WO2010070965A1 - 方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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electrical steel
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義顕 名取
山崎　修一
史明 高橋
聖記 竹林
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Definitions

  • the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet suitable for an iron core of electrical equipment such as a transformer and a transformer, and a method for manufacturing the same.
  • an insulating film called a glass coating is formed on the surface of a steel strip during finish annealing, and the crystal orientation is controlled using an AlN precipitate as an inhibitor. Tensile tension acts on the steel strip by the glass coating, and the iron loss of the grain-oriented electrical steel sheet is reduced.
  • the glass coating is sometimes called a forsterite film or a primary coating. Further, the excitation characteristics are improved by controlling the crystal orientation.
  • JP 2006-161106 A JP 2000-63950 A Japanese Patent Laid-Open No. 10-245629 JP 2007-238984 A JP-A-5-171284
  • An object of the present invention is to provide a grain-oriented electrical steel sheet capable of sufficiently reducing glass coating defects and a method for producing the grain-oriented electrical steel sheet.
  • the present inventors paid attention to the relationship between the defect of the glass coating and the structure of the glass coating, and observed the cross-sectional structure of the glass coating in detail. As a result, it has been found that the glass film has a thick portion (aggregated portion) over a wide range, and the more the aggregated portion, the more easily the defect is generated. And the knowledge that the defect
  • the present invention has been made on the basis of these findings, and the gist thereof is as follows.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the present invention has a steel strip and a forsterite-based glass coating formed on the surface of the steel strip, and the thickness is continuously 2 of the average thickness of the glass coating.
  • a portion that is more than double and has a dimension in the direction parallel to the surface of the steel strip of 3 ⁇ m or more is defined as an agglomerated portion, in any line segment parallel to the surface of the steel strip, The ratio of the total length of the agglomerated part that the line segment crosses to the length of the line segment is 0.15 or less.
  • a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to the present invention includes a step of nitriding a steel strip and a step of forming a forsterite glass coating on the surface of the steel strip by annealing. And the step of performing the annealing includes the step of raising the temperature to 1000 ° C. or higher in a mixed gas atmosphere containing H 2 gas and N 2 gas and the proportion of N 2 gas being 20% by volume or higher, and then 1000 And a step of switching the atmosphere to an H 2 gas atmosphere at a temperature not lower than 1100 ° C. and a temperature increase in the mixed gas atmosphere, the oxygen potential P (H 2 O) / P (H 2 ) is 0.05 to 0.3.
  • the loss of the glass coating can be effectively suppressed. For this reason, a yield can be improved and cost can be reduced. Moreover, a grain-oriented electrical steel sheet can be manufactured stably.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing the structure of a glass coating.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view showing the aggregated portion of the glass coating.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view showing a glass coating cavity.
  • FIG. 4 is a plan view showing an example of a grain-oriented electrical steel sheet.
  • FIG. 5 is a diagram showing a visual field in microscopic observation.
  • FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the agglomerated portion ratio and the evaluation of the glass coating.
  • FIG. 7 is a cross-sectional view showing the destruction of the glass coating.
  • FIG. 8 is a flowchart showing a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet.
  • the present inventors paid attention to the relationship between the defect of the glass coating and the structure of the glass coating, and as a result of observing the cross-sectional structure of the glass coating in detail, the glass coating has a wide thickness. It was found that (aggregation part) is present, and the more the aggregation part, the easier the defect occurs. And the knowledge that the defect
  • the present inventors have intensively studied a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet based on such knowledge. As a result, it has been found that by switching the atmosphere during finish annealing from a mixed gas atmosphere containing hydrogen to a hydrogen gas atmosphere during the temperature rise, the occurrence of agglomerated parts can be suppressed and the loss of the glass coating can be suppressed.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing the structure of a glass coating.
  • the glass coating is formed by oxidation of the surface of the steel strip.
  • the thickness of the glass coating 2 is not uniform, and the glass coating 2 has an entrance portion (biting portion) 2 a that has entered the surface of the steel strip 1 and the steel strip 1.
  • the sizes of the entry portion 2a and the floating portion 2b are various, and there may be a particularly large entry portion 2a as shown in FIG.
  • the agglomerated portion of the glass coating is a portion where the thickness is continuously twice or more the average thickness t ave of the glass coating, and the dimension L in the direction parallel to the surface of the steel strip. Means a portion of 3 ⁇ m or more.
  • the cavity 3 may exist in the inside of the glass film 2. FIG. In such a case, the thickness of the glass coating 2 is determined assuming that the cavity 3 is also part of the glass coating 2.
  • the average thickness of the glass coating 2 is about 0.5 ⁇ m to 2 ⁇ m
  • the depth of the entry part 2 a not included in the agglomerated part is about 0.5 ⁇ m to 3 ⁇ m
  • the dimension L is about 0.5 ⁇ m to 2 ⁇ m. .
  • the reason why the size L of the agglomerated part is set to 3 ⁇ m or more is to distinguish it from the entry part 2a of about 0.5 ⁇ m to 2 ⁇ m.
  • the ratio (aggregate part ratio) of the total length of the aggregate part which the said line segment crosses with respect to the length of the said line segment is 0.15 or less.
  • FIG. 4 shows a plan view of an example of the grain-oriented electrical steel sheet.
  • the ratio of the total length of the portions 6a, 6b, and 6c that the line 10 crosses to the length of the minute 10 (aggregation part ratio) is 0.15 or less.
  • the length of the line segment 10 is not particularly limited, there is a variation in the size and localization of the agglomerated portion. Therefore, if the length of the line segment 10 is too short, the influence of the variation may be greatly affected. According to the experience of the present inventors, if the length of the line segment 10 is 500 ⁇ m or more, it can be said that an appropriate statistical result can be obtained with almost no influence of variations. The reason for this numerical limitation will be described later.
  • the measuring method of the length of the above-mentioned line segment and the length of the aggregation part is not specifically limited, For example, a sample is cut out from a grain-oriented electrical steel sheet, and these lengths are measured by observation of the section. Can do.
  • the inventors prepared samples from eight coil-shaped grain-oriented electrical steel sheets, and determined the relationship between the agglomerated portion ratio and the glass coating defect for each sample. In addition, seven of the eight grain-oriented electrical steel sheets were manufactured by a conventional method, and one was manufactured by a method described later.
  • the ratio of the agglomerated part was determined at three places in the width direction and four places in the longitudinal direction. Moreover, about the remaining three, the aggregation part ratio was calculated
  • the average value of the evaluation results in Table 1 was calculated for every 0.02 of the aggregate portion ratio. For example, as an evaluation when the agglomerated part ratio is 0.3, an average value of evaluation results in which the agglomerated part ratio is in the range of greater than 0.29 and less than or equal to 0.31 was calculated.
  • samples of 10 mm ⁇ 10 mm were prepared from the above-mentioned 105 locations, and the number of defects (a) existing on the surface was counted.
  • cross-sectional observation of this sample was performed to determine the agglomerated portion ratio.
  • the total length of the agglomerated portion in the range of 500 ⁇ m parallel to the surface of the steel strip was measured.
  • the result is shown in FIG.
  • the magnetic steel sheet A in FIG. 6 shows the result of the sample produced from the grain-oriented electrical steel sheet manufactured by the conventional method
  • the magnetic steel sheet B shows the result of the sample produced from the grain-oriented electrical steel sheet manufactured by the method described later. Show.
  • the agglomerated portion ratio As shown in FIG. 6, the smaller the agglomerated portion ratio, the better evaluation was obtained. Further, in the electromagnetic steel sheet B, the agglomerated part ratio exceeded 0.15, whereas in the electromagnetic steel sheet A, the agglomerated part ratio became 0.15 or less. If the aggregate part ratio is 0.15 or less, the evaluation is only good 0 or 1. In addition, particularly good evaluation (0) is easily obtained when the agglomerated portion ratio is 0.1 or less, and when it is 0.09 or less, the evaluation is only 0. Therefore, the agglomerated part ratio is 0.15 or less, preferably 0.1 or less, and particularly preferably 0.09 or less.
  • the loss of the glass coating is considered to be caused by the accumulation of nitrogen gas at the interface between the glass coating and the steel strip. Therefore, it is considered that the glass film is more likely to be deficient as there are more portions where nitrogen gas is likely to accumulate.
  • cavities 3 as shown in FIG. 3 exist in many glass aggregation portions. From the above, it is considered that the reason why the glass coating defects increase as the aggregate portion ratio increases is because the glass aggregate portion has a structure that easily accumulates nitrogen gas.
  • a part of the glass coating 2 may be broken and the steel strip may be exposed.
  • the glass film 2 having a thickness corresponding to the agglomerated portion is present in the portion where the glass film 2 is lost, and the thickness of the glass film 2 remaining in the periphery thereof is taken into consideration.
  • it may be determined whether or not it corresponds to the aggregation portion. For example, if the dimension L of the missing part is 3 ⁇ m or more, it can be determined that an agglomerated part is present there.
  • the dimension L of the missing part is less than 3 ⁇ m, there is a part more than twice the average thickness t ave adjacent to it, and if the sum of these dimensions L is 3 ⁇ m or more, It can be determined that there is an agglomerated part.
  • the insulating coating film may be removed by general chemical treatment, and then the sample may be observed.
  • the insulating coating film is removed, as shown in FIG. 7, a part of the glass film 2 may be lost. Based on the above-described determination, the presence and size of the agglomerated portion can be determined. .
  • FIG. 8 is a flowchart showing a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet.
  • a slab having a predetermined composition is heated (step S1) to dissolve a substance that functions as an inhibitor.
  • step S2 hot rolling is performed to obtain a steel strip (hot rolled steel strip) (step S2).
  • fine AlN precipitates are formed.
  • the steel strip (hot rolled steel strip) is annealed to form a precipitate (primary inhibitor) such as AlN with an appropriate size and amount (step S3).
  • a precipitate such as AlN with an appropriate size and amount (step S3).
  • the steel strip (first annealed steel strip) after the annealing in step S3 is cold-rolled (step S4).
  • Cold rolling may be performed only once, or multiple times of cold rolling may be performed while intermediate annealing is performed therebetween.
  • the primary inhibitor may be formed in the intermediate annealing by omitting the annealing in step S3.
  • step S5 the steel strip after cold rolling (cold rolled steel strip) is annealed.
  • decarburization is performed, primary recrystallization occurs, and an oxide layer is formed on the surface of the cold-rolled steel strip.
  • nitriding treatment is performed on the steel strip (second annealed steel strip) after the annealing in step S5 (step S6). That is, nitrogen is introduced into the steel strip. Examples of the introduction of nitrogen include heat treatment in an atmosphere containing nitrogen gas such as ammonia. In this nitriding treatment, a precipitate (secondary inhibitor) such as AlN is formed. It is desirable that the amount of nitrogen contained in the steel strip after nitriding is 100 ppm or more. This is because the secondary recrystallization (step S7) is appropriately controlled to obtain good magnetic characteristics.
  • an annealing separator is applied to the surface of the nitriding steel strip (nitriding steel strip), and then finish annealing is performed (step S7).
  • finish annealing is performed (step S7).
  • secondary recrystallization occurs, and a glass film (sometimes called a primary film or forsterite film) is formed on the surface of the steel strip.
  • FeN and / or MnN may be included in the annealing separator, and nitriding treatment (step S6) may be performed in this final annealing. That is, nitriding treatment may be performed using nitrogen generated by decomposition of FeN and / or MnN.
  • various elements may be added to the annealing separator for improving the properties of the glass coating.
  • an insulating coating film (sometimes called a secondary film) is formed on the glass film by applying and baking an insulating coating agent (step S8).
  • the insulating coating film is formed after the temperature is lowered (cooling process) in the finish annealing (step S7).
  • a coating liquid mainly composed of colloidal silica and phosphate is used as the insulating coating agent, it is possible to effectively apply tension to the steel strip, which is effective in further improving iron loss.
  • C 0.005 mass% or less
  • the C content is preferably 0.005% or less.
  • 0.0001 mass% or more may be sufficient as content of C.
  • Si 2.0 mass% to 7.0 mass%
  • the Si content is desirably 2.0% by mass to 7.0% by mass.
  • the remainder of a slab consists of Fe and an unavoidable impurity.
  • the glass coating Next, the glass coating will be described. As described above, the aggregation portion ratio in the glass coating is 0.15 or less. Moreover, it is preferable that the aggregation part ratio is 0.10 or less. This is to effectively suppress the loss of the glass coating even when other factors (such as the annealing conditions in step S5 and / or the finishing annealing conditions in step S7) vary.
  • the composition of the glass coating is not particularly limited, but the annealing separator used in finish annealing contains, for example, MgO as a main component and contains 90% by mass or more of MgO. For this reason, the glass coating includes, for example, forsterite (Mg 2 SiO 4 ) as a main component and spinel (MgAl 2 O 4 ).
  • step S7 finish annealing
  • heating is started from a temperature of 850 ° C. or lower, and soaking is performed at 1150 ° C. to 1250 ° C.
  • the atmospheric gas is a mixed gas of H 2 gas and N 2 gas, and the ratio of N 2 gas is 20% by volume or more.
  • the oxygen potential (P (H 2 O) / P (H 2 )) is set to 0.05 to 0.3.
  • P (H 2 O) is a partial pressure of H 2 O
  • P (H 2 ) is a partial pressure of H 2 .
  • the atmosphere gas is a mixed gas of H 2 gas and N 2 gas, and the ratio of N 2 gas is 20% by volume or more.
  • the oxygen potential is not particularly limited.
  • the atmosphere gas is changed to an H 2 gas atmosphere at a temperature of 1000 ° C. to 1100 ° C. Soaking is also performed in an H 2 gas atmosphere.
  • the reason why the N 2 gas ratio before switching to the H 2 gas atmosphere is set to 20% by volume or more is to suppress denitrification from the steel strip.
  • denitrification occurs excessively, the inhibitor in the steel strip becomes insufficient, and the orientation of crystals obtained by secondary recrystallization tends to be disturbed.
  • the glass coating also has an effect of suppressing denitrification, but if the temperature is lower than 1000 ° C., this effect is small because the glass coating is not sufficiently formed. Therefore, the ratio of N 2 gas and 20 vol% or more less than 1000 ° C..
  • H 2 gas is also necessary. This is to keep the oxygen potential appropriate.
  • the oxygen potential tends to affect the oxide layer formed by annealing (step S5).
  • the oxygen potential is less than 0.05, the oxide layer becomes thinner due to reduction, so that a glass film is not sufficiently formed. If the oxygen potential exceeds 0.3, the glass coating becomes too thick and easily peels off from the steel strip. Further, the MgO hydrated water during the annealing separation is released into the atmospheric gas as water vapor during the temperature rise. Therefore, does not contain the H 2 gas may be oxygen potential is too high. Accordingly, it is assumed that the atmosphere gas contains H 2 gas at 1000 ° C. or lower. Since it contains H 2 gas in the atmosphere gas, it is desirable that the ratio of N 2 gas is below 75 vol%. If it is 50 volume% or less, it is still more suitable.
  • the temperature for switching the atmospheric gas is set to 1000 ° C. or more is that denitrification tends to occur as described above when switching at less than 1000 ° C., and in the oxide layer formed by annealing (step S5). This is because SiO 2 tends to be adversely affected. If it is less than 1000 degreeC, the glass film is not fully formed. For this reason, when the atmospheric gas is switched to the H 2 gas atmosphere in this state, the reducing property of the atmosphere becomes very strong for SiO 2 in the oxide layer. As a result, SiO 2 is adversely affected and it is difficult to form a good glass film. Therefore, the temperature for switching the atmospheric gas is set to 1000 ° C. or higher.
  • it is necessary to switch the atmosphere gas at an earlier stage than the completion of the reaction and a higher control effect can be expected by switching at an early stage. . Therefore, in order to obtain a higher effect, it is desirable to switch to the H 2 gas atmosphere in a temperature range of 1000 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower.
  • a suitable glass film can be obtained after the finish annealing is completed. That is, a glass film having an agglomerated part ratio of 0.15 or less, desirably 0.10 or less is obtained. As a result, it is possible to obtain a grain-oriented electrical steel sheet that suppresses the loss of the glass coating and has good coating properties and magnetic properties.
  • composition of the inhibitor is not particularly limited.
  • nitrides other than AlN BN, Nb 2 N, Si 3 N 4 etc.
  • these two or more types may be contained in the steel strip.
  • the production method is not limited to that shown in the flowchart of FIG. 8, and for example, the inhibitor may be formed only once.
  • the effect of the present invention becomes more remarkable when the inhibitor is formed twice. This is because the amount of nitrogen gas generated is considered to increase.
  • step S7 an annealing separator containing MgO as a main component was applied and dried, and then the switching temperature to the H 2 gas atmosphere was set as shown in Table 2 and finish annealing was performed (step S7).
  • the finish annealing first, the temperature increase was started in an atmosphere of 25% by volume of N 2 gas and the remaining H 2 gas, and the oxygen potential at 850 ° C. or lower was adjusted to 0.1. The temperature rising rate was 15 ° C./h. Then, switching to the middle of the H 2 gas atmosphere at Atsushi Nobori, the temperature was further raised up to 1200 ° C., and held at 1200 ° C. 20 hours. Comparative Example No. In No.
  • Example No. 2 As shown in Table 2, in the range of 1000 ° C. or higher, the lower the switching temperature, the lower the agglomerated part ratio. Further, Comparative Example No. in which the switching temperature exceeds the upper limit of the range of the present invention. 1 and no. In No. 2, the ratio of the agglomerated part was particularly high, and many glass coating defects were observed. On the other hand, Example No. 3, no. 4 and no. In No. 5, the aggregate part ratio was 0.15 or less, and a good glass film was obtained.
  • Comparative Example No. whose switching temperature is less than the lower limit of the range of the present invention. 6 and no. In No. 7, although the agglomerated part ratio was low, the glass film was thin. Also, lower flux density B 8 when excited at 800A / m. This is presumably because secondary recrystallization became unstable and a good crystal orientation could not be obtained. Incidentally, the magnetic flux density B 8 is a magnetic flux density when excited by 800A / m.
  • step S7 finish annealing (step S7) was performed.
  • the temperature increase was started in an atmosphere in which the proportion of N 2 gas was 25% by volume and the remainder was H 2 gas.
  • the oxygen potential below 850 degreeC was adjusted by the change of the dew point of atmosphere. Comparative Example No. In 14, the temperature increase was started in an N 2 gas atmosphere. The temperature rising rate was 15 ° C./h.
  • the ratio of the agglomerated part was high, and many glass coating defects were observed. Moreover, the glass film was thin.
  • the ratio of the agglomerated part was low, but the glass film was too thick. This leads to a decrease in the space factor. An abnormal color tone was also observed.
  • the present invention can be used, for example, in the electrical steel sheet manufacturing industry and the electrical steel sheet utilizing industry.

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Abstract

　鋼帯の窒化処理を行う。次に、焼鈍を行って、鋼帯の表面にフォルステライト系のグラス被膜を形成する。前記焼鈍を行う際に、Ｈ２ガス及びＮ２ガスを含み、Ｎ２ガスの割合が２０体積％以上の混合ガス雰囲気中で昇温を１０００℃以上まで行い、次に、１０００℃以上１１００℃以下で、雰囲気をＨ２ガス雰囲気へ切り替える。前記混合ガス雰囲気中での昇温において、８５０℃以下では、酸素ポテンシャルＰ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）を０．０５～０．３とする。

Description

方向性電磁鋼板及びその製造方法
　本発明は、変圧器及び変電機等の電気機器の鉄心に好適な方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。
　従来の方向性電磁鋼板の製造方法では、仕上げ焼鈍の際に、鋼帯の表面にグラス被膜とよばれる絶縁膜を形成し、ＡｌＮ析出物をインヒビターとして用いた結晶方位の制御を行っている。グラス被膜により鋼帯に引張張力が作用し、方向性電磁鋼板の鉄損が低減される。グラス被膜は、フォルステライト膜又は一次被膜とよばれることがある。また、結晶方位の制御により、励磁特性が向上する。
　しかし、このような従来の製造方法では、グラス被膜に多数の欠損が生じることがある。欠損の鋼帯の表面に平行な方向の寸法は数十μｍ～数百μｍである。このような欠損が生じると、グラス被膜から鋼帯が露出してしまい、外観が悪化する。また、グラス被膜の欠損は鉄損及び／又は励磁特性の悪化にもつながる。
　このようなグラス被膜の欠損を低減するための検討も行われているが、これまでの技術では、十分に欠損を低減することはできない。
特開２００６－１６１１０６号公報 特開２０００－６３９５０号公報 特開平１０－２４５６２９号公報 特開２００７－２３８９８４号公報 特開平５－１７１２８４号公報
　本発明は、グラス被膜の欠損を十分に低減することができる方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、グラス被膜の欠損とグラス被膜の構造との関係に着目し、グラス被膜の断面構造を詳細に観察した。この結果、グラス被膜には広範囲にわたって厚くなっている部分（凝集部）が存在し、この凝集部が多いほど欠損が生じやすくなっていることが判明した。そして、凝集部の発生を抑制することにより、グラス被膜の欠損を抑制することができるという知見を得た。凝集部については後述する。
　本発明は、これらの知見に基いてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　本発明に係る方向性電磁鋼板は、鋼帯と、前記鋼帯の表面に形成されたフォルステライト系のグラス被膜と、を有し、厚さが連続して前記グラス被膜の平均厚さの２倍以上となっている部分であって、前記鋼帯の表面に平行な方向における寸法が３μｍ以上の部分を凝集部と定義したとき、前記鋼帯の表面に平行な任意の線分において、当該線分の長さに対する当該線分が横切る前記凝集部の長さの総計の割合が０．１５以下であることを特徴とする。
　本発明に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、鋼帯の窒化処理を行う工程と、次に、焼鈍を行って、鋼帯の表面にフォルステライト系のグラス被膜を形成する工程と、を有し、前記焼鈍を行う工程は、Ｈ２ガス及びＮ２ガスを含み、Ｎ２ガスの割合が２０体積％以上の混合ガス雰囲気中で昇温を１０００℃以上まで行う工程と、次に、１０００℃以上１１００℃以下で、雰囲気をＨ２ガス雰囲気へ切り替える工程と、を有し、前記混合ガス雰囲気中での昇温において、８５０℃以下では、酸素ポテンシャルＰ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）を０．０５～０．３とすることを特徴とする。
　本発明によれば、グラス被膜の欠損を効果的に抑制することができる。このため、歩留まりが向上し、コストを低減することができる。また、安定して方向性電磁鋼板を製造することができる。
図１は、グラス被膜の構造を示す断面図である。 図２は、グラス被膜の凝集部を示す断面図である。 図３は、グラス被膜の空洞を示す断面図である。 図４は、方向性電磁鋼板の一例を示す平面図である。 図５は、顕微鏡観察における視野を示す図である。 図６は、凝集部割合とグラス被膜の評価との関係を示す図である。 図７は、グラス被膜の破壊を示す断面図である。 図８は、方向性電磁鋼板の製造方法を示すフローチャートである。
　前述のように、本発明者らは、グラス被膜の欠損とグラス被膜の構造との関係に着目し、グラス被膜の断面構造を詳細に観察した結果、グラス被膜には広範囲にわたって厚くなっている部分（凝集部）が存在し、この凝集部が多いほど欠損が生じやすくなっていることが判明した。そして、凝集部の発生を抑制することにより、グラス被膜の欠損を抑制することができるという知見を得た。
　本発明者らは、更に、このような知見に基いて、方向性電磁鋼板の製造方法について鋭意検討を行った。この結果、仕上げ焼鈍時の雰囲気を昇温途中で水素を含む混合ガス雰囲気から水素ガス雰囲気へ切り替えることによって、凝集部の発生を抑制し、グラス被膜の欠損を抑制することができることが判明した。
　ここで、グラス被膜の断面構造及び凝集部について説明する。図１は、グラス被膜の構造を示す断面図である。詳細は後述するが、グラス被膜は、鋼帯の表面の酸化により形成される。このため、図１に示すように、グラス被膜２の厚さは均一にはならず、グラス被膜２には、鋼帯１の表面に進入した進入部（噛込部）２ａ及び鋼帯１の表面近傍に浮遊した浮遊部２ｂが存在する。進入部２ａ及び浮遊部２ｂの大きさは種々であり、図２に示すように、特に大きな進入部２ａが存在することもある。本願発明では、このような大きな進入部２ａに関し、グラス被膜のうちの以下の条件を満たす部分を凝集部という。本願発明において、グラス被膜の凝集部とは、厚さが連続してグラス被膜の平均厚さｔａｖｅの２倍以上となっている部分であって、鋼帯の表面に平行な方向における寸法Ｌが３μｍ以上の部分をいう。なお、図３に示すように、グラス被膜２の内部に空洞３が存在することもある。このような場合、空洞３もグラス被膜２の一部であるとみなしてグラス被膜２の厚さを決定する。例えば、グラス被膜２の平均厚さは０．５μｍ～２μｍ程度であり、凝集部に含まれない進入部２ａの深さは０．５μｍ～３μｍ程度、寸法Ｌは０．５μｍ～２μｍ程度である。凝集部の寸法Ｌを３μｍ以上としたのは、０．５μｍ～２μｍ程度の進入部２ａとの区別のためである。
　そして、本願発明では、鋼帯の表面に平行な任意の線分において、当該線分の長さに対する当該線分が横切る凝集部の長さの総計の割合（凝集部割合）を０．１５以下とする。図４に、方向性電磁鋼板の一例の平面図を示す。例えば、図４に示すように、グラス被膜２内に鋼帯の表面に平行な任意の線分１０を規定し、この線分１０が３個の凝集部５ａ、５ｂ及び５ｃを横切る場合、線分１０の長さに対する、線分１０が横切る部分６ａ、６ｂ及び６ｃの長さの総計の割合（凝集部割合）を０．１５以下とする。なお、線分１０の長さは特に限定されないが、凝集部の寸法及び局在性にばらつきがあるため、線分１０の長さが短すぎると、ばらつきの影響を大きく受ける可能性がある。本発明者らの経験によると、線分１０の長さを５００μｍ以上とすれば、ばらつきの影響をほとんど受けずに適切な統計結果を得ることができるといえる。この数値限定理由については後述する。
　なお、上述のような線分の長さ及び凝集部の長さの測定方法は特に限定されないが、例えば、方向性電磁鋼板から試料を切り出し、その断面の観察によりこれらの長さを測定することができる。
　このような観察を行う場合、断面の研磨を行うことが望ましいが、グラス被膜の凝集部は、他の部分と比較して研磨により破壊されやすい。このため、仕上げ研磨として、ＦＩＢ（Focused Ion Beam）及びＣＰ（Cross-section Polisher）等のイオンビームを用いた研磨を行うことが望ましい。また、試料としては、グラス被膜の形成後、且つ絶縁コーティング膜の形成前のものを用いることが望ましい。
　そして、試料の断面の顕微鏡観察を行い、図５に示すように、視野１５内での鋼帯１１の表面の両端１１ａ及び１１ｂ間の距離を線分１０の長さとみなし、この視野１５内に存在するグラス被膜１２の凝集部の線分１０に平行な方向の長さの総計を求め、これらから凝集部割合を算出する。
　次に、凝集部割合の数値限定理由について説明する。
　本発明者らは、８本のコイル状の方向性電磁鋼板から試料を作製し、各試料について凝集部割合とグラス被膜の欠損との関係を求めた。なお、８本の方向性電磁鋼板のうちの７本は従来の方法で製造したものであり、１本は後述の方法で製造したものである。
　８本の方向性電磁鋼板のうち５本については、幅方向の３か所、長手方向の４か所で凝集部割合を求めた。また、残りの３本については、幅方向の３か所、長手方向の５か所で凝集部割合を求めた。このようにして、総計１０５か所で凝集部割合を求めた。
　また、１ｃｍ２当たりに存在するグラス被膜に生じた欠損の個数（ａ）を測定し、表１に示す６段階で評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　また、データのばらつきを軽減するために、凝集部割合の０．０２毎に表１の評価結果の平均値を算出した。例えば、凝集部割合が０．３の場合の評価として、凝集部割合が０．２９より大きく０．３１以下の範囲内にある評価結果の平均値を算出した。
　なお、これらの観察では、上記の１０５か所から１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を作製し、その表面に存在する欠損の個数（ａ）を数えた。次いで、この試料の断面観察を行い、凝集部割合を求めた。断面観察においては、鋼帯の表面に平行な５００μｍの範囲内での凝集部の長さの総計を測定した。この結果を図６に示す。図６中の電磁鋼板Ａは、従来の方法で製造した方向性電磁鋼板から作製した試料の結果を示し、電磁鋼板Ｂは、後述の方法で製造した方向性電磁鋼板から作製した試料の結果を示す。
　図６に示すように、凝集部割合が小さい場合ほど良好な評価が得られた。また、電磁鋼板Ｂでは、凝集部割合が０．１５を超えているのに対し、電磁鋼板Ａでは、凝集部割合が０．１５以下となった。そして、凝集部割合が０．１５以下であれば、評価は良好な０又は１のみである。また、凝集部割合が０．１以下であれば特に良好な評価（０）が得られやすく、０．０９以下であれば、評価は０のみである。従って、凝集部割合は０．１５以下とし、０．１以下であることが好ましく、０．０９以下であることが特に好ましい。
　なお、グラス被膜の欠損は、グラス被膜と鋼帯との界面に窒素ガスが蓄積することにより引き起こされると考えられる。従って、窒素ガスが蓄積しやすい部分が多く存在するほど、グラス被膜の欠損が生じやすいと考えられる。その一方で、観察の結果、多くのグラス凝集部に、図３に示すような空洞３が存在することが判明した。以上より、凝集部割合が大きいほどグラス被膜の欠陥が増加するのは、グラス凝集部が窒素ガスを蓄積し易い構造を有しているからであると考えられる。
　なお、凝集部の観察のための試料の作製中等に、図７に示すように、グラス被膜２の一部が破壊され、鋼帯が露出することもある。このような場合には、グラス被膜２の欠損が生じた部分にも凝集部に相当する厚さのグラス被膜２が存在していたとみなし、その周囲に残存するグラス被膜２の厚さを考慮して凝集部に該当するか否かの判断を行えばよい。例えば、欠損した部分の寸法Ｌが３μｍ以上であれば、そこに凝集部が存在すると判断することができる。また、欠損した部分の寸法Ｌが３μｍ未満であっても、そこに隣接して平均厚さｔａｖｅの２倍以上の部分が存在し、これらの寸法Ｌの和が３μｍ以上であれば、そこに凝集部が存在すると判断することができる。
　また、試料の観察は絶縁コーティング膜の形成前に行うことが望ましいが、絶縁コーティング膜の形成後に行ってもよい。この場合には、一般的な化学的な処理により絶縁コーティング膜を除去し、その後に試料の観察を行えばよい。絶縁コーティング膜の除去の際に、図７に示すように、グラス被膜２の一部が欠損することがあるが、上述のような判断に基づけば凝集部の有無及び寸法を決定することができる。
　（方向性電磁鋼板の製造方法）
　次に、上述のような方向性電磁鋼板の製造に好適な方法について説明する。図８は、方向性電磁鋼板の製造方法を示すフローチャートである。
　所定の組成のスラブの加熱を行い（ステップＳ１）、インヒビターとして機能する物質を固溶させる。
　次いで、熱間圧延を行い、鋼帯（熱延鋼帯）を得る（ステップＳ２）。この熱間圧延において、微細なＡｌＮ析出物が形成される。
　その後、鋼帯（熱延鋼帯）の焼鈍を行い、ＡｌＮ等の析出物（一次インヒビター）を適正なサイズ及び量で形成する（ステップＳ３）。
　続いて、ステップＳ３の焼鈍後の鋼帯（第１の焼鈍鋼帯）の冷間圧延を行う（ステップＳ４）。冷間圧延は１回のみ行ってもよく、複数回の冷間圧延を、間に中間焼鈍を行いながら行ってもよい。中間焼鈍を行う場合、ステップＳ３の焼鈍を省略して、中間焼鈍において、一次インヒビターを形成してもよい。
　次いで、冷間圧延後の鋼帯（冷延鋼帯）の焼鈍を行う（ステップＳ５）。この焼鈍では、脱炭が行われ、更に、一次再結晶が生じ、冷延鋼帯の表面に酸化層が形成される。
　その後、ステップＳ５の焼鈍後の鋼帯（第２の焼鈍鋼帯）の窒化処理を行う（ステップＳ６）。つまり、鋼帯への窒素の導入を行う。窒素の導入としては、例えばアンモニア等の窒素ガス含有雰囲気内での熱処理が挙げられる。この窒化処理において、ＡｌＮ等の析出物（二次インヒビター）が形成される。窒化処理後に鋼帯に含まれている窒素の量は１００ｐｐｍ以上であることが望ましい。二次再結晶（ステップＳ７）の制御を適切に行って良好な磁気特性を得るためである。
　続いて、窒化処理後の鋼帯（窒化鋼帯）の表面に焼鈍分離剤を塗布し、その後、仕上げ焼鈍を行う（ステップＳ７）。この仕上げ焼鈍において、二次再結晶が発現し、更に、鋼帯の表面にグラス被膜（一次被膜、フォルステライト被膜とよばれることもある）が形成される。なお、焼鈍分離剤にＦｅＮ及び／又はＭｎＮを含有させ、この仕上げ焼鈍において窒化処理（ステップＳ６）を行ってもよい。つまり、ＦｅＮ及び／又はＭｎＮの分解によって生じる窒素を用いて窒化処理を行ってもよい。また、焼鈍分離剤にグラス被膜の特性の向上のために種々の元素が添加されていてもよい。仕上げ焼鈍の条件の詳細については後述するが、昇温（加熱処理）、均熱処理及び降温（冷却処理）を行う。
　次いで、絶縁コーティング剤の塗布及び焼き付けにより、絶縁コーティング膜（二次被膜とよばれることもある）をグラス被膜上に形成する（ステップＳ８）。絶縁コーティング膜の形成は、仕上げ焼鈍（ステップＳ７）での降温（冷却処理）後に行う。絶縁コーティング剤として、コロイド状シリカ及びリン酸塩を主体とするコーティング液を用いると、効果的に鋼帯へ張力を付加することが可能であり、更なる鉄損の改善に有効である。
　なお、更なる鉄損改善のために、磁区細分化効果のあるレーザ光の照射又は溝の形成を行ってもよい。これらの場合、より磁気特性の優れる方向性電磁鋼板が得られる。
　（スラブの組成）
　次に、スラブの組成について説明する。
　Ｃ：０．００５質量％以下
　Ｃの含有量が０．００５％を超えていると、磁気時効により磁気特性が劣化しやすい。従って、Ｃの含有量は０．００５％以下とすることが望ましい。一方、Ｃの含有量を０．０００１質量％未満まで低減しても、磁気特性の劣化の抑制の効果はあまり大きなものとならない。このため、Ｃの含有量は０．０００１質量％以上でもよい。
　Ｓｉ：２．０質量％～７．０質量％
　Ｓｉの含有量が２．０質量％未満であると、良好な鉄損を得にくい。Ｓｉの含有量が７．０質量％を超えていると、冷間圧延（ステップＳ４）が困難になりやすい。従って、Ｓｉの含有量は、２．０質量％～７．０質量％とすることが望ましい。
　その他の元素が、方向性電磁鋼板の諸特性向上のために含有されていてもよい。また、スラブの残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなることが好ましい。
　（グラス被膜）
　次に、グラス被膜について説明する。上述のように、グラス被膜における凝集部割合は０．１５以下とする。また、凝集部割合は０．１０以下であることが好ましい。これは、他の要因（ステップＳ５の焼鈍の条件及び／又はステップＳ７の仕上げ焼鈍の条件等）にばらつきがあった場合でも効果的にグラス被膜の欠損を抑制するためである。なお、グラス被膜の組成は特に限定されないが、仕上げ焼鈍の際に用いられる焼鈍分離剤は、例えばＭｇＯを主成分とし、ＭｇＯを９０質量％以上含有している。このため、グラス被膜は、例えば、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を主成分とし、スピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）を含む。
　（仕上げ焼鈍（ステップＳ７））
　次に、仕上げ焼鈍について説明する。本発明では、８５０℃以下の温度から昇温を開始し、１１５０℃～１２５０℃で均熱処理を行う。
　８５０℃以下の温度範囲では、雰囲気ガスをＨ２ガス及びＮ２ガスの混合ガスとし、Ｎ２ガスの割合を２０体積％以上とする。また、酸素ポテンシャル（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））を０．０５～０．３とする。ここで、Ｐ（Ｈ２Ｏ）はＨ２Ｏの分圧であり、Ｐ（Ｈ２）はＨ２の分圧である。
　８５０℃よりも高く１０００℃未満の温度範囲では、雰囲気ガスをＨ２ガス及びＮ２ガスの混合ガスとし、Ｎ２ガスの割合を２０体積％以上とする。但し、酸素ポテンシャルは特に限定されない。
　１０００℃以上１１００℃以下の温度で雰囲気ガスをＨ２ガス雰囲気にする。均熱処理もＨ２ガス雰囲気中で行う。
　Ｈ２ガス雰囲気への切り替え前のＮ２ガスの割合を２０体積％以上とするのは、鋼帯からの脱窒を抑制するためである。脱窒が過剰に生じると、鋼帯中のインヒビターが不足し、二次再結晶で得られる結晶の方位が乱れやすくなる。グラス被膜も脱窒を抑制する効果を有しているが、１０００℃未満では、グラス被膜の形成が十分ではないため、この効果は小さい。従って、１０００℃未満ではＮ２ガスの割合を２０体積％以上とする。
　その一方で、Ｈ２ガス雰囲気への切り替え前にはＨ２ガスも必要である。これは酸素ポテンシャルを適性に保つためである。特に８５０℃以下の低温域では酸素ポテンシャルが、焼鈍（ステップＳ５）で形成された酸化層に影響を及ぼしやすい。酸素ポテンシャルが０．０５未満の場合、酸化層が還元により薄くなるため、グラス被膜が十分に形成されなくなる。酸素ポテンシャルが０．３を超えていると、グラス被膜が厚くなりすぎて鋼帯から剥がれやすくなる。また、焼鈍分離中のＭｇＯ水和水は昇温の途中で水蒸気として雰囲気ガス中に放出される。このため、Ｈ２ガスが含まれていない場合には、酸素ポテンシャルが高くなりすぎることがある。従って、１０００℃以下では雰囲気ガスにＨ２ガスが含まれていることとする。なお、雰囲気ガスにＨ２ガスが含まれているため、Ｎ２ガスの割合は７５体積％以下であることが望ましい。５０体積％以下であれば更に好適である。
　雰囲気ガスを切り替える温度を１０００℃以上とするのは、１０００℃未満で切り替えると、上述のように脱窒が生じやすくなるためであり、また、焼鈍（ステップＳ５）で形成された酸化層中のＳｉＯ２が悪影響を受けやすくなるためである。１０００℃未満ではグラス被膜が十分に形成されていない。このため、この状態で雰囲気ガスをＨ２ガス雰囲気に切り替えると、酸化層中のＳｉＯ２にとって雰囲気の還元性が非常に強いものとなる。この結果、ＳｉＯ２が悪影響を受け、良好なグラス被膜を形成することが困難になる。従って、雰囲気ガスを切り替える温度は１０００℃以上とする。
　雰囲気ガスを切り替える温度を１１００℃以下とするのは、グラス被膜の形成反応を効果的に抑制するためである。この切り替えを１１００℃以下で行うことがグラス被膜の凝集部の形成の抑制に繋がる理由は明確ではないが、鋼帯の表面から深い部分でのグラス被膜の反応挙動に雰囲気ガスが影響しているためであると考えられる。そして、グラス被膜の形成反応をより効果的に制御するためには、反応が完了するよりも早い段階で雰囲気ガスの切り替えを行う必要があり、早期に切り替えを行う方が高い制御効果を期待できる。従って、更に高い効果を得るには１０００℃以上、１０５０℃以下の温度範囲でＨ２ガス雰囲気への切り替えを行うことが望ましい。このような条件下で仕上げ焼鈍（ステップＳ７）を進めることにより、仕上げ焼鈍の完了後に好適なグラス被膜が得られる。つまり、凝集部割合が０．１５以下、望ましくは０．１０以下のグラス被膜が得られる。この結果、グラス被膜の欠損を抑制し、良好な被膜特性及び磁気特性を備えた方向性電磁鋼板が得られる。
　なお、インヒビターの組成は特に限定されない。例えば、ＡｌＮ以外の窒化物（ＢＮ、Ｎｂ２Ｎ、及びＳｉ３Ｎ４等）を用いてもよい。また、これらの２種類以上が鋼帯に含まれていてもよい。
　また、製造方法は図８のフローチャートに表されたものに限定されず、例えばインヒビターの形成が１回のみであってもよい。但し、インヒビターの形成が２回の場合の方が本願発明の効果が顕著となる。窒素ガスの発生量が多くなると考えられるからである。
　（実験例１）
　Ｃ：０．０５質量％、Ｓｉ：３．２質量％、Ｍｎ：０．０９質量％、Ｐ：０．０２質量％、Ｓ：０．００６質量％、Ａｌ：０．０２６質量％、Ｎ：０．００９質量％、及びＣｒ：０．１質量％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを溶製した。そして、図８に示すフローチャートに沿って、スラブ加熱（ステップＳ１）、熱間圧延（ステップＳ２）、焼鈍（ステップＳ３）及び冷間圧延（ステップＳ４）を行った。冷間圧延後の鋼帯の厚さは０．２３ｍｍとした。次いで、焼鈍（ステップＳ５）及び窒化処理（ステップＳ６）を行い、鋼帯中のＣ含有量を０．００１質量％と、Ｎ含有量を０．０２質量％とした。続いて、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤の塗布及び乾燥を行い、その後、Ｈ２ガス雰囲気への切り替え温度を表２に示すように設定し、仕上げ焼鈍（ステップＳ７）を行った。仕上げ焼鈍では、先ず、Ｎ２ガスの割合が２５体積％、残りがＨ２ガスの雰囲気で昇温を開始し、８５０℃以下の酸素ポテンシャルを０．１に調節した。また、昇温速度は１５℃／ｈとした。そして、昇温の途中でＨ２ガス雰囲気へ切り替え、更に１２００℃まで昇温し、１２００℃で２０時間保持した。なお、比較例Ｎｏ．１では、１２００℃でＨ２ガス雰囲気への切り替えを行い、そのまま１２００℃で２０時間保持した。そして、２０時間の保持後に、室温まで冷却した。次いで、未反応の焼鈍分離剤を除去し、鋼帯及びグラス被膜の評価を行った。この結果を表２に示す。表２中の「グラス被膜の状況」の○は表面観察の結果、１ｃｍ２当たりのグラス被膜の欠陥の数が０であり、かつグラス被膜の色調が灰色であったことを示す。△は欠陥の数が１又は０であり、かつグラス被膜が全体的に白っぽくなってグラス被膜が薄かったことを示す。×は欠陥の数が２個以上であったことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、１０００℃以上の範囲では切り替え温度が低いほど、凝集部割合が低くなった。また、切り替え温度が本発明の範囲の上限を超えている比較例Ｎｏ．１及びＮｏ．２では、凝集部割合が特に高く、多くのグラス被膜の欠損が観察された。一方、実施例Ｎｏ．３、Ｎｏ．４及びＮｏ．５では、凝集部割合が０．１５以下になり、良好なグラス被膜が得られた。
　また、切り替え温度が本発明の範囲の下限未満の比較例Ｎｏ．６及びＮｏ．７では、凝集部割合が低いものの、グラス被膜が薄かった。また、８００Ａ／ｍで励磁したときの磁束密度Ｂ８が低かった。これは、二次再結晶が不安定となって、良好な結晶方位が得られなかったためであると考えられる。なお、磁束密度Ｂ８は、８００Ａ／ｍで励磁したときの磁束密度である。
　（実験例２）
　Ｃ：０．０５質量％、Ｓｉ：３．２質量％、Ｍｎ：０．０９質量％、Ｐ：０．０２質量％、Ｓ：０．００６質量％、Ａｌ：０．０２６質量％、Ｎ：０．００９質量％、及びＣｒ：０．１質量％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを溶製した。そして、図８に示すフローチャートに沿って、スラブ加熱（ステップＳ１）、熱間圧延（ステップＳ２）、焼鈍（ステップＳ３）及び冷間圧延（ステップＳ４）を行った。冷間圧延後の鋼帯の厚さは０．２３ｍｍとした。次いで、焼鈍（ステップＳ５）及び窒化処理（ステップＳ６）を行い、鋼帯中のＣ含有量を０．００１質量％と、Ｎ含有量を０．０２質量％とした。続いて、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤の塗布及び乾燥を行い、その後、昇温時の酸素ポテンシャル（Ｐ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２））を表３に示すように設定し、仕上げ焼鈍（ステップＳ７）を行った。仕上げ焼鈍では、先ず、Ｎ２ガスの割合が２５体積％、残りがＨ２ガスの雰囲気で昇温を開始した。そして、８５０℃以下の酸素ポテンシャルを雰囲気の露点の変更により調節した。なお、比較例Ｎｏ．１４では、Ｎ２ガス雰囲気で昇温を開始した。また、昇温速度は１５℃／ｈとした。そして、１０５０℃でＨ２ガス雰囲気へ切り替え、更に１２００℃まで昇温し、１２００℃で２０時間保持した。そして、２０時間の保持後に、室温まで冷却した。次いで、未反応の焼鈍分離剤を除去し、鋼帯及びグラス被膜の評価を行った。この結果を表３に示す。表３中の「グラス被膜の状況」の○は表面観察の結果、１ｃｍ２当たりのグラス被膜の欠陥の数が０であり、かつグラス被膜の色調が灰色であったことを示す。△は欠陥の数が１又は０であり、かつグラス被膜が全体的に白っぽくなってグラス被膜が薄かったことを示す。×は欠陥の数が２個以上であったことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、酸素ポテンシャルが本発明の範囲の下限未満である比較例Ｎｏ．１１では、凝集部割合が高く、多くのグラス被膜の欠損が観察された。また、グラス被膜が薄かった。酸素ポテンシャルが本発明の範囲の上限を超えている比較例Ｎｏ．１４では、凝集部割合が低かったが、グラス被膜が厚くなりすぎた。このことは占積率の低下に繋がる。また、色調異常も観察された。一方、実施例Ｎｏ．１２及びＮｏ．１３では、凝集部割合が低く、グラス被膜の欠損が観察されなかった。また、外観も良好であった。
　本発明は、例えば、電磁鋼板製造産業及び電磁鋼板利用産業において利用することができる。

Claims (9)

  1. 　鋼帯と、
    　前記鋼帯の表面に形成されたフォルステライト系のグラス被膜と、
    　を有し、
    　厚さが連続して前記グラス被膜の平均厚さの２倍以上となっている部分であって、前記鋼帯の表面に平行な方向における寸法が３μｍ以上の部分を凝集部と定義したとき、
    　前記鋼帯の表面に平行な任意の線分において、当該線分の長さに対する当該線分が横切る前記凝集部の長さの総計の割合が０．１５以下であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
  2. 　前記割合が０．１０以下であることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
  3. 　前記割合が０．０９以下であることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
  4. 　前記鋼帯は、Ｓｉ：２．０質量％～７．０質量％を含有し、
    　前記鋼帯中のＣ含有量は０．００５質量％以下であることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
  5. 　前記鋼帯の残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項４に記載の方向性電磁鋼板。
  6. 　窒化物を含有することを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
  7. 　前記窒化物として、ＡｌＮ、ＢＮ、Ｎｂ２Ｎ、及びＳｉ３Ｎ４からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
  8. 　鋼帯の窒化処理を行う工程と、
    　次に、焼鈍を行って、鋼帯の表面にフォルステライト系のグラス被膜を形成する工程と、
    　を有し、
    　前記焼鈍を行う工程は、
    　Ｈ２ガス及びＮ２ガスを含み、Ｎ２ガスの割合が２０体積％以上の混合ガス雰囲気中で昇温を１０００℃以上まで行う工程と、
    　次に、１０００℃以上１１００℃以下で、雰囲気をＨ２ガス雰囲気へ切り替える工程と、
    　を有し、
    　前記混合ガス雰囲気中での昇温において、８５０℃以下では、酸素ポテンシャルＰ（Ｈ２Ｏ）／Ｐ（Ｈ２）を０．０５～０．３とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
  9. 　前記焼鈍において、二次再結晶を生じさせることを特徴とする請求項８に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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