JP2000026942A - 磁気特性に優れる方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高透磁率の方向性電磁鋼板であって、高磁束
密度を維持した上で低鉄損を有するものとする。 【解決手段】 Si：2.0 〜5.0 ％を含み、かつ、As、Sb
またはBiのうちの１種以上の合計：0.0003〜0.1 ％を含
有し、二次再結晶粒の結晶方位［００１］の圧延方向か
らのずれ角の平均値が４゜以内の方向性電磁鋼板であっ
て、圧延直角方向の最大長さ：60mm以上の二次再結晶粒
が面積率で85％以上、粒径：２〜20mmの結晶粒が面積率
で0.2 〜10％、粒径：２〜20mmの結晶粒の結晶方位［０
０１］の鋼板面となす角の平均値（面積平均値）が1.5
゜〜5.0 ゜の範囲の方向性電磁鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、変圧器その他の
電気機器の鉄心に用いて好適な低鉄損方向性電磁鋼板及
びその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】方向性電磁鋼板は、変圧器その他の電気
機器の鉄心として使用され、磁気特性に優れること、な
かでも鉄損の低いことが要求される。この鉄損は概ねヒ
ステリシス損と渦電流損との和で表すことができる。方
向性電磁鋼板の鉄損を低くするには、ヒステリシス損及
び渦電流損の一方又は双方を低減することが必要とな
る。これまで、ヒステリシス損については、結晶粒の成
長を抑制する機能を有するインヒビターを用いることに
より、鋼板の結晶粒をゴス方位、すなわち｛１１０｝
〈００１〉方位に高度に集積させて透磁率を増大させる
ことで大幅に低減されてきた。一方、渦電流損について
は、鋼板中のSi含有量を増大させること、板厚を薄くす
ること、二次再結晶粒の粒径を微細化すること、地鉄表
面に張力被膜を形成させることなどによってその低減が
図られてきた。

【０００３】さらに近年では人為的に磁区幅を狭くし渦
電流損を低減する方法が開発され、レーザー光（特公昭
57−2252号公報）、プラズマ炎（特開昭62−96617 号公
報）等を照射する方法が開示されている。また、耐熱型
磁区細分化方法(Heat-proofdomain-refining method)
として、二次再結晶後の鋼板に機械的加工により溝を形
成する方法（特公昭62−53579 号公報）や仕上げ焼鈍前
に圧延方向と直交する線状の刻み目を導入する方法（特
公平3 −39968 号公報）などがそれぞれ開示されてい
る。更に、特開昭59−177349号公報には結晶の〈００
１〉方位の圧延面からの傾斜角を適正に制御し磁区幅を
低減することで渦電流損を低減する方法が開示されてい
る。

【０００４】このように従来の技術においては、ヒステ
リシス損低減のために結晶粒のゴス方位への集積が図ら
れ、また渦電流損低減のために主として磁区幅の低減が
図られてきた。しかしながら、以上述べた従来の鉄損低
減技術は、以下の(1) 〜(3) に列挙する点において十分
な鉄損の低減に至っていない。

【０００５】(1) 圧延方向と直交する方向（圧延直角方
向）に互いに隣接する二次再結晶粒の結晶方位の差（と
くに圧延面内での方位差）に起因する磁束密度の不均一
分布によって鉄損が増大する。

【０００６】(2) 二次再結晶粒径が微細である場合、各
結晶粒の結晶方位の差に起因する磁極の生成によって、
透磁率が低下するとともにヒステリシス損が増大する。

【０００７】(3) 結晶方位がゴス方位に近づくに従っ
て、鋼板表面に現れる磁極量が低下し、磁区幅が広くな
ることによって渦電流損の増大を招く。

【０００８】上記(1) の問題点に対して鉄損の劣化を防
止する方法を、発明者らは特開平8−49045 号公報にて
開示している。この方法は、鋼板全体にわたって局所磁
束密度変化を均一化するという技術である。この技術の
具体的な実施方法について、発明者らは特開平8 −2881
15号公報にて被膜中の成分および二次再結晶粒のアスペ
クト比を制御するための方法を開示している。これらの
方法は、圧延直角方向に隣接する二次再結晶粒のα角
（圧延面内における［００１］方位の圧延方向からのず
れ角）の差に起因する磁束密度の不均一分布を、圧延方
向への二次再結晶粒の成長を抑止し圧延直角方向への二
次再結晶粒の成長を促進することによって防止すること
ができる。しかしながら、圧延直角方向の二次再結晶粒
の粒径が大きい場合、圧延方向への二次再結晶粒の成長
速度も大きくなりがちである。その結果、素材によって
は適切なアスペクト比が得られず、鉄損が十分に低減さ
れない場合があった。

【０００９】上記(2) の問題点に対しては、前述の人為
的な磁区細分化法が有効であるが、この磁区細分化処理
は同時に透磁率の劣化を招く。したがって、従来の磁区
細分化技術のみによる限りは、透磁率の劣化なく磁区幅
を十分に細分化することは困難である。

【００１０】また、上記の(3) の問題点に関して、特開
平6 −89805 号公報には粗大な二次再結晶粒に加えて直
径5 mm以下の微細粒を所定の数だけ、所定の方位の範囲
内で存在させることによって鉄損を低減する方法が開示
されている。しかしながらこの方法では、上記(1) の問
題点が解決されていないため、圧延直角方向に隣接する
二次再結晶粒の方位差によって鋼板面内での磁束密度が
不均一分布した場合、目的の鉄損低減効果が得られない
という難点を有していた。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、高透磁率
方向性電磁鋼板において、磁束密度の低下がなく低鉄損
を有する磁気特性に優れる方向性電磁鋼板とその製造方
法をを提案することを目的とする。この発明は、前述の
ような問題点を、再結晶粒の分布と結晶方位を具体的に
規定することによって有利に解決する。

【００１２】

【課題を解決するための手段】発明者らは、二次再結晶
粒が圧延方向にある程度成長した場合であっても磁束の
均一化効果と磁区細分化効果とを併せ持つ二次再結晶粒
の形態について鋭意研究した。その結果、高透磁率方向
性電磁鋼板において、磁束密度の劣化を生じることな
く、磁区細分化処理の有無に拘わらず鉄損低減効果を最
大限に発揮することのできる特定の再結晶粒の分布と結
晶方位が存在することを発見し、この発明に至った。

【００１３】すなわち、この発明の方向性電磁鋼板は、
Si：2.0 〜5.0 mass％を含み、かつ、As、SbおよびBiの
うちの１種または２種以上の合計：0.0003〜0.1 mass％
を含有し、二次再結晶粒の結晶方位［００１］の圧延方
向からのずれ角の平均値が4゜以内の方向性電磁鋼板で
あって、 圧延直角方向の最大長さ：60mm以上の二次再結晶粒が鋼
板面積に対する面積率で85％以上を占め、 粒径：2 mm以上20mm以下の範囲の結晶粒が、鋼板面積に
対する面積率で0.2 ％以上、10％以下の範囲を占め、か
つ、 粒径：2 mm以上20mm以下の範囲の結晶粒の結晶方位［０
０１］が鋼板面となす角の平均値（面積平均値）が1.5
゜以上、5.0 ゜以下の範囲である磁気特性に優れる方向
性電磁鋼板である。

【００１４】この発明の方向性電磁鋼板において、圧延
直角方向と30゜以内の角度をなし、深さ：10μm 以上、
幅：20μm 以上300 μm 以下の線状溝が互いに間隔：1
mm以上離れて該鋼板表面上に群をなして存在すること
は、磁区細分化により鉄損を低減させるために好まし
い。また、この発明の方向性電磁鋼板において、鋼板表
面にフォルステライト被膜がないことは、ヒステリシス
損の低減により鉄損を低減させるために好ましい。

【００１５】また、この発明の方向性電磁鋼板の製造方
法は、けい素鋼スラブを1250℃以上に加熱し、900 ℃以
上の温度域で熱間圧延を施して熱延板とした後、800 〜
1100℃で20〜300 秒間熱延板焼鈍を施し、次いで該熱延
板に800 〜1150℃，20〜300秒の中間焼鈍を挟む2 回以
上の冷間圧延を、該冷間圧延の複数パスのうち1 回以上
のパスが鋼板温度150 ℃以上、かつロール出側での鋼板
張力が25〜45kgf/mm²の条件で施した後、800 〜900 ℃
で30〜200 秒間の脱炭焼鈍を施し、次いで焼鈍分離剤を
塗布してから、最高温度1130℃以上、5 時間以上の最終
仕上げ焼鈍を施した後、絶縁被膜をコーティングする一
連の工程からなるSi：2.0 〜5.0 mass％を含み、かつ、
As、SbおよびBiのうちの１種または２種以上の合計：0.
0003〜0.1 mass％を含有する方向性電磁鋼板の製造方法
である。

【００１６】また、この発明の方向性電磁鋼板の製造方
法は、けい素鋼スラブを1250℃以上に加熱し、900 ℃以
上の温度域で熱間圧延を施して熱延板とした後、800 〜
1100℃で20〜300 秒間熱延板焼鈍を施し、次いで該熱延
板に800 〜1150℃，20〜300秒の中間焼鈍を挟む2 回以
上の冷間圧延を、該冷間圧延の複数パスのうち1 回以上
のパスが鋼板温度150 ℃以上の条件で施した後、800 〜
900 ℃で30〜200 秒間の脱炭焼鈍を施し、次いで鋼板表
面をショットブラスト処理した後、焼鈍分離剤を塗布し
てから、最高温度1130℃以上、5 時間以上の最終仕上げ
焼鈍を施した後、絶縁被膜をコーティングする一連の工
程からなるSi：2.0 〜5.0 mass％を含み、かつ、As、Sb
およびBiのうちの１種または２種以上の合計：0.0003〜
0.1 mass％を含有する方向性電磁鋼板の製造方法であ
る。

【００１７】この発明の方向性電磁鋼板の製造方法にお
いて、冷間圧延後、脱炭焼鈍前の冷延板表面に、圧延直
角方向と30°以内の角度をなし、深さ10μm 以上、幅20
μm以上300 μm 以下の線状溝を互いに間隔：1 mm以上
離してなる線状溝群を付与する工程を施すことは、磁区
細分化により鉄損を低減させた鋼板を得る上で好まし
い。また、この発明の方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、焼鈍分離剤の塗布の際、アルミナを主成分とする焼
鈍分離剤を用いることは、鋼板表面にフォルステライト
被膜が形成されないから、ヒステリシス損の低減により
鉄損を低減させた鋼板を得る上で好ましい。

【００１８】

【発明の実施の形態】まず、この発明の基礎となった実
験について述べる。成分組成として、Ｃ：0.063 mass％
（以下単に％で表す）、Si：3.20％、Mn：0.065 ％、S
e：0.020 ％、Al：0.022 ％、Ｎ：0.0090％、Mo：0.020
％、Sb：0.050 ％およびBi：0.02％を含有し、残部が
主としてFeからなるけい素鋼小型鋼塊（100 kg）を1450
℃の温度に誘導加熱したのち、熱間圧延して板厚：2.4
mmの熱延板とした。この熱延板を熱延板焼鈍（1050℃・
40秒間、窒素中）してから一次冷間圧延して板厚：1.7
mmの冷延板とした。その後、中間焼鈍（1000℃・2 分
間、湿水素中）を施したのち、二次冷間圧延を施して0.
23mmの最終冷延板厚とした。

【００１９】ついで、850 ℃・2 分間の脱炭焼鈍を施し
たのち、脱炭焼鈍板に圧下率0.1 ％にて歪み導入処理を
行った。その後MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
てから、1200℃で最終仕上げ焼鈍を行った。この最終仕
上げ焼鈍では850 ℃の温度で20時間の保定による二次再
結晶核生成処理を施した。最終仕上げ焼鈍後は、鋼板に
コロイダルシリカおよび燐酸マグネシウムを主成分とす
る絶縁コーティングを施した。

【００２０】かくして得られた鋼板から幅：100 mm、長
さ：280 mmの単板磁気試験（SST ）用の試片を採取し、
鉄損W_17/50、磁束密度B₈を測定した。磁気測定後、各試
片にマクロエッチングを施して二次再結晶粒を出現させ
た。画像解析により各二次再結晶粒の大きさを測定する
とともに、ラウエ法により各二次再結晶粒の結晶方位を
測定した。

【００２１】この発明において、粒径：2 mm以上20mm以
下の範囲の結晶粒の結晶方位［００１］が板面となす角
の平均値（面積平均値）とは、個々の結晶粒方位［００
１］が板面となす角の値に、結晶粒の粒径：2 mm以上20
mm以下の結晶粒の全面積に対する該結晶粒の面積率を乗
じた値の平均値のことをいう。また、結晶粒径（Ｒ）と
は円相当径のことをいい、下記式(1) で表す。 Ｒ＝２（Ｓ／π）^1/2 ・・(1) ただし、 Ｓ：結晶粒面積

【００２２】これらの測定結果を以下に述べる。図１は
各試片の磁束密度B₈と鉄損W_17/50との関係のグラフであ
る。図１から明らかなように、磁束密度B₈が高くなるに
従って鉄損W_17/50の最良値は低下し、B₈が1.96T 以上で
はW_17/50が0.80W/kgを下回るものが存在する。一方、B₈
が1.96T 以上と高いにもかかわらずW_17/50が0.95W/kgを
超えるような鉄損の劣るものも数多く存在する。このよ
うな高磁束密度域での鉄損の劣化は、結晶方位［００
１］の圧延面からのずれの角度（以下β角という）の減
少によって鋼板表面の磁極量が減少し、磁区幅が増大す
ることが原因である。

【００２３】そこでB₈が1.96T 以上の試料に関して、ラ
ウエ法にて測定した各二次再結晶粒のβ角にそれぞれの
面積率を乗じたものを積算して平均β角とし、これと鉄
損W_{1 7/50}との関係について調査した。この結果を図２に
平均β角と鉄損W_17/50との関係のグラフで示す。図２で
は、平均β角の増大に伴って鉄損が減少する傾向が認め
られる。しかし、なお、両者の関係はバラツキがあって
必ずしも明確でない。したがって、B₈が1.96T 以上のよ
うな磁束密度の高い材料では、平均β角のみの制御によ
り鉄損を0.80W/kg以下に低減するのは不可能であると判
断される。またB₈が1.96T 以上の試料では平均の二次再
結晶粒径と鉄損との関係を調べたが、両者の間には明確
な関係は認められなかった。

【００２４】これらの調査結果を基に、平均β角や平均
粒径以外の鉄損決定因子として、鋼板面内での磁束密度
分布の均一性の向上が鉄損の低減に有効ではないかと着
想し、この点に注目して、更に詳細な研究を行った。

【００２５】図３に二次再結晶粒（粒径：20mm以上）の
圧延直角方向の最大長さの平均値と鋼板面内の局所磁束
密度の不均一度との関係のグラフを示す。

【００２６】ここで、局所磁束密度の不均一度：ｒは下
記式(2) で定義する。局所磁束密度： B_i ^local は探針
法（needle probe method ）と呼ばれる測定法を用い、
局所磁束密度測定部分の幅を10mmとし、圧延方向、圧延
直角方向のいずれも10mmピッチとして、鋼板の全幅：10
0 mm、圧延方向：200 mmの領域でＮ：200 点の測定を行
った。なお、この局所領域の磁束密度測定時の鋼板全体
の励磁磁束密度 B_m を1.0Tとした。

【数１】

【００２７】図３から二次再結晶粒の圧延直角方向の最
大長さの平均値が60mm以上では、局所磁束密度の不均一
度ｒが低下する傾向にあることが分かる。そこで、圧延
直角方向の最大長さが60mm以上の二次再結晶粒が鋼板全
体に占める割合と鋼板面内の磁束密度の不均一度ｒとの
関係を調べた。また、同時に結晶粒径が2 〜20mmの比較
的小さい結晶粒の平均β角によっての水準分けも行っ
た。なお、粒径は前掲式(1) にて定める円相当径とし
た。

【００２８】この調査結果を図４に示す。図４は圧延直
角方向最大長さが60mm以上の二次再結晶粒が鋼板全体に
占める割合と鋼板面内での局所磁束密度の不均一度との
関係を示すグラフである。ここで、結晶粒径が2 〜20mm
の平均β角によって水準分けしてある。図４から明らか
なように、圧延直角方向の最大長さが60mm以上の二次再
結晶粒が鋼板全体に占める割合が85％以上の場合で、さ
らに、粒径が2 〜20mmの結晶粒の平均β角が1.5 ゜〜5.
0 ゜の場合に、前記式(2) で定める鋼板面内での磁束密
度の不均一度ｒは0.15以下となる。よって、ｒの小さい
このような条件で鉄損低減効果が期待できる。

【００２９】そこで、発明者らは圧延直角方向の最大長
さ：60mm以上の二次再結晶粒が鋼板全体に占める割合
と、粒径：2 〜20mmの粒の平均のβ角とに着目して磁束
密度B₈が1.96T 以上の試片の鉄損を調査した。図５に圧
延直角方向の最大長さが60mm以上の二次再結晶粒が鋼板
全体に占める割合、粒径：2 〜20mmの結晶粒の平均β角
および粒径：2 〜20mmの結晶粒が鋼板全体に占める割合
と鉄損W_17/50との関係を示す。図５から明らかなよう
に、圧延直角方向の最大長さが60mm以上の二次再結晶粒
の面積率が85％以上、粒径：2 〜20mmの結晶粒の平均β
角が1.5 ゜〜5 ゜、粒径：2 〜20mmの結晶粒の面積率が
0.2 〜10％の条件で、W_17/50≦0.80W/kgの低鉄損が得ら
れていることが分かる。

【００３０】つぎに、この発明をより詳しく説明する。
方向性電磁鋼板の地鉄成分として、Siは比抵抗を高め、
渦電流損を低減させる成分として重要である。Si含有量
が低すぎる場合はこの効果が十分に発揮できないため、
Si含有量は2.0 ％以上とする。また、Si量が多すぎる場
合は圧延が困難となるためその上限を5.0 ％とする。

【００３１】方向性電磁鋼板素材に抑制力強化成分とし
て、5B族元素であるAs, Sb, Biのうちの１種または２種
以上を含有させることは、高磁束密度を得るために有効
である。また、As, SbおよびBiを添加させることによ
り、二次再結晶粒の粗大化が促進され、圧延直角方向に
長い二次再結晶粒が得易くなる。これらの成分の含有量
の下限値の必要性については、二次再結晶焼鈍で高温領
域まで正常粒成長抑制力を保ち続けて鋼板全体に高い集
積度の二次再結晶粒を生成させるためには、これらの成
分はできるだけ高温域地鉄中に留まっている必要がある
のではないかと考えられる。したがって、これらの成分
が製品板中に若干量残留している場合に良好な磁気特性
が得られると考えられる。しかしながら、これらの成分
が製品板中に過度に存在している場合は析出物の増加に
よりヒステリシス損の増加の原因となる。以上から、製
品板中のAs, SbおよびBiの含有量はヒステリシス損を増
加させることなく高い磁束密度を得るための条件として
これらのうちの１種または２種以上の合計の下限を0.00
03％、上限を0.1 ％とする。

【００３２】この発明は、二次再結晶粒径が大きく極め
て高い方位集積度を有する方向性電磁鋼板において安定
して低鉄損を得ることを目的としている。方位集積度が
低い方向性電磁鋼板の場合には、単純に二次再結晶粒径
を微細化することによって低鉄損化することができる。
したがって、この発明において磁束密度の均一化により
鉄損を低減するための前提条件として、鋼板の平均の結
晶方位のずれ角θ（圧延方向と結晶粒の［００１］方向
のなす角）が4 °以下であることを、設定する。平均結
晶方位θを求める方法は特に限定されるものではない
が、簡便な方法としては磁束密度B₈の測定値を用いる方
法がある。磁区細分化処理なしの場合のB₈が1.94T 以上
であれば、結晶方位のずれ角が4 °以下である。また、
Ｘ線ラウエ法等により、結晶方位を直接測定することも
可能である。この場合のθを求める方法としては、各二
次再結晶粒の方位をそれぞれ測定して面積率を乗じて平
均化する方法や、方位測定を5 〜20mmピッチ程度の格子
点で行い、単純平均を求める方法などがある。

【００３３】圧延直角方向の最大長さが60mm以上の二次
再結晶粒の面積率に関する限定、および粒径2 〜20mmの
結晶粒のβ角に関する限定は、図４に示したように鋼板
内部の局所磁束密度分布を均一化させてこれにより鉄損
の低減を図るための条件である。二次再結晶粒の圧延直
角方向の長さを増加させることにより、前掲特開平8−2
88115号公報と同様に、圧延直角方向に隣接する二次再
結晶粒のα角（圧延面内における［００１］方向と圧延
方向の角度）の違いに起因する磁束密度の不均一の発生
を抑制し、鉄損を低減することができる。

【００３４】粒径2 〜20mmの結晶粒のβ角が1.5 ゜〜5.
0 ゜の範囲にあることによる効果の理由は必ずしも明ら
かではないが、鋼板の大部分を占める二次再結晶粒が圧
延方向に伸張した場合であっても、β角が周囲の結晶粒
から若干ずれた微小粒が存在することによって、磁束密
度分布の不均一さが緩和されるものと推定される。また
β角が1.5 ゜〜5.0 ゜の微小粒とβ角が0 ゜に近い粗大
粒の結晶粒界に生じる磁極によって磁束密度の低下を招
くことなく、磁区の細分化が図られるものと考えられ
る。粒径は2 mm以上で磁束分布の均一化効果および磁区
の細分化効果が得られるが、20mmより大きい場合は磁束
密度の低下を招くので、微小粒の粒径は2〜20mmの範囲
に限定する。また、微小粒の占める面積率に関しては、
0.2 ％以上で磁束の均一化が得られるが、10％を超える
とかえって磁束分布の不均一化を招く可能性が生じるた
め0.2 ％以上、10％以下の範囲に限定する。β角の平均
値は1.5 ゜より小さい場合あるいは5.0 ゜を超える場合
は、前掲図４に示したように磁束分布の均一化効果が得
られないために1.5 ゜〜5.0 ゜に限定する。

【００３５】以上述べた粒径2 〜20mmの微小粒は、二次
再結晶粒あるいは粗大化した一次再結晶粒のいずれでも
構わない。また、以上述べたこの発明に限定した粒径2
〜20mmの微小な再結晶粒よりもさらに粒径が小さく結晶
方位がランダムな微細粒をこの発明の方向性電磁鋼板内
部に人工的に形成させることは、鉄損をさらに低減させ
るので、このような技術の併用は推奨される。

【００３６】上述した条件を満たすことによって磁束密
度分布の均一化による鉄損低減が達成されるが、このよ
うな効果は従来の磁区の細分化による鉄損低減とは異な
る機構によるものであり、両者を組み合わせることによ
り鉄損が相乗的に低減され、従来にない低鉄損を実現す
ることができる。そこで、この発明においては、磁区細
分化により鉄損を低減させるために、鋼板の圧延直角方
向と30゜以内の角度をなし、深さ：10μm 以上、幅：20
μm 以上300 μm 以下および間隔：1 mm以上の線状溝よ
りなる線状溝群を鋼板表面に設ける。

【００３７】線状溝の深さや幅に関しては、深さ：10μ
m 未満の場合や幅：20μm 未満の場合は十分な磁極生成
量が得られず磁区が十分に細分化されないため、深さ：
10μm 以上、幅：20μm 以上とする。溝の幅の上限に関
しては、溝幅が300 μm を超える場合は透磁率の劣化を
招くため、幅：300 μm 以下に限定する。溝間隔につい
ては、間隔：1 mm未満では透磁率の劣化を招くため、間
隔：1 mm以上とするが、磁区細分化の効果の観点からそ
の上限は30mmとすることが望ましい。線状溝の角度に関
しては、圧延方向と直交する方向となす角度が30゜を超
えると磁区細分化効果が低下するため30゜以下に限定す
る。仕上げ焼鈍前の鋼板に溝を形成するには、特開昭59
−197520号公報に開示の方法を採用した。仕上げ焼鈍後
の鋼板に溝を形成する場合は、鋼板に荷重を加えて溝を
形成後、歪取り焼鈍を施した。この方法は、特開昭61−
117218号公報に開示されている。

【００３８】この発明において、鋼板表面にフォルステ
ライト被膜がないことは、ヒステリシス損の低減により
鉄損を低減させるために好ましい。フォルステライトが
鋼板表面に存在する場合、地鉄界面に食い込んだフォル
ステライトアンカーによりヒステリシス損が増加する。
したがって地鉄表面にフォルステライト被膜を形成させ
ないかあるいは形成したフォルステライト被膜を除去す
ることによりヒステリシス損が低減する。張力付与コー
ティングの焼き付けにより、さらに鉄損を低減すること
が可能である。この発明の磁束密度の均一化による鉄損
低減は、ヒステリシス損低減による鉄損低減とは異なる
機構による鉄損低減策である。したがって、この発明の
方向性電磁鋼板であってさらに鋼板表面にフォルステラ
イトコーティングがない場合、従来のフォルステライト
被膜を存在させない製造方法による低鉄損材料よりもさ
らに低い鉄損を得ることが可能である。なお、鋼板表面
にフォルステライト被膜がない材料に対して鏡面化処理
あるいは特公平6 −37694 号公報に開示されているよう
な結晶方位強調処理を施すことによってさらに良好な低
鉄損の製品を得ることができるので、このような技術の
併用も推奨される。

【００３９】この発明の方向性電磁鋼板製品を製造する
ための素材成分はSi，As, Sb, Bi以外についてはとくに
限定はされないが、必要に応じてＣ，Mn, Ｓ，Se，Al，
Ｎ，Mo，Cu，Ｐ，Snなどを添加することができる。

【００４０】Ｃは変態を利用して熱延組織を改善するの
に有用な成分であり、0.005 ％以上を必要とするが、0.
080 ％を超えると脱炭焼鈍において脱炭不良を起こすの
で好ましくない。

【００４１】Mnは鋼の熱間加工性の改善に有効に寄与す
るだけでなく、ＳもしくはSeが混在している場合にはMn
S やMnSe等の析出物を形成し抑制材としての機能を発揮
するので0.03〜0.20％の範囲とすることが好ましい。

【００４２】また、抑制力補強成分（インヒビターの機
能を果たす成分）として、上記組成の鋼にAl，Ｎ，Ｓ，
Seを添加することも良好な磁気特性を得るために有効で
ある。鋼中にAlとＮを含有させることにより、AlN とし
て析出し、インヒビターとして作用して正常粒成長を抑
制する効果がある。このとき、Alについてはsol.Alとし
て0.010 〜0.050 ％の範囲で含有させることが望まし
く、Ｎとしては0.005 〜0.015 ％程度の含有量であるこ
とが望ましい。同様に、Ｓ，SeもMnS やMnSe等として析
出し、インヒビターとして機能する。好適含有量はそれ
ぞれ、Ｓ：0.005 〜0.020 ％、Se：0.01〜0.04％であ
る。これらのほかにも抑制力の補強のために以下の成分
を添加することができる。すなわち、抑制力補強成分と
して、Mo，Cu，Ｐ，Snなどが有効である。

【００４３】CuはMnと同様、SeやＳと結合して、析出物
を形成し抑制力を高める成分であり、その効果は0.01〜
0.30％の範囲で顕著である。ＰはSbと同様、粒界に偏析
して抑制力を高める成分であるが、0.010 ％未満では添
加効果に乏しく、一方0.030 ％を超えると磁気特性、表
面性状を不安定化させるので、0.010 〜0.030 ％とする
ことがよい。Moは二次再結晶粒の核をゴス方位に先鋭化
させる効果を有し、0.005 〜0.20％の範囲での添加が望
ましい。SnはSbと同様、粒界に偏析して抑制力を強化す
る効果を有し、0.010 〜0.10％の範囲でその効果が顕著
である。

【００４４】なお上記の各成分において、Ｃ，Ｓ，Se，
ＮおよびAl等は各機能を果たしたのち、Ｃは主として脱
炭焼鈍において、またＳ，Se，Ｎ，AlおよびＰ等は仕上
げ焼鈍後半の純化焼鈍において除去されるので、製品の
地鉄中の不純物として微量残存するのみである。

【００４５】次に、この発明の方向性電磁鋼板を製造す
るための条件について説明する。 （スラブ加熱温度1250℃以上）この発明の方向性電磁鋼
板の製造工程においては、スラブ加熱時に鋼中の析出分
散型のインヒビター成分を完全に固溶させ、引き続く圧
延工程でMnSe、MnS 、Cu_2-XSe、 Cu_2-XS 、AlN 等のイ
ンヒビターの微細な分散を得ることが重要である。この
条件が満たされないと、最終仕上げ焼鈍中にAs、Sb、Bi
等の正常粒成長抑制力が発現する前に一次再結晶粒の粗
大化が生じ、磁気特性が劣化する。このためには1250℃
以上のスラブ加熱温度が必要である。

【００４６】（熱間圧延温度900 ℃以上）スラブ加熱終
了から仕上げ熱間圧延が終了するまでにスラブ又は熱延
板の温度が過度に低下した場合、鋼中のインヒビターが
粗大に析出し、最終仕上げ焼鈍中にAs、Sb、Bi等の正常
粒成長抑制力が発現する前に一次再結晶粒の粗大化が生
じ、磁気特性が劣化する。このためには熱間圧延温度と
しては900 ℃以上が必要である。

【００４７】（熱延板焼鈍温度800 〜1100℃、焼鈍時間
20〜300 秒）熱延板焼鈍は、熱延板組織の均質化を図る
とともに、AlN 等のインヒビターの析出を制御するため
に重要な工程である。熱延板焼鈍温度が800 ℃未満、又
は焼鈍時間が20秒に満たないとこのような組織及びイン
ヒビターの調整効果が不十分であり、また、焼鈍温度が
1100℃を超え、又は焼鈍時間が200 秒を超えるような場
合はインヒビターの粗大化を招き、磁気特性が不安定に
なるので、上記の範囲とする。

【００４８】（中間焼鈍温度800 〜1150℃、焼鈍時間20
〜300 秒）中間焼鈍は、予備冷間圧延後の再結晶により
組織の調整を行うとともに、鋼中炭化物の析出の制御、
析出型インヒビターの分散状態の調整等を主たる目的と
する。この発明では、上述のごとく析出型インヒビター
の強度をAs、Sb、Bi等による抑制力強化作用とマッチン
グさせる必要があり、このために中間焼鈍温度と焼鈍時
間を適正に制御する必要がある。中間焼鈍温度が800 ℃
未満、焼鈍時間が20秒未満である場合は再結晶が十分で
ないために組織の劣化を招く。一方、焼鈍温度が1150℃
を超える場合や焼鈍時間が300 秒を超える場合は逆に析
出型インヒビターが劣化して二次再結晶不良を起こす。
したがって、この発明では中間焼鈍温度を800 〜1150
℃、焼鈍時間を20〜300 秒の範囲に限定した。

【００４９】（冷間圧延温度150 ℃以上、ロール出側張
力25〜45kgf/mm² （最低１パス以上））この発明の主旨
は、二次再結晶粒の粗大化によって生じる鋼板内部の磁
束密度の不均一を抑制して低鉄損化を達成することにあ
り、そのためには、二次再結晶粒の圧延直角方向の幅を
60mm以上とし、かつ、所定の微細粒を所定の面積率で鋼
板内に存在させることが必要である。冷間圧延温度と冷
間圧延時のロール出側張力の制御は微細粒の生成のため
に必要な条件であり、ロール出側張力が25kgf/mm² に満
たない場合は粒径2 〜20mmの粒の面積率が0.2 ％未満で
あったり、微小粒の平均のβ角が1.5 °に満たない場合
が生じる。また、ロール出側張力が45kgf/mm² を超える
とこのような微細粒の面積が10％を超えたり、微小粒の
平均のβ角が5.0 ％を超えたりする場合が生じる。ま
た、圧延張力が25〜45kgf/mm² の範囲であっても圧延温
度が150 ℃に満たない場合には集合組織の変化により微
細粒が生成し難い。したがって、この発明の微細粒に関
する条件を満たすためには、冷間圧延の際に１パス以上
を最高温度150 ℃以上、ロール出側張力25〜45kgf/mm²
とする必要がある。

【００５０】（脱炭焼鈍板へのショットブラスト処理）
上記の微細粒を生成させるためには、上述のように圧延
張力を適正に制御する方法の他に、脱炭焼鈍板にショッ
トブラスト処理を施して微小歪を加える方法がある。脱
炭焼鈍板に微小剛体を衝突させることにより、鋼板に局
所的に歪が付与されて仕上げ焼鈍の初期に微小粒が発生
し、粒径2 〜20の微小粒を生成させることが可能であ
る。

【００５１】（仕上げ焼鈍温度1130℃以上、焼鈍時間5
時間以上）鋼板中の含まれるAl、Ｎ、Ｓ、Se等の不純物
を除去し、ヒステリシス損を改善することにより低鉄損
化を図るための条件として、仕上げ焼鈍では二次再結晶
終了後に、1130℃以上、5 時間以上が必要である。

【００５２】

【実施例】（実施例１）Ｃ：0.065 ％、Si：3.20％、M
n：0.065 ％、Se：0.025 ％、Al：0.025 ％、Ｎ：0.009
0％、Mo：0.025 ％、Sb：0 〜0.05％、Bi：0 〜0.05％
およびAs：0 〜0.05％を含有し残部が主としてFeからな
るけい素鋼スラブ20本（記号1A〜1T）を1450℃の温度に
誘導加熱したのち、1000℃以上の温度域で熱間圧延して
板厚：2.4mmの熱延板とした。この熱延板を1050℃・40
秒間、窒素中にて熱延板焼鈍してから一次冷間圧延して
板厚：1.7 mmの冷延板とした。続いて、中間焼鈍（1000
℃・2 分間、湿水素中）を施したのち、二次冷間圧延を
施して0.23mmの最終冷延板厚とした。二次冷間圧延の最
終5 パスは鋼板温度：250 ℃にて圧延を行い、最終5パ
スのロール出側での圧延張力を20〜50kgf/mm² 、定常部
での圧延温度を50〜250 ℃とした。

【００５３】続いて、850 ℃・2 分間の脱炭焼鈍を施し
たのち、MgO を主成分とした焼鈍分離剤を塗布してか
ら、コイルに巻き取り、1200℃の温度の最終仕上げ焼鈍
を行った。最終仕上げ焼鈍終了後は、鋼板にコロイダル
シリカおよび燐酸マグネシウムを主成分とする絶縁コー
ティングを施した。

【００５４】以上のようにして得られた各鋼板からエプ
スタイン試験片を採取し、鉄損W_{17/ 50}および磁束密度B₈
を測定した。また、鋼帯全幅にわたる試片を採取し、マ
クロエッチングを施して二次再結晶粒を顕にして画像解
析により各二次再結晶粒の形態を測定するとともに、ラ
ウエ法により各二次再結晶粒の結晶方位を測定した。さ
らに、製品板の地鉄成分を湿式分析した。

【００５５】表１，表２に以上で得られた方向性電磁鋼
板製品の地鉄成分、二次再結晶粒形態、結晶方位および
磁気特性（磁束密度B₈、鉄損W_17/50）の調査結果をまと
めて示す。

【００５６】

【表１】

【００５７】

【表２】

【００５８】表１，表２から明らかなように、この発明
に適合する適合例は、磁区細分化処理を施さない方向性
電磁鋼板であるにもかかわらず、いずれも極めて優れた
磁気特性を有していることが分かる。

【００５９】（実施例２）Ｃ：0.067 ％、Si：3.30％、
Mn：0.068 ％、Se：0.023 ％、Al：0.022 ％、Ｎ：0.00
85％、Mo：0.020 ％、Sb：0.05％およびBi：0.04％を含
有し残部が主としてFeからなるけい素鋼スラブ15本（記
号2A〜2P）を1450℃の温度に誘導加熱したのち、900 ℃
以上の温度域で熱間圧延して板厚：2.4 mmの熱延板とし
た。この熱延板を1050℃・40秒間、窒素中にて熱延板焼
鈍してから１次冷間圧延して板厚：1.7 mmの冷延板とし
た。続いて、中間焼鈍（1000℃・2 分間、湿水素中）を
施したのち、二次冷間圧延を施して0.23mmの最終冷延板
厚とした。この二次冷間圧延の最終5 パスは鋼板温度：
250 ℃とし、最終5 パスの圧延張力を20kg／mm² （記号
2A）、40kg／mm² （2B〜20）、50kg／mm² （記号2P) の
3 水準とした。

【００６０】続いて、レジストエッチングにより鋼板表
面（片面）に圧延直角方向と15゜をなす方向に延びる線
状の溝を形成させた。すなわち、記号2C，2D，2E，およ
び2Fから製造された冷延コイルについては溝深さ：5 μ
m 〜25μm 、溝幅：50μm 、溝間隔：4 mmとし、記号2
G，2H，2Iおよび2Jについては溝深さ：12μm 、溝幅：1
0〜400 μm 、溝間隔：5 mmとし、記号2K，2L，2M，2
N，2Oおよび2Pについて溝深さ：18μm 、溝幅：100 μm
、溝間隔：0.5 〜5 mmとした。また、記号2A，2Bには
溝を形成させなかった。

【００６１】続いて、850 ℃・2 分間の脱炭焼鈍を施し
たのち、MgO を主成分とした焼鈍分離剤を塗布してか
ら、コイルに巻き取り、1200℃の温度で最終仕上げ焼鈍
を行った。最終仕上げ焼鈍終了後は、鋼板にコロイダル
シリカおよび燐酸マグネシウムを主成分とする絶縁コー
ティングを施した。

【００６２】以上のようにして得られた各鋼板からエプ
スタイン試験片を採取し、鉄損W_{17/ 50}、磁束密度B₈を測
定した。また、鋼帯全幅にわたる試片を採取し、マクロ
エッチングを施して二次再結晶粒を顕にして画像解析に
より各二次再結晶粒の形態を測定するとともに、ラウエ
法により各結晶粒の結晶方位を測定した。また、製品板
の地鉄成分を湿式分析した結果、製品板地鉄中にSb：0.
04％、Bi：0.02％が残留していた。

【００６３】表３に以上の方向性電磁鋼板製品の線状溝
形状や二次再結晶粒形態、結晶方位および磁気特性（磁
束密度B₈、鉄損W_17/50）の調査結果をまとめて示す。

【００６４】

【表３】

【００６５】表３から明らかなようにこの発明に適合す
る適合例はいずれも、極めて優れた磁気特性を有してい
て、更に、第２発明に適合する条件（２Ｄ，２Ｅ，２
Ｆ，２Ｈ，２Ｌ，２Ｎ，２Ｏ）では、特に低い鉄損値が
得られている。

【００６６】（実施例３）Ｃ：0.065 ％、Si：3.20％、
Mn：0.065 ％、Se：0.025 ％、Al：0.025 ％、Ｎ：0.00
90％、Mo：0.025 ％、Sb：0 〜0.05％、Bi：0 〜0.05％
およびAs：0 〜0.05％を含有し残部が主としてFeからな
るけい素鋼スラブ15本（記号3A〜3P）を1450℃の温度に
誘導加熱したのち、950 ℃以上の温度域で熱間圧延して
板厚：2.4mmの熱延板とした。この熱延板を1050℃・40
秒間、窒素中にて熱延板焼鈍してから１次冷間圧延して
板厚：1.7 mmの冷延板とした。続いて、中間焼鈍（1000
℃・2 分間、湿水素中）を施したのち、二次冷間圧延を
施して0.23mmの最終冷延板厚とした。二次冷間圧延の最
終4 パスは鋼板温度：200 ℃にて圧延を行った。続い
て、850 ℃・2 分間の脱炭焼鈍を施した。

【００６７】その後、記号3B，3D，3F，3H，3J，3L，3O
および3Pの脱炭焼鈍板に対してはショットブラストによ
る歪導入処理を行った。さらに記号3Pのコイルについて
は粒径：2 mm未満の微細粒を人工的に生成させるため、
圧延方向、圧延直角方向にそれぞれ10mmピッチで格子状
に放電処理を行った。残りの他の鋼帯にはショットブラ
ストによる処理を行わなかった。次にMgO を主成分とし
た焼鈍分離剤を塗布してからコイルに巻き取り、1200℃
の温度で最終仕上げ焼鈍を行った。次に仕上げ焼鈍後の
鋼板から硫酸酸洗によりフォルステライト被膜を除去し
たのち電解により表面を鏡面化し、続いて燐酸系の張力
付与絶縁コーティングを施した。

【００６８】以上のようにして得られた各鋼板からエプ
スタイン試験片を採取し、鉄損W_{17/ 50}、磁束密度B₈を測
定した。また、鋼帯全幅にわたる試片を採取し、マクロ
エッチングを施して二次再結晶粒を顕にして画像解析に
より各二次再結晶粒の形態を測定するとともに、ラウエ
法により各結晶粒の結晶方位を測定した。さらに、製品
板の地鉄成分を湿式分析した。

【００６９】表４に以上で得られた方向性電磁鋼板製品
の地鉄成分、二次再結晶粒形態、結晶方位および磁気特
性（磁束密度B₈、鉄損W_17/50）の調査結果をまとめて示
す。

【００７０】

【表４】

【００７１】表４から明らかなようにこの発明に適合す
る適合例はいずれも、極めて優れた磁気特性を有してい
ることが分かる。

【００７２】（実施例４）Ｃ：0.066 ％、Si：3.40％、
Mn：0.07％、Se：0.025 ％、Al：0.024 ％、Ｎ：0.0090
％、Mo：0.025 ％、As：0.05％およびBi：0.04％を含有
し残部が主としてFeからなるけい素鋼スラブ8 本（記号
4A〜4H）を1450℃の温度に誘導加熱したのち、1000℃以
上の温度域で熱間圧延して板厚：2.4 mmの熱延板とし
た。この熱延板を1050℃・40秒間、窒素中にて熱延板焼
鈍してから１次冷間圧延して板厚：1.7 mmの冷延板とし
た。続いて、中間焼鈍（1000℃・2 分間、湿水素中）を
施したのち、二次冷間圧延を施して0.23mmの最終冷延板
厚とした。この二次冷間圧延の最終5 パスの前に350 ℃
・３分間の時効処理を行いかつ二次冷間圧延の最終4 パ
スの鋼板温度を200 ℃とした。続いて、記号4E，4F，4G
および4Hについてはレジストエッチングにより鋼板表面
（片面）に圧延方向と85゜をなす方向に延びる深さ25μ
m 、幅：100 μm 、間隔：1.5 mmの線状の溝を形成させ
た。その他の鋼帯には線状溝を形成させなかった。

【００７３】続いて、850 ℃・2 分間の脱炭焼鈍を施し
たのち、記号4B，4D，4Fおよび4Hに対してはショットブ
ラフトによる歪導入処理を行った。その後、記号4C，4
D，4Gおよび4HについてはAl₂O₃ を主成分とした焼鈍分
離剤を塗布した。また、記号4A，4B，4Eおよび4FにはMg
O を主成分とする焼鈍分離剤を塗布した。焼鈍分離剤塗
布後の鋼帯をコイルに巻き取り1200℃の温度の最終仕上
げ焼鈍を行った。この最終仕上げ焼鈍では850 ℃・20時
間の温度保定による二次再結晶核生成処理を施した。

【００７４】Al₂O₃ を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
た記号4C，4D，4Gおよび4Hにはフォルステライトは形成
されておらず、フォルステライトが形成された場合に比
べて地鉄表面が平滑であった。最終仕上げ焼鈍終了後の
鋼板に、燐酸系の張力付与絶縁コーティングを施した。

【００７５】以上のようにして得られた各鋼板からエプ
スタイン試験片を採取し、鉄損W_{17/ 50}、磁束密度B₈を測
定した。また、鋼帯全幅にわたる試片を採取し、マクロ
エッチングを施して二次再結晶粒を顕にして画像解析に
より各二次再結晶粒の形態を測定するとともに、ラウエ
法により各結晶粒の結晶方位を測定した。さらに、製品
板の地鉄成分を湿式分析した結果、製品板地鉄中にAs：
0.04％、Bi：0.01％が残留していた。

【００７６】表５に方向性電磁鋼板製品の線状溝や二次
再結晶粒形態、結晶方位および磁気特性（磁束密度B₈、
鉄損W_17/50）の調査結果をまとめて示す。

【００７７】

【表５】

【００７８】表５から明らかなように、この発明の適合
例は、いずれも極めて優れた磁気特性を有している。特
に、線状溝なしの場合（4A〜4D）のなかでは、フォルス
テライト被膜がない4Dが特に低い鉄損値を実現してい
る。線状溝ありの場合（4E〜4H）のなかでは、フォルス
テライト被膜がない4Hが特に低い鉄損値を実現してい
る。

【００７９】

【発明の効果】この発明は、二次再結晶粒の平均方位を
特定した上で、圧延直角方向の長さが60mm以上の二次再
結晶の面積率、および微小再結晶に関し、粒径が2 〜20
mmの結晶粒の面積率およびその方位を特定する方向性電
磁鋼板であって、従来では磁区細分化処理なしで低鉄損
を安定して得ることが困難であった高磁束密度（B₈≧1.
96T ）方向性電磁鋼板において、磁区細分化処理を施さ
なくとも安定して低鉄損値が得られる。さらに、鋼板表
面に溝を形成することによる磁区細分化や鋼板表面の平
滑化、あるいはこれらの複合により、極めて低鉄損値の
電磁鋼板が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】磁束密度B₈と鉄損W_17/50との関係のグラフであ
る。

【図２】平均β角と鉄損W_17/50との関係のグラフであ
る。

【図３】二次再結晶粒（粒径：20mm以上）の圧延直角方
向の最大長さの平均値と鋼板面内の局所磁束密度の不均
一度との関係のグラフである。

【図４】粒径2 〜20mmの結晶粒の平均β角をパラメータ
とする圧延直角方向最大長さが60mm以上の二次再結晶粒
が鋼板全体に占める割合と鋼板面内での局所磁束密度の
不均一度との関係を示すグラフである。

【図５】圧延直角方向の最大長さが60mm以上の二次再結
晶粒が鋼板全体に占める割合、粒径：2 〜20mmの結晶粒
の平均β角および粒径：2 〜20mmの結晶粒が鋼板全体に
占める割合と鉄損W_17/50との関係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小松原 道郎 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA02 BA01 BA02 CA03 CA08 CA09 DA01 DA02 FA01 FA02 FA13 FA14 HA03 JA04 LA00 MA01 MA02 PA05 5E041 AA02 AA11 AA19 BC01 CA02 HB05 HB07 HB11 HB14 NN01 NN05 NN06 NN17 NN18

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Si：2.0 〜5.0 mass％を含み、かつ、A
   s、SbおよびBiのうちの１種または２種以上の合計：0.0
   003〜0.1 mass％を含有し、二次再結晶粒の結晶方位
   ［００１］の圧延方向からのずれ角の平均値が4 ゜以内
   の方向性電磁鋼板であって、 圧延直角方向の最大長さ：60mm以上の二次再結晶粒が鋼
   板面積に対する面積率で85％以上を占め、 粒径：2 mm以上20mm以下の範囲の結晶粒が、鋼板面積に
   対する面積率で0.2 ％以上、10％以下の範囲を占め、か
   つ、 粒径：2 mm以上20mm以下の範囲の結晶粒の結晶方位［０
   ０１］が鋼板面となす角の平均値（面積平均値）が1.5
   ゜以上、5.0 ゜以下の範囲である磁気特性に優れる方向
   性電磁鋼板。
2. 【請求項２】 圧延直角方向と30゜以内の角度をなし、
   深さ：10μm 以上、幅：20μm 以上300 μm 以下の線状
   溝が互いに間隔：1 mm以上離れて該鋼板表面上に群をな
   して存在する請求項１に記載の磁気特性に優れる方向性
   電磁鋼板。
3. 【請求項３】 けい素鋼スラブを1250℃以上に加熱し、
   900 ℃以上の温度域で熱間圧延を施して熱延板とした
   後、800 〜1100℃で20〜300 秒間熱延板焼鈍を施し、次
   いで該熱延板に800 〜1150℃，20〜300 秒の中間焼鈍を
   挟む2 回以上の冷間圧延を、該冷間圧延の複数パスのう
   ち1 回以上のパスが鋼板温度150 ℃以上、かつロール出
   側での鋼板張力が25〜45kgf/mm² の条件で施した後、80
   0 〜900℃で30〜200 秒間の脱炭焼鈍を施し、次いで焼
   鈍分離剤を塗布してから、最高温度1130℃以上、5 時間
   以上の最終仕上げ焼鈍を施した後、絶縁被膜をコーティ
   ングする一連の工程からなるSi：2.0 〜5.0 mass％を含
   み、かつ、As、SbおよびBiのうちの１種または２種以上
   の合計：0.0003〜0.1 mass％を含有する方向性電磁鋼板
   の製造方法。
4. 【請求項４】 けい素鋼スラブを1250℃以上に加熱し、
   900 ℃以上の温度域で熱間圧延を施して熱延板とした
   後、800 〜1100℃で20〜300 秒間熱延板焼鈍を施し、次
   いで該熱延板に800 〜1150℃，20〜300 秒の中間焼鈍を
   挟む2 回以上の冷間圧延を、該冷間圧延の複数パスのう
   ち1 回以上のパスが鋼板温度150 ℃以上の条件で施した
   後、800 〜900 ℃で30〜200 秒間の脱炭焼鈍を施し、次
   いで鋼板表面をショットブラスト処理した後、焼鈍分離
   剤を塗布してから、最高温度1130℃以上、5 時間以上の
   最終仕上げ焼鈍を施した後、絶縁被膜をコーティングす
   る一連の工程からなるSi：2.0 〜5.0 mass％を含み、か
   つ、As、SbおよびBiのうちの１種または２種以上の合
   計：0.0003〜0.1 mass％を含有する方向性電磁鋼板の製
   造方法。
5. 【請求項５】 請求項３又は４において、冷間圧延後、
   脱炭焼鈍前の冷延板表面に、圧延直角方向と30°以内の
   角度をなし、深さ10μm 以上、幅20μm 以上300 μm 以
   下の線状溝を互いに間隔：1 mm以上離してなる線状溝群
   を付与する工程を施す方向性電磁鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】 請求項３又は４において、焼鈍分離剤の
   塗布の際、アルミナを主成分とする焼鈍分離剤を用いる
   方向性電磁鋼板の製造方法。