、母材鋼板の表面上に形成されるＭｇ_２ＳｉＯ_４の含有量は、多い方が好ましいため、上限は特に定めない。

一次被膜に含まれる成分としては、例えば、Ａｌ化合物や硫化物、Ｆｅ化合物などを含んでいてもよい。
絶縁被膜の有無および一次被膜の有無は、例えば、採取工程後の方向性電磁鋼板において、断面を鏡面研磨した後、鏡面研磨面に金蒸着を施し、走査型電子顕微鏡に付帯のエネルギー分散型Ｘ線分析装置を用いて確認することができる。

一次被膜の主成分は、例えば、最終工程後の方向性電磁鋼板において、走査型電子顕微鏡に付帯のエネルギー分散型Ｘ線分析装置、または蛍光Ｘ線分析装置を用いて測定することができる。具体的には、最終工程後の方向性電磁鋼板において、高温のアルカリ水溶液に浸漬した後に、水洗して乾燥することで、方向性電磁鋼板の絶縁被膜を除去し、次に、表面に金蒸着を施し、走査型電子顕微鏡に付帯のエネルギー分散型Ｘ線分析装置を用いた測定にて約０．００５ｍｍ^２の面積を定量分析して、一次被膜の主成分を測定することができる。定量分析結果が、Ｍｇ濃度が１７質量％以上かつＳｉ濃度が１１質量％以上の場合、一次被膜には、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４が５０質量％以上含まれると判断できる。なお、上記の一次被膜の主成分の分析は、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した後に実施しても構わない。

絶縁被膜は、先立って説明したように、リン酸アルミニウムまたはコロイダルシリカなどを主成分として含有する。しかしながら、鋼板に対して絶縁性および／または所定の張力が付与されるのであれば、絶縁被膜の成分は特に限定されない。

絶縁被膜の塗布量は、鋼板に対して絶縁性および／または所定の張力が付与されるのであれば、特に限定されず、適宜調整することができる。

こうして得られた方向性電磁鋼板において、１．７Ｔまで励磁した時のヒステリシス損失Ｗ_ｈ（Ｗ／ｋｇ）は、（−Ｖ_Ｂ８×２．５＋５．３）Ｗ／ｋｇ以下とする。ここで、Ｖ_Ｂ８は、前記母材鋼板の表面に一次被膜と絶縁被膜を有する方向性電磁鋼板に５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍの磁場を付与したときの磁束密度である。１．７Ｔまで励磁した時のヒステリシス損失Ｗ_ｈが（−Ｖ_Ｂ８×２．５＋５．３）超である場合、ヒステリシス損失が大きく鉄損が劣位となるので好ましくない。ヒステリシス損失は低い方が好ましいため、下限は特に定めない。鋼中析出物の減少もしくは粗大化や、鋼板における残留歪の除去、方位集積度の向上などが、ヒステリシス損失の低減に有効である。なお、ヒステリシス損失は、渦電流損失ほど鋼板板厚の影響を受けないことから、本発明では鋼板板厚は特に指定しないが、薄くなるほど渦電流損が低減して好ましいことは言うまでもない。なお、磁束密度などの方向性電磁鋼板の磁気特性は、公知の方法により測定することができる。例えば、方向性電磁鋼板の磁気特性は、ＪＩＳ Ｃ ２５５０：２０１１に規定されるエプスタイン試験に基づく方法、またはＪＩＳ Ｃ ２５５６：２０１５に規定される単板磁気特性試験法（Ｓｉｎｇｌｅ Ｓｈｅｅｔ Ｔｅｓｔｅｒ：ＳＳＴ）などを用いることにより測定することができる。なお、研究開発において、真空溶解炉などで鋼塊が形成された場合では、実機製造と同等サイズの試験片を採取することが困難となる。この場合、例えば、幅６０ｍｍ×長さ３００ｍｍとなるように試験片を採取して、単板磁気特性試験法に準拠した測定を行っても構わない。さらに、エプスタイン試験に基づく方法と同等の測定値が得られるように、得られた結果に補正係数を掛けても構わない。本実施形態では、単板磁気特性試験法に準拠した測定法により測定する。

ヒステリシス損失の測定方法は、単板測定であればＪＩＳ Ｃ ２５５６：２０１５を、エプスタイン測定であれば、ＪＩＳ Ｃ ２５５０−１：２０１１を参考にしてもよい。通常の商用周波数の測定に対して、励磁する時間を十分に長くすることで渦電流損失の発生を抑制することで、ヒステリシス損失を測定することができる。

スラブにＢおよびＮが含有される場合、仕上焼鈍においてＢおよびＮの含有量は減少するため、鋼中のＢＮ析出物が原因でヒステリシス損失が劣化することはない。一方、焼鈍分離剤がＢ化合物を含有する場合、一次被膜の密着性は改善されるものの、仕上焼鈍中に鋼中のＢＮ析出物が増加してしまう。そのため、Ｂ化合物を含有する焼鈍分離剤を塗布せずに仕上焼鈍して得られた鋼板と比較して、ヒステリシス損失が僅かながら劣化する場合があると判明した。

そこで、母材鋼板を詳細に調査した結果、ヒステリシス損失の劣化が抑制されたサンプルでは、鋼中のＢＮ析出物が粗大化していることを確認した。したがって、鋼中に粒径が大きいＢＮ析出物を含有させることで、ヒステリシス損失の増大を抑制することが可能となる。鋼中のＢＮ析出物の平均粒径は、好ましくは、０．８μｍ以上であり、より好ましくは１．０μｍ以上である。平均粒径の調整は、スラブ中のＢの含有量、焼鈍分離剤中のＢ化合物の含有量、または仕上焼鈍条件を、上記範囲内で適宜調整することで可能である。

以上、本実施形態に係る方向性電磁鋼板ついて説明した。本実施形態に係る方向性電磁鋼板は上述した本実施形態の方向性電磁鋼板の製造方法により製造することができる。ただし、その方法のみに限定されるものではない。

以下に、実施例を示しながら、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法、および方向性電磁鋼板、ならびに焼鈍分離剤について、より具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法、および方向性電磁鋼板、ならびに焼鈍分離剤のあくまでも一例に過ぎず、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法、および方向性電磁鋼板、ならびに焼鈍分離剤が以下に示す実施例に限定されるものではない。

（実施例１）
まず、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．２％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２４％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００８％、Ｂｉ：０．０２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊Ａと、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．２％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００８％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊Ｒを作製した。該鋼塊を１３５０℃にて１時間焼鈍した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。

続いて、得られた冷延鋼板を湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、一次再結晶焼鈍を施した。次に、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤をスラリー塗布してから乾燥した後、バッチ式加熱炉を用いて、昇温速度１５℃／ｈかつ雰囲気中の窒素濃度５０ｖｏｌ％で１２００℃まで昇温した。１２００℃の温度にて、乾燥水素雰囲気（窒素濃度０ｖｏｌ％）に切り替えて２０時間保持して仕上焼鈍を施し、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した。ここで、焼鈍分離剤の含有物は、ＭｇＯ１００％に対して、ＣａＳＯ_４・０．５Ｈ_２ＯをＣａ換算で０．５５％、ＣｅＯ_２をＣｅ換算で２．０％、残部は不可避的不純物と、表１〜３に示す条件の化合物を含むものとした。焼鈍分離剤の撹拌条件は、上記化合物を加えた後、１０℃にて３０分とした。焼鈍分離剤の乾燥後の塗布量は、鋼板片面当たり８ｇ／ｍ^２とした。その後、鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施した。この平坦化焼鈍は、８５０℃にて４０秒間かけて実施した。

以上にて得られた方向性電磁鋼板の試料をせん断して歪取焼鈍した後、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの試料に対し、ＪＩＳ Ｃ２５５６：２０１５に記載された単板測定法に準拠して、各本発明例および比較例に係る方向性電磁鋼板（歪取焼鈍後の試料）の磁束密度Ｖ_Ｂ８値、ヒステリシス損失Ｗ_ｈおよび鉄損Ｗ_{１７／５０}を測定した。ここで、Ｖ_Ｂ８値とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍで励起したときの鋼板の磁束密度である。Ｗ_ｈとは、方向性電磁鋼板を１．７Ｔまで励磁した時のヒステリシス損失である。Ｗ_{１７／５０}とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて１．７Ｔに励起したときの鉄損である。本発明例では、サンプル５枚から測定されたＶ_Ｂ８値、Ｗ_ｈおよびＷ_{１７／５０}からそれぞれの平均値を算出した。なお、上記試料は、せん断前の方向性電磁鋼板の長手方向と、試料の長手方向とが一致するように歪取焼鈍後の方向性電磁鋼板から切り出した。

さらに、上記試料を３０ｍｍ幅にせん断して、１０ｍｍφの曲げ試験を施した。ここでは、３枚の試験片を曲げ試験して、一次被膜が剥離した部分の面積をそれぞれ測定し、各試料について、全面積に対する剥離部分の面積の割合を被膜剥離面積率とし、３枚の試験片の被膜剥離面積率から平均値を求めた。

さらに、最終工程後の方向性電磁鋼板において、断面のＳＥＭ−ＥＤＳ測定による成分分析によって、一次被膜の有無および絶縁被膜の有無を確認した。また、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４の含有量については、以下の方法で測定した。すなわち、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した後、表面に金蒸着を施し、ＳＥＭ−ＥＤＳ測定にて約０．００５ｍｍ^２の面積を定量分析し、Ｍｇ濃度が１７質量％以上かつＳｉ濃度が１１質量％以上の場合、一次被膜の主成分がＭｇ_２ＳｉＯ_４であると判定した。本手法では、一次被膜下部のＦｅを検出することや、測定誤差が大きいことなどの懸念があるが、主成分の判定には本手法でも十分である。なお、絶縁被膜を塗布および焼付後の鋼板を、高温のアルカリ溶液等に浸漬することで絶縁被膜を除去して、水洗した後に、分析を実施してもかまわない。また、一次被膜の分析方法は、上記手法に限るものではなく、例えば、蛍光Ｘ線分析法を用いてもよい。

さらに、最終工程後の方向性電磁鋼板において、絶縁被膜および一次被膜を除去した後、誘導結合プラズマ発光分光分析法を用いて母材鋼板の成分を分析した。Ｃの含有量は、炭素・硫黄分析装置を用いて測定した。Ｎの含有量は、酸素・窒素分析装置を用いて測定した。

ここで、方向性電磁鋼板のヒステリシス損失Ｗ_ｈが、（−Ｖ_Ｂ８×２．５＋５．３）Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ１０ｍｍφ曲げ試験の被膜剥離面積率が１０％以下である条件を良好であると判定した。

以上の本発明例および比較例の製造条件、および測定結果を表１〜３に示す。表１〜３では、評価結果が良好である場合を「〇」で示し、不良である場合を「×」で示した。表１に示した条件Ａ１〜Ａ３０は、鋼塊Ａを用いた例であり、条件Ｒ１〜Ｒ１２は、鋼塊Ｒを用いた例である。また、表１〜３において、Ｂ化合物がＴｉＢ_２である場合、「Ｔｉ化合物換算含有量Ａ［％］」は、ＴｉＢ_２のＴｉについても考慮した値である。

本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、一次被膜を有しており、一次被膜中のＭｇ_２ＳｉＯ_４分析の結果、いずれもＭｇ濃度は３５質量％以上、Ｓｉ濃度は１３質量％であり、一次被膜は、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主成分として含むものであった。

表１〜３を参照すると、本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、判定が良好となることがわかった。

ここで、焼鈍分離剤におけるＢ化合物含有量のＢ換算値Ｂ（％）を横軸に取り、Ｔｉ化合物含有量のＴ換算値Ａ（％）を縦軸に取って、表１、２の条件Ａ１〜Ａ３０で示す結果をプロットしたグラフ図を図１に示す。図１に示すように、本発明例を丸点でプロットし、比較例を交差点でプロットすると、焼鈍分離剤におけるＢ化合物含有量のＢ換算値Ｂ（％）と、Ｔ化合物含有量のＴｉ換算値Ａ（％）との間には、本実施形態に係る条件にて規定される以下の式（１０１）、（１０２）および（１０３）の関係が成立していることがわかった。

０．３≦Ａ≦１０．０ ・・式（１０１）
０．０３≦Ｂ≦１．６０ ・・式（１０２）
０．３３≦（Ａ＋Ｂ）≦１０．３０ ・・式（１０３）

このように、希土類金属の化合物を、当該希土類金属換算で２．０％含み、式（１０１）、式（１０２）および式（１０３）を満足するように、Ｔｉ化合物の含有量およびＢ化合物の含有量を制御することで、ヒステリシス損失劣化が抑制され、一次被膜と鋼板の密着性に優れる方向性電鋼板を製造することが可能であることが分かった。

さらに、母材鋼板のＢ、ＮおよびＴｉ成分の含有量を表１〜３に示す。本実施形態の条件を満たす成分範囲は、Ｂ：０．０００５〜０．０２００％、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｔｉ：０．００１０〜０．００５０％であった。なお、母材鋼板のＣ量は０．００１８％であり、Ｓｉ量は３．１％であり、Ｍｎ量は０．０８％であり、残部はＦｅおよび不純物であり、焼鈍分離剤条件に依らず同じ値となった。

（実施例２）
まず、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０９％、Ｓ：０．００３％、Ｓｅ：０．０１８％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００８％、Ｂｉ：０．０２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊を作製した。該鋼塊を１３８０℃にて１時間焼鈍した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。

続いて、得られた冷延鋼板を湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、一次再結晶焼鈍を施した。次に、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤をスラリー塗布してから乾燥した後、バッチ式加熱炉を用いて、昇温速度１５℃／ｈかつ雰囲気中の窒素濃度５０ｖｏｌ％で表４、５に示す高温保持温度まで昇温した。各高温保持温度にて、表４、５に示す窒素濃度と残部水素の乾燥雰囲気にて、表４、５に示す時間保持して仕上焼鈍を施し、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した。ここで、焼鈍分離剤の含有物は、ＭｇＯ１００％に対して、ＣａＣＯ₃をＣａ換算で０．５５％、Ｃｅ（ＯＨ）_４をＣｅ換算で２．０％、残部は不可避的不純物と、表４、５に示す条件の化合物を含むものとした。焼鈍分離剤の撹拌条件は、上記化合物を加えた後、５℃にて６０分とした。焼鈍分離剤の乾燥後の塗布量は、鋼板片面当たり８ｇ／ｍ^２とした。その後、鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施した。この平坦化焼鈍は、８５０℃にて４０秒間かけて実施した。

以上にて得られた方向性電磁鋼板の試料をせん断して歪取焼鈍した後、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの試料に対し、ＪＩＳ Ｃ２５５６：２０１５に記載された単板測定法に準拠して、各本発明例および比較例に係る方向性電磁鋼板（歪取焼鈍後の試料）の磁束密度Ｖ_Ｂ８値、ヒステリシス損失Ｗ_ｈおよび鉄損Ｗ_{１７／５０}を測定した。上記試料は、せん断前の方向性電磁鋼板の長手方向と、試料の長手方向とが一致するように歪取焼鈍後の方向性電磁鋼板から切り出した。ここで、Ｖ_Ｂ８値とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍで励起したときの鋼板の磁束密度である。Ｗ_ｈとは、方向性電磁鋼板を１．７Ｔまで励磁した時のヒステリシス損失である。Ｗ_{１７／５０}とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて１．７Ｔに励起したときの鉄損である。本発明例では、サンプル５枚から測定されたＶ_Ｂ８値、Ｗ_ｈおよびＷ_{１７／５０}からそれぞれの平均値を算出した。

さらに、上記試料を３０ｍｍ幅にせん断して、１０ｍｍφの曲げ試験を施した。ここでは、３枚の試験片を曲げ試験して、一次被膜が剥離した部分の面積をそれぞれ測定し、各試料について、全面積に対する剥離部分の面積の割合を被膜剥離面積率とし、３枚の試験片の被膜剥離面積率から平均値を求めた。

さらに、最終工程後の方向性電磁鋼板において、一次被膜の有無および絶縁被膜の有無の確認、ならびにＭｇ_２ＳｉＯ_４の含有量の測定を、実施例１と同様の方法で行った。

さらに、最終工程後の方向性電磁鋼板において、断面を鏡面研磨した後、電子線マイクロアナライザに付属の波長分散型Ｘ線分析を用いて鋼中のＢＮ析出物を同定した後、反射電子像観察によって圧延方向長さを測定した。ここで測定した鋼中のＢＮ析出物の５個の圧延方向長さの平均値を、鋼中のＢＮ析出物の平均粒径とした。
また、絶縁被膜および一次被膜を除去した後、誘導結合プラズマ発光分光分析法を用いて母材鋼板の成分を分析した。Ｃの含有量は、炭素・硫黄分析装置を用いて測定した。Ｎの含有量は、酸素・窒素分析装置を用いて測定した。

ここで、方向性電磁鋼板のヒステリシス損失Ｗ_ｈが、（−Ｖ_Ｂ８×２．５＋５．３）Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ１０ｍｍφ曲げ試験の被膜剥離面積率が１０％以下である条件を良好であると判定した。

以上の本発明例および比較例の製造条件を表４、５に示し、評価結果を表６、７に示す。表６、７では、評価結果が良好である場合を「〇」で示し、不良である場合を「×」で示した。

本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、一次被膜を有しており、一次被膜中のＭｇ_２ＳｉＯ_４分析の結果、いずれもＭｇ濃度は３５質量％以上、Ｓｉ濃度は１３質量％であり、一次被膜は、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主成分として含むものであった。

表４〜７を参照すると、本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、判定が良好となることがわかった。

ここで、焼鈍分離剤におけるＢ化合物の含有量Ｂ（％）と、仕上焼鈍における１１００℃以上かつ雰囲気中の窒素濃度が１０ｖｏｌ％以下における滞留時間Ｔ（ｈ）との間には、本実施形態に係る条件にて規定される以下の式（１０４）の関係が成立していることがわかった。

（５＋９×Ｂ） ≦ Ｔ ≦ １００ ・・・ 式（１０４）

このように、本実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、式（１０４）を満足するように焼鈍分離剤におけるＢ化合物含有量のＢ換算値および高温保持における温度、時間および雰囲気条件を制御することで、ヒステリシス損失劣化が抑制され、一次被膜と鋼板の密着性に優れる方向性電鋼板を製造することが可能であることが分かった。

さらに、母材鋼板のＢ、ＮおよびＴｉ成分の含有量を表６、７に示す。本実施形態の条件を満たす成分範囲は、Ｂ：０．０００５〜０．０２００％、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｔｉ：０．００１０〜０．００５０％であった。なお、母材鋼板のＣ量は０．００１９％であり、Ｓｉ量は３．２％であり、Ｍｎ量は０．０９％であり、残部はＦｅおよび不純物であり、焼鈍分離剤条件に依らず同じ値となった。
また、鋼中のＢＮ析出物の平均粒径を表６、７に示す。本実施形態の条件を満たす平均粒径の範囲は、０．８μｍ以上であった。

（実施例３）
まず、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０９％、Ｓ：０．０２６％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００９％、Ｂｉ：０．０２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊を作製した。該鋼塊を１３５０℃にて１時間焼鈍した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。

続いて、得られた冷延鋼板を湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、一次再結晶焼鈍を施した。次に、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤をスラリー塗布してから乾燥した後、バッチ式加熱炉を用いて、昇温速度１５℃／ｈかつ雰囲気中の窒素濃度５０ｖｏｌ％で１２００℃まで昇温した。１２００℃の温度にて、乾燥水素雰囲気（窒素濃度０ｖｏｌ％）に切り替えて２０時間保持して仕上焼鈍を施し、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した。ここで、焼鈍分離剤の含有物は、ＭｇＯ１００％に対して、Ｌａ_２Ｏ_３をＬａ換算で２．０％、残部は不可避的不純物と、表８に示す条件の化合物を含むものとした。焼鈍分離剤の撹拌条件は、上記化合物を加えた後、２０℃にて１００分とした。焼鈍分離剤の乾燥後の塗布量は、鋼板片面当たり８ｇ／ｍ^２とした。その後、鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施した。この平坦化焼鈍は、８５０℃にて４０秒間かけて実施した。

以上にて得られた方向性電磁鋼板の試料をせん断して歪取焼鈍した後、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの試料に対し、ＪＩＳ Ｃ２５５６：２０１５に記載された単板測定法に準拠して、各本発明例および比較例に係る方向性電磁鋼板（歪取焼鈍後の試料）の磁束密度Ｖ_Ｂ８値、ヒステリシス損失Ｗ_ｈおよび鉄損Ｗ_{１７／５０}を測定した。上記試料は、せん断前の方向性電磁鋼板の長手方向と、試料の長手方向とが一致するように歪取焼鈍後の方向性電磁鋼板から切り出した。ここで、Ｖ_Ｂ８値とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍで励起したときの鋼板の磁束密度である。Ｗ_ｈとは、方向性電磁鋼板を１．７Ｔまで励磁した時のヒステリシス損失である。Ｗ_{１７／５０}とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて１．７Ｔに励起したときの鉄損である。本発明例では、サンプル５枚から測定されたＶ_Ｂ８値、Ｗ_ｈおよびＷ_{１７／５０}からそれぞれの平均値を算出した。

さらに、上記試料を３０ｍｍ幅にせん断して、１０ｍｍφの曲げ試験を施した。ここでは、３枚の試験片を曲げ試験して、一次被膜が剥離した部分の面積をそれぞれ測定し、各試料について、全面積に対する剥離部分の面積の割合を被膜剥離面積率とし、３枚の試験片の被膜剥離面積率から平均値を求めた。

さらに、最終工程後の方向性電磁鋼板において、一次被膜の有無および絶縁被膜の有無の確認、ならびにＭｇ_２ＳｉＯ_４の含有量の測定を、実施例１と同様の方法で行った。

さらに、最終工程後の方向性電磁鋼板において、断面を鏡面研磨した後、電子線マイクロアナライザに付属の波長分散型Ｘ線分析を用いて鋼中のＢＮ析出物を同定した後、反射電子像観察によってＢＮ析出物の圧延方向長さを測定した。ここで測定した鋼中のＢＮ析出物の５個の圧延方向長さの平均値を、鋼中のＢＮ析出物の平均粒径とした。
また、絶縁被膜および一次被膜を除去した後、誘導結合プラズマ発光分光分析法を用いて母材鋼板の成分を分析した。Ｃの含有量は、炭素・硫黄分析装置を用いて測定した。Ｎの含有量は、酸素・窒素分析装置を用いて測定した。

ここで、方向性電磁鋼板のヒステリシス損失Ｗ_ｈが、（−Ｖ_Ｂ８×２．５＋５．３）Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ１０ｍｍφ曲げ試験の被膜剥離面積率が１０％以下である条件を良好であると判定した。また、方向性電磁鋼板のヒステリシス損失Ｗ_ｈが、（−Ｖ_Ｂ８×２．５＋５．３）Ｗ／ｋｇ以下、１０ｍｍφ曲げ試験の被膜剥離面積率が１０％以下であり、かつ磁束密度Ｖ_Ｂ８値が１．９００Ｔ以上である条件をさらに良好であると判定した。

以上の本発明例および比較例の製造条件を表８に示し、評価結果を表９に示す。表９では、評価結果が良好である場合を「〇」で示し、さらに良好である場合を「◎」で示し、不良である場合を「×」で示した。

本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、一次被膜を有しており、一次被膜中のＭｇ_２ＳｉＯ_４分析の結果、いずれもＭｇ濃度は３５質量％以上、Ｓｉ濃度は１３質量％であり、一次被膜は、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主成分として含むものであった。

表８および表９を参照すると、本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、判定が良好となることがわかった。

ここで、焼鈍分離剤におけるＣａ、ＳｒおよびＢａからなる群より選択される１種または２種以上のアルカリ土類金属元素を含む１種または２種以上のアルカリ土類金属化合物をアルカリ土類金属換算で０．３％以上５．８％以下に制御することで、ヒステリシス損失劣化が抑制され、一次被膜と鋼板の密着性に優れ、さらに磁束密度の良好な方向性電鋼板を製造することが可能であることが分かった。

さらに、母材鋼板のＢ、ＮおよびＴｉ成分を表９に示す。本実施形態の条件を満たす成分範囲は、Ｂ：０．０００５〜０．０２００％、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｔｉ：０．００１０〜０．００５０％であった。なお、母材鋼板のＣ量は０．００１５％であり、Ｓｉ量は３．２％であり、Ｍｎ量は０．０９％であり、残部はＦｅおよび不純物であり、焼鈍分離剤条件に依らず同じ値となった。
また、鋼中のＢＮ析出物の平均粒径を表９に示す。本実施形態の条件を満たす平均粒径の範囲は、０．８μｍ以上であった。

（実施例４）
まず、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００９％、Ｂｉ：０．０２％を含有し、残部が表１０に示す含有量のＳｉおよびＭｎと、Ｆｅおよび不純物からなる鋼塊を作製した。該鋼塊を１３５０℃にて１時間焼鈍した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。

続いて、得られた冷延鋼板を湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、一次再結晶焼鈍を施した。次に、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤をスラリー塗布してから乾燥した後、バッチ式加熱炉を用いて、昇温速度１５℃／ｈかつ雰囲気中の窒素濃度５０ｖｏｌ％で１２００℃まで昇温した。１２００℃の温度にて、乾燥水素雰囲気（窒素濃度０ｖｏｌ％）に切り替えて２０時間保持して仕上焼鈍を施し、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した。ここで、焼鈍分離剤の含有物は、ＭｇＯ１００％に対して、ＣａＳＯ_４・０．５Ｈ_２ＯをＣａ換算で１．１０％、Ｙ_２Ｏ_３をＹ換算で２．０％、残部は不可避的不純物と、表１０に示す条件の化合物を含むものとした。焼鈍分離剤の撹拌条件は、上記化合物を加えた後、１０℃にて２００分とした。焼鈍分離剤の乾燥後の塗布量は、鋼板片面当たり７ｇ／ｍ^２とした。その後、鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施した。この平坦化焼鈍は、８５０℃にて４０秒間かけて実施した。

以上にて得られた方向性電磁鋼板の試料をせん断して歪取焼鈍した後、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの試料に対し、ＪＩＳ Ｃ２５５６：２０１５に記載された単板測定法に準拠して、各本発明例および比較例に係る方向性電磁鋼板（歪取焼鈍後の試料）の磁束密度Ｖ_Ｂ８値、ヒステリシス損失Ｗ_ｈおよび鉄損Ｗ_{１７／５０}を測定した。上記試料は、せん断前の方向性電磁鋼板の長手方向と、試料の長手方向とが一致するように歪取焼鈍後の方向性電磁鋼板から切り出した。ここで、Ｖ_Ｂ８値とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍで励起したときの鋼板の磁束密度である。Ｗ_ｈとは、方向性電磁鋼板を１．７Ｔまで励磁した時のヒステリシス損失である。Ｗ_{１７／５０}とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて１．７Ｔに励起したときの鉄損である。本発明例では、サンプル５枚から測定されたＶ_Ｂ８値、Ｗ_ｈおよびＷ_{１７／５０}からそれぞれの平均値を算出した。

さらに、上記試料を３０ｍｍ幅にせん断して、１０ｍｍφの曲げ試験を施した。ここでは、３枚の試験片を曲げ試験して、一次被膜が剥離した部分の面積をそれぞれ測定し、各試料について、全面積に対する剥離部分の面積の割合を被膜剥離面積率とし、３枚の試験片の被膜剥離面積率から平均値を求めた。

さらに、最終工程後の方向性電磁鋼板において、一次被膜の有無および絶縁被膜の有無の確認、ならびにＭｇ_２ＳｉＯ_４の含有量の測定を、実施例１と同様の方法で行った。

さらに、最終工程後の方向性電磁鋼板において、断面を鏡面研磨した後、電子線マイクロアナライザに付属の波長分散型Ｘ線分析を用いて鋼中のＢＮ析出物を同定した後、反射電子像観察によって圧延方向長さを測定した。ここで測定した鋼中のＢＮ析出物の５個の圧延方向長さの平均値を、鋼中のＢＮ析出物の平均粒径とした。また、絶縁被膜および一次被膜を除去した後、母材鋼板の成分を分析した。Ｓｉ、Ｍｎ、ＢとＴｉの含有量は、誘導結合プラズマ発光分光分析法で分析した。Ｃの含有量は、炭素・硫黄分析装置を用いて測定した。Ｎの含有量は、酸素・窒素分析装置を用いて測定した。

ここで、方向性電磁鋼板のヒステリシス損失Ｗ_ｈが、（−Ｖ_Ｂ８×２．５＋５．３）Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ１０ｍｍφ曲げ試験の被膜剥離面積率が１０％以下である条件を良好であると判定した。

以上の本発明例および比較例の製造条件を表１０に示し、評価結果を表１１に示す。表１１では、評価結果が良好である場合を「〇」で示し、不良である場合を「×」で示した。

本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、一次被膜を有しており、一次被膜中のＭｇ_２ＳｉＯ_４分析の結果、いずれもＭｇ濃度は３５質量％以上、Ｓｉ濃度は１３質量％であり、一次被膜は、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主成分として含むものであった。

表１０および表１１を参照すると、本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、判定が良好となることがわかった。

ここで、母材鋼板のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂ、ＮおよびＴｉ成分の含有量を表１１に示す。本実施形態の条件を満たす成分範囲は、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｂ：０．０００５〜０．０２００％、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｔｉ：０．００１０〜０．００５０％であった。なお、残部はＦｅおよび不純物であった。
また、鋼中のＢＮ析出物の平均粒径を表１１に示す。本実施形態の条件を満たす平均粒径の範囲は、０．８μｍ以上であった。

（実施例５）
まず、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００９％、Ｂｉ：０．０３％を含有し、残部が表１２に示す含有量の成分と、Ｆｅおよび不純物からなる鋼塊を作製した。該鋼塊を１３５０℃にて１時間焼鈍した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。

続いて、得られた冷延鋼板を湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、一次再結晶焼鈍を施した。次に、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤をスラリー塗布してから乾燥した後、バッチ式加熱炉を用いて、昇温速度１５℃／ｈかつ雰囲気中の窒素濃度７５ｖｏｌ％で１２００℃まで昇温した。１２００℃の温度にて、乾燥水素雰囲気（窒素濃度０ｖｏｌ％）に切り替えて２０時間保持して仕上焼鈍を施し、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した。ここで、焼鈍分離剤の含有物は、ＭｇＯ１００％に対して、ＣａＳＯ_４・０．５Ｈ_２ＯをＣａ換算で１．１０％、Ｃｅ（ＯＨ）_４をＣｅ換算で２．０％、残部は不可避的不純物と、表１２に示す条件の化合物とした。焼鈍分離剤の撹拌条件は、表１２に示す条件の化合物を加えた後、２０℃にて１００分とした。焼鈍分離剤の乾燥後の塗布量は、鋼板片面当たり７ｇ／ｍ^２とした。その後、鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施した。この平坦化焼鈍は、８５０℃にて４０秒間かけて実施した。

以上にて得られた方向性電磁鋼板の試料をせん断して歪取焼鈍した後、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの試料に対し、ＪＩＳ Ｃ２５５６：２０１５に記載された単板測定法に準拠して、各本発明例および比較例に係る方向性電磁鋼板（歪取焼鈍後の試料）の磁束密度Ｖ_Ｂ８値、ヒステリシス損失Ｗ_ｈおよび鉄損Ｗ_{１７／５０}を測定した。上記試料は、せん断前の方向性電磁鋼板の長手方向と、試料の長手方向とが一致するように歪取焼鈍後の方向性電磁鋼板から切り出した。ここで、Ｖ_Ｂ８値とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍで励起したときの鋼板の磁束密度である。Ｗ_ｈとは、方向性電磁鋼板を１．７Ｔまで励磁した時のヒステリシス損失である。Ｗ_{１７／５０}とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて１．７Ｔに励起したときの鉄損である。本発明例では、サンプル５枚から測定されたＶ_Ｂ８値、Ｗ_ｈおよびＷ_{１７／５０}からそれぞれの平均値を算出した。

さらに、上記試料を３０ｍｍ幅にせん断して、１０ｍｍφの曲げ試験を施した。ここでは、３枚の試験片を曲げ試験して、一次被膜が剥離した部分の面積をそれぞれ測定し、各試料について、全面積に対する剥離部分の面積の割合を被膜剥離面積率とし、３枚の試験片の被膜剥離面積率から平均値を求めた。

さらに、最終工程後の方向性電磁鋼板において、一次被膜の有無および絶縁被膜の有無の確認、ならびにＭｇ_２ＳｉＯ_４の含有量の測定を、実施例１と同様の方法で行った。

さらに、最終工程後の方向性電磁鋼板において、断面を鏡面研磨した後、電子線マイクロアナライザに付属の波長分散型Ｘ線分析を用いて鋼中のＢＮ析出物を同定した後、反射電子像観察によって圧延方向長さを測定した。ここで測定した鋼中のＢＮ析出物の５個の圧延方向長さの平均値を、鋼中のＢＮ析出物の平均粒径とした。
また、絶縁被膜および一次被膜を除去した後、誘導結合プラズマ発光分光分析法を用いて母材鋼板の成分を分析した。Ｃの含有量は、炭素・硫黄分析装置を用いて測定した。Ｎの含有量は、酸素・窒素分析装置を用いて測定した。

ここで、方向性電磁鋼板のヒステリシス損失Ｗ_ｈが、（−Ｖ_Ｂ８×２．５＋５．３）Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ１０ｍｍφ曲げ試験の被膜剥離面積率が１０％以下である条件を良好であると判定した。また、方向性電磁鋼板のヒステリシス損失Ｗ_ｈが、（−Ｖ_Ｂ８×２．５＋５．３）Ｗ／ｋｇ以下、１０ｍｍφ曲げ試験の被膜剥離面積率が１０％以下であり、かつ磁束密度Ｖ_Ｂ８値が１．９３０Ｔ以上である条件をさらに良好であると判定した。

以上の本発明例および比較例の母材鋼板成分を表１３に示し、評価結果を表１４に示す。表１４では、評価結果が良好である場合を「〇」で示し、さらに良好である場合を「◎」で示し、不良である場合を「×」で示した。

本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、一次被膜を有しており、一次被膜中のＭｇ_２ＳｉＯ_４分析の結果、いずれもＭｇ濃度は３５質量％以上、Ｓｉ濃度は１３質量％であり、一次被膜は、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主成分として含むものであった。

表１２〜１４を参照すると、本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、判定がさらに良好となることがわかった。

また、表１３に示すように、本実施形態の条件を満たす成分範囲は、Ｃ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０２００％、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｔｉ：０．００１０〜０．００５０％であり、かつ、Ｃｕ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｓｎ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．３０％以下、または、Ｓｂ：０．０１％以上０．３０％以下のいずれか１種または２種以上を含有する範囲であった。なお、母材鋼板のＳｉ量は３．２％であり、Ｍｎ量は０．０８％であり、焼鈍分離剤条件に依らず同じ値となった。
鋼中のＢＮ析出物の平均粒径を表１４に示す。本実施形態の条件を満たす平均粒径の範囲は、０．８μｍ以上であった。

（実施例６）
まず、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００８％、Ｂｉ：０．０２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊を作製した。該鋼塊を１３５０℃にて１時間焼鈍した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１０５０℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に一次冷間圧延を施すことで、板厚１．８ｍｍの一次冷間圧延板を得た。得られた一次冷間圧延板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に二次冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。

続いて、得られた冷延鋼板を湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、一次再結晶焼鈍を施した。次に、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤をスラリー塗布してから乾燥した後、バッチ式加熱炉を用いて、昇温速度１５℃／ｈかつ雰囲気中の窒素濃度５０ｖｏｌ％で１２００℃まで昇温した。１２００℃の温度にて、乾燥水素雰囲気（窒素濃度０ｖｏｌ％）に切り替えて２０時間保持して仕上焼鈍を施し、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した。ここで、焼鈍分離剤の含有物は、ＭｇＯ１００％に対して、ＣａＳＯ_４・０．５Ｈ_２ＯをＣａ換算で０．５５％、ＣｅＯ_２をＣｅ換算で５．０％、残部は不可避的不純物と、表１５に示す条件の化合物を含むものとした。焼鈍分離剤の撹拌条件は、上記化合物を加えた後、１０℃にて２０分とした。焼鈍分離剤の乾燥後の塗布量は、鋼板片面当たり８ｇ／ｍ^２とした。その後、鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を施した。この平坦化焼鈍は、８５０℃にて４０秒間かけて実施した。

以上にて得られた方向性電磁鋼板の試料をせん断して歪取焼鈍した後、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの試料に対し、ＪＩＳ Ｃ２５５６：２０１５に記載された単板測定法に準拠して、各本発明例および比較例に係る方向性電磁鋼板（歪取焼鈍後の試料）の磁束密度Ｖ_Ｂ８値、ヒステリシス損失Ｗ_ｈおよび鉄損Ｗ_{１７／５０}を測定した。上記試料は、せん断前の方向性電磁鋼板の長手方向と、試料の長手方向とが一致するように歪取焼鈍後の方向性電磁鋼板から切り出した。ここで、Ｖ_Ｂ８値とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍで励起したときの鋼板の磁束密度である。Ｗ_ｈとは、方向性電磁鋼板を１．７Ｔまで励磁した時のヒステリシス損失である。Ｗ_{１７／５０}とは、方向性電磁鋼板を５０Ｈｚにて１．７Ｔに励起したときの鉄損である。本発明例では、サンプル５枚から測定されたＶ_Ｂ８値、Ｗ_ｈおよびＷ_{１７／５０}からそれぞれの平均値を算出した。

さらに、上記試料を３０ｍｍ幅にせん断して、１０ｍｍφの曲げ試験を施した。ここでは、３枚の試験片を曲げ試験して、一次被膜が剥離した部分の面積をそれぞれ測定し、各試料について、全面積に対する剥離部分の面積の割合を被膜剥離面積率とし、３枚の試験片の被膜剥離面積率から平均値を求めた。

さらに、最終工程後の方向性電磁鋼板において、一次被膜の有無および絶縁被膜の有無の確認、ならびにＭｇ_２ＳｉＯ_４の含有量の測定を、実施例１と同様の方法で行った。

さらに、最終工程後の方向性電磁鋼板において、絶縁被膜および一次被膜を除去した後、誘導結合プラズマ発光分光分析法を用いて母材鋼板の成分を分析した。Ｃの含有量は、炭素・硫黄分析装置を用いて測定した。Ｎの含有量は、酸素・窒素分析装置を用いて測定した。

ここで、方向性電磁鋼板のヒステリシス損失Ｗ_ｈが、（−Ｖ_Ｂ８×２．５＋５．３）Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ１０ｍｍφ曲げ試験の被膜剥離面積率が１０％以下である条件を良好であると判定した。

以上の本発明例および比較例の製造条件、および測定結果を表１５に示す。表１５では、評価結果が良好である場合を「〇」で示し、不良である場合を「×」で示した。

本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、一次被膜を有しており、一次被膜中のＭｇ_２ＳｉＯ_４分析の結果、いずれもＭｇ濃度は３５質量％以上、Ｓｉ濃度は１３質量％であり、一次被膜は、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主成分として含むものであった。

表１５を参照すると、その製造時において、冷間圧延を二回行って製造された本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、判定が良好となることがわかった。

さらに、母材鋼板のＢ、ＮおよびＴｉ成分を表１５に示す。本実施形態の条件を満たす成分範囲は、Ｂ：０．０００５〜０．０２００％、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｔｉ：０．００１０〜０．００５０％であった。なお、母材鋼板のＣ量は０．００１８％であり、Ｓｉ量は３．２％であり、Ｍｎ量は０．０８％であり、残部はＦｅおよび不純物であり、焼鈍分離剤条件に依らず同じ値となった。

（実施例７）
まず、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００９％、Ｂｉ：０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊を作製した。該鋼塊を１３５０℃にて１時間焼鈍した後、熱間圧延を施すことで、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を最高温度１１００℃にて１４０秒間焼鈍し、酸洗を施した後に一次冷間圧延を施すことで、板厚０．２３ｍｍの冷延鋼板を得た。

続いて、得られた冷延鋼板を湿水素雰囲気かつ８５０℃で１８０秒の間、一次再結晶焼鈍を施した。次に、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、バッチ式加熱炉を用いて、昇温速度１５℃／ｈかつ雰囲気中の窒素濃度５０ｖｏｌ％で１２００℃まで昇温した。１２００℃の温度にて、乾燥水素雰囲気（窒素濃度０ｖｏｌ％）に切り替えて２０時間保持して仕上焼鈍を施し、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した。ここで、焼鈍分離剤の含有物は、ＭｇＯ１００％に対して、Ｔｉ_２Ｏ_３をＴｉ換算で３．３％、ＣｅＯ_２をＣｅ換算で５．０％、Ｎａ_２Ｂ_４Ｏ_７・１０Ｈ_２ＯをＢ換算で０．６８％、ＳｒＳＯ_４をＳｒ換算で０．９５％、残部は不可避的不純物を含むものとした。焼鈍分離剤の撹拌条件は、表１６に示す条件とした。その後、鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を塗布した後、絶縁被膜の焼付および鋼板の平坦化を目的とする平坦化焼鈍を８５０℃にて４０秒間かけて施した。

以上にて得られた方向性電磁鋼板の試料をせん断して歪取焼鈍した後、サンプルサイズが６０ｍｍ×３００ｍｍの試料に対し、ＪＩＳ Ｃ２５５６：２０１５に記載された単板測定法に準拠して、各本発明例および比較例に係る方向性電磁鋼板（歪取焼鈍後の試料）の磁束密度Ｖ_Ｂ８値を測定した。上記試料は、せん断前の方向性電磁鋼板の長手方向と、試料の長手方向とが一致するように歪取焼鈍後の方向性電磁鋼板から切り出した。本実施例では、実施例１と同様に、サンプル５枚の平均値をＶ_Ｂ８値とした。

さらに、上記試料を３０ｍｍ幅にせん断して、１０ｍｍφの曲げ試験を施した。ここでは、３枚の試験片を曲げ試験して、被膜剥離面積率の平均値を求めた。被膜剥離面積率は、実施例１と同様の方法で算出した。

最終工程後の方向性電磁鋼板における、一次被膜の有無の確認および一次被膜の成分分析は、実施例１と同様の方法で行った。

ここで、方向性電磁鋼板の磁束密度Ｖ_Ｂ８値が１．９２０Ｔ以上であり、かつ１０ｍｍφ曲げ試験の被膜剥離面積率が１０％以下である条件を良好であると判定した。また、方向性電磁鋼板の磁束密度Ｖ_Ｂ８値が１．９２０Ｔ以上、または１０ｍｍφ曲げ試験の被膜剥離面積率が１０％以下のすくなくともいずれかを満たさない条件を不良であると判定した。

以上の本発明例および比較例の焼鈍分離剤の撹拌条件、および評価結果を表１６に示す。表１６では、評価結果が良好である場合を「〇」で示し、不良である場合を「×」で示した。

本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、一次被膜を有しており、一次被膜中のＭｇ_２ＳｉＯ_４分析の結果、いずれもＭｇ濃度は３５質量％以上、Ｓｉ濃度は１３質量％であり、一次被膜は、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主成分として含むものであった。

表１６を参照すると、その製造時において、焼鈍分離剤の水スラリー作製における撹拌を、０℃以上３０℃以下の温度で、５分以上３００分以下の時間として製造された本実施形態の条件を満たす方向性電磁鋼板は、判定が良好となることがわかった。

以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (9)

1. 質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、
   Ｓｉ：２．５〜４．５％、
   Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、
   Ｂ：０．０００５〜０．０２００％、
   Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、
   Ｔｉ：０．００１０〜０．００５０％、および、
   を含有し、残部がＦｅおよび不純物を含有する母材鋼板と、
   前記母材鋼板の表面上に形成されており、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４を主成分として含有する、一次被膜と、
   前記一次被膜の表面上に形成された絶縁被膜と、
   を備え、
   前記一次被膜および前記絶縁被膜が形成された前記母材鋼板を１．７Ｔまで励磁した時のヒステリシス損失Ｗ_ｈ（Ｗ／ｋｇ）が、以下の式（１）を満たすことを特徴とする、方向性電磁鋼板。
   Ｗ_ｈ≦（−Ｖ_Ｂ８×２．５＋５．３） ・・・ 式（１）
   ここで、Ｖ_Ｂ８は前記一次被膜と前記絶縁被膜が形成された前記母材鋼板に５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍの磁場を付与したときの磁束密度である。
2. 前記方向性電磁鋼板において、前記母材鋼板は、鋼中にＢＮ析出物を含有し、ＢＮ析出物の平均粒径が０．８μｍ以上であることを特徴とする、請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
3. 前記母材鋼板は、質量％で、
   Ｃｕ：０．０１％以上０．３０％以下、
   Ｓｎ：０．０１％以上０．３０％以下、
   Ｎｉ：０．０１％以上０．３０％以下、
   Ｃｒ：０．０１％以上０．３０％以下、および、
   Ｓｂ：０．０１％以上０．３０％以下からなる群より選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板。
4. ＭｇＯを含有し、当該ＭｇＯの含有量に対して、質量％で、
   Ｔｉ化合物を、含有されるＴｉ換算で０．３％以上１０．０％以下、
   Ｂ化合物を、含有されるＢ換算で０．０３％以上１．６０％以下、
   希土類金属の化合物を、含有される希土類金属換算で０．１％以上１０．０％以下含有し、
   前記Ｔｉ化合物のＴｉ換算の含有量をＡ（質量％）、前記Ｂ化合物のＢ換算の含有量をＢ（質量％）としたときに、以下の式（２）
   ０．３３≦（Ａ＋Ｂ）≦１０．３０ ・・・ 式（２）
   を満たす焼鈍分離剤。
5. Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群より選択される１種または２種以上のアルカリ土類金属元素を含む１種または２種以上のアルカリ土類金属化合物、をさらに含有し、
   前記アルカリ土類金属化合物の含有量は、前記ＭｇＯの含有量に対して、当該アルカリ土類金属換算で０．３質量％以上５．８質量％以下であることを特徴とする、請求項４に記載の焼鈍分離剤。
6. 質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１０％以下、
   Ｓｉ：２．５％以上４．５％以下、
   Ｍｎ：０．０１％以上０．１５％以下、
   ＳおよびＳｅのうち１種または２種：合計で０．００１％以上０．０５０％以下、
   酸可溶性Ａｌ：０．０１％以上０．０５％以下、および、
   Ｎ：０．００２％以上０．０１５％以下、
   を含有し、残部がＦｅおよび不純物を含有するスラブを、１２８０℃以上に加熱して、熱間圧延を施すことで、熱延鋼板とする工程と、
   前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施した後、一回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施すことで、冷延鋼板とする工程と、
   前記冷延鋼板に一次再結晶焼鈍を施す工程と、
   一次再結晶焼鈍後の前記冷延鋼板の表面にＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施す工程と、
   仕上焼鈍後の鋼板に絶縁被膜を塗布した後、平坦化焼鈍を施す工程と、を含み、
   前記焼鈍分離剤は、ＭｇＯを含有し、当該ＭｇＯの含有量に対して、質量％で、
   Ｔｉ化合物を、含有されるＴｉ換算で０．３％以上１０．０％以下、
   Ｂ化合物を、含有されるＢ換算で０．０３％以上１．６０％以下、および、
   希土類金属の化合物を、含有される希土類金属換算で０．１％以上１０．０％以下含有し、
   前記Ｔｉ化合物のＴｉ換算の含有量をＡ（質量％）とし、前記Ｂ化合物のＢ換算の含有量をＢ（質量％）としたときに、以下の式（２）
   ０．３３≦（Ａ＋Ｂ）≦１０．３０ ・・・ 式（２）
   を満たし、
   前記焼鈍分離剤の水スラリー作製における撹拌を、０℃以上３０℃以下の温度で、５分以上３００分以下の時間実施し、
   前記仕上焼鈍における１１００℃以上かつ雰囲気中の窒素濃度が１０ｖｏｌ％以下における滞留時間Ｔ（ｈ）が以下の式（３）
   （５＋９×Ｂ）≦Ｔ≦１００ ・・・ 式（３）
   を満たすことを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
7. 前記焼鈍分離剤は、Ｃａ、ＳｒおよびＢａからなる群より選択される１種または２種以上のアルカリ土類金属元素を含む１種または２種以上のアルカリ土類金属化合物、をさらに含有し、
   前記アルカリ土類金属化合物の含有量は、前記ＭｇＯの含有量に対して、当該アルカリ土類金属換算で０．３質量％以上５．８質量％以下であることを特徴とする、請求項６に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
8. 前記スラブは、Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５００％以下をさらに含有することを特徴とする、請求項６または７に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
9. 前記スラブは、質量％で、Ｃｕ：０．０１％以上０．３０％以下、
   Ｓｎ：０．０１％以上０．３０％以下、
   Ｎｉ：０．０１％以上０．３０％以下、
   Ｃｒ：０．０１％以上０．３０％以下、および、
   Ｓｂ：０．０１％以上０．３０％以下からなる群より選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、請求項６〜８のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

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