JP4598320B2

JP4598320B2 - Method for producing grain-oriented electrical steel sheet

Info

Publication number: JP4598320B2
Application number: JP2001212508A
Authority: JP
Inventors: 重人竹林; 茂鈴木; 勝幸柳原; 修一山崎; 英一難波; 聡新井; 健一村上
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2001-07-12
Filing date: 2001-07-12
Publication date: 2010-12-15
Anticipated expiration: 2021-07-12
Also published as: JP2003027194A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として変圧器その他の電気機器等の鉄芯として利用される方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。特に、脱炭焼鈍の昇温速度および雰囲気を制御することにより、皮膜特性と磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
【０００２】
【従来の技術】
多くの電気機器に磁気鉄芯として用いられる方向性電磁鋼板は、通常Ｓｉを２．０〜７％含有し、製品の結晶組織を｛１１０｝〈００１〉方位に高度に集積させた鋼板である。方向性電磁鋼板の製品特性として、鉄損（Ｗ17／50（１．７Ｔ、５０Ｈｚの励磁条件下での電力損失）で代表される）が低く、磁束密度（Ｂ₈（８００Ａ／ｍにおける磁束密度）で代表される）が高いことが要求される。特に、最近では地球環境保全や省エネルギーの見地から、電力損失の少ない鉄芯材料、すなわち鉄損の低い方向性電磁鋼板が求められている。また、製品の結晶粒組織を｛１１０｝〈００１〉方位に集積しＢ₈を大きくすることは、励磁特性を高めることにより鉄損低減に有効である。このため、方向性電磁鋼板の鉄損及び磁束密度向上のための技術開発が重ねられてきた。
【０００３】
方向性電磁鋼板の一般的な製造方法は以下の通りである。Ｓｉを２〜７％以下含有する珪素鋼スラブを熱延し、１回もしくは中間焼鈍をはさむ２回の冷延により最終板厚に仕上げる。その後、湿潤水素雰囲気中の焼鈍（脱炭焼鈍）により、脱炭とＳｉＯ₂を主体とするサブスケールの形成および一次再結晶を行う。続いてＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を水に懸濁してスラリー状にして塗布、乾燥の後コイルに巻き取り、最終仕上げ焼鈍を行う。この最終仕上げ焼鈍により、二次再結晶が起こり鋼板の結晶粒組織が｛１１０｝〈００１〉方位に集積する。同時に鋼板表面においては、焼鈍分離剤中のＭｇＯとサブスケール中のＳｉＯ₂が反応してフォルステライト（Ｍｇ₂ＳｉＯ₄）を主体とする焼鈍皮膜が形成される。二次再結晶のためのインヒビターとしてＡｌＮを用いた場合には、この焼鈍皮膜はＭｇＡｌ₂Ｏ₄も含有する。この焼鈍皮膜に対し、以下では、通常の呼称である、グラス皮膜を用いることとする。仕上げ焼鈍後の方向性珪素鋼板には必要に応じて絶縁コーティングが施される。
【０００４】
鉄損を下げるための典型的な技術のひとつに、いわゆる磁区細分化処理があげられる。例えば、積み鉄芯用の材料として、仕上げ焼鈍後の鋼板にレーザービームを照射して局部的な微小歪を与える方法が特開昭５８−２６４０５号公報等に開示されている。また、巻き鉄芯用に対しては、珪素鋼板を鉄芯に加工した後の歪取り焼鈍によっても磁区細分化効果の消失しない方法が、特開昭６２−８６１７号公報に開示されている。
【０００５】
磁束密度向上のための典型的な技術のひとつに、特公昭４０−１５６４４号公報に開示されている製造方法があげられる。これは、ＡｌＮとＭｎＳをインヒビターとして機能させ、最終冷延工程における圧下率を８０％を超える強圧下とする製造方法である。この方法によれば、最終仕上げ焼鈍時に起こる二次再結晶により、｛１１０｝〈００１〉方位に結晶粒の方位が集積し、Ｂ₈が１．８７Ｔ以上の高磁束密度を有する方向性電磁鋼板が得られる。この製造方法ではある程度の鉄損低減をはかることができるが、二次再結晶粒径が１０mm程度と大きくなり、いわゆる磁区細分化処理を施さない場合には、高い磁束密度から期待される十分に低い鉄損値は得られていなかった。
【０００６】
これに対し、特公平６−５１１８７号公報に、二次再結晶粒組織の方位集積度を損ねることなしに二次再結晶粒径を小さくし鉄損を下げる方法が開示されている。この方法は、一次再結晶のための焼鈍（通常は脱炭焼鈍）において、１４０℃／秒以上の昇温速度で６７５℃以上の温度に加熱し、続いて脱炭処理し、さらに通常の最終仕上焼鈍により二次再結晶を起こさせるものである。一次再結晶焼鈍の昇温速度を上昇することにより、二次再結晶粒径が小さくなる。
【０００７】
しかし、単に一次再結晶焼鈍あるいは脱炭焼鈍の昇温速度を大きくしただけでは、低い鉄損は得られない。高い方位集積度や小さな二次再結晶粒径という冶金学的鉄損低減効果を実際に発揮させるためには、鋼板に引っ張り応力を付与する必要がある。最終仕上焼鈍で生成するフォルステライトを主体とするグラス皮膜は鋼板に比較して熱膨張係数が小さいため、鋼板に引っ張り応力を与え、鉄損低減に大きく貢献する。したがって、良好なグラス皮膜を形成させる必要がある。
【０００８】
しかしながら、昇温速度の変更は、脱炭焼鈍で生成するサブスケールの性質を変えてしまい、グラス皮膜の形成が損なわれ、皮膜による鋼板への張力付与効果が不十分になり、二次再結晶粒径の低減による鉄損改善効果は減退する。
【０００９】
グラス皮膜を良好に形成することは、鉄損低減に必要なばかりではなく、トランス製造工程においても重要である。特に巻きトランスの場合、製造工程において方向性電磁鋼板に曲げ加工が加えられ、その際にグラス皮膜が剥離することがある。したがって、グラス皮膜には優れた皮膜密着性が要求される。一次再結晶焼鈍ないし脱炭焼鈍の昇温速度の変更は、グラス皮膜の密着性を悪化させる。
【００１０】
また、グラスの密着性を向上させるために、グラス／鋼板界面において、グラス皮膜が部分的に鋼板部に食い込んだような形態とし、結果的にグラスと鋼板が共存する領域を作り出すことによってグラス皮膜の密着性を向上させる効果がある。しかしながら、このような構造とした場合、グラス／鋼板共存領域において、鋼板に凹凸が生じることになり、そのような領域におけるグラス／鋼板境界において誘発される磁荷によって不規則な磁区が鋼板部に形成され、鉄損特性を悪化させる場合がある。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、従来の方向性電磁鋼板に比較して皮膜特性（皮膜密着性）と磁気特性（鉄損特性）のいずれにおいても優れた方向性電磁鋼板の製造方法を提供するものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、皮膜特性（皮膜密着性）と磁気特性（鉄損特性）が優れた方向性電磁鋼板を得るために、様々な電磁鋼板を製作し、皮膜と鋼板部の界面における構造を調査解析を行い、さらに、皮膜密着性と鉄損特性も調査した。これらの電磁鋼板を作る際には以下の点に注意して行った。即ち、脱炭焼鈍の昇温過程の昇温速度と雰囲気、脱炭焼鈍の均熱過程の雰囲気を種々変えた後に最終仕上焼鈍を行って製作した。その結果以下の特徴を見出した。
【００１３】
皮膜密着性が良好のものは、皮膜と鋼板の界面において、皮膜が鋼板部分に部分的に２μｍ〜５μｍの深さで食い込んでおり、皮膜と鋼板の共存する領域が存在しており、この領域において鋼板の結晶粒は１μｍ以下〜５μｍの微細な結晶粒となっている。さらにこれら、皮膜密着性が良好なもののうち、鉄損特性に劣るものについては、この皮膜、鋼板共存部分における鋼板の結晶方位分布は、二次再結晶によって生成される｛１１０｝〈００１〉方位、あるいはそれから１０度以内の方位偏差を持った結晶粒の占める割合が非常に多く、鉄損特性も良好なものは、結晶方位分布は、二次再結晶によって生成される｛１１０｝〈００１〉方位、あるいはそれから１０度以内の方位偏差を持った結晶粒の占める割合が少なく、一次再結晶時の結晶方位分布の特徴を持った結晶方位粒の占める割合が多い。
【００１４】
このように、皮膜密着性が良好であり、かつ鉄損特性に優れたグラス皮膜及び鋼板を得る為には、好ましくは、脱炭焼鈍工程の昇温段階の少なくとも６００℃以上の温度域を９５℃／ｓ以上の昇温速度で８００℃以上に加熱し、かつこの温度域の雰囲気を以下の（a）もしくは（b）のいずれかとし、
（a）体積分率で１０^-6〜１０^-1の酸素を含有する不活性ガス、
（b）雰囲気の構成成分をＨ₂ＯとＨ₂もしくはＨ₂Ｏと不活性ガスもしくはＨ₂ＯとＨ₂と不活性ガスとし、かつ、Ｈ₂Ｏ分圧が８×１０^-5〜５×１０^-1、
一方、脱炭焼鈍の均熱時における雰囲気の構成成分をＨ₂とＨ₂ＯもしくはＨ₂、Ｈ₂Ｏと不活性ガスとしかつＨ₂Ｏ分圧のＨ₂分圧に対する比ＰＨ₂Ｏ／ＰＨ₂を０．０５〜０．７５とすることが必要である。また、脱炭焼鈍時の雰囲気を制御するために流すガスの流量の総和を、その雰囲気下で脱炭焼鈍される電磁鋼板表面積で割ることで得られる、単位面積当り雰囲気流量については、０．０１Nm³/min・m²〜1 Nm³/min・m² とすることを特徴とする。単位面積当り雰囲気流量が０．０１Nm³/min・m² 未満であると皮膜密着性が低下し、また、１Nm³/min・m² を超えると原単位が悪化するのでその上限は１Nm³/min・m²とする。
【００１５】
本発明はこれらの知見に基づくものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２．０〜７．０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板の表面にＭｇ、Ｓｉ、Ａｌを主とする酸化物からなる焼鈍皮膜を有し、皮膜と鋼板の境界より３μｍ以内の鋼板部分、あるいは、皮膜と鋼板結晶粒の混在領域における鋼板結晶粒の結晶方位分布が、Ｇｏｓｓ方位からの偏差角度が１０度以内の結晶方位粒の存在割合が０．５以下である方向性電磁鋼板を製造する方法であって、脱炭焼鈍工程の昇温段階の少なくとも６００℃以上の温度域を９５℃／ｓ以上の昇温速度で８００℃以上に加熱し、かつ、この温度域の雰囲気が体積分率で１０ ^−６〜１０ ^−１の酸素を含有する不活性ガスで構成され、脱炭焼鈍の均熱時における雰囲気の構成成分をＨ _２とＨ _２ＯもしくはＨ _２、Ｈ _２Ｏと不活性ガスとし、かつ、Ｈ _２Ｏ分圧のＨ _２分圧に対する比ＰＨ _２Ｏ／ＰＨ _２を０．０５〜０．７５とし、また、単位面積当り雰囲気流量を、０．８３Ｎｍ ^３／ｍｉｎ・ｍ ^２から１Ｎｍ ^３／ｍｉｎ・ｍ ^２の範囲とすることを特徴とする方向性電磁鋼板を製造する方法。
（２）質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２．０〜７．０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板の表面にＭｇ、Ｓｉ、Ａｌを主とする酸化物からなる焼鈍皮膜を有し、皮膜と鋼板の境界より３μｍ以内の鋼板部分、あるいは、皮膜と鋼板結晶粒の混在領域における鋼板結晶粒の結晶方位分布が、Ｇｏｓｓ方位からの偏差角度が１０度以内の結晶方位粒の存在割合が０．５以下である方向性電磁鋼板を製造する方法であって、脱炭焼鈍工程の昇温段階の少なくとも６００℃以上の温度域を９５℃／ｓ以上の昇温速度で８００℃以上に加熱し、かつ、この温度域の雰囲気が雰囲気の構成成分をＨ _２ＯとＨ _２もしくはＨ _２Ｏと不活性ガスもしくはＨ _２ＯとＨ _２と不活性ガスとし、かつ、Ｈ _２Ｏ分圧が８×１０ ^−５〜５×１０ ^−１であり、また、脱炭焼鈍の均熱時における雰囲気の構成成分をＨ _２とＨ _２ＯもしくはＨ _２、Ｈ _２Ｏと不活性ガスとし、かつ、Ｈ _２Ｏ分圧のＨ _２分圧に対する比ＰＨ _２Ｏ／ＰＨ _２を０．０５〜０．７５とし、また、単位面積当り雰囲気流量を、０．８３Ｎｍ ^３／ｍｉｎ・ｍ ^２から１Ｎｍ ^３／ｍｉｎ・ｍ ^２の範囲とすることを特徴とする方向性電磁鋼板を製造する方法。
（３）磁区細分化処理を施すことを特徴とする、（１）または（２）に記載の方向性電磁鋼板を製造する方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００１７】
図１（ａ）に、本発明の製造方法により得られた鋼板の板厚とグラス皮膜の密着性との相関を示す。皮膜の密着性は２０mm径の曲率で曲げた場合の皮膜剥離が発生しない割合（％）で評価している。すなわち、同一条件で製造された１３０前後の製品コイルから各コイルにつき６枚程度試験片を採取し、皮膜剥離が生じた頻度を示している。本発明、すなわち黒四角印は、すべての板厚において従来製品の黒丸印に比較して密着性が向上している。
【００１８】
図１（ｂ）には、得られた鉄損特性の板厚依存性を示す。本発明、すなわち、黒四角印は、すべての板厚において従来製品の黒丸印に比較して鉄損値が減少している。
【００１９】
これらの鋼板ついて、断面を観察し、皮膜及び鋼板の界面を観察し、皮膜が根を張るように鋼板部分に５μｍ〜１０μｍの深さで食い込み、結果的に鋼板と皮膜が共存している領域ができていることが分かった。このような領域が形成されることは、皮膜密着性を向上させる効果を持つ。しかしながら、このような領域の存在は、磁場印加時に鋼板表面部分に生成される磁区構造を乱し、結果的に鉄損特性に悪影響を与えてしまうことが懸念される。そこで、この界面部分の結晶方位分布を調査した。結晶方位分布を測定する場合、ラウエ法等、Ｘ線回折を利用した方法やRHEED法やLEED法等電子線の回折を利用した方法等があるが、いずれも、界面における数μｍの幅の領域における結晶方位分布を測定するには空間分解能の点で困難がある。１μｍ以下の径に収束させた電子線を試料に照射し、後方散乱された電子線によって形成される菊池パターンによって電子線照射部の結晶方位を測定し、照射する電子線をスキャンすることによって試料面の結晶方位分布を測定する電子線後方散乱法が、現状では、このような目的には適している。従って、この方法を用いて、試料断面における皮膜、鋼板共存部分の鋼板の結晶方位分布を測定した。このような部分を測定するに際して、グラス皮膜を１μｍ径のダイアモンド砥粒で軽く研磨して皮膜の上部のみを薄く剥いで、部分的に皮膜が残り、鋼板表面が部分的に露出した状態にして鋼板表面上部から行った。測定においては、１mm四方の領域を２０μｍステップでスキャンし、観察場所を変え、同様な測定を行い、それを繰り返し、観察場所による影響を平準化した。また、皮膜を剥がさずに、断面を研磨して、断面部分での観察も行った。断面観察においては、鋼板表面に沿った測定領域の長さを６００μｍ以上とり、鋼板厚み方向に１０μｍとり、0.2μｍステップでスキャンして測定した。測定する断面の長さは、その試料の特徴を抽出できるほどに統計的に充分な長さである必要があるが、６００μｍ以上とすることが好ましい。測定された結晶方位のうち、信頼性の低いものについては、測定結果を棄却し、信頼性の高いもののみ解析対象とした。ここで、信頼性とは、信頼性指数あるいはコンフィデンスインデックス等と呼ばれるパラメタで判定する。信頼性指数は、菊地パターンを認識して結晶方位を判定する際のアルゴリズムによって算出されるものであり、１以下の数値で表され、数値が大きいほど判定結果の信頼性が高い。通常、この値が0.1以上であれば信頼できると考えられている。本解析においては、信頼性指数が0.2以上の結果を解析対象とした。
【００２０】
本発明のような電磁鋼板の場合、鋼板中心部などの鋼板内部においては、二次再結晶によって｛１１０｝〈００１〉結晶方位が発達しているが、各点において測定された結晶方位が一次再結晶方位か二次再結晶方位か判別するために、｛１１０｝〈００１〉結晶方位からの結晶方位の偏差角度を求めた。これは、測定結晶方位行列に｛１１０｝〈００１〉結晶方位行列の逆行列を右からかけることによって得られるが、この際、｛１１０｝〈００１〉方位と等価な対称性を持つ２４個の結晶方位行列についても逆行列を求め、測定結晶方位に対する結晶方位偏差角度を求める。このようにして得ることができる２４個の方位偏差角度のうち最小のものを、｛１１０｝〈００１〉結晶方位に対する結晶方位偏差角度とする。
【００２１】
このようにして求めた偏差角度の分布を図２に示す。これは、前述のように、鋼板表面を薄く研磨し、皮膜を一部取り除き、鋼板表面上部より１mm四方の領域を２０μｍステップでスキャンし、測定した場合の結果である。ここで、皮膜を研磨にて取り除く際に、研磨された皮膜厚さを制御しつつ研磨する必要があるが、通常の研磨では著しく困難である。好ましくは、半導体製造に用いられる化学機械研磨の手法を用いるのがよい。図２(a)は、本発明になる材料、図２(b)は、従来材料についてのものである。これらの図より、これらの材料間の特徴的な差異が明瞭に示される。即ち、本発明の材料においては、｛１１０｝〈００１〉結晶方位からの偏差角度が１０度未満の測定点が少なく、従来材料においては、ほとんどが偏差角度が１０度未満の領域に入っているということである。この特徴をより明瞭とするためにその累積頻度を、図３に示す。図３(a)及び図３（ｂ）は、各々、図２(a)及び図２（ｂ）に対応した累積頻度曲線である。本発明になる材料においては、偏差角度１０度未満のものが３０％であり、従来材料においては８０％となっている。これは、本発明になる材料と従来材料の特徴の差異を明瞭に示すものである。以下、｛１１０｝〈００１〉結晶方位からの偏差角が１０度未満の方位を二次再結晶方位、１０度以上の方位を一次再結晶方位ということとする。以上より、従来材においては、皮膜直下において一次再結晶方位はほとんど残存していないが、本発明材においては、皮膜直下においては、かなりの量の一次再結晶方位の残存が見られることが分る。
【００２２】
次に、断面において測定した結晶方位マップの代表的なものを図４に示す。本測定においては、被測定断面において、鋼板表面平行方向に８００μｍ、鋼板厚み方向に７μｍの領域を0.2μｍステップでスキャンして測定した。図４に示す結晶方位マップは、そのようにして得られた結晶方位マップの一部を拡大して表示したものである。図４(a)が、本発明になる材料についてのもの、図４(b)が従来の材料についてのものである。また、図５〜図８は、断面において測定した図４の結晶方位マップと同様に、被膜と鋼板の境界より板厚方向に７μｍまでを、板厚ｘが１μｍ厚ごとの範囲のそれぞれにおいて２５０５点ずつ測定し、測定点における結晶方位のGoss方位からの偏差角度δΘ_G が１０度（°）以下の点と、１０度（°）超の点の存在頻度を示したものである。
【００２３】
図５〜図６からわかるように、本発明材においては、境界より板厚方向に３μｍ以下では、Goss方位からの偏差角度が１０度以下となる点が５０％以下存在するのに対し、従来材では、図７〜図８から判るように、境界より板厚方向に１μｍを超えると、ほとんどがGoss方位からの偏差角度が１０度以下となっている。なお、図４〜図８において、（１）（黒色部）は、Goss方位から１０度以上の偏差角度を持つ結晶方位の領域、（２）（灰色部）は、Goss方位に近い方位を持つ二次再結晶領域、（３）（白色部）は、測定できなかった点あるいは信頼性の低い点を示す。本発明になる材料については、皮膜直下に、二次再結晶方位以外の方位、即ち、一次再結晶方位の結晶粒が存在し、従来材料についてはそれが見られず、図２及び図３から得られる知見と一致した知見を得る。しかしながら、一次再結晶方位は、図４に明らかなように、数μｍ程度の広がりをもった結晶粒として遍在しているため、観察領域の長さが数十μｍ程度だと観察されない可能性が高い。従って、観察領域の長さは、１００μｍ以上である必要があるが、６００μｍ以上であることが好ましい。前述のように８００μｍの長さに渡って断面観察した結果を解析して得られた、二次再結晶方位の存在比率の、鋼板深さ方向の累積比率分布F(z)を図９に示す。ここでｚは、皮膜鋼板界面近傍から測った鋼板深さ方向の距離である。また、z=0となる面、即ち皮膜鋼板界面を定義する必要があるが、本測定においては、皮膜表面部まで含む断面で電子線をスキャンして得られた電子線後方散乱データで、高い信頼性で鉄の方位が同定された測定点のうち、最も皮膜表面に近い測定点における深さ方向の座標を皮膜鋼板境界、即ちz=0とした。図９(a)は、本発明になる電磁鋼板についてであり、図９(b)は、従来材についてのものである。ここで、F(z)は、次式より求めた。
【００２４】
【数１】

【００２５】
ここで右辺分母のＮは、鋼板深さｄがｚ以下である測定点の数であり、分子のN₂は、そのうち二次再結晶方位を示す測定点の数である。ここで、測定点は、信頼性指数が高いもののみを対象とする。信頼性指数は、0.1以上であることが好ましい。これを図９に図示する。図９(a)は、本発明になる材料についてのものであり、図９(b)は、従来の材料についてのものである。これらの図は、図２〜図８に見られた傾向を顕著に、かつ定量的に表していることが分る。即ち、本発明になる材料においては、鋼材表面から５μｍ程度の範囲の中に一次再結晶方位粒が非常に高い比率で存在する領域がある。また、従来材料においては、そのような領域が存在しない。従来材料の場合、表層において、ほぼすべてが二次再結晶方位である。これらの図より、本材料の特徴は、グラス皮膜・鋼板の共存領域を含む３μｍ以内の領域において、二次再結晶方位の存在比率が５０％以下と表すことができる。
【００２６】
以上より、本発明材料と従来材料との違いは顕著であることが分る。即ち、本発明になる鋼板においては、皮膜、鋼板共存領域における鋼板の結晶方位は、｛１１０｝〈００１〉結晶方位より１０度以上の偏差角度を持ったものが大部分であるのに対して、従来品の場合は、１０度以下の角度偏差をもったものが大部分である。これは、皮膜、鋼板共存領域における二次再結晶の進行程度が異なることを示す。
【００２７】
このような結晶方位分布に対して、脱炭加熱時に昇温速度を大きくし、雰囲気を制御して脱炭時の鋼板の酸化過程を制御することによって形成される酸化皮膜が重要な役割を持っている。このような酸化皮膜は、雰囲気ガスから供給される酸素が関与する鋼材表面の酸化、還元反応と、鋼材内部の酸化物の酸素あるいは鋼中残留酸素が関与する酸化、還元反応のバランスによって形成される。本発明材においては、鋼材内部の酸化物の酸素あるいは鋼中残留酸素が主に関与した鋼材表面直下での酸化反応により、酸化皮膜が形成される。
【００２８】
ここで形成される酸化皮膜は、酸化反応の局所的なばらつきを反映し、局所的に凹凸を持った形状で形成される。その後フォルステライト皮膜形成時に、局所的な凹凸は成長し、鋼板内部に１〜５μｍ程度食い込んだような形状となる。従って、鋼板の表面は、このような皮膜によって三次元的に包まれたような形態となる。
【００２９】
二次再結晶焼鈍時に、このような形態の鋼板部分は、複雑な方向性を持った応力を受け、皮膜によって包まれた領域での二次再結晶粒成長は、著しく阻害されることになり、一次再結晶方位が残存することになる。このような複雑な方向性を持った応力は局所的であり、皮膜直下から離れると急激に減衰し、方向のそろった一軸性の応力となり、鋼板内部においては、二次再結晶を阻害するようなことはない。このようにして本発明材における特徴的な皮膜直下の結晶方位分布が形成されることになる。
【００３０】
さらに、皮膜、鋼板共存領域における二次再結晶進行程度の相違は、鉄損特性に対して大きな影響を与える。それは、皮膜と鋼板の境界部分に凹凸がある場合、見かけ上の磁荷が誘起されやすくなる。その誘起された磁化によって鋼板内部に磁気的な擾乱が与えられ、鉄損が劣化するのである。本発明材は、従来材より、皮膜の鋼板部への食い込みが深いため、このような、凹凸形状による鉄損の劣化は、深刻な影響をもたらすことが懸念された。
【００３１】
しかしながら、そのような、皮膜凹凸部に接する鋼板部分を、上記の手法により一次再結晶粒とすることにより鉄損の劣化を無くし、鉄損の向上が達成された。
【００３２】
これは、以下の理由による。即ち、前述のように、皮膜凹凸部と鋼板の界面に外部から磁場を印加すると、見かけ上の磁荷が誘起されるが、この磁荷は、鋼板部に形成される磁区構造を乱す。この乱れによって鉄損が増加するため、このような磁荷は、小さいほうが鉄損の劣化は少ない。ところで、電磁鋼板に外部磁場を印加した場合、電磁鋼板には、磁化が発生するが、この磁化は、皮膜内部と鋼板内部において大きさが異なる。従って皮膜凹凸部と鋼板の界面において磁化は、不連続となる。このような不連続は、界面に磁荷が形成されることによって補償される。従って界面における磁化の変化、即ち、その不連続性が大きいほど、そこに誘起される磁荷は大きくなる。ここで、皮膜内部の磁化は、それほど大きくなく、真空中に磁場を与えた場合に誘起される磁化の大きさ程度である。従って、鋼板部の磁化の大きさによって、界面に誘起される磁荷が決まってくる。ところで、方向性電磁鋼板においては、鋼板に発生する磁化を大きくしてエネルギー伝達効率をよくするために、その〈１００〉結晶軸方向に外部磁場を印加する。即ち、二次再結晶方位における〈１００〉軸方向に外部磁場を印加する。これは、Feの磁気異方性、即ち、〈１００〉結晶軸方向に大きな磁化を発生しやすい性質に基づくものである。従って、印加磁場方向が〈１００〉結晶軸方向から離れるほど発生する磁化は小さくなる。即ち、皮膜凹凸部と鋼板部の界面において誘起される磁荷を小さくするためには、その鋼板部における結晶方位を二次再結晶方位から離れた結晶方位、即ち一次再結晶方位のままとすることにより達成される。本発明材において、このような結晶方位分布となっていることは、すでに見たとおりである。従来材においては、皮膜部の凹凸は小さいものの、それに接する鋼板部の結晶方位がほぼ二次再結晶方位となっているので、その界面に誘起される磁荷がかなり大きくなり、磁区構造が大きく乱れるために本発明材に比較して鉄損特性に劣ることとなるのである。
【００３３】
以下に、より厳密に説明する。皮膜、鋼板共存領域における鋼板部の透磁率をμとし、磁束密度ベクトル、磁場ベクトルを各々、列ベクトルＢ、Ｈとすれば、次式(2)のように書ける。
【００３４】
【数２】

【００３５】
と表される。
【００３６】
磁場の解析においては、電場の場合とは異なり、真の磁荷は存在せず、磁束密度ベクトルの発散は、ゼロであり、以下の式が成立する。
【００３７】
【数３】

【００３８】
ここで、divは、ベクトルの発散を表す演算子である。∇は、列ベクトル微分演算子であり、次式(3)のような列ベクトルとして書ける。
【００３９】
【数４】

【００４０】
また、(2)にあるように、ベクトル或いは行列の右肩の添字Tは、各々の行と列を入れ替えた行ベクトル或いは転置行列を表す。また、ここで、透磁率μは、テンソル量であり、３行３列の行列として表されることを考慮して、式(1)、及び式(3)を式(2)に代入して演算すると、形式的に、次式(5)のように書ける。
【００４１】
【数５】

【００４２】
ここで、Trace( )は、括弧内の行列の対角要素の和をとる演算子である。
【００４３】
ここで、式(4)左辺第二項は、磁場ベクトルＨの発散を含む項であり、見かけ上誘起される磁荷を表していると理解できる。このような見かけ上の誘起磁荷をρindと表せば、式(5)は、次式(6)のように書き直すことができる。
【００４４】
【数６】

【００４５】
ここで、右辺は、概略、透磁率テンソルの勾配と磁場ベクトルの内積と理解することができる。透磁率テンソルの勾配は、皮膜と鋼板の境界のように、透磁率が不連続的に変化するところで大きな値をとる。式（6）は、そのような、媒質の不連続点において、磁場Ｈの連続性を補償するために、見かけ上の磁荷が誘起されることを表していると理解することができる。さらに、そのような磁荷は、勾配と磁場Ｈとの内積に比例するため、透磁率勾配が磁場Ｈに平行方向の時に大きくなることが分る。以上より、皮膜が鋼板に食い込んだ形態における側面上にこのような磁荷が誘起され易いと理解できる。このようにして誘起された見かけ上の磁荷によって鋼板表面において逆磁区などが発生し、磁場が時間的に変化するような場合、渦電流などに起因する磁気的エネルギ損失を起こすこととなり、鉄損特性を劣化させることとなる。また、このような擾乱は、磁区という広がりを持った構造を介して生じるため、鋼板表面の限られた領域に発生した磁区変化の影響は、広がりを持って内部に浸透し、結果的に大きな擾乱となる。
【００４６】
ところで、透磁率テンソルμは、材料によって決まる量である。しかし、方向性電磁鋼の場合、磁場Ｈの方向が、〈１００〉結晶軸方向に平行となるように使われ、かつ電磁鋼は、磁気異方性を持つため、透磁率テンソルμは、結晶粒の結晶方位によって大きく変わる。ここで、試料圧延方向をｘ軸、法線方向をｚ軸とする。また、電磁鋼は立方晶であるが、立方晶の３個の互いに垂直な結晶軸、〈１００〉、〈０１０〉、〈００１〉が各々、ｘ軸、ｙ軸、ｚ軸に平行になるように結晶を配置した場合の透磁率テンソルをμ₀で定義する。鉄の磁気異方性に起因して、μ₀は、大きな値の対角要素を持ち、その非対角要素は小さい値をとる。また、試料内のある領域において結晶方位が、結晶方位行列Ｇで表される場合、そこでの透磁率テンソルμは、次式(7)で表される。
【００４７】
【数７】

【００４８】
式（7）を式（6）に代入することにより、次式（8）が得られる。
【００４９】
【数８】

【００５０】
式（8）より、透磁率テンソルの勾配は、結晶方位行列の勾配として表されることが分る。電磁鋼板における状況を考慮し、磁場Ｈは、圧延方向、即ちｘ方向に平行であることを考えると、二次再結晶方位である｛１１０｝〈００１〉方位、あるいは、それと同等な結晶対称性をもつ方位においては大きな透磁率となり、それ以外の方位の結晶粒においては、小さくなる。従って、二次再結晶結晶方位以外の方位の結晶粒の場合、式（6）及び式（8）に示される、結晶方位変化によって生じる透磁率勾配は小さくなり、見かけ上の誘起磁荷を低下させ、結果的に磁気的な擾乱が小さくなり、鉄損特性の向上につながることになる。
【００５１】
さらに、式（8）によれば結晶方位勾配の大きい領域、即ち、結晶粒界において磁荷が誘起される場合もあることを示している。このような効果は、一次再結晶粒と二次再結晶粒が接する結晶粒界において著しいと考えることができる。従って、本発明になる電磁鋼板においては、皮膜、鋼板共存領域に存在する一次粒と二次再結晶粒との境界にも無視できない量の、見かけ上の磁荷が誘起される可能性があり、皮膜と鋼板の境界に誘起される磁荷と合わせて、磁気的な多重極子場が形成され、磁区構造に変化を与え、鉄損の低下につながっていることを示唆するものである。以上、皮膜・鋼板界面に遍在する一次再結晶方位粒による鉄損特性に与える効果について述べたが、重要なのは、皮膜と鋼板が接する境界において、鋼板部が一次再結晶方位であったほうが、二次再結晶方位であった場合より境界において誘起される見かけ上の磁荷が小さいため、鋼板内部の二次再結晶方位部分に与える磁気的な擾乱が小さいということである。特に、皮膜と鋼板の界面法線方向が磁場と平行に近いほど、この効果は顕著となる。
【００５２】
元来、電磁鋼板においては、二次再結晶方位の集積度が高ければ高いほど磁気特性、鉄損特性ともに良好となる。しかしながら、皮膜・鋼板界面を凹凸にすることによって密着性を確保する場合、この凹凸界面により発生する磁気的擾乱のために鉄損特性が劣化する。
【００５３】
このような困難を避けるために、本発明にあるように、一次再結晶方位を皮膜鋼板界面部に残すことは有効に作用する。
【００５４】
しかしながら、このような残留一次再結晶粒の存在比があまりに多いと、鋼板全体として磁化が飽和しにくくなり、B₈の低下をもたらすこととなり、磁気特性上好ましくない。このような一次再結晶粒残存領域は、皮膜、鋼板共存部或いは、皮膜直下部に数μｍの深さの範囲において、空間的にランダムに分布していることが重要である。
【００５５】
【実施例】
〔実施例１〕
重量％で、３．２５％Ｓｉ、０．０７７％Ｃ、０．０８％Ｍｎ、０．０１％Ｐ、０．０３％Ｓ、０．０３％Ａｌ、０．０９％Ｎ、０．０８％Ｃｕ、０．０８％Ｓｎを含む溶鋼を鋳造し、スラブ加熱後に熱間圧延を行い、２．３mm厚の熱延板を得た。続いて１１００℃で３分間焼鈍を行い、酸洗の後、冷間圧延して０．２２mm厚とした。なお、冷間圧延中に２２０℃で５分の焼鈍を施した。
【００５６】
圧延されたストリップをＡ〜Ｋにわけ、コイルＡおよびＢに対しては通常の脱炭焼鈍を施した（従来法）。コイルＣ〜Ｋについては、通電加熱による脱炭焼鈍の急速加熱処理を施した。昇温速度や昇温帯、均熱帯の雰囲気設定条件は表１に示すとおりである。
【００５７】
その後、ＭｇＯを塗布し、１２００℃、２４時間、水素雰囲気中で最終仕上げ焼鈍を行った後、コロイダルシリカと燐酸塩を主体とする絶縁皮膜を形成し、製品とした。
【００５８】
得られた諸特性は表１に示されている。本発明条件を満足するコイルＣ〜Ｆは、皮膜特性と磁気特性に優れた方向性電磁鋼板となっている。特に、最も好ましい条件を満たすＣ〜Ｄでは、より優れた皮膜特性、磁気特性を示している。また、雰囲気条件は、本発明条件を満たすが、単位面積当たりの総流量が本発明条件を満たさないコイルＧにおいては、従来材と同程度の特性となる。
【００５９】
【表１】

【００６０】
〔実施例２〕
実施例１で得たコイルのうちＢ，Ｃ，Ｆ、Ｉにつき、更に、磁区細分化処理を行った。すなわち、歯形ロールを用いて、通板方向に対して直角方向（Ｃ方向）とのなす角が１２°の方向に、５mm間隔で深さ１５μｍ、幅９０μｍの溝を形成した。各コイルの鉄損特性を表２に示したように極めて低い鉄損値を与えている。
【００６１】
【表２】

【００６２】
【発明の効果】
本発明により、皮膜密着性に優れかつ磁気特性の極めて良好な方向性電磁鋼板を製造するための方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の鋼板と比較例の鋼板における板厚と膜密着性および鉄損との相関を示す図。
（ａ）板厚と皮膜密着性との相関を示す図。
（ｂ）板厚と鉄損の相関を示す図。
【図２】本発明材と従来材における結晶方位の｛１１０｝〈００１〉結晶方位からの偏差角度分布を示す図。
（ａ）本発明材
（ｂ）従来材
【図３】本発明材と比較材における結晶方位の｛１１０｝〈００１〉結晶方位からの偏差角度の累積頻度を示す図。
（ａ）本発明材
（ｂ）従来材
【図４】本発明材と従来材での断面における被膜・鋼板界面近傍の結晶方位マップ。
（ａ）本発明材
（ｂ）従来材
【図５】本発明材の被膜・鋼板界面から板厚方向の結晶方位分布を示す図。
【図６】本発明材の被膜・鋼板界面から板厚方向の結晶方位分布を示す図。
【図７】従来材の被膜・鋼板界面から板厚方向の結晶方位分布を示す図。
【図８】従来材の被膜・鋼板界面から板厚方向の結晶方位分布を示す図。
【図９】本発明と従来材における鋼板深さ方向に対する二次再結晶の累積比率を表わす図。
（ａ）本発明材
（ｂ）従来材[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
  The present invention relates to a grain-oriented electrical steel mainly used as an iron core of a transformer or other electrical equipment.PlankIt relates to a manufacturing method. In particular, by controlling the heating rate and atmosphere of decarburization annealing, it is a grain-oriented electrical steel with excellent film properties and magnetic properties.PlankA manufacturing method is provided.
[0002]
[Prior art]
A grain-oriented electrical steel sheet used as a magnetic iron core in many electrical devices is usually a steel sheet containing 2.0 to 7% of Si and highly accumulating the crystal structure of the product in the {110} <001> orientation. . The product characteristics of grain-oriented electrical steel sheets are low in iron loss (represented by W17 / 50 (power loss under 1.7 T, 50 Hz excitation conditions)) and magnetic flux density (B₈(Represented by magnetic flux density at 800 A / m) is required to be high. In particular, recently, iron core materials with low power loss, that is, grain-oriented electrical steel sheets with low iron loss, are required from the viewpoints of global environmental conservation and energy saving. In addition, the crystal grain structure of the product is accumulated in the {110} <001> orientation and B₈Increasing the value is effective in reducing the iron loss by enhancing the excitation characteristics. For this reason, technical development for improving the iron loss and magnetic flux density of grain-oriented electrical steel sheets has been repeated.
[0003]
The general manufacturing method of a grain-oriented electrical steel sheet is as follows. A silicon steel slab containing 2 to 7% or less of Si is hot-rolled, and finished to the final thickness by cold rolling once or two times with intermediate annealing. Then, decarburization and SiO2 are performed by annealing (decarburization annealing) in a wet hydrogen atmosphere.₂Subscale formation and primary recrystallization are mainly performed. Subsequently, an annealing separator mainly composed of MgO is suspended in water to form a slurry, which is then applied, dried, wound on a coil, and subjected to final finish annealing. By this final finish annealing, secondary recrystallization occurs and the grain structure of the steel sheet accumulates in the {110} <001> orientation. At the same time, on the steel sheet surface, MgO in the annealing separator and SiO in the subscale₂Reacts with forsterite (Mg₂SiO_Four) Is formed as a main component. When AlN is used as an inhibitor for secondary recrystallization, this annealed film is MgAl.₂O_FourAlso contains. Hereinafter, a glass film, which is a common name, is used for the annealed film. An insulating coating is applied to the grain-oriented silicon steel sheet after finish annealing as necessary.
[0004]
One of the typical techniques for reducing the iron loss is a so-called magnetic domain refinement process. For example, Japanese Laid-Open Patent Publication No. 58-26405 discloses a method of applying a local micro-strain by irradiating a steel plate after finish annealing with a laser beam as a material for a stacked iron core. In addition, for a wound iron core, Japanese Patent Laid-Open No. 62-8617 discloses a method in which the domain refining effect is not lost even by strain relief annealing after processing a silicon steel sheet into an iron core.
[0005]
One of typical techniques for improving the magnetic flux density is a manufacturing method disclosed in Japanese Patent Publication No. 40-15644. This is a production method in which AlN and MnS function as inhibitors and the rolling reduction in the final cold rolling step is a strong rolling exceeding 80%. According to this method, the orientation of crystal grains accumulates in the {110} <001> orientation by secondary recrystallization that occurs during final finish annealing, and B₈Is a grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density of 1.87 T or more. In this manufacturing method, iron loss can be reduced to some extent, but the secondary recrystallization grain size becomes as large as about 10 mm, and when the so-called magnetic domain fragmentation treatment is not performed, it is sufficiently expected from a high magnetic flux density. A low iron loss value was not obtained.
[0006]
On the other hand, Japanese Patent Publication No. 6-51187 discloses a method of reducing the secondary recrystallized grain size and reducing the iron loss without impairing the orientational accumulation degree of the secondary recrystallized grain structure. In this method, annealing for primary recrystallization (usually decarburization annealing) is performed at a temperature increase rate of 140 ° C./second or more to a temperature of 675 ° C. or higher, followed by decarburization treatment, Secondary recrystallization is caused by finish annealing. By increasing the temperature increase rate of the primary recrystallization annealing, the secondary recrystallization grain size is reduced.
[0007]
However, a low iron loss cannot be obtained simply by increasing the rate of temperature increase in primary recrystallization annealing or decarburization annealing. In order to actually exhibit the metallurgical iron loss reduction effect of high orientation accumulation and small secondary recrystallization grain size, it is necessary to apply tensile stress to the steel sheet. Since the glass film mainly composed of forsterite produced by final finish annealing has a smaller coefficient of thermal expansion than steel sheets, it gives tensile stress to the steel sheets and greatly contributes to iron loss reduction. Therefore, it is necessary to form a good glass film.
[0008]
However, the change in the heating rate changes the properties of the subscale generated by the decarburization annealing, the formation of the glass coating is impaired, the effect of applying tension to the steel sheet by the coating becomes insufficient, and the secondary recrystallization The iron loss improvement effect due to the reduction in particle size is diminished.
[0009]
Forming a glass film well is not only necessary for reducing iron loss, but is also important in the transformer manufacturing process. In particular, in the case of a wound transformer, bending is applied to the grain-oriented electrical steel sheet in the manufacturing process, and the glass film may be peeled off at that time. Therefore, the glass film is required to have excellent film adhesion. The change in the heating rate of primary recrystallization annealing or decarburization annealing deteriorates the adhesion of the glass film.
[0010]
In addition, in order to improve the adhesion of the glass, the glass film is formed in such a manner that the glass film partially bites into the steel plate part at the glass / steel interface, and as a result, a region where the glass and the steel sheet coexist is created. There is an effect of improving the adhesion. However, with such a structure, the steel plate becomes uneven in the glass / steel plate coexistence region, and irregular magnetic domains are formed in the steel plate portion due to magnetic charges induced at the glass / steel plate boundary in such a region. In some cases, the iron loss characteristics are deteriorated.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
  The present invention is a grain-oriented electrical steel superior in both film characteristics (film adhesion) and magnetic characteristics (iron loss characteristics) compared to conventional grain-oriented electrical steel sheets.PlankA manufacturing method is provided.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
In order to obtain a grain-oriented electrical steel sheet having excellent coating properties (coating adhesion) and magnetic properties (iron loss properties), the present inventors have produced various electrical steel plates and have a structure at the interface between the coating and the steel plate portion. A survey analysis was conducted, and the film adhesion and iron loss characteristics were also investigated. When making these electrical steel sheets, attention was paid to the following points. That is, the final finishing annealing was performed after changing the heating rate and atmosphere in the temperature raising process of the decarburization annealing and the atmosphere in the soaking process of the decarburization annealing. As a result, the following features were found.
[0013]
For the film with good adhesion, the film partially penetrates into the steel plate part at a depth of 2 μm to 5 μm at the interface between the film and the steel plate, and there is a region where the film and the steel plate coexist. The crystal grains of the steel plate are fine crystal grains of 1 μm or less to 5 μm. Further, among those having good film adhesion, those having inferior iron loss characteristics have a {110} <001> orientation generated by secondary recrystallization in the crystal orientation distribution of the steel sheet in the coating and steel plate coexisting portion. Alternatively, the crystal grains having an orientation deviation within 10 degrees account for a very large proportion and the iron loss characteristics are good. The crystal orientation distribution is generated by secondary recrystallization {110} <001> The proportion of crystal grains having an orientation or an orientation deviation within 10 degrees therefrom is small, and the proportion of crystal orientation grains having the characteristics of the crystal orientation distribution during primary recrystallization is large.
[0014]
Thus, in order to obtain a glass film and a steel sheet having good film adhesion and excellent iron loss characteristics, it is preferable that a temperature range of at least 600 ° C. in the temperature rising stage of the decarburization annealing process is 95. Heat to 800 ° C. or higher at a temperature rising rate of at least C / s, and the atmosphere in this temperature range is either (a) or (b) below,
(A) 10 in volume fraction^-6-10^-1An inert gas containing oxygen,
(B) H₂O and H₂Or H₂O and inert gas or H₂O and H₂And inert gas, and H₂O partial pressure is 8 × 10^-Five~ 5x10^-1,
On the other hand, H₂And H₂O or H₂, H₂O and inert gas and H₂O partial pressure H₂Ratio PH to partial pressure₂O / PH₂Is required to be 0.05 to 0.75. In addition, regarding the atmospheric flow rate per unit area obtained by dividing the sum of the flow rates of the gas flowing to control the atmosphere during decarburization annealing by the surface area of the electrical steel sheet to be decarburized and annealed under the atmosphere, 01Nm^Three/ min ・ m²~ 1 Nm^Three/ min ・ m² It is characterized by. Atmospheric flow rate per unit area is 0.01Nm^Three/ min ・ m² If it is less than 1, the film adhesion is reduced, and 1 Nm^Three/ min ・ m² Since the basic unit deteriorates, the upper limit is 1Nm^Three/ min ・ m²And
[0015]
  The present invention is based on these findings, and the gist thereof is as follows.
(1) Steel plate containing, by mass%, C: 0.005% or less, Si: 2.0-7.0%, the balance being Fe and inevitable impuritiesTable ofThe surface has an annealed film consisting mainly of oxides of Mg, Si, and Al, and the crystal orientation of the steel sheet crystal grains in the steel plate portion within 3 μm from the boundary between the film and the steel sheet, or in the mixed region of the film and steel sheet crystal grains The distribution is such that the existence ratio of crystal orientation grains whose deviation angle from the Goss orientation is within 10 degrees is 0.5 or less.WhoOriented electrical steel sheetIn which the temperature range of at least 600 ° C. in the temperature rising stage of the decarburization annealing step is heated to 800 ° C. or higher at a temperature rising rate of 95 ° C./s or more, and the atmosphere in this temperature range is 10 in volume fraction ^-6 -10 ^-1 It is composed of an inert gas containing oxygen, and the constituent components of the atmosphere during soaking of the decarburization annealing are H ₂ And H ₂ O or H ₂ , H ₂ O and inert gas, and H ₂ O partial pressure H ₂ Ratio PH to partial pressure ₂ O / PH ₂ 0.05 to 0.75, and the atmospheric flow rate per unit area is 0.83 Nm ³ / Min · m ² To 1 Nm ³ / Min · m ² For producing grain-oriented electrical steel sheets, characterized in that.
(2)From an oxide mainly composed of Mg, Si, and Al on the surface of a steel sheet containing, in mass%, C: 0.005% or less, Si: 2.0-7.0%, the balance being Fe and inevitable impurities The crystal orientation distribution of the steel sheet crystal grains in the steel plate portion within 3 μm from the boundary between the coating film and the steel sheet, or in the mixed region of the coating film and the steel plate crystal grains, the deviation angle from the Goss orientation is within 10 degrees. Those whose crystal orientation grain content is 0.5 or lessOriented electrical steel sheetIn which the temperature range of at least 600 ° C. in the temperature rising stage of the decarburization annealing step is heated to 800 ° C. or higher at a temperature rising rate of 95 ° C./s or more, and the atmosphere in this temperature range is The atmospheric component is H ₂ O and H ₂ Or H ₂ O and inert gas or H ₂ O and H ₂ And inert gas, and H ₂ O partial pressure is 8 × 10 ^-5 ~ 5x10 ^-1 In addition, the constituent components of the atmosphere during soaking of the decarburization annealing are H ₂ And H ₂ O or H ₂ , H ₂ O and inert gas, and H ₂ O partial pressure H ₂ Ratio PH to partial pressure ₂ O / PH ₂ 0.05 to 0.75, and the atmospheric flow rate per unit area is 0.83 Nm ³ / Min · m ² To 1 Nm ³ / Min · m ² For producing grain-oriented electrical steel sheets, characterized in that.
(3) Magnetic domain subdivision processing is performed, (1)Or (2)Oriented electrical steel sheetHow to manufacture.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
[0017]
FIG. 1A shows the correlation between the thickness of the steel sheet obtained by the production method of the present invention and the adhesion of the glass film. The adhesion of the film is evaluated by a ratio (%) at which the film does not peel when bent with a 20 mm diameter curvature. That is, about six test pieces are collected for each coil from about 130 product coils manufactured under the same conditions, and the frequency at which film peeling occurs is shown. The adhesion of the present invention, that is, the black square mark, is improved in all plate thicknesses as compared with the black circle mark of the conventional product.
[0018]
FIG. 1B shows the thickness dependence of the obtained iron loss characteristics. In the present invention, that is, the black square mark, the iron loss value is reduced as compared with the black circle mark of the conventional product at all plate thicknesses.
[0019]
For these steel plates, observe the cross-section, observe the interface between the coating and the steel plate, bite into the steel plate part at a depth of 5 μm to 10 μm so that the coating stretches, and as a result, the region where the steel plate and the coating coexist I found out that Formation of such a region has an effect of improving the film adhesion. However, there is a concern that the presence of such a region disturbs the magnetic domain structure generated on the surface of the steel sheet when a magnetic field is applied, and consequently adversely affects the iron loss characteristics. Therefore, the crystal orientation distribution of this interface portion was investigated. When measuring the crystal orientation distribution, there are methods using X-ray diffraction, such as Laue method, and methods using electron beam diffraction, such as RHEED method and LEED method. It is difficult to measure the crystal orientation distribution at the point of spatial resolution. A sample is irradiated by irradiating the sample with an electron beam converged to a diameter of 1 μm or less, measuring the crystal orientation of the electron beam irradiated portion by the Kikuchi pattern formed by the backscattered electron beam, and scanning the irradiated electron beam. At present, the electron beam backscattering method for measuring the crystal orientation distribution of a surface is suitable for such a purpose. Therefore, using this method, the crystal orientation distribution of the steel sheet in the coexisting portion of the coating film and the steel sheet in the sample cross section was measured. When measuring such a part, the glass film is lightly polished with 1 μm-diamond diamond grains, and only the upper part of the film is thinly peeled, so that the film remains partially and the steel sheet surface is partially exposed. Performed from the upper surface of the steel plate. In the measurement, an area of 1 mm square was scanned in 20 μm steps, the observation place was changed, the same measurement was performed, and this was repeated, and the influence of the observation place was leveled. In addition, the cross section was polished without peeling off the film, and the cross section was also observed. In the cross-sectional observation, the length of the measurement region along the steel plate surface was 600 μm or more, 10 μm was taken in the thickness direction of the steel plate, and the measurement was performed by scanning in 0.2 μm steps. The length of the cross section to be measured needs to be statistically sufficient to extract the characteristics of the sample, but is preferably 600 μm or more. Of the measured crystal orientations, those with low reliability were rejected, and only those with high reliability were selected for analysis. Here, the reliability is determined by a parameter called a reliability index or a confidence index. The reliability index is calculated by an algorithm for recognizing the Kikuchi pattern and determining the crystal orientation, and is represented by a numerical value of 1 or less. The larger the numerical value, the higher the reliability of the determination result. Normally, it is considered reliable if this value is 0.1 or more. In this analysis, results with a reliability index of 0.2 or more were analyzed.
[0020]
In the case of the electromagnetic steel sheet as in the present invention, the {110} <001> crystal orientation is developed by secondary recrystallization inside the steel sheet such as the central part of the steel sheet, but the crystal orientation measured at each point is primary. In order to discriminate between the recrystallization orientation and the secondary recrystallization orientation, the deviation angle of the crystal orientation from the {110} <001> crystal orientation was determined. This is obtained by multiplying the measured crystal orientation matrix by the inverse matrix of the {110} <001> crystal orientation matrix from the right. At this time, 24 symmetric elements equivalent to the {110} <001> orientation are obtained. The inverse matrix is also obtained for the crystal orientation matrix, and the crystal orientation deviation angle with respect to the measured crystal orientation is obtained. The smallest of the 24 orientation deviation angles that can be obtained in this way is defined as the crystal orientation deviation angle with respect to the {110} <001> crystal orientation.
[0021]
The distribution of the deviation angles obtained in this way is shown in FIG. As described above, this is the result when the surface of the steel plate is thinly polished, a part of the film is removed, and a region 1 mm square from the upper surface of the steel plate is scanned in 20 μm steps and measured. Here, when removing the film by polishing, it is necessary to polish the film while controlling the thickness of the polished film, but this is extremely difficult with normal polishing. Preferably, a chemical mechanical polishing method used for semiconductor manufacture is used. 2 (a) shows the material according to the present invention, and FIG. 2 (b) shows the conventional material. These figures clearly show the characteristic differences between these materials. That is, in the material of the present invention, there are few measurement points whose deviation angle from the {110} <001> crystal orientation is less than 10 degrees, and most of the conventional materials are in the region where the deviation angle is less than 10 degrees. That's what it means. In order to make this feature clearer, the cumulative frequency is shown in FIG. 3 (a) and 3 (b) are cumulative frequency curves corresponding to FIGS. 2 (a) and 2 (b), respectively. In the material according to the present invention, the deviation angle of less than 10 degrees is 30%, and the conventional material is 80%. This clearly shows the difference in characteristics between the material according to the present invention and the conventional material. Hereinafter, an orientation whose deviation angle from the {110} <001> crystal orientation is less than 10 degrees is referred to as a secondary recrystallization orientation, and an orientation of 10 degrees or more is referred to as a primary recrystallization orientation. As described above, in the conventional material, there is almost no primary recrystallization orientation remaining immediately under the film, but in the present invention material, a considerable amount of primary recrystallization orientation remains under the film. The
[0022]
Next, a typical crystal orientation map measured in the cross section is shown in FIG. In this measurement, in the cross section to be measured, an area of 800 μm in the direction parallel to the steel sheet surface and 7 μm in the thickness direction of the steel sheet was scanned and measured in 0.2 μm steps. The crystal orientation map shown in FIG. 4 is an enlarged display of a portion of the crystal orientation map thus obtained. FIG. 4A shows the material according to the present invention, and FIG. 4B shows the conventional material. 5 to 8, in the same manner as the crystal orientation map of FIG. 4 measured in cross section, up to 7 μm in the plate thickness direction from the boundary between the coating and the steel plate, and 2505 in each of the ranges where the plate thickness x is 1 μm. Measured point by point, deviation angle δΘ of Goss orientation of crystal orientation at measurement point_G Indicates the frequency of existence of points of 10 degrees (°) or less and points of more than 10 degrees (°).
[0023]
As can be seen from FIGS. 5 to 6, in the material of the present invention, when the thickness is 3 μm or less from the boundary, there are 50% or less points where the deviation angle from the Goss orientation is 10 degrees or less. As can be seen from FIGS. 7 to 8, most of the materials have a deviation angle of 10 degrees or less from the Goss orientation when exceeding 1 μm in the thickness direction from the boundary. 4 to 8, (1) (black part) is a crystal orientation region having a deviation angle of 10 degrees or more from the Goss orientation, and (2) (gray part) has an orientation close to the Goss orientation. The secondary recrystallization region (3) (white part) indicates a point that cannot be measured or a point with low reliability. Regarding the material according to the present invention, there are orientation grains other than the secondary recrystallization orientation, that is, the crystal grains of the primary recrystallization orientation, immediately below the film. Obtain knowledge consistent with the findings. However, as is apparent from FIG. 4, the primary recrystallization orientation is ubiquitous as crystal grains having a spread of about several μm, so that the observation region may not be observed if the length is about several tens of μm. Is expensive. Therefore, the length of the observation region needs to be 100 μm or more, but is preferably 600 μm or more. FIG. 9 shows the cumulative ratio distribution F (z) in the steel sheet depth direction of the existence ratio of the secondary recrystallization orientation obtained by analyzing the cross-sectional observation result over the length of 800 μm as described above. . Here, z is the distance in the steel sheet depth direction measured from the vicinity of the coated steel sheet interface. In addition, it is necessary to define the surface where z = 0, that is, the coated steel plate interface, but in this measurement, the electron beam backscattering data obtained by scanning the electron beam in the cross section including the surface of the coating is high. Of the measurement points whose iron orientation was identified with reliability, the coordinate in the depth direction at the measurement point closest to the coating surface was defined as the coating steel plate boundary, that is, z = 0. FIG. 9 (a) shows the electromagnetic steel sheet according to the present invention, and FIG. 9 (b) shows the conventional material. Here, F (z) was obtained from the following equation.
[0024]
[Expression 1]

[0025]
Here, N in the right side denominator is the number of measurement points where the steel sheet depth d is equal to or less than z,₂Is the number of measurement points indicating the secondary recrystallization orientation. Here, only measurement points with a high reliability index are targeted. The reliability index is preferably 0.1 or more. This is illustrated in FIG. FIG. 9 (a) is about the material according to the present invention, and FIG. 9 (b) is about the conventional material. It can be seen that these figures remarkably and quantitatively represent the trends seen in FIGS. That is, in the material according to the present invention, there is a region where primary recrystallization orientation grains exist in a very high ratio within a range of about 5 μm from the steel surface. Further, such a region does not exist in the conventional material. In the case of a conventional material, almost all of the surface layers have secondary recrystallization orientations. From these figures, the characteristics of this material can be expressed as the existence ratio of secondary recrystallization orientation being 50% or less in the region within 3 μm including the coexistence region of the glass film and the steel plate.
[0026]
From the above, it can be seen that the difference between the material of the present invention and the conventional material is significant. That is, in the steel sheet according to the present invention, the crystal orientation of the steel sheet in the coexisting region of the film and the steel sheet is mostly the one having a deviation angle of 10 degrees or more from the {110} <001> crystal orientation. In the case of conventional products, most of them have an angle deviation of 10 degrees or less. This indicates that the degree of progress of secondary recrystallization in the coating and steel plate coexistence region is different.
[0027]
For such a crystal orientation distribution, the oxide film formed by increasing the heating rate during decarburization heating and controlling the atmosphere by controlling the atmosphere plays an important role. ing. Such an oxide film is formed by a balance between the oxidation and reduction reaction of the steel surface involving oxygen supplied from the atmospheric gas and the oxidation and reduction reaction involving oxygen of the oxide inside the steel material or residual oxygen in the steel. The In the present invention material, an oxide film is formed by an oxidation reaction immediately below the surface of the steel material mainly involving oxygen in the steel material or residual oxygen in the steel.
[0028]
The oxide film formed here reflects a local variation in the oxidation reaction and is formed in a locally uneven shape. Thereafter, when the forsterite film is formed, local irregularities grow and become a shape that bites into the steel sheet by about 1 to 5 μm. Therefore, the surface of the steel sheet is in a form three-dimensionally wrapped by such a film.
[0029]
During secondary recrystallization annealing, the steel plate part with such a shape is subjected to stress with a complicated direction, and secondary recrystallization grain growth in the region surrounded by the film will be significantly hindered. The primary recrystallization orientation remains. Such stress with complex directionality is local, and when it moves away from just below the film, it suddenly attenuates and becomes a uniaxial stress with uniform direction, which inhibits secondary recrystallization inside the steel plate. There is nothing wrong. In this way, a characteristic crystal orientation distribution immediately below the film in the material of the present invention is formed.
[0030]
Furthermore, the difference in the degree of progress of secondary recrystallization in the coating and steel plate coexistence region has a great influence on the iron loss characteristics. That is, when there is unevenness at the boundary between the film and the steel plate, an apparent magnetic charge is likely to be induced. The induced magnetization gives a magnetic disturbance to the inside of the steel sheet, and the iron loss is deteriorated. Since the material of the present invention has a deeper penetration of the film into the steel plate portion than the conventional material, there is a concern that such deterioration of the iron loss due to the uneven shape may have a serious effect.
[0031]
However, such a steel plate portion in contact with the film uneven portion is made primary recrystallized grains by the above method, thereby eliminating the deterioration of the iron loss and improving the iron loss.
[0032]
This is due to the following reason. That is, as described above, when a magnetic field is applied from the outside to the interface between the coating uneven portion and the steel plate, an apparent magnetic charge is induced, but this magnetic charge disturbs the magnetic domain structure formed in the steel plate portion. Since the iron loss increases due to this disturbance, the smaller the magnetic charge, the less the iron loss is deteriorated. By the way, when an external magnetic field is applied to the electromagnetic steel sheet, magnetization is generated in the electromagnetic steel sheet, but the magnitude of this magnetization differs between the inside of the coating and the inside of the steel sheet. Accordingly, the magnetization is discontinuous at the interface between the film irregularities and the steel plate. Such discontinuities are compensated by the formation of magnetic charges at the interface. Therefore, the greater the change in magnetization at the interface, that is, the greater the discontinuity, the greater the magnetic charge induced there. Here, the magnetization inside the film is not so large, and is about the magnitude of the magnetization induced when a magnetic field is applied in a vacuum. Therefore, the magnetic charge induced at the interface is determined by the magnitude of the magnetization of the steel plate portion. By the way, in a grain-oriented electrical steel sheet, an external magnetic field is applied in the <100> crystal axis direction in order to increase the magnetization generated in the steel sheet and improve the energy transfer efficiency. That is, an external magnetic field is applied in the <100> axis direction in the secondary recrystallization orientation. This is based on the magnetic anisotropy of Fe, that is, the property of easily generating large magnetization in the <100> crystal axis direction. Accordingly, as the applied magnetic field direction moves away from the <100> crystal axis direction, the generated magnetization becomes smaller. That is, in order to reduce the magnetic charge induced at the interface between the coating unevenness portion and the steel plate portion, the crystal orientation in the steel plate portion is kept away from the secondary recrystallization orientation, that is, the primary recrystallization orientation. Is achieved. In the material of the present invention, such a crystal orientation distribution has already been seen. In the conventional material, although the unevenness of the film part is small, the crystal orientation of the steel plate part in contact with it is almost secondary recrystallization orientation, so the magnetic charge induced at the interface becomes considerably large and the magnetic domain structure is large. Because of the disturbance, the iron loss characteristics are inferior to those of the present invention material.
[0033]
This will be explained more strictly below. If the permeability of the steel plate portion in the film and steel plate coexistence region is μ and the magnetic flux density vector and magnetic field vector are the column vectors B and H, respectively, the following equation (2) can be obtained.
[0034]
[Expression 2]

[0035]
It is expressed.
[0036]
In the analysis of the magnetic field, unlike the case of the electric field, there is no true magnetic charge, the divergence of the magnetic flux density vector is zero, and the following equation is established.
[0037]
[Equation 3]

[0038]
Here, div is an operator representing the divergence of the vector. ∇ is a column vector differential operator, and can be written as a column vector like the following equation (3).
[0039]
[Expression 4]

[0040]
Further, as shown in (2), the superscript T on the right shoulder of a vector or matrix represents a row vector or transposed matrix in which each row and column are exchanged. Here, permeability μ is a tensor amount, and is expressed as a 3 × 3 matrix, substituting Equation (1) and Equation (3) into Equation (2). When it is calculated, it can be formally written as the following equation (5).
[0041]
[Equation 5]

[0042]
Here, Trace () is an operator that takes the sum of the diagonal elements of the matrix in parentheses.
[0043]
Here, the second term on the left side of Equation (4) is a term including the divergence of the magnetic field vector H, and can be understood to represent an apparently induced magnetic charge. If such an apparent induced magnetic charge is expressed as ρind, the equation (5) can be rewritten as the following equation (6).
[0044]
[Formula 6]

[0045]
Here, the right side can be roughly understood as the inner product of the gradient of the magnetic permeability tensor and the magnetic field vector. The gradient of the magnetic permeability tensor takes a large value where the magnetic permeability changes discontinuously like the boundary between the film and the steel plate. Equation (6) can be understood to represent that an apparent magnetic charge is induced to compensate for the continuity of the magnetic field H at such a discontinuity of the medium. Furthermore, since such a magnetic charge is proportional to the inner product of the gradient and the magnetic field H, it can be seen that the magnetic permeability gradient increases when the magnetic gradient is parallel to the magnetic field H. From the above, it can be understood that such a magnetic charge is likely to be induced on the side surface in the form in which the coating bites into the steel sheet. In the case where a reverse magnetic domain or the like is generated on the surface of the steel sheet due to the apparent magnetic charge induced in this way, and the magnetic field changes with time, magnetic energy loss due to eddy currents or the like is caused, and iron Loss characteristics will be deteriorated. In addition, since such a disturbance occurs through a structure having a magnetic domain spread, the influence of the magnetic domain change generated in a limited area on the surface of the steel sheet penetrates into the interior with a spread, resulting in a large amount. It becomes a revolt.
[0046]
Incidentally, the magnetic permeability tensor μ is an amount determined by the material. However, in the case of directional electromagnetic steel, the magnetic field H is used so that the direction of the magnetic field H is parallel to the <100> crystal axis direction, and the magnetic steel has magnetic anisotropy. It varies greatly depending on the crystal orientation of the grains. Here, the sample rolling direction is the x-axis, and the normal direction is the z-axis. Moreover, although the electromagnetic steel is a cubic crystal, three cubic crystal axes perpendicular to each other, <100>, <010>, and <001> are parallel to the x-axis, y-axis, and z-axis, respectively. The permeability tensor when crystals are placed on₀Define in. Due to the magnetic anisotropy of iron, μ₀Has a diagonal element with a large value, and its non-diagonal element has a small value. When the crystal orientation is expressed by a crystal orientation matrix G in a certain region in the sample, the magnetic permeability tensor μ there is expressed by the following equation (7).
[0047]
[Expression 7]

[0048]
By substituting equation (7) into equation (6), the following equation (8) is obtained.
[0049]
[Equation 8]

[0050]
From equation (8), it can be seen that the gradient of the permeability tensor is expressed as the gradient of the crystal orientation matrix. Considering the situation in the electrical steel sheet, considering that the magnetic field H is parallel to the rolling direction, that is, the x direction, the {110} <001> orientation which is the secondary recrystallization orientation, or the equivalent crystal symmetry In the orientation with, the magnetic permeability is large, and in the crystal grains in other orientations, it becomes small. Therefore, in the case of crystal grains with orientations other than the secondary recrystallized crystal orientation, the permeability gradient produced by the change in crystal orientation shown in Equation (6) and Equation (8) is reduced, and the apparent induced magnetic charge is reduced. As a result, the magnetic disturbance is reduced, and the iron loss characteristics are improved.
[0051]
Further, according to the equation (8), it is shown that a magnetic charge may be induced in a region having a large crystal orientation gradient, that is, a crystal grain boundary. Such an effect can be considered to be remarkable at the grain boundary where the primary recrystallized grains and the secondary recrystallized grains are in contact. Therefore, in the magnetic steel sheet according to the present invention, an apparent magnetic charge of a non-negligible amount may be induced at the boundary between the primary grain and the secondary recrystallized grain existing in the coating and steel plate coexistence region. This suggests that a magnetic multipole field is formed in combination with the magnetic charge induced at the boundary between the film and the steel sheet, which changes the magnetic domain structure and leads to a decrease in iron loss. As mentioned above, although the effect on the iron loss property due to the primary recrystallization orientation grains ubiquitous at the interface between the coating and the steel sheet has been described, the important thing is that the steel plate part has the primary recrystallization orientation at the boundary where the coating and the steel sheet are in contact. Since the apparent magnetic charge induced at the boundary is smaller than in the case of the secondary recrystallization orientation, the magnetic disturbance given to the secondary recrystallization orientation portion inside the steel plate is small. In particular, this effect becomes more prominent as the interface normal direction between the film and the steel plate is closer to the magnetic field.
[0052]
Originally, in an electrical steel sheet, the higher the degree of integration of secondary recrystallization orientation, the better the magnetic properties and iron loss properties. However, when the adhesion is ensured by making the film / steel interface uneven, the iron loss characteristics deteriorate due to the magnetic disturbance generated by the uneven interface.
[0053]
In order to avoid such difficulties, it is effective to leave the primary recrystallization orientation at the interface of the coated steel sheet as in the present invention.
[0054]
However, if the abundance ratio of such residual primary recrystallized grains is too large, the magnetization of the steel sheet as a whole becomes difficult to saturate, and B₈This is not preferable in terms of magnetic characteristics. It is important that such primary recrystallized grain remaining regions are spatially randomly distributed in a range of a depth of several μm at the coating, the steel plate coexisting portion, or immediately below the coating.
[0055]
【Example】
[Example 1]
By weight, 3.25% Si, 0.077% C, 0.08% Mn, 0.01% P, 0.03% S, 0.03% Al, 0.09% N, 0.08% A molten steel containing Cu and 0.08% Sn was cast and hot-rolled after slab heating to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.3 mm. Subsequently, annealing was performed at 1100 ° C. for 3 minutes, pickling and cold rolling to a thickness of 0.22 mm. In addition, annealing for 5 minutes was performed at 220 degreeC during cold rolling.
[0056]
The rolled strip was divided into AK, and the coils A and B were subjected to normal decarburization annealing (conventional method). The coils C to K were subjected to a rapid heating process of decarburization annealing by energization heating. Table 1 shows the temperature increase rate, temperature increase zone, and soaking zone atmosphere setting conditions.
[0057]
Then, after applying MgO and performing final finish annealing in a hydrogen atmosphere at 1200 ° C. for 24 hours, an insulating film mainly composed of colloidal silica and phosphate was formed to obtain a product.
[0058]
The properties obtained are shown in Table 1. Coils C to F satisfying the conditions of the present invention are grain-oriented electrical steel sheets having excellent film characteristics and magnetic characteristics. In particular, C to D satisfying the most preferable conditions show more excellent film characteristics and magnetic characteristics. Further, the atmospheric conditions satisfy the present invention, but the coil G in which the total flow rate per unit area does not satisfy the present invention has the same characteristics as the conventional material.
[0059]
[Table 1]

[0060]
[Example 2]
Of the coils obtained in Example 1, B, C, F, and I were further subjected to magnetic domain fragmentation. That is, using a tooth profile roll, grooves having a depth of 15 μm and a width of 90 μm were formed at intervals of 5 mm in an angle of 12 ° with the direction perpendicular to the sheet passing direction (C direction). As shown in Table 2, the iron loss characteristic of each coil gives an extremely low iron loss value.
[0061]
[Table 2]

[0062]
【The invention's effect】
According to the present invention, excellent film adhesion and extremely good magnetic propertiesOneA method for producing a grain-oriented electrical steel sheet can be provided.
[Brief description of the drawings]
BRIEF DESCRIPTION OF DRAWINGS FIG. 1 is a diagram showing the correlation between plate thickness, film adhesion, and iron loss in a steel plate of the present invention and a comparative steel plate.
(A) The figure which shows the correlation with plate | board thickness and film | membrane adhesiveness.
(B) The figure which shows the correlation of sheet thickness and iron loss.
FIG. 2 is a graph showing a deviation angle distribution from a {110} <001> crystal orientation of a crystal orientation in the present invention material and a conventional material.
(A) Invention material
(B) Conventional material
FIG. 3 is a diagram showing the cumulative frequency of deviation angles of crystal orientations from the {110} <001> crystal orientation in the inventive material and the comparative material.
(A) Invention material
(B) Conventional material
FIG. 4 is a crystal orientation map in the vicinity of a coating / steel interface in a cross section of the material of the present invention and a conventional material.
(A) Invention material
(B) Conventional material
FIG. 5 is a graph showing the crystal orientation distribution in the thickness direction from the coating film-steel interface of the material of the present invention.
FIG. 6 is a diagram showing a crystal orientation distribution in the thickness direction from the coating film-steel interface of the material of the present invention.
FIG. 7 is a graph showing a crystal orientation distribution in the thickness direction from the coating film / steel plate interface of a conventional material.
FIG. 8 is a diagram showing a crystal orientation distribution in a thickness direction from a coating film / steel plate interface of a conventional material.
FIG. 9 is a diagram showing the cumulative ratio of secondary recrystallization in the steel sheet depth direction in the present invention and the conventional material.
(A) Invention material
(B) Conventional material

Claims

% By mass
C: 0.005% or less,
Si: 2.0 to 7.0%
A steel sheet portion having a thickness of 3 μm or less from the boundary between the film and the steel sheet, or a film having an annealing film made of an oxide mainly composed of Mg, Si, and Al how the crystal orientation distribution of the steel sheet grains in the mixed region of the steel sheet grains, the deviation angle from Goss orientation existence ratio of crystal oriented grains within 10 ° to produce the oriented electrical steel sheet towards Ru der 50% Because
A temperature range of at least 600 ° C. in the temperature rising stage of the decarburization annealing process is heated to 800 ° C. or higher at a temperature rising rate of 95 ° C./s or more, and the atmosphere in this temperature range is 10 ⁻⁶ to It is composed of an inert gas containing 10 ^-1 oxygen, and the components of the atmosphere at the time of soaking in decarburization annealing are H ₂ and H ₂ O or H ₂ , H ₂ O and an inert gas, and H _The ratio PH ₂ O / PH ₂ of ₂ O partial pressure to H ₂ partial pressure is set to 0.05 to 0.75, and the atmospheric flow rate per unit area is changed from 0.83 Nm ³ / min · m ² to 1 Nm ³ / min. A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet characterized by having a range of m ² .

% By mass
C: 0.005% or less,
Si: 2.0 to 7.0%
A steel sheet portion having a thickness of 3 μm or less from the boundary between the film and the steel sheet, or a film having an annealing film made of an oxide mainly composed of Mg, Si, and Al in the steel sheet grains the crystal orientation distribution in the mixed region of the steel sheet grains, Goss wherein the presence ratio of the deviation angle is within 10 degrees crystal oriented grains from the orientation producing oriented electrical steel sheets towards 50% or less There,
A temperature range of at least 600 ° C. in the temperature rising stage of the decarburization annealing process is heated to 800 ° C. or higher at a temperature rising rate of 95 ° C./s or more, and the atmosphere component is H ₂ O. with _{H 2} or _{between H 2} O and an inert gas or _{between H 2} O and _{H 2} and an inert gas, and a _{H 2} O partial pressure ^{^{8 × 10 -5 ~5 × 10 -1}} , also decarburization H ₂ and H ₂ O or H ₂ , H ₂ O and an inert gas are used as the components of the atmosphere during annealing , and the ratio of the H ₂ O partial pressure to the H ₂ partial pressure PH ₂ O / PH ₂ A grain- oriented electrical steel sheet characterized in that the atmospheric flow rate per unit area is in the range of 0.83 Nm ³ / min · m ² to 1 Nm ³ / min · m ^2. How to manufacture .

Further characterized in that to facilities the domain refining treatment, a method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet according to claim 1 or 2.