JP2013139629A - 低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】Ａｌを含有する方向性電磁鋼板における二次再結晶粒のゴス方位への集積度低下を防止し、磁気特性に優れる方向性電磁鋼板を製造する方法を提案する。
【解決手段】ｓｏｌ．Ａｌを０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％を含有する方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍は、８００℃以上で焼鈍後、７５０℃から２００〜３００℃間の冷却停止温度までを冷却速度４５℃／ｓ以上で冷却し、１回目の冷間圧延は、１パス以上で、総圧下率を３０〜５０％とし、全パスを２００ｍｍφ以上のロールを用いて、最初の噛込温度を１００℃以下として行い、中間焼鈍後の２回目の冷間圧延は、２パス以上で、総圧下率を８０〜９５％とし、かつ、少なくとも１パス間で２００〜３００℃の温度でパス間時効を行う。
【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、鉄損が低い方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。

方向性電磁鋼板は、磁束密度が高く、鉄損が低い磁気特性を有することから、主として変圧器や発電機の鉄心として広く用いられている。方向性電磁鋼板が優れた磁気特性を有する理由は、結晶方位が｛１１０｝＜００１＞方位、いわゆるゴス方位に高度に集積しているためである。上記ゴス方位の結晶粒は、仕上焼鈍における二次再結晶において、他の方位の結晶粒の成長を抑制し、ゴス方位のみを優先的に選択成長させることにより得られる。上記の選択成長を起こさせるには、ゴス方位以外の結晶粒の成長を抑制するインヒビターを予め鋼成分として添加しておくことが必要である。このインヒビターは、熱処理によって、鋼中に析出分散相を形成し、粒成長の抑制作用としての機能を発揮する。

インヒビターの代表的なものとしては、特許文献１に開示されているＡｌＮがある。ＡｌＮをインヒビターとして用いるこの技術では、最終冷間圧延前の焼鈍で急冷処理を施し、最終冷延圧下率を８０〜９５％の高圧下率とすることで、Ｂ_１０（１０００Ａ／ｍの磁場の強さでの磁束密度）で１．９２〜１．９５Ｔの高磁束密度、すなわちゴス方位への高度の集積を実現している。
しかし、この特許文献１の技術は、最終冷延圧下率が高いため、脱炭焼鈍板において二次再結晶の核となる｛１１０｝＜００１＞方位の絶対量が少なく、二次再結晶が不安定であり、また、二次再結晶しても、磁気特性が不安定で、確実に良好な磁気特性を得ることが困難であるという問題があった。

上記問題点を解決する技術として特許文献２の技術が提案されている。この技術は、冷間圧延工程の最終冷間圧延の直前に、鋼中に平均粒子径２０〜２０００Åの微細カーバイドを析出させておき、この最終冷間圧延を複数パスにより、前半部では圧下率３０〜７５％の範囲で１４０℃以下の低温にて、後半部では少なくとも２回の圧下パスを１５０〜３００℃の高温にて、かつ前半部、後半部を合わせた総圧下率８０〜９５％で行うことで、不安定な磁気特性を解決し、安定してゴス方位に高度に集積した材料を得ることに成功している。
しかし、近年では、省エネルギーに対する要求は厳しさを増す一方であり、上記特許文献２の技術よりさらに鉄損が低い方向性電磁鋼板の開発が求められている。

方向性電磁鋼板の鉄損を低減させる方法の一つに、二次再結晶粒を微細化する方法がある。すなわち、二次再結晶粒を微細化し、圧延方向（ＲＤ）すなわち磁化方向の粒界磁極を増加させることで磁区を細分化し、鉄損のうちの渦電流損を低減する方法である。二次再結晶粒を微細化する具体的な方法としては、従来から、脱炭焼鈍（一次再結晶焼鈍）を急速加熱する方法、最終冷間圧延の圧延温度を高める、即ち、温間圧延する方法が知られている。

例えば、特許文献３には、脱炭焼鈍の加熱速度を上げることによって二次再結晶粒を微細化する技術が、また、特許文献２には、最終冷間圧延前の中間焼鈍の冷却パターンを制御し、かつ温間圧延温度を制御することにより、多くのゴス方位核を形成し、安定的に微細な二次再結晶粒を得る技術が開示されている。これら２つの方法によれば、ゴス方位の核となる粒が脱炭焼鈍板の組織中に多く形成され、仕上焼鈍時に選択成長を起こすゴス方位が増えるので、二次再結晶粒が微細化することができる。

しかし、これらの方法によって形成される核の中には、ゴス方位から大きくずれたものも存在する。それらの方位が選択成長した場合には、ゴス方位への集積度は低下するため、せっかく二次再結晶粒を微細化しても、鉄損改善効果を十分に得ることができない。従って、二次再結晶粒微細化による鉄損改善効果を最大限に享受するためには、ゴス方位集積度の低下を防ぐ何らかの措置を講じる必要がある。しかし、上記特許文献２や特許文献３の技術では、二次再結晶粒の方位劣化を抑制するような措置は講じられていない。

特公昭４６−２３８２０号公報 特許第３８７３３０９号公報 特開平６−２１２２６２号公報

上述したように、インヒビターとしてＡｌを含有する方向性電磁鋼板を製造する方法において、二次再結晶粒径を微細化することによって鉄損を改善しようとする従来技術では、二次再結晶粒微細化に伴うゴス方位への集積度低下を防止する措置が十分に講じられておらず、二次再結晶粒微細化による鉄損改善効果を十分に享受できていない。

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、インヒビターとしてＡｌを含有する方向性電磁鋼板の二次再結晶粒微細化技術におけるゴス方位への集積度低下を防止し、従来にも増して低鉄損の方向性電磁鋼板を製造する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、熱延板焼鈍条件およびその後の冷間圧延条件に着目し、鋭意検討を重ねた。その結果、熱延板焼鈍後、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行う製造方法において、熱延板焼鈍における冷却条件を適正に制御して鋼中に微細カーバイドを分散析出させることに加えて、冷間圧延条件を適正化することによって、磁束密度を損なうことなく二次再結晶粒が微細化し、かつ先鋭化して、鉄損特性が著しく改善されることを見出し、本発明を完成させた。

すなわち、本発明は、Ｃ：０．０２〜０．１２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０〜４．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％およびＮ：０．００４〜０．０１２ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延し、脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布した後、二次再結晶および純化を施す仕上焼鈍する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、上記熱延板焼鈍は、８００℃以上で焼鈍後、７５０℃から２００〜３００℃間の冷却停止温度までを冷却速度４５℃／ｓ以上で冷却し、その後、放冷し、上記１回目の冷間圧延は、１パス以上で、総圧下率を２５〜５０％として行い、かつ、全パスを２００ｍｍφ以上のロールを用いて、最初の噛込温度を１００℃以下として行い、上記２回目の冷間圧延は、２パス以上で、総圧下率を８０〜９５％として行い、かつ、少なくとも１パス間で、２００〜３００℃の温度でパス間時効を行うことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。

本発明の方向性電磁鋼板の製造方法における上記２回目の冷間圧延では、総圧下率５５％以上において、噛込温度が１１０〜１９０℃で圧下率が２０〜３０％の圧延を、１００ｍｍφ以下のロールを用いて２パス以上行うことを特徴とする。

また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法における上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、ＳおよびＳｅのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。

また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法における上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｂｉ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｗ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％およびＳｎ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。

また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、上記一次再結晶焼鈍の加熱過程における５００〜７００℃間の昇温速度を５０℃／ｓ以上とすることを特徴とする。

また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、上記一次再結晶焼鈍の加熱過程における２５０〜５００℃間のいずれかの温度範囲において１０℃／ｓ以下の昇温速度で１〜３０秒間加熱する回復処理を施すことを特徴とする。

本発明によれば、インヒビターとしてＡｌを含有する方向性電磁鋼板における、二次再結晶粒微細化に伴う二次再結晶粒のゴス方位への集積度低下を効果的に防止することができるので、従来にも増して鉄損特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができる。したがって、本発明によれば、近年における省エネルギー化への要求にも応えることが可能となる。

熱延板焼鈍の冷却における冷却停止温度が、炭化物の析出状態に及ぼす影響を示す透過電子顕微鏡写真である。 熱延板焼鈍の冷却における冷却停止温度が、仕上焼鈍後の磁束密度Ｂ_８および鉄損Ｗ_{１７／５０}に及ぼす影響を示すグラフである。 １回目の冷間圧延における１パス目の噛込温度が、鉄損Ｗ_{１７／５０}に及ぼす影響を示すグラフである。

まず、本発明を開発するに至った経緯について説明する。
Ｃ：０．０６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０８ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２６ｍａｓｓ％およびＮ：０．００８０ｍａｓｓ％を含有する板厚２．５ｍｍの熱延板を、１０００℃×６０秒の焼鈍後、７５０℃の温度から冷却速度４５℃／ｓで、冷却停止温度を２００℃、３５０℃および５００℃に変えて冷却し、放冷した。次いで、上記熱延板焼鈍後の熱延板を、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延により板厚０．２３ｍｍの冷延板とし、その後、脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布した後、仕上焼鈍して方向性電磁鋼板（製品板）とし、磁気特性（磁束密度Ｂ_８、鉄損Ｗ_{１７／５０}）を測定した。

図１は、熱延板焼鈍後の熱延板中の炭化物（カーバイド）の析出状態を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した組織写真であり、熱延板焼鈍後の冷却における冷却停止温度が低下するほど微細なカーバイドが析出していることがわかる。
また、図２は、上記冷却停止温度が二次再結晶焼鈍後の製品板の磁束密度Ｂ_８および鉄損Ｗ_{１７／５０}に及ぼす影響を示したものであり、カーバイドが微細に分散析出していた冷却停止温度２００℃の製品板において、磁束密度を損なうことなく鉄損が大きく改善されていることがわかる。また、鉄損の改善に伴い、二次再結晶粒の微細化も確認された。

このような二次再結晶粒の微細化に伴う鉄損改善効果のメカニズムは、以下のように考えている。
ゴス方位の核は、冷間圧延によって｛１１１｝＜１１２＞粒内に導入される剪断帯の中に存在することが知られている（古林英一：鉄と鋼、５６（１９７０）、ｐ．７３４）。しかし、熱延板焼鈍後の鋼板の主方位は、｛００１｝＜１１０＞方位であり、この方位からはゴス方位を形成することはできない。さらに、この方位は、仕上焼鈍まで残存すると、二次再結晶の発現を阻害する。したがって、ゴス方位の核を形成するには、熱延板焼鈍から一次再結晶焼鈍までの間において、（１）：｛００１｝＜１１０＞方位の破壊、（２）：｛１１１｝＜１１２＞の形成および（３）：｛１１１｝＜１１２＞粒内への剪断帯の導入（ゴス方位核の形成）のいずれか１以上を満たしてやる必要がある。

ところで、阿部らの報告（鉄と鋼、５７（１９７１）、ｐ．１１２３）にもあるように、微細カーバイドが分散した組織を圧延し、再結晶させると、微細カーバイドが分散していない組織よりもγファイバー（｛１１１｝／／ＮＤの方位粒群。｛１１１｝＜１１２＞も含む）の形成が促進されることが知られている。これは、カーバイドが転位の移動に対して障害物となることで不均一変形が起こり、それを核としてγファイバー方位群が再結晶するためである。すなわち、熱延板焼鈍の冷却パターン（冷却速度および冷却停止温度）を制御してカーバイドを微細分散させることで、（１）および（２）の組織変化が促進されて、鉄損が低減したものと考えられる。

また、特開平１０−１９５５３７号公報に開示されているように、最終冷間圧延の圧延温度を上げる、もしくは、パス間で時効処理を施すことで、剪断帯の発生が促進され、ゴス方位核が多く形成され、上記（３）の組織変化が得られる。この時、組織中に多くの｛１１１｝＜１１２＞粒が存在すれば、それだけ多くの先鋭なゴス方位核が形成されることになる。さらに、｛１１１｝＜１１２＞粒は、仕上焼鈍時に、ゴス方位に蚕食されやすい方位であるため、ゴス方位が選択成長する上でも好ましい。
従って、熱延焼鈍板組織中へのカーバイド分散による二次再結晶粒微細化は、熱延板焼鈍直後の圧延と中間焼鈍によるγファイバー発達によるものであると結論付けられる。

さらに、発明者らは、以下の実験から、１回目の圧延における最初（１パス目）の噛込温度を低温化することでも、鉄損が改善されるという知見を得た。
Ｃ：０．０７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０７ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２２ｍａｓｓ％およびＮ：０．００８ｍａｓｓ％を含有する板厚２．６ｍｍの熱延板を、１０５０℃×６０秒の焼鈍後、７５０℃の温度から冷却停止温度２００℃まで冷却速度４５℃／ｓで急冷し、その後、放冷した。次いで、上記熱延板焼鈍後の熱延板を、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延により板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。この際、１回目の圧延は、ロール径が２５０ｍｍφの圧延機を用いて、１パス目の噛込温度を３０℃、１００℃および２００℃の３水準に変化させた。その後、脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布した後、仕上焼鈍して方向性電磁鋼板（製品板）とし、磁気特性（磁束密度Ｂ_８、鉄損Ｗ_{１７／５０}）を測定した。

図３は、上記の測定結果を示したものであり、１回目の冷間圧延の最初（１パス目）の噛込温度を下げることで鉄損が改善していることがわかる。この原因は、１回目の冷間圧延を低温で行うことによって、γファイバーの発達が促進され、それによって２回目の（最終）冷間圧延で先鋭なゴス方位核が多く生成されたためであると考えられる。
したがって、温間圧延によるゴス方位核形成の前にγファイバーを発達させることは、二次再結晶方位の先鋭度を損なうことなく二次再結晶粒を微細化する上で、極めて重要なことである。

次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材（鋼スラブ）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０２〜０．１２ｍａｓｓ％
Ｃは、熱間圧延時のα−γ変態を利用して一次再結晶組織の改善を行うのに必要な成分である。しかし、０．０２ｍａｓｓ％未満では上記効果が得られず、一方、０．１２ｍａｓｓ％を超えると、脱炭焼鈍で脱炭不足を起こし、磁気特性の劣化を招くようになる。よって、Ｃは０．０２〜０．１２ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．０２〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓｉ：２．０〜４．５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の電気抵抗を高め、渦電流損を低減させるのに必要な成分である。しかし、含有量が２．０ｍａｓｓ％未満では、電気抵抗が小さくなり、良好な鉄損特性を得ることができない。一方、４．５ｍａｓｓ％を超えると、冷間圧延することが難しくなる。よって、Ｓｉは２．０〜４．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、２．５〜４．０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｎ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％
Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の電気抵抗を高める効果があり、また、熱間加工性を向上させる重要な元素である。上記効果を得るためには０．０５ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。しかし、０．３ｍａｓｓ％を超えて添加すると、γ変態を誘起して、磁気特性の劣化を招く。よって、Ｍｎは０．０５〜０．３ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．０５〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４〜０．０１２ｍａｓｓ％
ＡｌおよびＮは、ＡｌＮインヒビターを形成するのに必要な元素であり、良好な二次再結晶を行わせるためには、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４〜０．０１２ｍａｓｓ％の含有が不可欠である。いずれの元素も、含有量が上記上限値を超えると、ＡｌＮの粗大化を招いてインヒビターとしての抑制力を失い、一方、上記下限値未満では、ＡｌＮの絶対量が不足し、十分な抑制力が得られない。好ましくは、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４〜０．０１０ｍａｓｓ％の範囲である。

本発明の方向性電磁鋼板は、上記必須とする成分に加えて、ＳおよびＳｅのうちから選ばれる１種または２種を下記の範囲で含有させることができる。
ＳおよびＳｅ：合計で０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％
ＳおよびＳｅは、Ｍｎと結合し、インヒビターＭｎＳ、ＭｎＳｅとして機能する成分である。しかし、単独添加または併用添加のいずれの場合でも、それらの含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満では、インヒビター機能が充分でなく、一方、０．０３ｍａｓｓ％を超えると、これらの成分を再固溶させるのに必要なスラブ加熱温度が高くなりすぎるため好ましくない。よって、これらの成分は、合計で０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。

また、本発明の方向性電磁鋼板は、上記成分に加えてさらに、Ｂｉ，Ｃｒ，Ｓｂ，Ｐ，Ｗ，Ｍｏ，Ｎｉ，ＣｕおよびＳｎのうちから選んだ１種または２種以上を下記の範囲で含有させることができる。
Ｂｉ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％
Ｂｉは、磁気特性とくに磁束密度を大きく向上させ、高磁束密度鋼板を得るのに有効な成分であるが、含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満では、その添加効果に乏しく、一方、０．２０ｍａｓｓ％超えると、良好な一次再結晶組織が得られず、磁束密度の向上が得られなくなる。よって、Ｂｉは０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。

Ｃｒ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％
Ｃｒは、鋼にＢｉを添加する場合に、良好なフォルステライト被膜を形成させるのに必要な成分である。しかし、含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満では、その添加効果が得られず、一方、０．５０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、脱炭を阻害し、磁気特性の劣化を招くようになる。よって、Ｃｒは０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。なお、Ｂｉを添加しない場合でも、Ｃｒを０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％の範囲で添加することは、被膜特性および磁気特性の安定化につながるので好ましい。

Ｓｂ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｓｂは、補助インヒビターとして機能し、磁気特性の向上に有用な成分である。しかし、含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満では添加効果に乏しく、一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えると、脱炭を阻害するようになる．よって、Ｓｂは０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。

Ｐ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｗ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％
ＰおよびＷは、粒界に偏析して抑制力を高める成分であるが、いずれも含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満ではその添加効果に乏しく、一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えると良好な一次再結晶組織が得られなくなる。よって、ＰおよびＷは、それぞれ０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。

Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｍｏは、表面性状の改善に有効な成分であるが、含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満では、その添加効果に乏しく、一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えると、脱炭性を阻害するようになる。よって、Ｍｏは０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。

Ｎｉ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％
Ｎｉは、磁気特性の改善に有効な成分である。しかし、含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満では、その添加効果に乏しく、一方、０．５０ｍａｓｓ％を超えると、熱間強度の低下を招くようになる。よって、Ｎｉは０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。

Ｃｕ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％
Ｃｕは、被膜特性の改善に有効な成分である。しかし、含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満では、その添加効果に乏しく、一方、０．５０ｍａｓｓ％を超えると、熱間脆性が顕著になる。よって、Ｃｕは０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。

Ｓｎ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％
Ｓｎは、磁気特性の改善に有効な成分であるが、含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満ではその添加効果に乏しく、一方、０．５０ｍａｓｓ％を超えると、良好な一次再結晶組織が得られなくなる。よって、Ｓｎは０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。

次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、上記に説明したＡｌをインヒビター成分として添加した鋼を常法の製錬プロセスで溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法等で鋼素材（鋼スラブ）とし、次いで、その鋼スラブを、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延で最終板厚の冷延板とし、その後、脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶および純化を施す仕上焼鈍を行う一連の工程からなる。以下、具体的に各工程の製造条件について説明する。

熱間圧延
鋼スラブは、１３５０℃以上の温度に加熱した後、熱間圧延して熱延板とするのが好ましい。加熱温度を１３５０℃以上とするのは、それ以下の温度では、インヒビターの再固溶が不十分となるからである。スラブ加熱した後の熱間圧延は、常法で行えばよく、特に制限はない。

熱延板焼鈍
上記熱間圧延後の鋼板（熱延板）は、その後、８００℃以上の温度で焼鈍後、７５０℃から２００〜３００℃間の冷却停止温度までを冷却速度４５℃／ｓ以上で冷却し、その後、放冷する熱延板焼鈍を施す。ここで、焼鈍温度を８００℃以上としたのは、（α＋γ）２相域で焼鈍することによって、α相内へＣを十分に固溶させるためである。また、冷却開始温度を７５０℃以上とする理由は、７５０℃未満では、α相中におけるＣの固溶限が低下し、過飽和状態からの急冷で微細カーバイドを析出させることができなくなるからである。また、冷却速度を４５℃／ｓ以上とする理由は、４５℃／ｓ未満では、Ｃが粒界に拡散して、粗大化したカーバイドが析出するためである。また、冷却停止温度を２００〜３００℃間とする理由は、２００℃未満では、Ｃの拡散速度が低下し、析出サイトまで拡散できなくなって固溶Ｃが増加し、一方、３００℃を超えると、粗大カーバイドが析出するためである。

１回目の冷間圧延、中間焼鈍
次に、上記の熱延板焼鈍を施した鋼板は、脱スケールした後、１回目の冷間圧延と中間焼鈍を施す。上記１回目の冷間圧延は、１パス目（最初の圧延）の噛込温度を１００℃以下とし、さらに、全パスをロール径２００ｍｍφ以上のロールを用いて、総圧下率２５〜５０％の範囲として行うことが必要である。なお、圧延機は、ロール径が２００ｍｍφ以上であれば、リバース圧延機、タンデム圧延機のいずれを用いてもよい。

ここで、１パス目（最初の圧延）の噛込温度を１００℃以下とする理由は、図３に示したように、γファイバーを発達させるためである。
また、ロール径を２００ｍｍφ以上とする理由は、大径ロールとすることで、剪断変形を抑制し、中間焼鈍後にγファイバーを発達させるためである。
また、総圧下率を２５〜５０％の範囲とする理由は、圧下率が２５％未満では、歪誘起粒界移動による｛００１｝＜１１０＞の回復が起こり、十分なγファイバーの発達が得られない。一方、圧下率が５０％を超えると、中間焼鈍後の結晶粒が細かくなり、２回目の冷間圧延で、剪断帯が導入されにくくなるからである。
上記１回目の冷間圧延後、中間焼鈍を施すが、この焼鈍条件は、常法に従って行えばよく、特に制限はない。

２回目の冷間圧延
上記の中間焼鈍後、２回目の冷間圧延（最終冷間圧延）を施して最終板厚の冷延板とする。この２回目の冷間圧延は、総圧下率を８０〜９５％として行い、かつ、少なくとも１パス間では、２００〜３００℃の温度でパス間時効を行うことが必要である。
また、この２回目の冷間圧延では、総圧下率５５％以上において、噛込温度が１１０〜１９０℃で圧下率が２０〜３０％の圧延を、ロール径が１００ｍｍφ以下のロールを用いて２パス以上行うことが好ましい。

ここで、２回目の冷間圧延で総圧下率８０％以上を制限するのは、剪断帯を導入してゴス方位核を形成するためには、剪断変形を誘発するある程度の転位密度が必要であるが、総圧下率が８０％未満では転位密度が不十分で、温間圧延によって形成されるゴス核の量が減少するためである。よって、総圧下率は８０％以上とする。ただし、総圧下率９５％以上では、圧下率が高過ぎて逆にゴス核の量が減少するため、好ましくない。

また、２回目の冷間圧延で、少なくとも１パス間で２００〜３００℃の時効処理を施す理由は、２００℃以上のパス間時効を行うことで、更に転位を固着し、剪断帯の導入が促進されるが、３００℃を超えると回復現象が起こり、転位密度が低下して剪断帯が導入されにくくなるためである。また、各パス間で行う時効の処理時間は、数秒でも効果はあるが、好ましくは５〜６０分の範囲とするのが好ましい。
なお、温間圧延とパス間時効による転位の導入は複数回行うことで効果が増すので、２回以上行うのが好ましい。

さらに、総圧下率５５％以上での噛込温度を１１０〜１９０℃として温間圧延することが好ましいのは、１１０℃以上で剪断帯が多く導入されるが、１９０℃を超えると、圧延中の｛１１１｝＜１１２＞方位の劣化が著しくなり、先鋭なゴス方位の選択成長性が低下するためである。

また、ロール径が１００ｍｍφ以下のロールを用いるのが好ましい理由は、ロール径を１００ｍｍφ以下とすることで、鋼板に導入される剪断歪量が増え、より剪断変形が起き易くなるからである。

また、温間圧延における圧下率を２０〜３０％とするのが好ましい理由は、圧下率が２０％より小さいと剪断帯が十分に導入されず、一方、３０％を超えると｛１１１｝＜１１２＞方位の先鋭度が低下し、仕上焼鈍時に選択成長が起こり難くなるためである。

上記最終板厚とした冷延板は、その後、必要に応じて鋼板表面に溝を形成する磁区細分化処理を施した後、脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施す。この脱炭は、一般的な条件、すなわち、露点が２０〜７０℃の湿水素と窒素ガスの混合雰囲気中で、７５０〜９５０℃の温度範囲で１〜５分間処理する通常公知の条件で行えばよく、特に制限はない。

上記の条件を満たして一次再結晶焼鈍を施すことで、一次再結晶集合組織が改善され、本発明の効果を享受することができるが、発明者らは、さらに、上記一次再結晶焼鈍の加熱過程における５００〜７００℃間の昇温速度を５０℃／ｓ以上とすることによって、一次再結晶板集合組織のＧｏｓｓ方位粒の数を増加し、二次再結晶粒径を細粒化することができ、鉄損特性がより改善されることを見出した。

その理由について、発明者らは、次のように考えている。
一次再結晶を起こす駆動力は、転位の蓄積歪エネルギーであり、その量には結晶方位依存性があるため、＜１１１＞／／ＮＤ方位が最も再結晶し易く、Ｇｏｓｓ方位は相対的に再結晶し難いことが知られている。一次再結晶焼鈍の加熱過程では、比較的低温から圧延組織の回復が起こり、ある温度域を超えたところで転位の蓄積歪エネルギーが解放されて一次再結晶が起こって粒成長する。しかし、上記のように急速加熱を行った場合には、通常の昇温速度では本質的に再結晶し難い方位であるＧｏｓｓ方位粒が、高い蓄積歪エネルギーを保持したまま高温域まで一気に加熱されるため、再結晶が容易に起こるようになり、その結果、Ｇｏｓｓ方位粒の数が増加すると考えられる。

ここで、上記急速加熱する温度域は、その目的が再結晶させるためであるので、冷間圧延後の圧延組織の回復が起こり、かつ、再結晶核の発生が起こる５００〜７００℃間とするのが好ましい。また、上記温度域における昇温速度は、５０℃／ｓ以上とするのが好ましい。５０℃／ｓ未満では、圧延組織の回復を抑制する効果が小さいからである。

さらに、発明者らは、上記一次再結晶焼鈍の加熱過程の一次再結晶核発生前の温度域において、低い昇温速度で短持間の加熱を行う回復処理を施し、＜１１１＞／／ＮＤ方位の蓄積歪エネルギーを低減し、最適化することで、一次再結晶板集合組織のＧｏｓｓ方位粒数が増加し、二次再結晶粒径が細粒化して、鉄損特性がさらに改善されることも見出した。

加熱過程の途中で回復処理を施すことによって鉄損特性がさらに改善される理由については、まだ十分に明らかとはなっていないが、発明者らは次のように考えている。
上述したように、転位の蓄積歪エネルギーには結晶方位依存性があり、圧延組織においては＜１１１＞／／ＮＤ方位が最も高い歪エネルギーを有している。歪エネルギーが高いことは回復能が高いことを意味し、一次再結晶核が発生しない温度域においては、＜１１１＞／／ＮＤ方位が最も回復が促進する。つまり、一次再結晶核発生前の温度域で回復処理を施すことで、＜１１１＞／／ＮＤ方位の一次再結晶の優位性が失われるので、Ｇｏｓｓ方位の一次再結晶の優位性を高めることができる。

上記回復処理を施す温度域は、転位が十分に移動できる２５０〜５００℃の温度範囲とするのが好ましい。また、上記回復処理は、１０℃／ｓ以下の昇温速度で１〜３０秒間の加熱を施す条件とするのが好ましい。低速加熱時間が１秒未満では、回復効果が十分ではなく、一方、３０秒を超えると、すべての結晶方位における一次再結晶の駆動力が減少し、一次再結晶自体が困難となるためである。なお、上記回復処理は、上記の温度範囲内で保定する処理としてもよい。また、上記回復処理後の温度または保定温度から５００℃までの昇温速度は、任意でよいが、５０℃／ｓ以上とするのが好ましい。

なお、一次再結晶焼鈍は、一般に、脱炭焼鈍を兼ねて行われることが多いが、その場合には、焼鈍時の雰囲気を適正な酸化性雰囲気（例えばＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２＞０．１）とするのが好ましい。高い昇温速度が求められる５００〜７００℃間については、設備等の制約によって、酸化性雰囲気の導入が困難な場合が考えられるが、脱炭には８００℃近傍での雰囲気が重要であるため、５００〜７００℃間の温度範囲については、Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２≦０．１であっても問題はない。また、これらの焼鈍が困難な場合には、別途、脱炭焼鈍を設けてもよい。

上記脱炭した一次再結晶焼鈍後の鋼板は、その後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布した後、コイル状に巻き取り、仕上焼鈍を施す。この仕上焼鈍は、二次再結晶と、高温での純化処理を兼ねた焼鈍であり、公知のいかなるヒートパターンや雰囲気を適用することができる。

仕上焼鈍した鋼板は、その後、必要に応じて、絶縁コーティングの被成と平坦化処理を兼ねた平坦化焼鈍を施し、製品板（方向性電磁鋼板）とする。この際、製品板の表面にレーザーやプラズマジェットを照射し、磁区細分化処理を施すことも、鉄損をさらに向上させる上で好ましい。

Ｃ：０．０７０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０７６ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２４ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０１８ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０２５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．２ｍａｓｓ％およびＮ：０．００８ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼記号Ａ〜Ｉの連続鋳造スラブ（９本）を、常法の条件で熱間圧延して板厚２．４ｍｍの熱延コイルとした。次いで、この熱延コイルに、Ｎ_２雰囲気中で１０５０℃×４０秒の焼鈍後、７５０℃の温度から、冷却速度を２５℃／ｓ、４５℃／ｓおよび６５℃／ｓに、冷却停止温度を４００℃、３００℃および２００℃に変化させる９条件で冷却する熱延板焼鈍を施した。その後、ロール径が３００ｍｍφの４スタンドのタンデム圧延機で、１スタンド目の噛込温度を８０℃とする１回目の冷間圧延を行い、板厚１．７ｍｍ（総圧下率２９％）の中間冷延板とした後、Ｎ_２７５ｖｏｌ％＋Ｈ_２２５ｖｏｌ％、露点４６℃の雰囲気中で１１００℃×８０秒の中間焼鈍を施し、次いで、ロール径が１００ｍｍφのリバース圧延機で計７パスの２回目の冷間圧延を施し、最終板厚０．２３ｍｍ（総圧下率８６％）の冷延板とした。なお、上記２回目の冷間圧延における１パス目の噛込温度は１４０℃、各パスの圧下率は２０〜３０％、総圧下率５５％以上の各パスでは、噛込温度を１１０〜１９０℃とし、２００〜３００℃の温度で１０〜２０分のパス間時効を行った。

２回目の冷間圧延後の鋼板は、その後、Ｈ_２５５ｖｏｌ％＋Ｎ_２４５ｖｏｌ％、露点５５℃の雰囲気中で８４０℃×３分の脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した後、５ｍａｓｓ％のＴｉＯ_２と３ｍａｓｓ％のＳｒ（ＯＨ）_２・８Ｈ_２Ｏを添加したＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、コイル状に巻き取った後、仕上焼鈍を施した。なお、上記仕上焼鈍は、Ｎ_２中で昇温速度３０℃／ｈｒで８５０℃まで昇温した後、Ｎ_２３０ｖｏｌ％＋Ｈ_２７０ｖｏｌ％の雰囲気中で昇温速度１５℃／ｈｒで１２００℃まで加熱し、Ｈ_２雰囲気中で１２００℃×５時間保持した後、降温する条件とした。上記仕上焼鈍後のコイルは、未反応の焼鈍分離剤を除去した後、張力コーティングの被成と平坦化を兼ねて８００℃×１分の平坦化焼鈍を施し、製品板とした。

上記のようにして得た各製品板から試験片を採取し、磁気特性（磁束密度Ｂ_８、鉄損Ｗ_{１７／５０}）を測定し、その結果を表１に示した。表１から、熱延板焼鈍における冷却速度を４５℃／ｓ以上とし、冷却停止温度を２００〜３００℃とした発明例の鋼板は、上記範囲を外れる比較例の鋼板と比べて、同一磁束密度でも低い鉄損が得られていることがわかる。

実施例１と同じ成分組成を有するスラブ記号ａ〜ｆの連続鋳造スラブ（６本）を、常法の条件で熱間圧延して板厚２．６ｍｍの熱延コイルとした。次いで、この熱延コイルに、Ｎ_２雰囲気中で１０５０℃×４０秒の焼鈍後、７５０℃の温度から冷却速度６５℃／ｓで冷却停止温度２５０℃まで冷却する熱延板焼鈍を施した。その後、ロール径が１００ｍｍφのリバース圧延機またはロール径が３００ｍｍφの４スタンドのタンデム圧延機で、１パス目または１スタンド目の噛込温度を８０℃、１００℃および２００℃の３水準とする１回目の冷間圧延を行い、板厚１．７ｍｍ（総圧下率３５％）の中間冷延板とした。その後、Ｎ_２７５ｖｏｌ％＋Ｈ_２２５ｖｏｌ％、露点４６℃の雰囲気中で１１００℃×８０秒の中間焼鈍を施した後、ロール径１００ｍｍφのリバース圧延機で計７パスからなる２回目の冷間圧延を行い、最終板厚０．２７ｍｍ（総圧下率８４％）の冷延板とした。なお、上記２回目の冷間圧延における１パス目の噛込温度は１２０℃、各パスの圧下率は２０〜３０％、総圧下率５５％以上の各パスでは、噛込温度を１１０〜１９０℃とし、２００〜３００℃の温度で１０〜２０分のパス間時効を行った。

上記２回目の冷間圧延後の鋼板は、その後、実施例１と同じ条件で、脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、仕上焼鈍を施し、平坦化焼鈍を施して製品板とした。
上記のようにして得た各製品板から試験片を採取し、磁気特性（磁束密度Ｂ_８、鉄損Ｗ_{１７／５０}）を測定し、その結果を表２に示した。表２から、ロール径２００ｍｍφ以上のタンデム圧延機を用いて、最初の噛込温度を１００℃以下として１回目の冷間圧延を行った鋼板は、他条件の鋼板に比べて、同一磁束密度でも低い鉄損が得られていることがわかる。

実施例１と同じ成分組成を有するスラブ記号Ｉ〜ＩＶの連続鋳造スラブ（４本）を、常法の条件で熱間圧延して板厚２．４ｍｍの熱延コイルとした。次いで、この熱延コイルに、Ｎ_２雰囲気中で１０５０℃×４０秒の焼鈍後、７５０℃の温度から冷却速度６５℃／ｓで冷却停止温度２５０℃まで冷却する熱延板焼鈍を施した。その後、ロール径が３００ｍｍφの４スタンドのタンデム圧延機で、１スタンド目の噛込温度を１００℃とする１回目の冷間圧延を行い、板厚１．７ｍｍ（総圧下率２９％）の中間冷延板とした。その後、Ｎ_２７５ｖｏｌ％＋Ｈ_２２５ｖｏｌ％、露点４６℃の雰囲気中で１１００℃×８０秒の中間焼鈍を施した後、２回目の冷間圧延を行い、最終板厚０．２３ｍｍ（総圧下率８６％）の冷延板とした。

上記２回目の冷間圧延は、総圧下率５５％までを、ロール径３００ｍｍφの４スタンドのタンデム圧延機で、１スタンド目の噛込温度を６０〜１１０℃として行い、総圧下率５５％以降は、ロール径１００ｍｍφのリバース圧延機で、１パス目の噛込温度を６０〜８０℃、１１０〜１３０℃、１３０〜１５０℃、１５０〜１９０℃の４水準として行った。なお、２回目の冷間圧延の圧延機出側の鋼板は、加工熱で昇温しているので、その熱を利用して１０〜２０分のパス間時効を行った。因みに、各噛込温度に対応するパス間時効温度は、噛込温度６０〜８０℃では１００〜１４０℃、噛込温度１１０〜１３０℃では２００〜２３０℃、噛込温度１３０〜１５０℃では２４０〜２５５℃、噛込温度１６０〜２００℃では２７０〜３００℃であった。なお、上記２回目の冷間圧延における各パスの圧下率は２０〜３０％で行った。

上記２回目の冷間圧延後の鋼板は、その後、実施例１と同じ条件で、脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、仕上焼鈍を施し、平坦化焼鈍を施して製品板とした。

上記のようにして得た製品板から試験片を採取し、磁気特性（磁束密度Ｂ_８、鉄損Ｗ_{１７／５０}）を測定し、その結果を表３に示した。表３から、２回目の冷間圧延におけるロール径を１００ｍｍφ以下の圧延機を用いて、総圧下率５５％以降において、噛込温度を１１０〜１９０℃とし、パス間時効温度を２００〜３００℃の範囲とした本発明の鋼板は、他条件の鋼板に比べて、鉄損特性に優れていることがわかる。

表４に示した各種成分組成を有する連続鋳造スラブを、常法の条件で熱間圧延して板厚２．４ｍｍの熱延コイルとし、次いで、この熱延コイルに、Ｎ_２雰囲気中で１０５０℃×４０秒の焼鈍後、７５０℃の温度から冷却速度６５℃／ｓで冷却停止温度２５０℃まで冷却する熱延板焼鈍を施した後、ロール径が３００ｍｍφの４スタンドのタンデム圧延機で、１スタンド目の噛込温度を１００℃とする１回目の冷間圧延を行い、板厚１．７ｍｍ（総圧下率２９％）の中間冷延板とした。その後、Ｎ_２７５ｖｏｌ％＋Ｈ_２２５ｖｏｌ％、露点４６℃の雰囲気中で１１００℃×８０秒の中間焼鈍を施した後、２回目の冷間圧延を行い、最終板厚０．２３ｍｍ（総圧下率８６％）の冷延板とした。なお、上記２回目の冷間圧延は、総圧下率５５％までを、ロール径３００ｍｍφの４スタンドのタンデム圧延機で行い、総圧下率５５％以降は、ロール径１００ｍｍφのリバース圧延機で行った。さらに、２回目の冷間圧延の圧延機出側の鋼板は、各パス後、加工熱を利用して、２００〜３００℃で１０〜２０分のパス間時効を行った。なお、上記２回目の冷間圧延における各パスの圧下率は２０〜３０％で行った。

２回目の冷間圧延後の鋼板は、その後、実施例１と同じ条件で、脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、仕上焼鈍を施し、平坦化焼鈍を施して製品板とし、各製品板から試験片を採取し、磁気特性（磁束密度Ｂ_８、鉄損Ｗ_{１７／５０}）を測定し、その結果を表４に示した。
表４から、本発明に適合する成分組成を有する鋼スラブを用いて、本発明の製造方法で方向性電磁鋼板を製造することにより、極めて低鉄損の方向性電磁鋼板を得ることができることがわかる。

実施例１に使用した鋼記号Ｄ（発明例）から得た板厚０．２３ｍｍの冷間圧延後の鋼板からサンプルを採取し、表５に示した各種条件で加熱した後、８２０℃×１２０秒で脱炭する脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。なお、上記一次再結晶焼鈍の加熱には誘導加熱装置を用い、加熱過程の５００〜７００℃間の昇温速度を種々に変化させた。また、上記一次再結晶焼鈍の加熱過程では、２５０℃から７００℃までを２０〜２５０℃／ｓで連続的に昇温する条件と、上記昇温速度で加熱途中の５００℃以下の温度Ｔ１〜５００℃間において、同じく表５に示した回復処理を施す条件で加熱を行った。次いで、上記一次再結晶焼鈍を施した鋼板表面に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、１１９０℃×５０時間の二次再結晶焼鈍と純化焼鈍を兼ねた仕上焼鈍を施した。

上記のようにして得た仕上焼鈍後の鋼板から試験片を採取し、磁気特性（磁束密度Ｂ_８、鉄損Ｗ_{１７／５０}）を測定し、その結果を表５に併記した。表５から、一次再結晶焼鈍の加熱過程における５００〜７００℃間の昇温速度を高めることによって、鉄損特性が大きく改善されることがわかる。また、表５に示した全ての昇温速度において、一次再結晶焼鈍の加熱過程途中の温度で回復処理を施すことによって、鉄損特性がさらに改善されることがわかる。

Claims (6)

1. Ｃ：０．０２〜０．１２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０〜４．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％およびＮ：０．００４〜０．０１２ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延し、脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布した後、二次再結晶および純化を施す仕上焼鈍する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
   前記熱延板焼鈍は、８００℃以上で焼鈍後、７５０℃から２００〜３００℃間の冷却停止温度までを冷却速度４５℃／ｓ以上で冷却し、その後、放冷し、
   前記１回目の冷間圧延は、１パス以上で、総圧下率を２５〜５０％として行い、かつ、全パスを２００ｍｍφ以上のロールを用いて、最初の噛込温度を１００℃以下として行い、
   前記２回目の冷間圧延は、２パス以上で、総圧下率を８０〜９５％として行い、かつ、少なくとも１パス間で、２００〜３００℃の温度でパス間時効を行うことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
2. 前記２回目の冷間圧延では、総圧下率５５％以上において、噛込温度が１１０〜１９０℃で圧下率が２０〜３０％の圧延を、１００ｍｍφ以下のロールを用いて２パス以上行う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。
3. 前記鋼スラブは、前記成分組成に加えてさらに、ＳおよびＳｅのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 前記鋼スラブは、前記成分組成に加えてさらに、Ｂｉ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｗ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％およびＳｎ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる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１〜３のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
5. 前記一次再結晶焼鈍の加熱過程における５００〜７００℃間の昇温速度を、５０℃／ｓ以上とすることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
6. 前記一次再結晶焼鈍の加熱過程における２５０〜５００℃間のいずれかの温度範囲において１０℃／ｓ以下の昇温速度で１〜３０秒間加熱する回復処理を施すことを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

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