JP2011190485A - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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Abstract

【課題】コイル全長にわたって磁気特性に優れる方向性電磁鋼板を得ることができる有利な製造方法を提案する。
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０２〜０．１２％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００４〜０．０１５％を含有し、さらにＳｅ：０．００５〜０．０６％およびＳ：０．００５〜０．０６％のうちから選ばれる１種または２種を含有する方向性電磁鋼板を製造する方法において、熱間圧延における仕上圧延終了後の冷却時におけるコイル全長の鋼板温度が、Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７００）×ｔ／６（ここで、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃）、ＦＤＴ：仕上圧延終了温度（℃）、t：仕上圧延終了からの経過時間（秒））を満たし、かつ、コイル先端側１０％長さ部分について、熱間圧延終了から３秒後の鋼板温度が６５０℃以上となるよう制御する。
【選択図】図２

Description

本発明は、方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特にコイルの長さ方向全長にわたって低鉄損で高磁束密度の方向性電磁鋼板を製造する方法に関するものである。
方向性電磁鋼板は、主として変圧器や電気機器の鉄心材料として広い範囲で使用されており、鉄損値が低くかつ磁束密度が高い等、磁気特性に優れていることが要求されている。この方向性電磁鋼板は、所定の成分組成に制御された厚さ１００〜３００ｍｍのスラブを１２５０℃以上の温度に加熱後、熱間圧延し、得られた熱延板を必要に応じて熱延板焼鈍し、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、その後、脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してから二次再結晶および純化を目的とした仕上焼鈍を行うことにより製造されるのが一般的である。
すなわち、方向性電磁鋼板の一般的な製造方法は、インヒビターの成分組成等を適正範囲に調整したスラブを高温に加熱してインヒビター成分を完全に固溶させたのち、熱間圧延し、さらには、１回または２回以上の冷間圧延および１回または２回以上の焼鈍によって得られる一次再結晶組織を適正に制御し、しかるのち、仕上焼鈍でその一次再結晶粒を｛１１０｝＜００１＞方位（ゴス方位）の結晶粒に二次再結晶させることで、所望とする磁気特性を得るようにしたものである。
上記の二次再結晶を効果的に促進させるためには、まず、一次再結晶粒の正常粒成長を抑制するために、インヒビターと呼ばれる分散相を鋼中に均一かつ適正なサイズで分散するようにその析出状態を制御し、かつ一次再結晶組織を板厚全体にわたって適当な大きさの結晶粒でしかも均一な分布とすることが重要である。かかるインヒビターの代表的なものとしては、ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，ＡｌＮおよびＶＮのような硫化物、セレン化物や窒化物等、鋼中への溶解度が極めて小さい物質が用いられている。また、Ｓｂ，Ｓｎ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｃｅ，Ｔｅ，Ｂｉ，ＣｕおよびＭｏ等の粒界偏析型元素もインヒビターとして利用されている。いずれにしても、良好な二次再結晶組織を得るためには、熱間圧延に於けるインヒビターの析出から、それ以降の二次再結晶焼鈍に至るまでのインヒビターの制御が重要であり、より優れた磁気特性を確保するためには、かかるインヒビター制御の重要性はますます大きくなってきている。
ところで、インヒビターの析出制御の観点から、熱間圧延工程における仕上圧延から巻取りまでの温度履歴が、方向性電磁鋼板の磁気特性に及ぼす影響に着目した従来技術としては、特許文献１の技術がある。この技術は、熱間圧延の仕上圧延終了温度を９００〜１１００℃の範囲とし、かつ前記仕上圧延終了後２〜６秒の間の冷却を下記（１）式；
Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７００）×ｔ／６ ・・・（１）
ここで、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃）、ＦＤＴ：仕上圧延終了温度（℃）、t：熱間圧延の仕上圧延終了からの経過時間（秒）
を満足するように処理し、７００℃以下で巻き取る方法である。
特開平０８−１００２１６号公報
上記特許文献１の技術は、仕上圧延後から巻取りまでの間の冷却過程における鋼板の上限温度を適正に制御し、望ましくないインヒビターの析出状態を防止することによって、二次再結晶不良率を低減し、高磁束密度かつ低鉄損を実現する技術であり、方向性電磁鋼板の品質安定化に大きな効果をもたらした。
しかしながら、この技術を駆使したとしても、熱間圧延における先端部分、特に、コイル全長の先端側５〜１０％長さに相当する部分における磁気特性、特に鉄損特性が、コイル中央部に比べて約１０％程度劣る傾向があり、解決すべき品質課題として残されていた。
本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、コイル全長にわたって磁気特性に優れる方向性電磁鋼板を得ることができる有利な製造方法を提案することにある。
発明者らは、上記課題を解決するべく、熱延コイルの長手方向における製造履歴に着目して鋭意調査を行った。その結果、バッチ式で１コイルずつ圧延している熱間圧延では、コイル先端部の板厚は、コンピュータを駆使して高度に予測制御している現状でも、目標板厚から１０％程度外れることが多いこと、また、コイル先端部は、コイル先端がコイラーに巻き付くまでの間は低速で圧延されるため、高速圧延されるコイル中央部と比較して冷却過剰となり、過冷状態となることが多いことが確認された。
そこで、上記結果を基にさらに検討を進めたところ、熱延コイルの先端部の磁気特性の低下を防止するには、特許文献１の技術のように上限温度を規制するだけでなく、下限温度をも規制してやる必要もあることを見出し、本発明を完成させた。
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０２〜０．１２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４〜０．０１５ｍａｓｓ％を含有し、さらにＳｅ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％およびＳ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有する鋼スラブを１２８０℃以上の温度に加熱後、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍し、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚とし、その後、脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程を経て方向性電磁鋼板を製造する方法において、
上記熱間圧延における仕上圧延終了後の冷却時におけるコイル全長の鋼板温度が、下記（１）式；
Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７００）×ｔ／６ ・・・（１）
ここで、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃）、ＦＤＴ：仕上圧延終了温度（℃）、t：仕上圧延終了からの経過時間（秒）
を満たし、かつ、コイル先端側１０％長さ部分について、熱間圧延終了から３秒後の鋼板温度が６５０℃以上となるよう制御することを特徴とする磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法である。
また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、鋼スラブが、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％およびＢｉ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％うちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
本発明によれば、インヒビターとしてＡｌＮやＭｎＳｅ，ＭｎＳを複合して用いる方向性電磁鋼板において、従来技術が抱えていたコイル長手方向の熱延先端部分で磁気特性が低下するという問題点を解消できるので、コイル全長にわたって磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造が可能となる。
熱延コイル先端部とコイル中央部の鉄損差に及ぼす、熱間仕上圧延終了後、６５０℃以上に滞留する時間と板厚変動量の影響を示したグラフである。 本発明における熱延コイル先端部の温度制御範囲を示すグラフである。
以下、本発明の方向性熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造方法は、後述するように、熱間圧延終了後の冷却条件を適正化したところに特徴があり、熱延後の冷却条件を後述する適正範囲に制御すること以外、特に制限はない。したがって、その他の製造工程、例えば、製鋼、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、中間焼鈍、冷間圧延、脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布および仕上焼鈍などの各工程における製造条件については、それぞれ公知の方法にしたがって行えばよい。
次に、本発明の基本的な技術思想について説明する。
先述したように、発明者らの調査の結果では、１コイルずつ圧延しているバッチ式の熱間圧延では、コイル先端部の板厚は、１０％程度目標板厚から外れることが多いこと、また、コイル先端部は、コイル先端がコイラーに巻き付くまでの間、低速で圧延されるため、高速圧延されるコイル中央部と比較して過冷状態となることが多いことが確認された。
そこで、熱延コイルの先端部の板厚や冷却状態が異なるコイルを対象として、コイル先端部の鉄損とコイル中央部の鉄損の差に及ぼす、仕上圧延終了後、６５０℃以上の温度に保持される時間（滞留時間）と、目標板厚に対する板厚変動量の影響を調査したところ、図１に示すように、コイル先端部の板厚変動量が±５％よりも大きいコイルで、かつ仕上圧延終了後、早期に６５０℃未満まで冷却され、６５０℃以上の温度に滞留する時間が３秒未満であるコイル先端部の鉄損差の劣化が大きいことを新規に見出した。
この原因について、発明者らは以下のように考えている。
特許文献１の従来技術では、仕上圧延終了後２〜６秒後の鋼板温度の上限温度を規制することにより、インヒビターが粗大化するのを抑制し、磁気特性の低下を防止している。しかしながら、逆に、仕上圧延終了後の鋼板を冷却し過ぎた場合には、インヒビターの析出が微細になり過ぎて、インヒビターとしての抑制力が強くなり過ぎること、また、仕上圧延後の鋼板を急冷した場合には、動的再結晶が進行しないため、二次再結晶する際にゴス方位が蚕食して成長するために必要な（１１１）方位が減少し、有害な（２００）方位が増加するため、二次再結晶が安定して起こり難くなり、その結果、鉄損特性が低下してしまう。すなわち、コイル全長の上限温度を規制しようとすると、比較的鋼板温度が低くなる熱延コイルの先端部は冷却し過ぎることになり、かえって問題が生じることが見出されたのである。
さらに、一般に、熱間圧延の目標板厚は、冷間圧延での圧下率がその後の鋼板組織に及ぼす影響を考慮して最適な値に設定されており、それより板厚が厚くなっても、薄くなっても適正な冷延圧下率から外れてしまうため、磁気特性は低下する傾向となる。
そして、上記２つの悪影響が重なった場合、すなわち、仕上圧延終了後に急冷されて、圧延終了から３秒後の鋼板温度が６５０℃未満、したがって、６５０℃以上の温度に滞留する時間が３秒未満であり、かつ、目標板厚から大きく外れて冷延圧下率が適正範囲から外れる条件が重なった場合には、鉄損の劣化が大きくなるものと考えられる。
以上の結果から、仕上圧延終了後の熱延鋼板、特に、板厚変動が大きく、過度の冷却を受け易い熱延コイルの先端部を冷却するに際しては、冷却時の鋼板温度の上限値を規制することに加えて、下限値も規制してやる必要があることになる。
そこで、本発明は、熱間仕上圧延終了後の冷却時におけるコイル全長の鋼板温度の上限温度は、下記（１）式；
Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７００）×ｔ／６ ・・・（１）
ここで、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃）、ＦＤＴ：仕上圧延終了温度（℃）、t：仕上圧延終了からの経過時間（秒）
を満たすよう、また、熱延コイルの先端部（コイル全長の１０％長さ部分）の冷却時の鋼板温度の下限温度は、熱間圧延終了後から３秒後の鋼板温度が６５０℃以上となるよう、すなわち、熱延コイル先端部の冷却時の鋼板温度が、図２に示した斜線部を通過するよう冷却条件を制御することで、熱延コイル先端部の磁気特性の劣化を防止するものである。
ここで、冷却中の鋼板温度が上記（１）式を満たす必要がある理由は、鋼板温度が上記（１）式を外れて高温域を推移すると、ＡｌＮやＭｎＳｅ，ＭｎＳの析出形態が変化して、抑制力のない好ましくないインヒビターが析出するため、二次再結晶不良の発生率が増加し、鉄損が高くなったり、磁束密度が低下したりして、磁気特性が劣化するためである。すなわち、この（１）式は、熱延コイルの先端部のみでなく、熱延コイル全長にわたって満たす必要がある。なお、インヒビターが過度に粗大化するのを防止する観点から、熱間圧延終了３秒後の鋼板温度は、８００℃以下とするのが好ましい。
一方、熱間圧延終了後から３秒後の鋼板温度が６５０℃以上となるよう冷却する、すなわち、熱間圧延終了後の鋼板温度を６５０℃以上に３秒間保持する必要がある理由は、先述したように、熱間圧延後の鋼板が、６５０℃以下に急冷されると、インヒビターの抑制力が強くなり過ぎること、および、動的再結晶が起こらないため、ゴス方位の成長に必要な（１１１）方位が減少し、二次再結晶が安定して起こらなくなるためである。
なお、冷却開始３秒後の鋼板温度を、６５０℃以上に３秒間以上保持することは、特に鋼板温度が低下しやすい熱延コイル先端部１０％長さの部分においては必須であるが、熱延コイル全長にわたって保持してもよいことは勿論である。また、３秒経過後のコイル先端部の冷却条件については特に制限はない。
特許文献１などの従来技術では、熱間圧延後の冷却条件がインヒビターの析出挙動に及ぼす影響について検討してはいるものの、それはコイルの長手方向中央部等、製造条件が安定した条件での検討に過ぎず、熱延コイル先端部のような非定常部におけるインヒビターの析出挙動や動的再結晶挙動については考慮がなされていない。この点、本発明は、上記熱延コイル先端の非定常部に着目し、この部分特有の現象である磁気特性の低下を防止する方法を提案するところに意義がある。
なお、本発明の製造方法においては、熱間圧延前のスラブ加熱温度は、インヒビター成分を十分に固溶させる必要があることから、１２８０℃以上の温度に加熱するのが好ましい。また、熱間圧延における仕上圧延終了温度は９００〜１１００℃、熱間圧延後の巻取温度は６５０℃以下とするのが好ましい。
次に、本発明の方向性電磁鋼板の成分組成について説明する。
本発明の製造方法に適合する方向性電磁鋼板は、インヒビターとして、ＡｌＮとＭｎＳｅ、ＭｎＳを複合添加したものであることが必要であり、その有すべき成分組成は以下のとおりである。
Ｃ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組織の均一微細化のみならず、ゴス方位の発達にも有用な元素であり、少なくとも０．０１ｍａｓｓ％を含有させる必要がある。一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、焼鈍工程で脱炭することが困難となり、却ってゴス方位に乱れが生じ、磁気特性が低下するので、上限は０．１０ｍａｓｓ％とする。好ましいＣ含有量は０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損の低減に寄与する必須の元素である。Ｓｉ含有量が２．５ｍａｓｓ％未満では、鉄損低減効果が十分ではなく、また、二次再結晶と純化のために行われる高温での仕上焼鈍において、α−γ変態による結晶方位のランダム化が生じて、十分な磁気特性が得られなくなる。一方、４．５ｍａｓｓ％を超えると、冷間圧延性が損なわれ、製造することが困難となる。よって、Ｓｉ含有量は２．５〜４．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは３．０〜３．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．０２〜０．１２ｍａｓｓ％
Ｍｎは、Ｓに起因した熱間圧延時の割れを防止するのに有効な元素であるが、０．０２ｍａｓｓ％未満ではその効果は得られない。一方、０．１２ｍａｓｓ％を超えて添加すると磁気特性が劣化する。よって、Ｍｎ含有量は０．０２〜０．１２ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０５〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ａｌ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％
Ａｌは、ＮとＡｌＮを形成してインヒビターとして作用する元素である。Ａｌ含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満では、インヒビターとしての抑制力が十分ではなく、一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えると、析出物が粗大化して、その効果が損なわれる。よって、Ａｌの添加量は０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎ：０．００４〜０．０１５ｍａｓｓ％
Ｎは、ＡｌとＡｌＮを形成してインヒビターとして作用する元素である。Ｎ含有量が０．００４ｍａｓｓ％未満では、インヒビターとしての抑制力が十分ではなく、一方、０．１５ｍａｓｓ％を超えると、析出物が粗大化して、その効果が損なわれる。よって、Ｎの添加量は０．００４〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．００６〜０．０１０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｅ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％
Ｓｅは、ＭｎとＭｎＳｅを形成してインヒビターとして作用する有力な元素である。Ｓｅ含有量が、０．００５ｍａｓｓ％未満では、インヒビターとしての抑制力が十分ではなく、一方、０．０６ｍａｓｓ％を超えると、析出物が粗大化して、その効果が損なわれる。よって、Ｓｅの添加量は、単独添加する場合およびＳと複合添加する場合のいずれとも０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０１０〜０．０３０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％
Ｓは、ＭｎとＭｎＳを形成してインヒビターとして作用する有力な元素である。Ｓ含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満では、インヒビターとしての抑制力が十分ではなく、一方、０．０６ｍａｓｓ％を超えると、析出物が粗大化して、その効果が損なわれる。よって、Ｓの添加量は、単独添加する場合およびＳｅと複合添加する場合のいずれとも０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０１５〜０．０３５ｍａｓｓ％の範囲である。
なお、本発明における方向性電磁鋼板は、インヒビター成分として上記したＳ，Ｓｅ，Ａｌ，Ｎのほかに、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｏ，ＴｅおよびＢｉ等の粒界偏析型元素を併せて添加してもよい。これらの元素を添加する場合には、Ｃｕ，Ｓｎ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｂ，Ｍｏ，Ｔｅ，Ｂｉ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。なお、これらのインヒビター成分は、単独添加、複合添加のいずれでもよい。
表１に記載した成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる厚み２２０ｍｍ×幅１２００ｍｍの珪素鋼連続鋳造スラブを、通常のガス加熱炉で加熱後、さらに誘導式加熱炉で１４３０℃まで加熱し、インヒビター成分を溶体化後、熱間粗圧延し、圧延終了温度を１０００℃とする熱間仕上圧延して板厚２．４ｍｍの熱延板とし、その後、冷却条件を制御して、コイル全長について鋼板温度がＴ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７００）×ｔ／６を満たすようにし、かつ仕上圧延終了から３秒後の熱延コイル先端部（先端から１０％長さ以内）の鋼板温度が表２に示す温度となるよう冷却を制御し、５５０℃で巻き取った。なお、表２には、下記式；
｛１００（％）×（先端部板厚−目標板厚）／（目標板厚）｝
で定義される各コル先端部の板厚の目標板厚に対する外れ率を併記した。
上記熱延板は、その後、熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、１回の中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延で最終板厚が０．２３ｍｍの冷延板とし、磁区細分化のための溝をエッチングにより形成した後、上記冷延板を、湿水素雰囲気中で８５０℃×２分の脱炭焼純を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、その後、水素雰囲気中で１２００℃×１０時間の最終仕上焼鈍を施し、成品（方向性電磁鋼板）とした。
かくして得られた成品について、熱間圧延のコイル先端部（最先端部分）と中央部に相当する位置から試験片を採取し、鉄損Ｗ１７／５０（周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度１．７Ｔのときの鉄損）を測定した。
上記測定の結果を、表２中に併記して示した。この結果から、コイル先端部について、熱間仕上圧延終了から３秒後の鋼板温度を６５０℃とし、６５０℃以上の温度に３秒以上滞留させた本発明例では、コイル先端部の板厚変動が大きいにも拘わらず、コイル先端部の磁気特性がコイル中央部とほぼ同等レベルまで改善されていることがわかる。
Figure 2011190485
Figure 2011190485

Claims (2)

  1. Ｃ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０２〜０．１２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４〜０．０１５ｍａｓｓ％を含有し、さらにＳｅ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％およびＳ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有する鋼スラブを１２８０℃以上の温度に加熱後、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍し、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚とし、その後、脱炭焼鈍および仕上焼鈍を施す一連の工程を経て方向性電磁鋼板を製造する方法において、
    上記熱間圧延における仕上圧延終了後の冷却時におけるコイル全長の鋼板温度が下記（１）式を満たし、かつ、コイル先端側１０％長さ部分について、熱間圧延終了から３秒後の鋼板温度が６５０℃以上となるよう制御することを特徴とする磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法。
    記
    Ｔ（ｔ）＜ＦＤＴ−（ＦＤＴ−７００）×ｔ／６ ・・・（１）
    ここで、Ｔ（ｔ）：鋼板温度（℃）、ＦＤＴ：仕上圧延終了温度（℃）、t：仕上圧延終了からの経過時間（秒）
  2. 鋼スラブが、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％およびＢｉ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％うちから選ばれる１種または２種以上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の製造方法。
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