KR20200120736A - 방향성 전자 강판 및 방향성 전자 강판의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

이 방향성 전자 강판은, 질량％로, C: 0.010％ 이하, Si: 2.50 내지 4.00％, Mn: 0.050 내지 1.000％, S+Se: 합계로 0.005％ 이하, Sol.Al: 0.005％ 이하, N: 0.005％ 이하, Bi+Te+Pb: 합계로 0 내지 0.0300％, Sb: 0 내지 0.50％, Sn: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 0.50％, Cu: 0 내지 1.0％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 모재 강판과, 상기 모재 강판의 표면 상에 마련된 장력 부여성 절연 피막을 구비하고, 상기 모재 강판의 상기 표면에 있어서, 압연 방향에 대해 직각의 방향인 압연 90°방향에 따른 산술 평균 조도(Ra)가 0.60㎛ 이하이고, 상기 압연 90°방향을 따라 상기 모재 강판의 단면을 관찰했을 때, 상기 모재 강판의 상기 표면에 깊이 0.1㎛ 이상 2.0㎛ 이하인 오목부가, 1.0개/100㎛ 이상, 6.0개/100㎛ 이하 존재한다.

Description

방향성 전자 강판 및 방향성 전자 강판의 제조 방법

본 발명은 방향성 전자 강판 및 방향성 전자 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2018년 03월 22일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2018-054675호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

방향성 전자 강판은, 규소(Si)를 0.5 내지 7질량％ 정도 함유하고, 2차 재결정이라고 불리는 현상을 활용하여 결정 방위를 {110}<001> 방위(Goss 방위)에 집적시킨 강판이며, 연자성 재료로서 주로 트랜스 등의 철심에 사용되고 있다.　방향성 전자 강판의 특성은, 트랜스의 성능에 큰 영향을 미치므로, 방향성 전자 강판에 대해서는 양호한 여자 특성 및 낮은 철손 특성을 달성하기 위해 예의 검토가 진행되어 왔다.

방향성 전자 강판의 일반적인 제조 방법은, 이하와 같다.

먼저, 소정의 화학 조성을 갖는 강편을 가열하여 열간 압연을 행하고, 열연 강판을 제조한다.　얻어진 열연 강판에 대해, 필요에 따라 열연판 어닐링을 실시한 후, 열연 강판을 산세한다.　산세 후의 열연 강판에 냉간 압연을 행하고, 냉연 강판을 제조한다.　얻어진 냉연 강판에 대해 탈탄 어닐링을 행하고, 1차 재결정을 발현시킨다.

그 후, 탈탄 어닐링 후의 냉연 강판의 표면에 대해, MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 함유하는 수성 슬러리를 도포하고, 건조시킨다.　그 후, 강판을 코일에 권취하고, 마무리 어닐링을 행하고, 2차 재결정을 발현시킨다.　마무리 어닐링 시에 있어서는, 강판 중에 있어서의 2차 재결정의 발현과 동시에, 어닐링 분리제 중의 MgO와, 탈탄 어닐링 시에 냉연 강판의 표면에 형성된 내부 산화층 중의 SiO₂가 반응하고, 포르스테라이트(Mg₂SiO₄)를 주성분으로 하는 1차 피막(「글라스 피막」이라고도 칭해짐)이 강판 표면에 형성된다.

마무리 어닐링 후(글라스 피막을 형성한 후), 더 상층에, 예를 들어 콜로이달 실리카 및 인산염을 주성분으로 하는 용액을 도포하여 베이킹함으로써, 장력 부여성 절연 피막(「2차 피막」이라고도 칭해짐)이 형성된다.

이러한 글라스 피막은, 절연 피막으로서 기능하는 외에, 글라스 피막의 더 상층에 형성되는 장력 부여성 절연 피막의 밀착성을 향상시킨다는 기능을 가지고 있고, 글라스 피막 및 장력 부여성 절연 피막의 양쪽에 의한 장력에 의해, 철손이 저감된다.　그러나, 글라스 피막은 비자성상이며, 자기 특성의 관점에서는 바람직하지 않다.　또한, 강판과 글라스 피막과의 계면은, 글라스 피막의 루트가 뒤얽힌 끼워 넣기 구조를 가지고 있어, 자벽 이동의 저해를 통하여 철손의 증가를 야기하는 경우도 있다.　이러한 끼워 넣기 구조를 감한 경우, 글라스 피막과 강판과의 밀착성이 열화되고, 결과적으로, 장력 부여성 절연 피막의 밀착성에도 저하되게 된다.　따라서, 글라스 피막을 제거하거나 글라스 피막의 형성을 억제하거나 함으로써 강판 표면을 평활화한 경우, 우수한 자기 특성이 얻어지기는 하지만, 장력 부여성 절연 피막의 밀착성은 더 저하되게 된다.

이러한 글라스 피막을 갖고 있지 않은 방향성 전자 강판에 있어서, 장력 부여성 절연 피막의 밀착성을 향상시키는 수단으로서, 예를 들어 특허문헌 1에는, 장력 부여성 절연 피막을 실시하기 전에, 강판을, 황산 혹은 황산염을 황산 농도로 서 2 내지 30％ 함유하는 수용액에 침지하여 세정하는 기술이 개시되어 있다.　또한, 특허문헌 2에는, 장력 부여성 절연 피막을 실시할 때, 산화성 산을 사용하여 강판 표면을 전처리한 후, 장력 부여성 절연 피막을 형성하는 기술이 개시되어 있다.　또한, 특허문헌 3에는, 실리카 주체의 외부 산화형 산화막을 가지며, 또한, 외부 산화형 산화막 중에, 단면 면적률로 30％ 이하의 금속 철을 함유시킨 방향성 규소 강판이 개시되어 있다.　또한, 특허문헌 4에는, 방향성 전자 강판의 지철 표면에 직접 실시된 깊이 0.05㎛ 이상 2㎛ 이하인 미세 줄무늬형 홈을, 0.05㎛ 이상 2㎛ 이하인 간격에서 갖는 방향성 전자 강판이 개시되어 있다.

글라스 피막을 갖고 있지 않은 방향성 전자 강판의 표면에 형성된 장력 부여성 절연 피막은, 밀착성이 떨어지는 경우에는, 방치하는 동안에 박리되어 버리는 경우가 있다.　방향성 전자 강판을 공업적으로 안정 제조한다고 하는 관점에서, 장력 부여성 절연 피막의 밀착성 향상은, 매우 중요하다.　이 점에 관해, 상기 특허문헌 1 내지 특허문헌 4에 개시되어 있는 기술은, 모두 장력 부여성 절연 피막의 밀착성 향상을 의도하고 있기는 하지만, 특허문헌 1 내지 특허문헌 4에 개시되어 있는 기술에 의해 안정된 철손 저감 효과가 얻어질 것인지 여부는 반드시 명확하지는 않고, 아직 검토의 여지가 있었다.

일본 특허 공개 평5-311453호 공보 일본 특허 공개 2002-249880호 공보 일본 특허 공개 2003-313644호 공보 일본 특허 공개 2001-303215호 공보

본 발명은 상기 문제를 감안하여 이루어진 것이다.　본 발명의 목적은, 글라스 피막을 갖지 않는 방향성 전자 강판에 있어서, 장력 부여성 절연 피막의 우수한 밀착성을 갖고, 자기 특성이 우수한 방향성 전자 강판과, 이러한 방향성 전자 강판을 공업적으로 안정 제조하는 것이 가능한 방향성 전자 강판의 제조 방법을 제공하는 데에 있다.

글라스 피막을 갖지 않는 방향성 전자 강판을 얻기 위한 방법으로서, 생성된 글라스 피막을 화학 연마 또는 전해 연마에 의해 제거하는 방법 등이 알려져 있다.　그러나, 생산성의 관점에서 생각하면, 생성된 글라스 피막을 제거하는 것 보다도, 마무리 어닐링 시의 글라스 피막의 생성을 억제함으로써 글라스 피막을 갖고 있지 않은 방향성 전자 강판을 얻는 것이 바람직하다.

종래, 방향성 전자 강판의 자기 특성은 변형에 크게 영향받고, 기계적 요철의 형성은 변형 기인에 의한 자기 특성의 열화를 초래한다고 생각되고 있었다.　그 때문에, 글라스 피막의 생성을 억제하는 경우에는, 강판의 표면 상태는 평활면으로 되어 있었다.　그러나, 본 발명자들은, 종래와 같이 글라스 피막을 갖지 않는 방향성 전자 강판에 있어서 표면 상태를 평활면으로서 보유 지지하기보다도, 굳이 강판 표면에 대해 적당한 기계적 요철을 부여하는 것에 착상하였다.　또한, 기계적 요철에 의해, 장력 부여성 피막의 밀착성이 향상되고, 또한, 장력 부여성 절연 피막에 의해 부여되는 장력이 높아짐으로써, 자기 특성이 향상되는 것이라고 추정하고, 이와 같은 지견의 가능성을 검토하였다.

근년, 입자와 액체를 혼합한 슬러리를, 압축 공기를 사용하여 분사함으로써 표면을 가공하는 웨트 블라스트법이 주목받고 있다.　이러한 기술은, 건식의 쇼트 블라스트법과 비교하여 미세한 연마재를 사용할 수 있고, 예를 들어 유리나 렌즈의 표면 성상의 제어에 적용되어 있다.

본 발명자들은, 평활면으로의 기계적 요철 부여의 방법으로서 웨트 블라스트법에 착안하여, 글라스 피막을 갖고 있지 않은 방향성 전자 강판에 대한 적용을 예의 검토하였다.

상술한 대로 종래, 방향성 전자 강판의 자기 특성은 변형에 크게 영향받고, 기계적 요철의 형성은 변형 기인에 의한 자기 특성의 열화를 초래한다고 생각되고 있었다.　그러나, 본 발명자들의 검토의 결과, 웨트 블라스트에 의해 장력 부여성 절연 피막의 밀착성이 현저하게 향상될 뿐만 아니라, 방향성 전자 강판의 자기 특성이 한층 향상된다고 하는 지견을 얻었다.　이 이유는 명확하지 않지만, 웨트 블라스트법에 의해 적절한 사이즈, 개수 밀도로 면내에 균일하게 형성된 기계적 요철이면, 형성되어도 변형 기인에 의한 자기 특성의 열화가 작고, 오히려 앵커 효과가 발현되어, 밀착성뿐만 아니라 피막 장력이 향상된 결과, 자기 특성 향상으로 연결되었다고 추정하고 있다.

이러한 기계적 요철을 갖는 것을 전제로 한 글라스 피막을 갖고 있지 않은 방향성 전자 강판에 있어서는, 장력 부여성 절연 피막 형성 후 및 자구 세분화 처리 후의 자기 특성에 미치는 모재의 방위 집적도의 영향이 예상보다 큰 것도 밝혀졌다.　그 때문에, 탈탄 어닐링 시의 승온 속도의 제어 및 강편에의 억제제 강화 원소의 함유가, 가일층 자기 특성의 향상에 유효하다는 지견을 얻어, 본 발명을 완성시켰다.

상기 지견에 기초하여 완성된 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

[1] 본 발명의 일 양태에 관한 방향성 전자 강판은, 질량％로, C: 0.010％ 이하, Si: 2.50 내지 4.00％, Mn: 0.050 내지 1.000％, S+Se: 합계로 0.005％ 이하, Sol.Al: 0.005％ 이하, N: 0.005％ 이하, Bi+Te+Pb: 합계로 0 내지 0.0300％, Sb: 0 내지 0.50％, Sn: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 0.50％, Cu: 0 내지 1.0％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 모재 강판과, 상기 모재 강판의 표면 상에 마련된 장력 부여성 절연 피막을 구비하고, 상기 모재 강판의 상기 표면에 있어서, 압연 방향에 대해 직각의 방향인 압연 90°방향에 따른 산술 평균 조도(Ra)가 0.60㎛ 이하이고, 상기 압연 90°방향을 따라 상기 모재 강판의 단면을 관찰했을 때, 상기 모재 강판의 상기 표면에 깊이 0.1㎛ 이상 2.0㎛ 이하인 오목부가, 1.0개/100㎛ 이상, 6.0개/100㎛ 이하 존재한다.

[2] 상기 [1]에 기재된 방향성 전자 강판은, 상기 모재 강판이, 상기 화학 조성으로서, Bi+Te+Pb: 합계로 0.0005 내지 0.0300％를 함유해도 된다.

[3] 본 발명의 다른 양태에 따른 방향성 전자 강판의 제조 방법은, 질량％로, C: 0.020 내지 0.100％, Si: 2.50 내지 4.00％, Mn: 0.050 내지 1.000％, S+Se: 합계로 0.005 내지 0.080％, Sol.Al: 0.010 내지 0.070％, N: 0.005 내지 0.020％, Bi+Te+Pb: 합계로 0 내지 0.0300％, Sb: 0 내지 0.50％, Sn: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 0.50％, Cu: 0 내지 1.0％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 강편을 가열한 후에 열간 압연하고, 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정과, 임의로, 상기 열연 강판을 어닐링하고, 열연 어닐링 강판을 얻는 열연판 어닐링 공정과, 상기 열연 강판 또는 상기 열연 어닐링 강판에 대해, 1회의 냉간 압연, 또는 중간 어닐링을 사이에 두는 복수의 냉간 압연을 실시하고, 냉연 강판을 얻는 냉간 압연 공정과, 상기 냉연 강판에 대해 탈탄 어닐링을 실시하고, 탈탄 어닐링 강판을 얻는 탈탄 어닐링 공정과, 상기 탈탄 어닐링 강판에 대해 어닐링 분리제를 도포한 후에, 마무리 어닐링을 실시하는 마무리 어닐링 공정과, 상기 마무리 어닐링 공정 후의 강판 표면의 판 폭 방향 전체에 대해, 하기 식 (i)를 만족시키는 조건에서 웨트 블라스트에 의해 표면 가공을 실시하는 표면 가공 공정과, 상기 표면 가공 공정 후의 상기 강판 표면에 장력 부여성 절연 피막을 형성하는 절연 피막 형성 공정을 포함하고, 상기 어닐링 분리제는, MgO와 Al₂O₃을 주성분으로 하여, 상기 MgO와 상기 Al₂O₃과의 질량비인 MgO:Al₂O₃이 3:7 내지 7:3의 범위 내이며, 또한, 비스무트 염화물을 0.5 내지 15질량％ 함유한다.

0.15≤(S×c×ρ)/(6×v×W)≤3.00 : 식 (i)

여기서, 상기 식 (i)에 있어서,

S: 상기 웨트 블라스트에 사용되는 슬러리의 유량(L/분)

c: 상기 웨트 블라스트에 사용되는 연마제의 농도(체적％)

ρ: 상기 웨트 블라스트에 사용되는 상기 연마제의 밀도(kg/㎥)

v: 상기 슬러리가 토출되는 노즐과 강판과의 상대 속도(㎜/초)

W: 상기 슬러리가 토출되는 상기 노즐의 폭(㎜)

이다.

[4] 상기 [3]의 방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상기 탈탄 어닐링 공정에서는, 500℃ 이상 600℃ 미만의 온도 영역에 있어서의 승온 속도 S1과, 600℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서의 승온 속도 S2가, 이하의 식 (ⅱ) 내지 식 (ⅳ)을 각각 만족시켜도 된다.

300≤S1≤1000 : 식 (ⅱ)

1000≤S2≤3000 : 식 (ⅲ)

1.0<S2/S1≤10.0 : 식 (ⅳ)

[5] 상기 [3] 또는 [4]의 방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상기 강편이, 상기 화학 조성으로서, Bi+Te+Pb: 합계로 0.0005 내지 0.0300％를 함유해도 된다.

이상 설명한 바와 같이 본 발명의 상기 양태에 의하면, 글라스 피막을 갖고 있지 않고, 장력 부여성 절연 피막의 우수한 밀착성을 가지며, 또한, 자기 특성이 우수한 방향성 전자 강판을 공업적으로 안정 제조하는 것이 가능하게 된다.

도 1a는 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 구조를 모식적으로 도시한 도면이다.
도 1b는 동 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 구조를 모식적으로 도시한 도면이다.
도 2는 동 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판을 모식적으로 도시한 도면이다.
도 3은 동 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 모재 강판의 표면에 대해 모식적으로 도시한 도면이다.
도 4는 동 실시 형태에 관한 모재 강판의 표면에 있어서의 오목부의 깊이에 대해 설명하는 도면이다.
도 5는 동 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 제조 방법의 흐름의 일례를 도시한 흐름도이다.

이하에 첨부 도면을 참조하면서, 본 발명의 바람직한 실시 형태에 대해 상세하게 설명한다.　본 명세서 및 도면에 있어서, 실질적으로 동일한 기능 구성을 갖는 구성 요소에 대해서는, 동일한 번호를 부여함으로써 중복 설명을 생략한다.

(방향성 전자 강판에 대해)

이하에, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판(본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판)에 대해, 상세하게 설명한다.

<방향성 전자 강판의 주요한 구성에 대해>

먼저, 도 1a 및 도 1b를 참조하면서, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 주요한 구성에 대해 설명한다.　도 1a 및 도 1b는, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 구조를 모식적으로 도시한 도면이다.

본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판(10)은, 도 1a에 모식적으로 도시한 바와 같이, 모재 강판(11)과, 모재 강판(11)의 표면에 형성된 절연 피막의 일례인 장력 부여성 절연 피막(13)을 가지고 있어, 모재 강판(11)과 장력 부여성 절연 피막(13)과의 사이에는, 글라스 피막이 존재하고 있지 않다.　본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판(10)에 있어서, 장력 부여성 절연 피막(13)은, 모재 강판(11)의 적어도 한쪽 면에 형성되어 있으면 되지만, 통상 도 1b에 모식적으로 도시한 바와 같이, 모재 강판(11)의 양면에 형성된다.

이하에서는, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판(10)에 대해, 특징적인 구성을 중심으로 설명한다.　이하의 설명에서, 공지된 구성이나, 당업자가 실시 가능한 일부의 구성에 대해서는, 상세한 설명을 생략하고 있는 곳이 있다.

[모재 강판(11)에 대해]

모재 강판(11)은, 이하에서 상세하게 설명하는 바와 같은 화학 조성을 함유하는 강편으로 제조됨으로써, 소정의 화학 조성을 갖는다.　또한, 본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)의 표면에는, 이하에서 상세하게 설명하는 바와 같은 미세한 오목부가 마련되어 있다.　이러한 오목부의 존재에 의해, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판(10)은, 장력 부여성 절연 피막(13)의 우수한 밀착성을 가지며, 또한, 우수한 자기 특성을 나타낸다.　이러한 모재 강판(11)의 화학 조성에 대해서는, 이하에서 다시금 상세하게 설명한다.

[장력 부여성 절연 피막(13)에 대해]

장력 부여성 절연 피막(13)은, 모재 강판(11)의 표면에 위치하고 있고, 방향성 전자 강판(10)에 전기 절연성을 부여함으로써 와전류 손실을 저감하여, 방향성 전자 강판(10)의 철손을 향상시킨다.　또한, 장력 부여성 절연 피막(13)은, 상기와 같은 전기 절연성 이외에도, 내식성, 내열성, 슬립성과 같은 다양한 특성을 실현한다.

또한, 장력 부여성 절연 피막(13)은, 방향성 전자 강판(10)에 장력을 부여한다고 하는 기능을 갖는다.　방향성 전자 강판(10)에 장력을 부여하여, 방향성 전자 강판(10)에 있어서의 자벽 이동을 용이하게 함으로서, 방향성 전자 강판(10)의 철손을 향상시킬 수 있다.

이러한 장력 부여성 절연 피막(13)의 표면에는, 연속파 레이저 빔 또는 전자 빔을 사용하여, 공지된 자구 세분화 처리가 실시되어 있어도 된다.

이러한 장력 부여성 절연 피막(13)은, 예를 들어 금속 인산염과 실리카를 주성분으로 하는 코팅액을 모재 강판(11)의 표면에 도포하고, 베이킹함으로써 형성된다.

<방향성 전자 강판(10)의 판 두께에 대해>

본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판(10)의 제품 판 두께(도 1a 및 도 1b에 있어서의 두께 t)는, 특별히 한정되는 것은 아니고, 예를 들어 0.17㎜ 이상 0.35㎜ 이하로 할 수 있다.　또한, 본 실시 형태에 있어서는, 냉연 후의 판 두께가 0.22㎜ 미만으로 얇은 재료(즉, 박형재)인 경우에 효과가 현저해지고, 장력 부여성 절연 피막(13)의 밀착성이 한층 더 우수한 것이 된다.　냉연 후의 판 두께는, 예를 들어 0.17㎜ 이상 0.22㎜ 이하가 바람직하고, 0.17㎜ 이상 0.20㎜ 이하인 것이 더 바람직하다.

<모재 강판(11)의 화학 성분에 대해>

다음에, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판(10)의 모재 강판(11)의 화학 성분에 대해, 상세하게 설명한다.　이하에서는, 특별히 정함이 없는 한, 「％」의 표기는 「질량％」를 나타낸다.

본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)은, 질량％로, C: 0.010％ 이하, Si: 2.50 내지 4.00％, Mn: 0.050 내지 1.000％, S+Se: 0.005％ 이하, Sol.Al: 0.005％ 이하, N: 0.005％ 이하를 함유하고, 임의로, Bi+Te+Pb: 0.03％ 이하, Sb: 0.50％ 이하, Sn: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Cu: 1.0％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고 있다.

[C: 0.010％ 이하]

C(탄소)는, 제조 공정에 있어서의 탈탄 어닐링 공정의 완료까지의 조직 제어에 유효한 원소이다.　그러나, C 함유량이 0.010％를 초과하면, 제품판인 방향성 전자 강판의 자기 특성이 저하된다.　따라서, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판(10)의 모재 강판(11)에 있어서, C 함유량은, 0.010％ 이하로 한다.　C 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하이다.　C 함유량은, 낮으면 낮은 편이 바람직하지만, C 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감해도, 조직 제어의 효과는 포화하고, 제조 비용이 늘어날 뿐이다.　따라서, C 함유량은, 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다.

[Si: 2.50 내지 4.00％]

Si(규소)는, 강의 전기 저항을 높여 와전류 손실을 저감하는 원소이다.　Si의 함유량이 2.50％ 미만인 경우에는, 상기와 같은 와전류 손실의 저감 효과가 충분히 얻어지지 않는다.　그 때문에, Si 함유량은, 2.50％ 이상으로 한다.　Si 함유량은, 바람직하게는 2.70％ 이상이고, 보다 바람직하게는 2.80％ 이상이다.

한편, Si 함유량이 4.00％를 초과하면, 강의 냉간 가공성이 저하된다.　따라서, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판(10)의 모재 강판(11)에 있어서, Si 함유량은, 4.00％ 이하로 한다.　Si 함유량은, 바람직하게는 3.90％ 이하이고, 보다 바람직하게는 3.80％ 이하이다.

[Mn: 0.050 내지 1.000％]

Mn(망간)은, 제조 공정 중에, 후술하는 S 및 Se와 결합하고, MnS 및 MnSe를 형성한다.　이들 석출물은, 억제제(정상 결정립 성장의 억제제)로서 기능하고, 강에 있어서, 2차 재결정을 발현시킨다.　Mn은, 또한, 강의 열간 가공성도 높이는 원소이다.　Mn 함유량이 0.050％ 미만인 경우에는, 상기와 같은 효과를 충분히 얻을 수 없다.　그 때문에, Mn 함유량은, 0.050％ 이상으로 한다.　Mn 함유량은, 바람직하게는 0.060％ 이상이다.

한편, Mn 함유량이 1.000％를 초과하면, 2차 재결정이 발현되지 않고, 강의 자기 특성이 저하된다.　따라서, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판(10)의 모재 강판(11)에 있어서, Mn 함유량은, 1.000％ 이하로 한다.　Mn 함유량은, 바람직하게는 0.500％ 이하이다.

[S와 Se의 1종 이상 (S+Se): 합계로 0.005％ 이하]

S(황) 및 Se(셀레늄)은, 제조 공정에 있어서 Mn과 결합하여, 억제제로서 기능하는 MnS 및 MnSe를 형성한다.　그러나, S 함유량, Se 함유량의 합계가 0.005％를 초과하는 경우에는, 잔존하는 억제제에 의해, 자기 특성이 저하된다.　따라서, 본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)에 있어서, S 및 Se의 합계 함유량은, 0.005％ 이하로 한다.　방향성 전자 강판에 있어서의 S 및 Se의 합계 함유량은, 가능한 한 낮은 편이 바람직하다.　그러나, 방향성 전자 강판 중의 S 및 Se의 합계 함유량을 0.0001％ 미만으로 저감해도, 제조 비용이 늘어날 뿐이다.　따라서, 방향성 전자 강판 중의 S 및 Se의 합계 함유량은, 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다.

[산가용성 Al: 0.005％ 이하]

산가용성 알루미늄(sol.Al)은, 방향성 전자 강판의 제조 공정 중에 있어서, N과 결합하여, 억제제로서 기능하는 AlN을 형성한다.　그러나, 모재 강판(11)의 산가용성 Al 함유량이 0.005％를 초과하면, 모재 강판(11) 중에 억제제가 과잉으로 잔존하고 있으므로, 자기 특성이 저하된다.　따라서, 본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)에 있어서, 산가용성 Al 함유량은, 0.005％ 이하로 한다.　산가용성 Al 함유량은, 바람직하게는 0.004％ 이하이다.　산가용성 Al 함유량의 하한값은, 특히 규정하는 것은 아니지만, 0.0001％ 미만으로 저감해도, 제조 비용이 늘어날 뿐이다.　따라서, 산가용성 Al 함유량은, 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다.

[N: 0.005％ 이하]

N(질소)는, 제조 공정에 있어서 Al과 결합하여, 억제제로서 기능하는 AlN을 형성한다.　그러나, N 함유량이 0.005％를 초과하면, 방향성 전자 강판 중에 억제제가 과잉으로 잔존하고, 자기 특성이 저하된다.　따라서, 본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)에 있어서, N 함유량은, 0.005％ 이하로 한다.　N 함유량은, 바람직하게는 0.004％ 이하이다.

한편, N 함유량의 하한값은, 특히 규정하는 것은 아니지만, 0.0001％ 미만으로 저감해도, 제조 비용이 늘어날 뿐이다.　따라서, N 함유량은, 0.0001％ 이상인 것이 바람직하다.

[잔부: Fe 및 불순물]

본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)의 화학 조성은, 상술한 원소를 함유하고, 잔부는, 철(Fe) 및 불순물인 것을 기본으로 한다.　그러나, 자기 특성을 높이는 것을 목적으로 하여, 또한 Bi, Te, Pb, Sb, Sn, Cr, Cu를 이하에 나타내는 범위로 함유해도 된다.

여기서, 불순물이란, 모재 강판(11)을 공업적으로 제조할 때, 원료로서의 광석, 스크랩, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것이며, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 작용에 악영향을 미치지 않는 함유량으로 함유하는 것을 허용되는 원소를 의미한다.

[Bi, Te 또는 Pb의 적어도 1종(Bi+Te+Pb): 합계로 0 내지 0.0300％]

본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)은, 상기 임의 원소로서, 잔부의 Fe의 일부로 바꾸고, Bi(비스무트), Te(텔루륨) 또는 Pb(납) 중 적어도 1종을 함유시켜도 된다.　이들 원소의 1종 이상을 함유함으로써, 방향성 전자 강판의 자기 특성을, 한층 더 높일 수 있다.　이 효과를 얻는 경우, Bi, Te 또는 Pb 중 적어도 1종(Bi, Te 및 Pb로부터 선택되는 1종 이상)의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.0005％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상이다.

한편, 이들 원소의 합계 함유량이 0.0300％를 초과하면, 열간에서의 취화가 야기된다.　따라서, Bi, Te 또는 Pb 중 적어도 1종의 합계 함유량은, 0.0300％ 이하로 하는 것이 바람직하다.　Bi, Te 및 Pb는 반드시 함유시킬 필요는 없으므로, 합계 함유량의 하한은 0％이다.

본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)은, 상기 임의 원소 이외에도, 방향성 전자 강판의 자기 특성 향상에 유효한, Sb(안티몬), Sn(주석), Cr(크롬), 또는 Cu(구리)의 적어도 어느 것을, 임의 원소로서 함유하고 있어도 된다.　이들 원소를 함유시키는 경우, 각 원소의 함유량은, Sb: 0％ 이상 0.50％ 이하, Sn: 0％ 이상 0.50％ 이하, Cr: 0％ 이상 0.50％ 이하, Cu: 0％ 이상 1.0％ 이하인 것이 바람직하다.　각각의 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상이다.

<모재 강판(11)의 표면 형상에 대해>

본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)에 있어서, 장력 부여성 절연 피막(13)과의 계면이 되는 표면은, 앞서 간단하게 언급한 바와 같이, 소정의 산술 평균 조도(Ra)를 가지고 있고, 또한, 소정의 깊이를 갖는 오목부가 소정의 비율로 존재하고 있다.

이하, 본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)에 있어서의 특징적인 표면 형상에 대해, 도 2 내지 도 4를 참조하면서 상세하게 설명한다.　도 2는, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판을 모식적으로 도시한 도면이다.　도 3은, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 모재 강판의 표면에 대해 모식적으로 도시한 도면이다.　도 4는, 본 실시 형태에 관한 모재 강판의 표면에 있어서의 오목부의 깊이에 대해 설명하는 도면이다.

방향성 전자 강판의 자화 과정에서는, 주로, 도 2에 모식적으로 나타내는 바와 같은 압연 방향으로 자화가 향하고 있는 자구간의 자벽이 이동한다.　이러한 경우에 있어서의 자벽의 이동 방향은, 압연 방향에 대해 직각의 방향(도 2에서의 판 폭 방향에 해당함)이다.　이하에서는, 이 압연 방향에 대해 직각의 방향을, 「압연 90°방향」이라고 칭한다.　자벽의 이동 방향이 압연 90°방향이기 때문에, 자기 특성에 미치는 표면 상의 영향은, 압연 90°방향이 지표가 된다.

글라스 피막을 갖고 있지 않음에도 불구하고 우수한 장력 부여성 절연 피막의 밀착성을 나타내고, 우수한 자기 특성을 나타내는 방향성 전자 강판(10)은, 압연 90°방향에 따른 모재 강판(11)의 표면이, 특징적인 표면 형상을 갖고 있다.

본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)의 표면은, 도 2에 도시한 A-A 절단선에서(즉, 압연 90°방향과 평행하게) 방향성 전자 강판(10)(모재 강판 (11))을 절단한 경우에, 모재 강판(11)의 표면은, JIS B0601(2013)로 규정되는 산술 평균 조도(Ra)가 0.60㎛ 이하로 되어 있다.　압연 90°방향에 따른 모재 강판(11)의 표면의 산술 평균 조도(Ra)가 0.60㎛를 초과하는 경우에는, 상기와 같은 자벽의 이동에 영향이 생기고, 우수한 자기 특성을 실현할 수 없다.　압연 90°방향에 따른 모재 강판(11)의 표면의 산술 평균 조도(Ra)는, 바람직하게는 0.30㎛ 이상 0.50㎛ 이하이다.　이와 같은 산술 평균 조도(Ra)는, JIS B0601(2013)에 준거한 공지된 표면 조도계를 사용하여 측정하는 것이 가능하다.　장력 부여성 절연 피막을 형성한 후의 방향성 전자 강판에 대해서는, 액온: 60 내지 80℃, NaOH 농도: 30 내지 40％의 수용액에 침지하고, 장력 부여성 절연 피막을 제거한 후의 표면을 JIS B 0601(2013)에 준거한 공지된 표면 조도계를 사용하여 측정함으로써, 모재 강판의 표면의 산술 평균 조도(Ra)를 측정하는 것이 가능하다.

또한, 본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)의 표면은, 도 2에 도시한 A-A 절단선에서 방향성 전자 강판(10)(모재 강판(11))을 절단한 경우에, 도 3에 모식적으로 도시한 바와 같이, 모재 강판(11)의 표면에, 소정의 깊이를 갖는 오목부(101)가 소정의 비율로 존재하고 있다.　더욱 상세하게는, 압연 90°방향으로 절단한 경우의 모재 강판(11)의 표면에는, 0.1㎛ 이상 2.0㎛ 이하의 깊이를 갖는 오목부(101)가, 1.0개/100㎛ 이상, 6.0개/100㎛ 이하 존재한다.

즉, 본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)의 표면에 있어서, 깊이가 0.1㎛ 이상 2.0㎛ 이하인 오목부(101)의 존재 개수는, 단면 길이가 100㎛의 범위 내에서, 1.0개 이상 6.0개 이하이다.　오목부(101)의 존재 개수가 1.0개/100㎛ 미만인 경우에는, 형성된 오목부(101)의 개수가 너무 적어서, 장력 부여성 절연 피막(13)의 우수한 밀착성 및 우수한 자기 특성을 실현할 수 없다.　한편, 오목부(101)의 존재 개수가 6.0개/100㎛를 초과하는 경우에는, 장력 부여성 절연 피막(13)의 밀착성은 향상되지만, 우수한 자기 특성을 실현할 수 없다.　오목부(101)의 존재 개수를 1.0개/100㎛ 이상 6.0개/100㎛ 이하로 함으로써, 장력 부여성 절연 피막(13)의 우수한 밀착성이 발현되며, 또한, 모재 강판(11)에 부여되는 장력이 높아짐으로써, 우수한 자기 특성이 발현된다.　오목부(101)의 존재 개수는, 바람직하게는 1.0개/100㎛ 이상 5.0개/100㎛ 이하이다.

상기와 같은 오목부(101)는, 압연 90°방향의 단면을, 일반적인 주사형 전자 현미경(Scanning Electron Microscope: SEM)을 사용함으로써 관찰할 수 있다.　더욱 상세하게는, 모재 강판(11)의 압연 90°방향이 임의의 위치의 단면을, 배율 1000배로 관찰하여, 먼저, 모재 강판(11)의 표면이 평탄해지고 있는 부위를 특정한다.　이와 같은 평탄부를, 도 4에 도시하는 바와 같은 깊이를 측정할 때의 「깊이 기준점」으로 한다.

착안하고 있는 관찰 시야에서, 이러한 깊이 기준점을 2개 이상 선택한 후, 선택한 복수의 깊이 기준선을 연결하는 선분을 고려해, 이러한 선분을 「깊이 기준선」으로 한다.　본 실시 형태에 관한 오목부(101)의 깊이는, 도 4에 모식적으로 도시한 바와 같이, 상기한 바와 같이 특정한 「깊이 기준선」과, 오목부의 가장 깊은 위치의 이격 거리로 하여 규정된다.　이와 같은 관찰을, 동일한 배율(1000배)에 있어서, 임의의 3 시야에서 실시하고, 얻어진 개수의 평균값으로 평가를 행하면 된다.

도 3 및 도 4에 도시하는 바와 같은, 본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)에 특징적인 표면 형상은, 후술하는 웨트 블라스트법을 사용함으로써 형성할 수 있다.　웨트 블라스트법은, 연마제가 혼합되어 있는 슬러리를 모재 강판(11)의 표면으로 투사함으로써 실현되고, 슬러리의 투사된 모재 강판(11)의 표면에 형성되는 기계적인 요철은 균일한 것이 되기 때문에, 상기와 같은 평탄부가 존재하는 특징적인 평면으로 되어 있다.

본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)에서는, 깊이 2.0㎛ 이하인 오목부(101)를 실현하기 위해, 이하에서 상세하게 설명하는 특정한 조건 하에서, 웨트 블라스트에 의한 표면 가공 처리가 실시된다.　그 때문에, 본 실시 형태에 관한 모재 강판(11)의 표면에는, 깊이가 2.0㎛를 초과하는 오목부(101)는, 존재하지 않는다.　또한, 깊이가 2.0㎛를 초과하는 오목부가 존재한 경우에는, 방향성 전자 강판은 우수한 자기 특성을 발현하지 않으므로, 깊이 2.0㎛를 초과하는 오목부의 존재는, 고려하지 않아도 된다.

또한, 깊이가 0.1㎛ 미만인 오목부(101) 및 높이가 0.1㎛ 미만인 볼록부는, 장력 부여성 절연 피막(13)의 밀착성이나 자기 특성의 향상에 영향을 미치는 것이 아니다.　그 때문에, 상기와 같은 관찰 시에 고려할 필요는 없으며, 주목하는 오목부(101)의 깊이는, 0.1㎛ 이상으로 한다.

깊이 0.1㎛ 이상 2.0㎛ 이하의 오목부의 개수와, 산술 평균 조도(Ra)는 기술적 의미가 다르다.　즉, 깊이 0.1㎛ 이상 2.0㎛ 이하인 오목부의 개수는, 장력 부여성 절연 피막의 밀착성 향상에 기여하는 기계적 요철이며, 피막 장력의 향상을 통하여 자기 특성의 향상에도 기여한다.　한편, 산술 평균 조도(Ra)는, 기준 길이에 있어서의 요철 상태의 평균값을 나타내는 것이며, 반드시 밀착성 향상에 기여하는 기계적 요철의 형태와는 일치하지 않는다.　또한, Ra가 높아도, 깊이 0.1㎛ 이상 2.0㎛ 이하인 오목부의 개수가 반드시 많게는 되지 않는다.

또한, 상기와 같은 특정한 표면 형상은, 이하에서 상세하게 설명한 바와 같이, 글라스 피막이 형성되지 않는 어닐링 분리제를 사용하여 마무리 어닐링을 실시하고, 그 후에 적절한 조건 하에서 웨트 블라스트법에 의한 표면 가공 처리를 실시한 경우에만 실현된다.　글라스 피막이 생성되는 일반적인 어닐링 분리제를 사용하여 마무리 어닐링을 실시하고, 생성된 글라스 피막을 화학 연마 또는 전해 연마에 의해 제거된 경우에는, 모재 강판(11)의 표면 조도를 적절하게 제어할 수 없고 표면이 너무 거칠어져 버려, 상기와 같은 깊이를 갖는 오목부(101)를 실현할 수는 없다.

이상, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판(10)에 대해, 상세하게 설명하였다.

본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판이 나타내는 각종 자기 특성은, JIS C2550-1(2011)에 규정된 엡스타인법이나, JIS C2556(2015)에 규정된 단판 자기 특성 측정법(Single Sheet Tester: SST)에 의거하여, 측정하는 것이 가능하다.

(방향성 전자 강판의 제조 방법에 대해)

다음에, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 제조 방법에 대해, 도 5를 참조하면서 상세하게 설명한다.　도 5는, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의, 제조 방법의 흐름의 일례를 도시한 흐름도이다.

<방향성 전자 강판의 제조 방법의 전체적인 흐름>

이하에서는, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 제조 방법의 전체적인 흐름을 설명한다.

본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 제조 방법의 전체적인 흐름은, 이하와 같다.

먼저, 후술하는 화학 성분을 갖는 강편(슬래브)을 열간 압연하여 열연 강판을 얻는다.　그 후, 열연 강판에 어닐링을 실시하여, 열연 어닐링 강판을 얻는다.　다음에, 얻어진 열연 어닐링 강판에 대해, 산세 후, 1회, 또는 중간 어닐링을 사이에 두는 2회의 냉간 압연을 실시하고, 소정의 냉연 후의 판 두께까지 냉연된 냉연 강판을 얻는다.　그 후, 얻어진 냉연 강판에 대해, 습윤 수소 분위기 중의 어닐링(탈탄 어닐링)에 의해, 탈탄 및 1차 재결정을 행하고, 탈탄 어닐링 강판으로 한다.　이러한 탈탄 어닐링에 있어서, 강판의 표면에는, 소정의 산화막이 형성된다.　다음에, MgO와 Al₂O₃을 주체로 하는 어닐링 분리제를 탈탄 어닐링 강판의 표면에 도포한 후 건조시키고, 마무리 어닐링을 행한다.　이러한 마무리 어닐링에 의해, 2차 재결정이 일어나고, 강판의 결정립 조직이 {110}<001> 방위에 집적한다.　또한, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 글라스 피막이 생성되지 않는 특정한 어닐링 분리제를 사용하기 위해, 마무리 어닐링 후의 강판 표면에는 글라스 피막이 형성되지 않고, 표면이 평탄해진다.　그 후, 마무리 어닐링 후의 강판의 표면에 대해, 웨트 블라스트를 사용한 표면 가공 처리가 시행된다.　이 표면 가공 처리에 의해, 강판 표면에 앞서 설명한 바와 같은 오목부가 형성된다.　표면 가공이 실시된 마무리 어닐링 판을 수세 또는 산세에 의해 분말을 제거한 후, 인산염을 주체로 하는 도포액을 도포하여 베이킹함으로써, 장력 부여성 절연 피막이 형성된다.

즉, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 도 5에 도시한 바와 같이, 상기와 같은 화학 성분을 갖는 강편을 소정의 온도에서 열간 압연하고, 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정(스텝 S101)과, 얻어진 열연 강판을 임의로 어닐링하여 열연 어닐링 강판을 얻는 열연판 어닐링 공정(스텝 S103)과, 얻어진 열연 강판 또는 열연 어닐링 강판에 대해, 1회의 냉간 압연, 또는 중간 어닐링을 사이에 두는 복수의 냉간 압연을 실시하고, 냉연 강판을 얻는 냉간 압연 공정(스텝 S105)과, 얻어진 냉연 강판에 대해 탈탄 어닐링을 실시하고, 탈탄 어닐링 강판을 얻는 탈탄 어닐링 공정(스텝 S107)과, 얻어진 탈탄 어닐링 강판에 대해 어닐링 분리제를 도포한 후에, 마무리 어닐링을 실시하는 마무리 어닐링 공정(스텝 S109)과, 마무리 어닐링 후의 강판 표면의 판 폭 방향 전체에 대해, 소정의 조건에서 웨트 블라스트에 의해 표면 가공을 실시하는 표면 가공 공정(스텝 S111)과, 표면 가공 후의 강판 표면에 절연 피막(보다 구체적으로는, 장력 부여성 절연 피막)을 형성하는 절연 피막 형성 공정(스텝 S113)을 포함한다.

이하, 이들 공정에 대해, 상세하게 설명한다.　이하의 설명에서, 각 공정에서의 어떤 조건이 기재되어 있지 않은 경우에는, 공지된 조건을 적절하게 적용하여 각 공정을 행하는 것이 가능하다.

<열간 압연 공정>

열간 압연 공정(스텝 S101)은, 소정의 화학 성분을 갖는 강편(예를 들어, 슬래브 등의 강괴)을 열간 압연하고, 열연 강판으로 하는 공정이다.　이러한 열간 압연 공정에 있어서, 이하에서 간단하게 설명하는 화학 조성을 갖는 규소 강의 강편은 먼저, 가열 처리된다.　여기서, 가열 온도는, 1200 내지 1400℃의 범위 내로 하는 것이 바람직하다.　가열 온도는, 보다 바람직하게는 1250℃ 이상 1380℃ 이하이다.　다음에, 상기와 같은 온도까지 가열된 강편은, 계속되는 열간 압연에 의해, 열연 강판에 가공된다.　가공된 열연 강판의 판 두께는, 예를 들어 2.0㎜ 이상 3.0㎜ 이하의 범위 내인 것이 바람직하다.

<강편의 화학 조성에 대해>

열간 압연 공정에 제공되는 강편의 화학 조성에 대해, 이하에서 간단하게 설명한다.　이하의 설명에서, 특별히 정함이 없는 한, 「％」의 표기는 「질량％」를 표시하는 것으로 한다.

[C: 0.020 내지 0.100％]

C는, 제조 공정에 있어서의 탈탄 어닐링 공정의 완료까지의 조직 제어를 통한 자기 특성 향상에 유효한 원소이다.　강편에 있어서의 C 함유량이 0.020％ 미만인 경우, 또는 강편에 있어서의 C 함유량이 0.100％를 초과하는 경우에는, 상기와 같은 자기 특성 향상 효과를 얻을 수 없다.　그 때문에, 강편에 있어서의 C 함유량은, 0.020 내지 0.100％이다.　강편에 있어서의 C 함유량은, 바람직하게는 0.030 내지 0.090％이다.

[Si: 2.50 내지 4.00％]

Si는, 강의 전기 저항을 높여 와전류 손실을 저감하는 원소이다.　강편에 있어서의 Si 함유량이 2.50％ 미만인 경우에는, 와전류 손실의 저감 효과를 충분히 얻을 수 없다.　그 때문에, Si 함유량은, 2.50％ 이상으로 한다.　강편에 있어서의 Si 함유량은, 바람직하게는 2.70％ 이상이고, 보다 바람직하게는 2.80％ 이상이다.

한편, 강편에 있어서의 Si 함유량이 4.00％를 초과하는 경우에는, 강의 냉간 가공성이 저하된다.　따라서, 강편에 있어서, Si 함유량은, 4.00％ 이하로 한다.　강편에 있어서의 Si 함유량은, 바람직하게는 3.90％ 이하이고, 보다 바람직하게는 3.80％ 이하이다.

[Mn: 0.050 내지 1.000％]

Mn은, 제조 공정 중에 S 및 Se와 결합하여, MnS 및 MnSe를 형성한다.　이들 석출물은, 억제제로서 기능하고, 강에 있어서, 2차 재결정을 발현시킨다.　또한, Mn은, 강의 열간 가공성을 높이는 원소이기도 하다.　강편에 있어서의 Mn 함유량이 0.050％ 미만인 경우에는, 이와 같은 효과를 충분히 얻을 수 없다.　그 때문에, 강편에 있어서, Mn 함유량은, 0.050％ 이상으로 한다.　Mn 함유량은, 바람직하게는 0.060％ 이상이다.

한편, 강편에 있어서의 Mn 함유량이 1.000％를 초과하는 경우에는, 2차 재결정이 발현되지 않고, 강의 자기 특성이 저하된다.　따라서, 강편에 있어서, Mn 함유량은, 0.050 내지 1.000％로 한다.　Mn 함유량은, 바람직하게는 0.500％ 이하이다.

[S, Se의 1종 이상 (S+Se): 합계로 0.005 내지 0.080％]

S 및 Se는, 제조 공정에 있어서 Mn과 결합하고, 억제제로서 기능하는 MnS 및 MnSe를 형성한다.　S 및 Se의 합계 함유량이 0.005％ 미만인 경우에는, MnS 및 MnSe의 형성 효과를 발현시키는 것이 곤란해진다.　그 때문에, 강편에 있어서, S 및 Se의 합계 함유량은, 0.005％ 이상으로 한다.　강편에 있어서의 S 및 Se의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.006％ 이상이다.

한편, S 및 Se의 합계 함유량이 0.080％를 초과하는 경우에는, 자기 특성이 열화될뿐만 아니라, 열간에서의 취화를 야기한다.　따라서, 강편에 있어서, S 및 Se의 합계 함유량은, 0.080％ 이하로 한다.　바람직하게는 0.070％ 이하이다.

[산가용성 Al: 0.010 내지 0.070％]

산가용성 Al(sol.Al)은, 방향성 전자 강판의 제조 공정 중에 있어서 N과 결합하여, 억제제로서 기능하는 AlN을 형성한다.　산가용성 Al 함유량이 0.010％ 미만인 경우, AlN이 충분히 생성되지 않고 자기 특성이 열화된다.　또한, 산가용성 Al 함유량이 0.070％를 초과하는 경우, 자기 특성이 열화될뿐 아니라, 냉간 압연 때 균열의 원인이 된다.　따라서, 강편에 있어서, 산가용성 Al 함유량은, 0.010 내지 0.070％로 한다.　산가용성 Al 함유량은, 바람직하게는 0.020％ 내지 0.050％이다.

[N: 0.005 내지 0.020％]

N은, 제조 공정 중에 있어서 Al과 결합하여, 억제제로서 기능하는 AlN을 형성한다.　N 함유량이 0.005％ 미만인 경우에는, AlN이 충분히 생성되지 않고 자기 특성이 열화된다.　따라서, 강편에 있어서, N 함유량은, 0.005％ 이상으로 한다.

한편, N 함유량이 0.020％를 초과하는 경우에는, AlN이 억제제로서 기능하기 어려워지고, 2차 재결정이 발현되지 않는 경우가 있을뿐만 아니라, 냉간 압연 시에균열의 원인으로 된다.　따라서, 강편에 있어서, N 함유량은 0.020％ 이하로 한다.　N 함유량은, 바람직하게는 0.012％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.010％ 이하이다.

[잔부: Fe 및 불순물]

강편의 화학 조성은, 상술한 원소를 함유해 잔부는, Fe 및 불순물인 것을 기본으로 한다.　그러나, 자기 특성을 높이는 것을 목적으로 하여, 또한 Bi, Te, Pb, Sb, Sn, Cr, Cu를 이하에 나타내는 범위로 함유해도 된다.　이들 원소는 반드시 함유시킬 필요는 없으므로, 하한은 0％이다.

여기서, 불순물이란, 강편(예를 들어, 강 슬래브)을 공업적으로 제조할 때, 원료로서의 광석, 스크랩, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것이며, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 작용에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용됨을 의미한다.

[Bi, Te, Pb의 적어도 1종(Bi+Te+Pb): 합계로 0 내지 0.0300％]

강편은, 임의 원소로서, 잔부의 Fe의 일부로 바꾸어, Bi, Te 또는 Pb 중 적어도 1종을, 합계로 0.0300％ 이하 함유해도 된다.　이들 원소 중 적어도 1종을 함유함으로써, 방향성 전자 강판의 자기 특성을 한층 더 향상시킬 수 있다.　Bi, Te 또는 Pb 중 적어도 1종의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.0005％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상이다.

그러나, 이들 원소의 합계 함유량이 0.0300％를 초과하는 경우에는, 열간에서의 취화의 원인으로 된다.　따라서, 강편에 있어서, Bi, Te 또는 Pb 중 적어도 1종의 합계 함유량은, 0 내지 0.0300％인 것이 바람직하다.

기타, 강편은, 또한, 방향성 전자 강판의 자기 특성 향상에 유효한, Sb, Sn, Cr, 또는 Cu 중 적어도 어느 것을 함유해도 된다.　이들 원소를 함유시키는 경우, 각 원소의 함유량은, Sb: 0％ 이상 0.50％ 이하, Sn: 0％ 이상 0.50％ 이하, Cr: 0％ 이상 0.50％ 이하, Cu: 0％ 이상 1.0％ 이하인 것이 바람직하다.　각각의 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상이다.

<열연판 어닐링 공정>

열연판 어닐링 공정(스텝 S103)은, 열간 압연 공정을 거쳐 제조된 열연 강판을 어닐링하여, 열연 어닐링 강판으로 하는 공정이다.　이러한 어닐링 처리를 실시함으로써, 강판 조직에 재결정이 생겨, 양호한 자기 특성을 실현하는 것이 가능하게 된다.

본 실시 형태에 관한 열연판 어닐링 공정에서는, 공지된 방법에 따라, 열간 압연 공정을 거쳐 제조된 열연 강판을 어닐링하고, 열연 어닐링 강판으로 하면 된다.　어닐링 시에 열연 강판을 가열하는 수단에 대해서는, 특별히 한정되는 것은 아니고, 공지된 가열 방식을 채용하는 것이 가능하다.　또한, 어닐링 조건에 대해서도, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어 열연 강판에 대해, 900 내지 1200℃의 온도 영역으로 10초 내지 5분간의 어닐링을 행할 수 있다.

이러한 열연판 어닐링 공정은, 필요에 따라 생략하는 것이 가능하다.

또한, 이러한 열연판 어닐링 공정 후, 이하에서 상세하게 설명하는 냉간 압연 공정 전에, 열연 강판의 표면에 대해 산세를 실시해도 된다.

<냉간 압연 공정>

냉간 압연 공정(스텝 S105)은, 열연 공정 후의 열연 강판 또는 열연판 어닐링 후의 열연 어닐링 강판에 대해, 1회 또는 중간 어닐링을 사이에 두는 2회 이상의 냉간 압연을 실시하여, 냉연 강판으로 하는 공정이다.　또한, 상기와 같은 열연판 어닐링을 실시한 경우, 강판 형상이 양호해지기 때문에, 1회째 압연에 있어서의 강판 파단의 가능성을 경감할 수 있다.　또한, 냉간 압연은, 3회 이상으로 나누어 실시해도 되지만, 제조 비용이 증대하기 때문에, 1회 또는 2회로 하는 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 냉간 압연 공정에서는, 공지된 방법에 따라, 열연 강판 또는 열연 어닐링 강판을 냉간 압연하고, 냉연 강판으로 하면 된다.　예를 들어, 최종 압하율은, 80％ 이상 95％ 이하의 범위 내로 할 수 있다.　최종 압하율이 80％ 미만인 경우에는, {110}<001> 방위가 압연 방향으로 높은 집적도를 갖는 Goss 핵을 얻을 수 없을 가능성이 높아져, 바람직하지 않다.　한편, 최종 압하율이 95％를 초과하는 경우에는, 후단의 마무리 어닐링 공정에 있어서, 2차 재결정이 불안정해질 가능성이 높아지기 때문에, 바람직하지 않다.　최종 압하율을 상기 범위 내로 함으로써, {110}<001> 방위가 압연 방향으로 높은 집적도를 갖는 Goss 핵을 얻음과 함께, 2차 재결정의 불안정화를 억제할 수 있다.

최종 압하율이란, 냉간 압연의 누적 압하율이며, 중간 어닐링을 행하는 경우에는, 중간 어닐링 후의 냉간 압연의 누적 압하율이다.

또한, 중간 어닐링을 사이에 두는 2회 이상의 냉간 압연을 실시하는 경우, 1회째 냉간 압연은, 압하율을 5 내지 50％ 정도로 하고, 950℃ 내지 1200℃의 온도에서 30초 내지 30분 정도의 중간 어닐링을 실시하는 것이 바람직하다.

여기서, 냉간 압연이 실시된 냉연 강판의 판 두께(냉연 후의 판 두께)는, 통상 최종적으로 제조되는 방향성 전자 강판의 판 두께(장력 부여성 절연 피막의 두께를 포함한 제품 판 두께)와 다르다.　방향성 전자 강판의 제품 판 두께에 대해서는, 앞서 언급한 대로이다.

상기와 같은 냉간 압연 공정 시에, 자기 특성을 한층 더 향상시키기 위해, 에이징 처리를 부여하는 것도 가능하다.　냉간 압연이 복수회의 패스에 의해 행해지는 경우, 최종 패스 전의 어느 도중의 단계에 있어서, 강판에 대해 100℃ 이상의 온도 범위에서 1분 이상의 시간 유지하는 열효과를 부여하는 것이 바람직하다.　이와 같은 열효과에 의해, 후단의 탈탄 어닐링 공정에 있어서, 보다 우수한 1차 재결정 집합 조직을 형성시키는 것이 가능해지고, 나아가, 후단의 마무리 어닐링 공정에 있어서, {110}<001> 방위가 압연 방향으로 정렬된 양호한 2차 재결정 조직을 충분히 발달시키는 것이 가능하게 된다.

<탈탄 어닐링 공정>

탈탄 어닐링 공정(스텝 S107)은, 얻어진 냉연 강판에 대해 탈탄 어닐링을 행하여, 탈탄 어닐링 강판으로 하는 공정이다.　본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 이러한 탈탄 어닐링 공정에 있어서, 소정의 열처리 조건에 의거하여 어닐링 처리를 실시함으로써, 2차 재결정립 조직을 제어한다.

본 실시 형태에 관한 탈탄 어닐링 공정은, 원하는 2차 재결정립 조직을 얻기 위해, 승온 공정과 균열 공정이라고 하는, 2개의 공정으로 구성된다.

탈탄 어닐링 공정에서의 승온 공정에 있어서, 탈탄 어닐링 온도에 도달할 때까지의 승온 속도는, 1차 재결정 집합 조직 변화를 통하여, 2차 재결정 후의 Goss 방위 집적도에 영향을 미친다.　상기와 같은 오목부(101)를 갖는 것을 전제로 한, 글라스 피막을 갖고 있지 않은 방향성 전자 강판에 있어서는, 장력 부여성 절연 피막 형성 후 및 자구 세분화 처리 후의 자기 특성에 미치는 모재의 Goss 방위 집적도의 영향이 크고, 탈탄 어닐링 시의 승온 속도를 적절하게 제어하는 것이 바람직하다.

1차 재결정 집합 조직을 개선한다고 하는 관점에서, 500℃에서 700℃까지의 온도 영역에 있어서의 승온 속도는, 300℃/초 이상으로 하는 것이 적합하다.　여기서, 500℃ 이상 600℃ 미만의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S1과, 600℃ 이상 700℃ 이하의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S2란, 1차 재결정 집합 조직에 대한 영향과 탈탄 어닐링 시에 형성되는 산화막에 대한 영향의 관점에서, 적합 범위가 다르다.　500℃ 이상 600℃ 미만의 온도 영역은, 1차 재결정 집합 조직뿐만 아니라 Mn계 산화물 형성에 대한 영향을 가지고 있어, 600℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역은, 1차 재결정 집합 조직뿐만 아니라 SiO₂ 형성에 대한 영향을 갖고 있다.

후술하는 어닐링 분리제에 의해 글라스 피막의 형성을 억제하는 본 실시 형태에 있어서, 글라스 피막의 형성 반응에 영향을 미치는 SiO₂가 형성되는 600℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역은, 체류 시간을 짧게 하는 것이 바람직하다.　그래서, 600℃ 이상 700℃ 이하의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S2를 1000℃/초 이상 3000℃/초 이하로 하며, 또한, 500℃ 이상 600℃ 미만의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S1보다 높이는 것이 바람직하다.　이상, 1차 재결정 집합 조직을 개선하며, 또한, 글라스 피막을 갖고 있지 않은 방향성 전자 강판을 얻는, 이라는 관점에서, 승온 속도 S1, S2는, 하기 식 (101) 내지 (103)으로 표시되는 관계를 만족시키는 것이 바람직하다.　하기의 식 (101) 내지 (103)으로 표시되는 관계를 만족시킴으로써, 방향성 전자 강판의 자기 특성(철손)을 더 향상시키는 것이 가능하게 된다.

300≤S1≤1000 : 식 (101)

1000≤S2≤3000 : 식 (102)

1.0<S2/S1≤10.0 : 식 (103)

상기 식 (101)에 관하여, 승온 속도 S1이 300℃/초 미만이 되는 경우에는, 1차 재결정 집합 조직의 변화에 기인하여 자기 특성이 열화될 가능성이 있으므로, 바람직하지 않다.　한편, 승온 속도 S1이 1000℃/초를 초과하는 경우에는, 모재 강판(11)과 장력 부여성 절연 피막(13)과의 밀착성이 충분하지 않은 가능성이 있으므로, 바람직하지 않다.　500℃ 이상 600℃ 미만의 온도 영역에 있어서의 승온 속도 S1은, 보다 바람직하게는 350℃/초 이상 900℃/초 이하이다.

상기 식 (102)에 관하여, 승온 속도 S2가 1000℃/초 미만이 되는 경우에는, 글라스 피막 형성 반응에 영향을 미치는 SiO₂의 형성을 충분히 억제하지 못할 가능성이 있어서, 바람직하지 않다.　한편, 승온 속도 S2가 3000℃/초를 초과하는 경우에는, 탈탄 어닐링 온도의 오버슈트가 생길 가능성이 있으므로, 바람직하지 않다.　600℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서의 승온 속도 S2는, 보다 바람직하게는 1200℃/초 이상 2500℃/초 이하이다.

상기 식 (103)에 관하여, 승온 속도의 비 S2/S1이 1.0 이하인 경우에는, 자기 특성이 열화될 가능성이 있어서, 바람직하지 않다.　한편, 승온 속도의 비 S2/S1이 10.0을 초과하는 경우에는, 온도 제어가 곤란해질 가능성이 있으므로, 바람직하지 않다.　승온 속도의 비 S2/S1은, 보다 바람직하게는 1.2 이상 9.0 이하이다.

상기와 같은 승온 속도를 기초로, 750℃ 이상 950℃ 이하의 탈탄 어닐링 온도까지, 냉연 강판을 가열하는 것이 바람직하다.

이러한 승온 공정에서의 다른 조건(예를 들어, 승온 분위기 등)에 대해서는, 특별히 한정되는 것은 아니고, 통상법에 따라 주지의 수소-질소 함유 습윤 분위기 중에서 냉연 강판의 승온을 행하면 된다.

상기와 같은 승온 공정 후에, 탈탄 어닐링 온도를 유지하는 균열 공정이 실시된다.　상기와 같은 승온 공정에서의 각 조건을 만족시키고 있으면, 균열 공정에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니고, 예를 들어 750℃ 이상 950℃ 이하의 범위 내인 온도를, 1분 이상 5분 이하 유지하는 공정으로 하면 된다.　또한, 균열 분위기에 대해서도, 특별히 한정되는 것은 아니고, 통상법에 따라 주지된 수소-질소 함유 습윤 분위기 중에서 균열 공정을 실시하면 된다.

<마무리 어닐링 공정>

마무리 어닐링 공정(스텝 S109)은, 탈탄 어닐링 공정에서 얻어진 탈탄 어닐링 강판에 대해 소정의 어닐링 분리제를 도포한 후에, 마무리 어닐링을 실시하는 공정이다.　여기서, 마무리 어닐링은, 일반적으로, 강판을 코일상으로 감은 상태에 있어서, 장시간 행해진다.　 따라서, 마무리 어닐링에 앞서, 코일의 감기 내와 외의 눌어붙음의 방지를 목적으로 하여, 어닐링 분리제를 탈탄 어닐링 강판에 도포하고, 건조시킨다.　본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 글라스 피막을 형성하지 않는 어닐링 분리제를 사용하기로 한다.

상기와 같은 글라스 피막을 형성하지 않는 어닐링 분리제로서, MgO와 Al₂O₃을 주성분(예를 들어 MgO와 Al₂O₃으로 85％ 이상 함유)으로 하고, 질량비(MgO:Al₂O₃)가 3:7 내지 7:3의 범위 내이며, 또한, 비스무트 염화물을, 0.5 내지 15질량％ 함유하는 어닐링 분리제를 사용한다.　이와 같은 질량비 및 비스무트 염화물의 함유량을 갖는 어닐링 분리제를 사용함으로써 글라스 피막을 갖고 있지 않은, 평활도가 양호한 모재 강판을 얻을 수 있다.

MgO의 비율이 상기 범위를 초과하여 많은 경우에는, 글라스 피막이 강판 표면에 형성되어 잔존함으로써, 평활도가 양호한 모재 강판을 얻을 수 없다.　또한, Al₂O₃의 비율이 상기 범위를 초과하여 많은 경우에는, Al₂O₃의 눌어붙음이 생김으로써, 평활도가 양호한 모재 강판을 얻을 수 없다.　MgO와 Al₂O₃의 질량비(MgO:Al₂O₃)는, 바람직하게는 3.5:6.5 내지 6.5:3.5의 범위 내이다.

또한, 비스무트 염화물은, 형성되는 글라스 피막을 박리하기 쉽게 하는 효과가 있는 점에서, 비스무트 염화물의 함유량이, 0.5질량％ 미만인 경우에는, 글라스 피막이 잔존되어 버린다.　한편, 비스무트 염화물의 함유량이 15질량％를 초과하는 경우에는, 어닐링 분리제로서 강판과 강판과의 눌어붙음을 방지하는 기능이 손상된다.　비스무트 염화물의 함유량은, 바람직하게는 3 내지 7질량％이다.

여기서, 비스무트 염화물로서는, 예를 들어 옥시 염화비스무트(BiOCl), 3염화비스무트(BiCl₃) 등을 들 수 있지만, 마무리 어닐링 공정 중에 어닐링 분리제 중에서의 반응으로부터 옥시 염화비스무트를 형성하는 것이 가능한 화합물종을 사용해도 된다.　이와 같은, 옥시 염화비스무트를 형성 가능한 화합물종으로서, 예를 들어 비스무트 화합물과 금속의 염소 화합물과의 혼합물을 들 수 있다.　상기 비스무트 화합물로서는, 예를 들어 산화비스무트, 수산화비스무트, 황화비스무트, 황산비스무트, 인산비스무트, 탄산비스무트, 질산비스무트, 유기산비스무트, 할로겐화 비스무트 등을 들 수 있고, 금속의 염소 화합물로서는, 예를 들어 염화철, 염화코발트, 염화니켈 등을 들 수 있다.

상기와 같은 어닐링 분리제를, 탈탄 어닐링 후의 강판 표면에 도포 및 건조시킨 후, 마무리 어닐링을 실시한다.　본 실시 형태에 관한 마무리 어닐링 공정의 열처리 조건은, 특별히 한정되는 것은 아니고, 예를 들어 1100℃ 이상 1300℃ 이하의 온도 영역에서, 10시간 이상 30시간 이하 유지하면 된다.　또한, 로 내 분위기는, 주지의 질소 분위기 또는 질소 수소 분위기로 하면 된다.　마무리 어닐링 후에는 강판 표면의 잉여 어닐링 분리제를 수세 또는 산세에 의해 제거하는 것이 바람직하다.

<표면 가공 공정>

표면 가공 공정(스텝 S111)은, 마무리 어닐링 후의 강판 표면의 판 폭 방향 전체에 대해, 하기 식 (104)을 만족시키는 조건에서, 웨트 블라스트에 의해 표면 가공을 실시하는 공정이다.　이에 의해, 마무리 어닐링 후의 강판의 표면에, 앞서설명한 바와 같은 특징적인 분포를 나타내는 오목부(101)가 형성된다.

0.15≤(S×c×ρ)/(6×v×W)≤3.00 : 식 (104)

여기서, 상기 식 (104)에 있어서,

S: 웨트 블라스트에 사용되는 슬러리의 유량(L/분)

c: 웨트 블라스트에 사용되는 연마제의 농도(체적％)

ρ: 웨트 블라스트에 사용되는 연마제의 밀도(kg/㎥)

v: 슬러리가 토출되는 노즐과 강판과의 상대 속도(㎜/초)

W: 슬러리가 토출되는 노즐의 폭(슬러리 투사구의 폭)(㎜)

이다.

더욱 상세하게는, 상기 식 (104)의 조건을 만족할 수 있는 공지된 웨트 블라스트 장치를 준비한 후에, 표면 가공 라인에 대해, 이와 같은 웨트 블라스트 장치를 웨트 블라스트법의 통상의 방법에 의거하여 설치하여, 마무리 어닐링 후의 강판에 대해, 웨트 블라스트 처리를 실시하면 된다.　여기서, 웨트 블라스트 장치의 설치 조건 등에 대해서는, 특별히 한정되는 것은 아니고, 또한, 슬러리가 토출되는 노즐의 개수에 대해서도, 하나여도 되고, 복수개여도 된다.

상기 식 (104)의 중앙의 항으로 표시되는 값은, 단위 면적당 투사되는 연마재의 양에 상당한다.　중앙의 항으로 표시되는 값이 3.00을 초과하는 경우에는, 강판 표면에 과도한 오목부(101)가 형성되어 버려(깊이가 0.1㎛ 이상 2.0㎛ 이하인 오목부(101)의 존재 개수가, 6.0개/100㎛를 초과해), 방향성 전자 강판의 자기 특성이 저하된다.　또한, 산술 평균 조도(Ra)가 0.60㎛를 초과하고, 자기 특구성이 열화된다.　한편, 중앙의 항으로 표시되는 값이 0.15 미만이 되는 경우에는, 장력 부여성 절연 피막의 밀착성 및 장력 부여에 의한 철손 저감 효과가 불충분해진다.

상기 식 (104)에 있어서의 변수 v에 관하여, 정지되어 있는 강판에 대해, 노즐이 이동하면서 슬러리를 투사하는 형식의 경우, 변수 v는, 노즐의 이동 속도에 대응한다.　또한, 연속 라인 상을 반송되는 강판에 대해, 고정 배치된 노즐로부터 슬러리가 투사되는 형식인 경우, 변수 v는, 라인 속도에 상당한다.

상기 슬러리를 구성하는 용매에 대해서는, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 비용 관점에서, 예를 들어 물을 사용하는 것이 가능하다.　또한, 원하는 오목부(101)가 형성됨으로써 장력 부여성 절연 피막의 밀착성 및 철손 저감 효과가 얻어지기 때문에, 웨트 블라스트에 사용되는 연마재의 종류는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 비용과 얻어지는 효과의 관점에서, 예를 들어 중심 입경이 40 내지 60㎛인 알루미나를 사용하는 것이 바람직하다.

<절연 피막 형성 공정>

절연 피막 형성 공정(스텝 S113)은, 표면 가공 후의 냉연 강판의 한면 또는 양면에 대해, 장력 부여성 절연 피막을 형성하는 공정이다.　여기서, 절연 피막 형성 공정에 대해서는, 특별히 한정되는 것이 아니라 하기와 같은 공지된 절연 피막 처리액을 사용하여, 공지된 방법에 의해 처리액의 도포 및 건조를 행하면 된다.　강판 표면에 장력 부여성 절연 피막을 형성함으로써, 방향성 전자 강판의 자기 특성을 더 향상시키는 것이 가능하게 된다.

절연 피막이 형성되는 강판의 표면은, 처리액을 도포하기 전에, 알칼리 등에 의한 탈지 처리나, 염산, 황산, 인산 등에 의한 산세 처리 등, 임의의 전 처리를 실시된 표면이어도 되고, 이들 전처리가 실시되지 않는 마무리 어닐링 후인 채로의 표면이어도 된다.

여기서, 강판의 표면에 형성되는 절연 피막은, 방향성 전자 강판의 절연 피막으로서 사용되는 것이면, 특별히 한정되는 것은 아니고, 공지된 절연 피막을 사용하는 것이 가능하다.　이러한 절연 피막으로서, 예를 들어 무기물을 주체로 하고, 더 유기물을 포함한 복합 절연 피막을 들 수 있다.　여기서, 복합 절연 피막이란, 예를 들어 크롬산 금속염, 인산 금속염 또는 콜로이달 실리카, Zr 화합물, Ti 화합물 등의 무기물 중 적어도 어느 것을 주체로 하고, 미세한 유기 수지의 입자가 분산되어 있는 절연 피막이다.　특히, 근년 요구가 높아지고 있는 제조 시의 환경 부하 저감의 관점에서는, 인산 금속염이나 Zr 혹은 Ti의 커플링제, 또는 이들 탄산염이나 암모늄염을 출발 물질로서 사용한 절연 피막이 바람직하게 사용된다.

또한, 상기와 같은 절연 피막 형성 공정에 이어, 형상 교정을 위한 평탄화 어닐링을 실시해도 된다.　강판에 대해 평탄화 어닐링을 실시함으로써, 철손을 더 저감시키는 것이 가능하게 된다

본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 제조 방법에서는, 마무리 어닐링 공정, 또는 절연 피막 형성 공정 후에, 자구 세분화 처리를 행해도 된다.　자구 세분화 처리는, 방향성 전자 강판의 표면에, 자구 세분화 효과가 있는 레이저광을 조사하거나, 표면에 홈을 형성하거나 하는 처리이다.　이러한 자구 세분화 처리에 의해, 한층 더 자기 특성이 우수한 방향성 전자 강판을 제조할 수 있다.

이상 설명한 바와 같은 공정을 거침으로써, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판을 제조할 수 있다.

이상, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 제조 방법에 대해, 상세하게 설명하였다.

실시예

이하에서는, 실시예 및 비교예를 나타내면서, 본 발명의 기술적 내용에 대하여, 더 설명한다.　이하에 나타내는 실시예의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다.　또한, 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

(실험예 1)

C: 0.082질량％, Si: 3.30질량％, Mn: 0.082질량％, S: 0.023질량％, 산가용성 Al: 0.025질량％, N: 0.008질량％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 강 슬래브 A와, C: 0.081질량％, Si: 3.30질량％, Mn: 0.083질량％, S: 0.022질량％, 산가용성 Al: 0.025질량％, N: 0.008 질량, Bi: 0.0025질량％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 강 슬래브 B를 각각 1350℃로 가열하고, 열간 압연을 행하고, 두께 2.3㎜의 열연 강판을 얻었다.　얻어진 각각의 열연 강판에 대해, 1100℃에서 120초간의 어닐링을 행한 후, 산세를 실시하였다.　산세 후의 열연 강판을, 냉간 압연에 의해 0.23㎜로 마무리하고, 냉연 강판을 얻었다.　그 후, 얻어진 냉연 강판에 대해, 탈탄 어닐링을 실시하였다.　이와 같은 탈탄 어닐링에서는, 각 냉연 강판을, 500℃ 이상 600℃ 미만의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S1을 400℃/초라고 하여 600℃ 이상 700℃ 이하의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S2를 1100℃/초(S2/S1=2.75)로서 가열하고, 850℃에서 120초간 유지하였다.　그 후, MgO와 Al₂O₃의 배합비가 질량％로 50％:50％(질량비1:1)이며, BiOCl을 5질량％ 함유하는 조성의 어닐링 분리제를 도포하여 및 건조시키고, 1200℃에서 20시간 유지하는 마무리 어닐링에 제공하였다.

얻어진 각 강판의 잉여 어닐링 분리제를 수세에 의해 제거한 바, 어느 강판에 있어서도, 글라스 피막은 형성되어 있지 않았다.　또한, 잉여의 어닐링 분리제를 수세에 의해 제거한 후에 화학 분석을 실시한 바, 어느 강판도, C 함유량: 0.001％ 이하, sol.Al 함유량: 0.005％ 이하, S 함유량: 0.005％ 이하, N 함유량: 0.005％ 이하였다.　또한, Si 함유량이 3.30％이며, Mn 함유량이 0.050 내지 0.083％, Bi 함유량이 0 내지 0.0025％였다.

잉여의 어닐링 분리제를 수세에 의해 제거한 강판으로부터 시험편을 잘라내고, 변형 제거 어닐링을 실시한 후, 물을 용매로서 사용한 중심 입경 50㎛의 알루미나 지립을 슬러리로 하고, 노즐 이동 속도 v: 200㎜/초, 노즐 폭 w: 250㎜의 조건은 고정한 후에, 슬러리 유량과 연마재 농도를 변화시켜, 웨트 블라스트에 의해 강판 양면에 대해 슬러리를 투사하였다.　이하에 나타내는 시험 번호 1-10 내지 1-13, 1-22 내지 1-25, 1-28, 1-29는, 투사를 복수회 실시함으로써, 슬러리 투사량을 변화시켰다.　또한, 시험 번호 1-26, 1-27은, 웨트 블라스트를 실시하지 않고, 표면 성상을 평활면으로 하였다.

그 후, 각 시험편에 대해, 인산 알루미늄과 콜로이달 실리카를 주성분으로 하는 수용액을 도포하고, 850℃에서 1분간 베이킹함으로써, 시험편의 표면에 단위 면적당 중량 4.5g/㎡의 장력 부여성 절연 피막을 형성시켰다.　얻어진 시험편에 레이저 빔을 조사하고, 자구 세분화 처리를 실시하였다.

<평가>

얻어진 각 시험편에 대해, 자기 특성, 모재 강판의 표면 형상 및 장력 부여성 절연 피막의 밀착성의 관점에서, 평가를 행하였다.　평가 방법은, 이하와 같다.

[자기 특성]

JIS C 2556(2015)에 규정된 단판 시험기에 의한 자기 특성의 측정 방법에서, 압연 방향의 자속 밀도 B8(800A/m에서의 자속 밀도), 철손 W17/50(50Hz에 있어서 1.7T에 자화하였을 때의 철손)을 각각 평가하였다.

[모재 강판의 표면 형상]

웨트 블라스트에 의해 모재 강판의 표면에 형성되는 오목부에 대해, 표면 조도계(고사카 겡큐쇼제 서프코더)를 사용하여, 웨트 블라스트 후의 압연의 90°방향의 산술 평균 조도(Ra)를 측정하였다.　또한, 웨트 블라스트 후의 강판의 압연의 90°방향 단면을, 주사형 전자 현미경(JSM-IT300)으로 관찰하고, 깊이 0.1㎛ 이상 2.0㎛ 이하인 오목부의 개수를 평가하였다.　관찰은, 앞서 설명한 바와 같이, 1000배로 3 시야 실시하고, 얻어진 측정 결과로부터 평균값을 산출하였다.

[장력 부여성 절연 피막의 밀착성]

장력 부여성 절연 피막의 밀착성은, 압연 방향을 길이 방향으로서 채취한 시험편을 사용하고, 원통형 맨드릴 굴곡 시험기에 의해, 굽힘 직경 φ 10 및 굽힘 직경 φ20에서의 굽힘 시험에 의해 평가하였다.　평가는, 굽힘 시험 후의 시험편 표면에서, 굽힘부의 면적에 대해 박리하지 않고 잔존한다는 장력 피막의 면적 비율(피막 잔존율)을 산출하고, 이와 같은 피막 잔존율에 기초하여 판정을 행하였다.　판정 기준은, 이하대로이고, 평점 A, B를 합격으로 하였다.

평점 A: 피막 잔존율 90％ 이상

B: 피막 잔존율 70％ 이상 90％ 미만

C: 피막 잔존율 70％ 미만

얻어진 결과를, 이하의 표 1에 정리하여 나타낸다.

상기 표 1에서 명백한 바와 같이, 웨트 블라스트 조건이 본 발명의 범위 내가 되는 시험 번호 1-1 내지 1-7, 1-14 내지 1-20에서는, 모재 강판의 표면 형상이 본 발명의 범위 내가 되고, 자기 특성 및 피막 밀착성의 양쪽이 양호한 결과를 나타내었다.　또한, 시험 번호 1-1 내지 1-7, 1-14 내지 1-20을 비교하면, 강 슬래브가 바람직한 화학 조성을 갖는 시험 번호 1-14 내지 1-20의 쪽이, 우수한 자기 특성을 갖고 있었다.

이에 대해, 시험 번호 1-8 내지 1-13, 1-21 내지 1-25, 1-28, 1-29의 비교예는, 웨트 블라스트 조건이 본 발명의 범위 외로 되어 있고, 모재 강판의 표면 형상에 대해서도, 본 발명의 범위 외로 되고, 특히 자기 특성이 저하되어 있었다.　시험 번호 1-26, 1-27은, 웨트 블라스트를 실시하고 있지 않기 때문에, 장력 부여성 절연 피막의 밀착성이 떨어지고 있고, 굽힘부 뿐만 아니라, 굽힘부 이외의 평탄부에서도, 피막 베이킹 직후에서 이미 피막 박리가 생겼다.　또한, 강 A, B를 사용한 발명예와 비교하여, 철손이 저하되고 있다.

(실험예 2)

이하의 표 2에 나타내는 강 슬래브를 1380℃로 가열하고, 열간 압연을 행하고, 두께 2.3㎜의 열연 강판을 얻었다.　일부의 강은 균열이 발생하였기 때문에, 다음 공정으로 진행시킬 수 없었다.　다음 공정으로 진행시킬 수 있는 열연 강판에는, 1120℃에서 20초간의 어닐링을 행한 후, 산세를 실시하였다.　단, 시험 번호 2-2에 대해서는, 열연 강판으로의 어닐링을 행하지 않고, 산세를 실시하였다.　산세 후의 강판을, 냉간 압연에 의해 0.23㎜로 마무리하고, 냉연 강판을 얻었다.　일부의 강은 냉간 압연 시에 균열이 발생하였기 때문에, 다음 공정으로 진행시킬 수 없었다.　다음 공정으로 진행시킬 수 있던 냉연 강판에 대해, 탈탄 어닐링을 실시하였다.　이와 같은 탈탄 어닐링에서는, 각 냉연 강판을, 500℃ 이상 600℃ 미만의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S1을 900℃/초로 하고, 600℃ 이상 700℃ 이하의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S2를 1600℃/초(S2/S1=1.78)로서 가열하고, 850℃에서 150초간 유지하였다.　그 후, MgO와 Al₂O₃과 염화물을 포함하고, MgO와 Al₂O₃의 배합비가 질량％로 50％:50％(질량비1:1)이며, BiOCl을 6질량％ 함유하는 조성의 어닐링 분리제를, 도포하여 건조시켰다.　그 후, 탈탄 어닐링 강판을 1200℃에서 20시간 유지하는 마무리 어닐링에 제공하였다.

얻어진 강판의 잉여 어닐링 분리제를 수세에 의해 제거한 바, 어느 강판에 있어서도, 글라스 피막은 형성되어 있지 않았다.　또한, 잉여의 어닐링 분리제를 수세에 의해 제거한 후에 화학 분석을 실시한 바, 어느 강판도, C 함유량: 0.001％ 이하, sol.Al 함유량: 0.005％ 이하, S+Se 함유량: 0.005％ 이하, N 함유량: 0.005％ 이하였다.　또한, Si 함유량은 슬래브의 단계와 동일하고, Mn 함유량은, 0.050 내지 1.000％, Bi+Te+Pb(합계 함유량)은 0 내지 0.0300％였다.　또한, Sb, Sn, Cr의 함유량은 0 내지 0.04％, Cu의 함유량은 0 내지 0.05％였다.

잉여의 어닐링 분리제를 수세에 의해 제거한 강판으로부터 시험편을 잘라내고, 변형 제거 어닐링을 실시한 후, 물을 용매로서 사용한 중심 입경 50㎛의 알루미나 지립을 슬러리로 하고, 노즐 이동 속도 v: 200㎜/초, 노즐 폭 w: 250㎜, 슬러리 유량 S: 15l/min, 연마재 농도 c: 1체적％((S×c×ρ)/(6×v×W))=0.20)에 조건을 고정하고, 웨트 블라스트에 의해 강판 양면에 대해 슬러리를 투사하였다.　이하에 나타내는 시험 번호 2-24는, 웨트 블라스트를 실시하지 않고, 표면 상태를 평활면으로 하였다.　그 후, 인산 알루미늄과 콜로이달 실리카를 주성분으로 하는 수용액을 도포하고, 850℃에서 1분간 베이킹함으로써, 시험편의 표면에 단위 면적당 중량 4.5g/㎡의 장력 부여성 절연 피막을 형성시켰다.

얻어진 각 시험편에 대해, 자기 특성, 모재 강판의 표면 형상 및 장력 부여성 절연 피막의 밀착성 평가를 행하였다.　모재 강판의 표면 형상 및 장력 부여성 절연 피막의 밀착성 평가 방법은, 실험예 1과 마찬가지로 하였다.　또한, 자기 특성에 대해서는, 이하와 같이 평가를 행하였다.　얻어진 결과를, 이하의 표 3에 정리하여 나타내었다.

[자기 특성]

JIS C 2556(2015)에 규정된 단판 시험기에 의한 자기 특성의 측정 방법에서, 압연 방향의 자기 특성을 평가하였다.　평가 시에는, 자속 밀도 B8(800A/m에서의 자속 밀도)을 측정하고, 1.90T 초과의 값이 얻어진 조건을 양호한 2차 재결정이 발현되어 있다고 판단하여, 시험편에 레이저 빔을 조사하고, 자구 세분화 처리를 실시하였다.　그 후, 레이저 조사 후의 철손 W17/50(50Hz에 있어서 1.7T에 자화하였을 때의 철손)을 평가하였다.

상기 표 3으로부터 알 수 있는 바와 같이, 시험 번호 2-12는, Si 함유량이 본 발명의 상한값을 초과하고 있기 때문에, 냉간 압연 시에 파단하였다.　시험 번호 2-13은, Si 함유량이 본 발명의 하한값을 하회하고 있기 때문에, 자기 특성이 저하되어 있었다.　시험 번호 2-14는, C 함유량이 본 발명의 하한값을 하회하고 있고, 시험 번호 2-15는, C 함유량이 본 발명의 상한값을 초과하고 있고, 모두 자기 특성이 저하되어 있었다.　시험 번호 2-16은, 산가용성 Al 함유량이 본 발명의 하한값을 하회하고 있고, 자기 특성이 저하되어 있었다.　시험 번호 2-17은, 산가용성 Al 함유량이 본 발명의 상한값을 초과하고 있고, 냉간 압연 시에 파단하였다.　시험 번호 2-18은, Mn 함유량이 본 발명의 하한값을 하회하고 있고, 시험 번호 2-19는, Mn 함유량이 본 발명의 상한값을 초과하고 있고, 모두 자기 특성이 저하되어 있었다.　시험 번호 2-20은, S+Se의 합계 함유량이 본 발명의 하한값을 하회하고 있고, 자기 특성이 저하되어 있었다.　시험 번호 2-21은, S+Se의 합계 함유량이 본 발명의 상한값을 초과하고 있고, 열간 압연시에 균열이 생겼다.　시험 번호 2-22는, N 함유량이 본 발명의 상한값을 초과하고 있고, 냉간 압연 시에 균열이 생겼다.　시험 번호 2-23은, N 함유량이 본 발명의 하한값을 하회하고 있어, 자기 특성이 저하되어 있었다.　시험 번호 2-24는, 웨트 블라스트를 실시하고 있지 않기 때문에 피막 밀착성이 저하되어 있고, 굽힘부 뿐만 아니라, 굽힘부 이외의 평탄부에서도 피막 베이킹 직후에서 이미 피막 박리가 생겼다.　또한, 레이저 조사를 실시한 다른 시험 번호(2-1 내지 2-11)와 비교하여, 철손이 저하되어 있었다.

이에 대해, 화학 조성이 본 발명의 범위 내인 시험 번호 2-1 내지 2-11 및 2-25 내지 2-29는, 모재 강판의 표면 형상이 본 발명의 범위 내가 되고, 자기 특성 및 피막 밀착성의 양쪽이 양호한 결과를 나타내었다.　또한, 강 슬래브가 바람직한 화학 조성을 갖는 시험 번호 2-3 내지 2-11 및 2-25 내지 2-29의 쪽이, 시험 번호 2-1과 비교하여, 우수한 자기 특성을 갖고 있었다.

(실험예 3)

이하의 표 4에 나타내는 강 슬래브를 1380℃로 가열하고, 열간 압연을 행하여, 두께 2.3㎜의 열연 강판을 얻었다.　그 후, 열연 강판에 대해, 1120℃×120초간의 어닐링을 행한 후, 산세를 실시하였다.　산세 후의 강판을, 냉간 압연에 의해 0.23㎜로 마무리하고, 냉연 강판을 얻었다.　그 후, 얻어진 냉연 강판에 대해, 탈탄 어닐링을 실시하였다.　그때, 500℃ 이상 600℃ 미만의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S1(℃/초), 600℃ 이상 700℃ 이하의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S2(℃/초)를 각각 변화시켜 가열하고, 850℃에서 150초간 유지하였다.　그 후, 어닐링 분리제를 도포 건조시키고, 1200℃에서 20시간 유지하는 마무리 어닐링에 제공하였다.　어닐링 분리제는, 이하에 나타내는 5종류로 하였다.

(A) MgO와 Al₂O₃의 배합비를 질량％로 50％:50％로 하고, BiOCl:5질량％를 함유시킨 어닐링 분리제

(B) MgO와 Al₂O₃의 배합비를 질량％로 80％:20％로 하고, BiOCl:5질량％를 함유시킨 어닐링 분리제

(C) MgO와 Al₂O₃의 배합비를 질량％로 20％:80％로 하고, BiOCl:5질량％를 함유시킨 어닐링 분리제

(D) MgO와 Al₂O₃의 배합비를 질량％로 80％:20％로 하고, BiOCl을 함유시키지 않는 어닐링 분리제

(E) MgO와 Al₂O₃의 배합비를 질량％로 20％:80％로 하고, BiOCl을 함유시키지 않는 어닐링 분리제

얻어진 강판의 잉여 어닐링 분리제를 수세에 의해 제거한 바, 어닐링 분리제A를 사용한 강판에는 글라스 피막은 형성되어 있지 않았다.　어닐링 분리제 B, C, D, E를 사용한 강판은, 표면에 형성된 글라스 피막, 혹은 표면에 베이킹한 알루미나에 기인하여 평활한 표면을 갖고 있지 않았다.　어닐링 분리제 A를 사용한 강판에 대해, 잉여의 어닐링 분리제를 수세에 의해 제거한 후에 화학 분석을 실시한 바, 어느 강판에 대해서도, C 함유량: 0.001％ 이하, sol.Al 함유량: 0.005％ 이하, S 함유량: 0.005％ 이하, N 함유량: 0.005％ 이하였다.　Si 함유량은 슬래브의 단계와 동일하고, Mn 함유량은 0.050 내지 0.082％, Bi+Te+Pb(합계 함유량)은 0 내지 0.0300％였다.

잉여의 어닐링 분리제를 수세에 의해 제거한 강판으로부터 시험편을 잘라내고, 변형 제거 어닐링을 실시한 후, 물을 용매로서 사용한 중심 입경 50㎛의 알루미나 지립을 슬러리로 하고, 노즐 이동 속도 v: 200㎜/초, 노즐 폭 w: 250㎜를 고정한 후에, 슬러리 유량 S와 연마재 농도 c를 변화시켜, 웨트 블라스트에 의해 강판 양면에 대해 슬러리를 투사하였다.　이하에 나타내는 시험 번호 3-17은, 웨트 블라스트를 실시하지 않고, 표면 성상을 평활면으로 하였다.　그 후, 인산 알루미늄과 콜로이달 실리카를 주성분으로 하는 수용액을 도포하고, 850℃에서 1분간 베이킹함으로써, 시험편의 표면에 단위 면적당 중량 4.5g/㎡의 장력 부여성 절연 피막을 형성시켰다.　얻어진 시험편에 레이저 빔을 조사하고, 자구 세분화 처리를 실시하였다.

얻어진 각 시험편에 대해, 자기 특성, 모재 강판의 표면 형상 및 장력 부여성 절연 피막의 밀착성 관점에서, 평가를 행하였다.　평가 방법은, 실험예 1과 마찬가지로 하였다.　얻어진 결과를, 이하의 표 5에 정리하여 나타내었다.

어닐링 분리제가 본 발명의 범위 외인 시험 번호 3-13 내지 3-16은, 표면에 형성된 글라스 피막, 혹은 표면에 베이킹한 알루미나에 기인하여 평활한 표면을 갖고 있지 않았다.　글라스 피막 또는 알루미나의 제거를 위해서는, 웨트 블라스트에서의 투사량을 증가할 필요가 있었으나, 웨트 블라스트 조건이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 모재 강판의 표면 형상이 본 발명의 범위 외가 되고, 자기 특성이 저하되어 있었다.　시험 번호 3-17, 3-18은, 어닐링 분리제가 본 발명의 범위 내이며, 상기 수세 후에 표면에 글라스 피막이 형성되어 있지 않아, 평활한 표면을 갖고 있었다.　시험 번호 3-17에서는, 웨트 블라스트를 실시하고 있지 않기 때문에, 피막 밀착성이 저하되어 있고, 굽힘부 뿐만 아니라, 굽힘부 이외의 평탄부에서도 피막 베이킹 직후에서 이미 피막 박리가 생겼다.　시험 번호 3-18에서는, 웨트 블라스트 조건이 본 발명의 상한값을 상회하고 있고, 표면 형상이 본 발명의 범위 내로 되지 않고, 자기 특성이 저하되어 있었다.　시험 번호 3-19에서는, 탈탄 어닐링 시의 조건이 본 발명이 더 바람직한 범위 외로 되어 있고, 다른 실시예와 비교하여, 자기 특성이 약간 저하되어 있었다.　시험 번호 3-20에서는, 웨트 블라스트 조건이 하한값을 하회하고 있고, 피막 밀착성이 저하되어 있었다.

이에 반하여, 어닐링 분리제가 본 발명의 범위 내인 시험 번호 3-1 내지 3-12에서는, 상기 수세 후에 표면에 글라스 피막이 형성되어 있지 않아, 평활한 표면을 갖고 있었다.　또한, 웨트 블라스트 조건이 본 발명의 범위 내였기 때문에, 모재 강판의 표면 형상이 본 발명의 범위 내가 되고, 우수한 자기 특성과 피막 밀착성을 나타내었다.　시험 번호 3-1 내지 3-3, 3-4 내지 3-7, 3-8 내지 3-12를 비교하면, 강 슬래브가 바람직한 화학 조성을 갖는 시험 번호 3-4 내지 3-12쪽이, 우수한 자기 특성을 가지고 있어, 탈탄 어닐링 시의 500℃ 이상 600℃ 미만의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S1(℃/초), 600℃ 이상 700℃ 이하의 승온 과정에 있어서의 승온 속도 S2(℃/초)가 본 발명의 바람직한 범위를 만족시키는 시험 번호 3-6 내지 12의 쪽이, 더 우수한 자기 특성을 갖고 있었다.

이상, 첨부된 도면을 참조하면서 본 발명의 바람직한 실시 형태에 대해 상세하게 설명하였지만, 본 발명은 이러한 예에 한정되지는 않는다.　본 발명이 속하는 기술 분야에 있어서의 통상의 지식을 갖는 자라면, 특허청구의 범위에 기재된 기술적 사상의 범주 내에서, 각종 변경예 또는 수정예에 상도할 수 있는 것은 명백하며, 이들에 대해서도, 당연히 본 발명의 기술적 범위에 속하는 것으로 이해된다.

10: 방향성 전자 강판
11: 모재 강판
13: 장력 부여성 절연 피막
101: 오목부

Claims (5)

1. 질량％로,
   C: 0.010％ 이하,
   Si: 2.50 내지 4.00％,
   Mn: 0.050 내지 1.000％,
   S+Se: 합계로 0.005％ 이하,
   Sol.Al: 0.005％ 이하,
   N: 0.005％ 이하,
   Bi+Te+Pb: 합계로 0 내지 0.0300％,
   Sb: 0 내지 0.50％,
   Sn: 0 내지 0.50％,
   Cr: 0 내지 0.50％,
   Cu: 0 내지 1.0％
   를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 모재 강판과,
   상기 모재 강판의 표면 상에 마련된 장력 부여성 절연 피막을
   구비하고,
   상기 모재 강판의 상기 표면에 있어서, 압연 방향에 대해 직각의 방향인 압연 90°방향에 따른 산술 평균 조도(Ra)가 0.60㎛ 이하이고,
   상기 압연 90°방향을 따라 상기 모재 강판의 단면을 관찰했을 때, 상기 모재 강판의 상기 표면에 깊이 0.1㎛ 이상 2.0㎛ 이하인 오목부가, 1.0개/100㎛ 이상, 6.0개/100㎛ 이하 존재하는,
   방향성 전자 강판.
2. 제1항에 있어서, 상기 모재 강판은, 상기 화학 조성으로서,
   Bi+Te+Pb: 합계로 0.0005 내지 0.0300％,
   를 함유하는, 방향성 전자 강판.
3. 질량％로, C: 0.020 내지 0.100％, Si: 2.50 내지 4.00％, Mn: 0.050 내지 1.000％, S+Se: 합계로 0.005 내지 0.080％, Sol.Al: 0.010 내지 0.070％, N: 0.005 내지 0.020％, Bi+Te+Pb: 합계로 0 내지 0.0300％, Sb: 0 내지 0.50％, Sn: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 0.50％, Cu: 0 내지 1.0％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 강편을 가열한 후에 열간 압연하고, 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정과,
   임의로, 상기 열연 강판을 어닐링하고, 열연 어닐링 강판을 얻는 열연판 어닐링 공정과,
   상기 열연 강판 또는 상기 열연 어닐링 강판에 대해, 1회의 냉간 압연, 또는 중간 어닐링을 사이에 두는 복수의 냉간 압연을 실시하고, 냉연 강판을 얻는 냉간 압연 공정과,
   상기 냉연 강판에 대해 탈탄 어닐링을 실시하고, 탈탄 어닐링 강판을 얻는 탈탄 어닐링 공정과,
   상기 탈탄 어닐링 강판에 대해 어닐링 분리제를 도포한 후에, 마무리 어닐링을 실시하는 마무리 어닐링 공정과,
   상기 마무리 어닐링 공정 후의 강판 표면의 판 폭 방향 전체에 대해, 하기 식 (1)을 만족시키는 조건에서 웨트 블라스트에 의해 표면 가공을 실시하는 표면 가공 공정과,
   상기 표면 가공 공정 후의 상기 강판 표면에 장력 부여성 절연 피막을 형성하는 절연 피막 형성 공정을
   포함하고,
   상기 어닐링 분리제는, MgO와 Al₂O₃을 주성분으로 하여, 상기 MgO와 상기 Al₂O₃과의 질량비인 MgO:Al₂O₃이 3:7 내지 7:3의 범위 내이며, 또한, 비스무트 염화물을 0.5 내지 15질량％ 함유하는,
   방향성 전자 강판의 제조 방법.
   0.15≤(S×c×ρ)/(6×v×W)≤3.00 : 식 (1)
   여기서, 상기 식 (1)에 있어서,
   S: 상기 웨트 블라스트에 사용되는 슬러리의 유량(L/분)
   c: 상기 웨트 블라스트에 사용되는 연마제의 농도(체적％)
   ρ: 상기 웨트 블라스트에 사용되는 상기 연마제의 밀도(kg/㎥)
   v: 상기 슬러리가 토출되는 노즐과 강판과의 상대 속도(㎜/초)
   W: 상기 슬러리가 토출되는 상기 노즐의 폭(㎜)
   이다.
4. 제3항에 있어서, 상기 탈탄 어닐링 공정에서는, 500℃ 이상 600℃ 미만의 온도 영역에 있어서의 승온 속도 S1과, 600℃ 이상 700℃ 이하의 온도 영역에서의 승온 속도 S2가, 이하의 식 (2) 내지 식 (4)를 각각 만족시키는,
   방향성 전자 강판의 제조 방법.
   300≤S1≤1000 : 식 (2)
   1000≤S2≤3000 : 식 (3)
   1.0<S2/S1≤10.0 : 식 (4)
5. 제3항 또는 제4항에 있어서, 상기 강편은, 상기 화학 조성으로서,
   Bi+Te+Pb: 합계로 0.0005 내지 0.0300％
   를 함유하는, 방향성 전자 강판의 제조 방법.

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