JP2014194073A - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】低鉄損の方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
【解決手段】ｍａｓｓ％でＣ：０．００２〜０．１０％、Ｓｉ：２．０〜８．０％およびＭｎ：０．００５〜１．０％を含有する鋼素材を熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍し、冷間圧延し、一次再結晶焼鈍または脱炭を伴う一次再結晶焼鈍を施した後、仕上焼鈍を施すとともに、前記冷間圧延後のいずれかの工程で磁区細分化処理を施す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、前記一次再結晶焼鈍の加熱過程における２００〜７００℃の区間を５０℃／ｓ以上で急速加熱する際、２５０〜６００℃間のいずれかの温度でｔ（秒）間保持する保定処理を施すとともに、前記鋼板表面に付与する歪部もしくは溝部の圧延方向の間隔Ｗ（ｍｍ）が下記式；−ｔ＋３＜Ｗ＜−２．５ｔ＋１７．５（ただし、０＜ｔ＜７）を満たすよう磁区細分化処理を施す方向性電磁鋼板の製造方法。
【選択図】図２
【解決手段】ｍａｓｓ％でＣ：０．００２〜０．１０％、Ｓｉ：２．０〜８．０％およびＭｎ：０．００５〜１．０％を含有する鋼素材を熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍し、冷間圧延し、一次再結晶焼鈍または脱炭を伴う一次再結晶焼鈍を施した後、仕上焼鈍を施すとともに、前記冷間圧延後のいずれかの工程で磁区細分化処理を施す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、前記一次再結晶焼鈍の加熱過程における２００〜７００℃の区間を５０℃／ｓ以上で急速加熱する際、２５０〜６００℃間のいずれかの温度でｔ（秒）間保持する保定処理を施すとともに、前記鋼板表面に付与する歪部もしくは溝部の圧延方向の間隔Ｗ（ｍｍ）が下記式；−ｔ＋３＜Ｗ＜−２．５ｔ＋１７．５（ただし、０＜ｔ＜７）を満たすよう磁区細分化処理を施す方向性電磁鋼板の製造方法。
【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、具体的には、鉄損が極めて低い方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
電磁鋼板は、変圧器やモータの鉄心材料として広く用いられている軟磁性材料であり、中でも方向性電磁鋼板は、結晶方位がＧｏｓｓ方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積し、磁気特性に優れているため、主として大型の変圧器の鉄心等に使用されている。変圧器における無負荷損（エネルギーロス）を低減するためには、鉄損が低いことが必要である。
方向性電磁鋼板において、鉄損を低減方する法としては、Ｓｉ含有量の増加や、板厚の低減、結晶方位の配向性向上、鋼板表面への張力付与、鋼板表面の平滑化、二次再結晶組織の細粒化などが有効であることが知られている。
これらの方法のうち、二次再結晶粒を細粒化する技術として、脱炭焼鈍時に急速加熱したり、脱炭焼鈍直前に急速加熱する熱処理を施したりすることで、一次再結晶集合組織を改善する方法が提案されている。例えば、特許文献１には、最終板厚まで圧延した冷延板を脱炭焼鈍する際、ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２が０．２以下の非酸化性雰囲気中で、１００℃／ｓ以上で７００℃以上の温度に急速加熱することで、低鉄損の方向性電磁鋼板を得る技術が開示されている。また、特許文献２には、雰囲気中の酸素濃度を５００ｐｐｍ以下とし、かつ、加熱速度１００℃／ｓ以上で８００〜９５０℃に急速加熱し、続いて急速加熱後の温度より低い７７５〜８４０℃の温度に保定し、さらに、８１５〜８７５℃の温度に保定することで、低鉄損の方向性電磁鋼板を得る技術が開示されている。また、特許文献３には、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、この温度域の雰囲気を適正に制御することによって、被膜特性と磁気特性に優れる電磁鋼板を得る技術が開示されている。さらに、特許文献４には、熱延板中のＡｌＮとしてのＮ量を２５ｐｐｍ以下に制限し、かつ、脱炭焼鈍時に加熱速度８０℃／ｓ以上で７００℃以上まで加熱することで、低鉄損の方向性電磁鋼板を得る技術が開示されている。
急速加熱することで一次再結晶集合組織を改善するこれらの技術は、急速加熱する温度範囲を室温から７００℃以上とし、昇温速度を一義的に規定するものである。この技術思想は、再結晶温度近傍までを短時間で昇温することで、通常の加熱速度であれば優先的に形成されるγファイバー（＜１１１＞／／ＮＤ方位）の発達を抑制し、二次再結晶の核となる｛１１０｝＜００１＞組織（Ｇｏｓｓ組織）の発生を促進することで、一次再結晶集合組織を改善しようとするものである。そして、この技術の適用により、二次再結晶後の結晶粒（Ｇｏｓｓ方位粒）が細粒化し、鉄損特性が改善される。
さらなる低鉄損を実現する技術としては、鋼板表面に対して物理的な手法で不均一性を導入し、磁区の幅を細分化することで鉄損を低減する技術、いわゆる、「磁区細分化技術」が開発されている。たとえば、特許文献５には、最終製品板にレーザーを照射し、鋼板表層に高転位密度領域を導入することによって磁区幅を狭くし、鉄損を低減する技術が提案されている。また、特許文献６には、最終製品板に電子ビームを照射することによって磁区幅を制御する技術が提案されている。
しかしながら、急速加熱技術を適用した鋼板に、さらに磁区細分化技術を適用した場合には、上記両技術の効果が相殺されて、所期した鉄損低減効果が得られない場合が多く、場合によっては、両技術を適用した場合よりも磁区細分化技術のみを適用した場合の方が、鉄損が改善されることがあった。これは、急速加熱技術を適用した場合には、二次再結晶時に蚕食される＜１１１＞／／ＮＤ一次再結晶集合組織が減少することで、製品板の磁束密度が低下するため、磁区細分化効果が低減するためであると考えられる。
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、急速加熱技術と磁区細分化技術の相乗効果をより効果的に発現させることによって、鉄損をさらに低減することができる方向性電磁鋼板の製造方法を提案することにある。
発明者らは、上記課題の解決に向けて鋭意検討を重ねた。その結果、一次再結晶焼鈍の加熱過程において急速加熱する際、回復が起こる温度域で所定時間保持する保定処理を施すことで、一次再結晶集合組織が変化し、二次再結晶粒のＧｏｓｓ方位への集積度が向上して磁束密度が高まる結果、磁区細分化の効果も十分に発現するようになることを見出し、本発明を開発するに至った。
すなわち、本発明は、Ｃ：０．００２〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５〜１．０ｍａｓｓ％を含有する鋼素材を熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施すことなくあるいは熱延板焼鈍を施した後、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の冷延板とし、一次再結晶焼鈍または脱炭を伴う一次再結晶焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施すとともに、前記冷間圧延後のいずれかの工程で、鋼板表面に、圧延方向に交差する方向に、かつ、圧延方向に間隔をもって線状もしくは点列状の歪部もしくは溝部を付与して磁区細分化処理を施す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、前記一次再結晶焼鈍の加熱過程における２００〜７００℃の区間を５０℃／ｓ以上で急速加熱する際、２５０〜６００℃間のいずれかの温度でｔ（秒）間保持する保定処理を施すとともに、前記鋼板表面に付与する歪部もしくは溝部の圧延方向の間隔Ｗ（ｍｍ）が下記（１）式；
−ｔ＋３＜Ｗ＜−２．５ｔ＋１７．５（ただし、０＜ｔ＜７） ・・・（１）
を満たすよう磁区細分化処理を施すことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法である。
−ｔ＋３＜Ｗ＜−２．５ｔ＋１７．５（ただし、０＜ｔ＜７） ・・・（１）
を満たすよう磁区細分化処理を施すことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法である。
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼素材は、Ｃ：０．００２〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００３〜０．０２０ｍａｓｓ％を含有し、あるいは、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００３〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００２〜０．０３ｍａｓｓ％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用いる上記鋼素材は、Ｃ：０．００２〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｓｅ：０．００３〜０．０３０ｍａｓｓ％およびＳ：０．００２〜０．０３ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有し、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用いる上記鋼素材は、Ｃ：０．００２〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％未満、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％未満、Ｓｅ：０．００３０ｍａｓｓ％未満およびＳ：０．００５０ｍａｓｓ％未満を含有し、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用いる上記鋼素材は、前記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％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。
本発明によれば、一次再結晶焼鈍の加熱過程において急速加熱する際、回復が起こる温度域で所定時間保持する保定処理条件を適正化することで、磁区細分化処理の効果が最大限に発現するので、鉄損が極めて低い方向性電磁鋼板を安定して提供することが可能となる。
まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
＜実験１＞
Ｃ：０．０５５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１２ｍａｓｓ％を含有する鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした後、１４１０℃の温度に再加熱し、熱間圧延して板厚２．２ｍｍの熱延板とし、１０００℃×６０秒の熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延して中間板厚の１．５ｍｍとし、１１００℃×４５秒の中間焼鈍を施した後、２００℃の温度で圧延する温間圧延により最終板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。
＜実験１＞
Ｃ：０．０５５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１２ｍａｓｓ％を含有する鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした後、１４１０℃の温度に再加熱し、熱間圧延して板厚２．２ｍｍの熱延板とし、１０００℃×６０秒の熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延して中間板厚の１．５ｍｍとし、１１００℃×４５秒の中間焼鈍を施した後、２００℃の温度で圧延する温間圧延により最終板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。
次いで、６０ｖｏｌ％Ｈ２−４０ｖｏｌ％Ｎ２の湿潤雰囲気下での８４０℃×９０秒の脱炭を伴う一次再結晶焼鈍を施した。なお、上記一次再結晶焼鈍は、８４０℃までの加熱過程における２００〜７００℃間の昇温速度を１００℃／ｓとし、さらにその加熱途中の５００℃の温度で０〜１０秒間保持する保定処理を施した。ここで、上記１００℃／ｓの昇温速度は、図１に示したように、２００℃から７００℃まで到達する時間から保定時間ｔ２を除いた、ｔ１およびｔ３における平均昇温速度（（７００℃−２００℃）／（ｔ１秒＋ｔ３秒＋ｔ５秒））のことをいう（以降、同様）。その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布・乾燥した後、二次再結晶させた後、水素雰囲気下で１２００℃×７時間の純化処理を行う仕上焼鈍を施した。
その後、上記仕上焼鈍後の鋼板表面に対して、圧延方向に垂直な方向に、電子ビームを照射して線状の歪部を導入し、磁区細分化処理を施した。この際、上記線状の歪部の圧延方向の間隔Ｗを１〜２０ｍｍの範囲で変化させた。
斯くして得た製品板から試験片を採取し、ＪＩＳ Ｃ２５５６に記載の方法で鉄損Ｗ１７／５０を測定し、その結果を、５００℃の温度での保定処理時間ｔと、磁区細分化処理の線状歪部の圧延方向の間隔Ｗとの関係として、図２に示した。この図から、鉄損Ｗ１７／５０は、保定時間ｔと線状歪の圧延方向の間隔Ｗがある特定の範囲にあるとき、具体的には、線状歪部の圧延方向の間隔Ｗが、保定処理時間ｔとの関係において、下記（１）式を満たす範囲内において低鉄損となることがわかる。
−ｔ＋３＜Ｗ＜−２．５ｔ＋１７．５（ただし、０＜ｔ＜７） ・・・（１）
なお、上記（１）式の左辺、右辺の値が負（マイナス）となる場合は、「０（ゼロ）」と見做す（以下、同様）。
−ｔ＋３＜Ｗ＜−２．５ｔ＋１７．５（ただし、０＜ｔ＜７） ・・・（１）
なお、上記（１）式の左辺、右辺の値が負（マイナス）となる場合は、「０（ゼロ）」と見做す（以下、同様）。
＜実験２＞
実験１で得られた最終板厚０．２３ｍｍの冷延板に、５０ｖｏｌ％Ｈ２−５０ｖｏｌ％Ｎ２の湿潤雰囲気下での８４０℃×８０秒の脱炭を伴う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過程における昇温速度は１００℃／ｓとし、その加熱過程の２００〜７００℃の温度範囲の任意の温度で２秒間保持する保定処理を施した。
その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布・乾燥した後、二次再結晶させた後、水素雰囲気下で１２００℃×７時間の純化処理を行う仕上焼鈍を施した。
さらに、上記仕上焼鈍後の鋼板表面に対して、圧延方向に垂直な方向に、電子ビームを照射して線状の歪部を導入し、磁区細分化処理を施した。この際、上記線状の歪部の圧延方向の間隔Ｗを、上記保定処理時間２秒から最適な値である（図２参照）４ｍｍとした。
実験１で得られた最終板厚０．２３ｍｍの冷延板に、５０ｖｏｌ％Ｈ２−５０ｖｏｌ％Ｎ２の湿潤雰囲気下での８４０℃×８０秒の脱炭を伴う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過程における昇温速度は１００℃／ｓとし、その加熱過程の２００〜７００℃の温度範囲の任意の温度で２秒間保持する保定処理を施した。
その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布・乾燥した後、二次再結晶させた後、水素雰囲気下で１２００℃×７時間の純化処理を行う仕上焼鈍を施した。
さらに、上記仕上焼鈍後の鋼板表面に対して、圧延方向に垂直な方向に、電子ビームを照射して線状の歪部を導入し、磁区細分化処理を施した。この際、上記線状の歪部の圧延方向の間隔Ｗを、上記保定処理時間２秒から最適な値である（図２参照）４ｍｍとした。
斯くして得た製品板から試験片を採取し、ＪＩＳ Ｃ２５５６に記載の方法で鉄損Ｗ１７／５０を測定し、その結果を、加熱途中の保定温度との鉄損Ｗ１７／５０の関係として図３に示した。この図から、保定温度が２５０〜６００℃の間で、鉄損が低減していることがわかる。
上記＜実験１＞および＜実験２＞のように、一次再結晶焼鈍の加熱過程における急速加熱の途中で、適正温度で適正時間保持する保定処理を施した上で、磁区細分化処理で導入する歪部の圧延方向の間隔Ｗを適正化することで鉄損が低減した理由については、まだ十分明らかとなっていないが、発明者らは次のように考えている。
急速加熱処理は、前述したように、再結晶集合組織におけるγファイバー（＜１１１＞／／ＮＤ方位）の発達を抑制し、二次再結晶の核となる｛１１０｝＜００１＞組織の発生を促進する効果がある。というのは、一般に、＜１１１＞／／ＮＤ方位には、冷間圧延時に多くの歪が導入されるため、他の方位と比較して蓄積される歪エネルギーが高い状態にある。そのため、通常の昇温速度で加熱する一次再結晶焼鈍では、蓄積された歪エネルギーが高い＜１１１＞／／ＮＤ方位の圧延組織から優先的に再結晶を起こす。再結晶では、通常、＜１１１＞／／ＮＤ方位の圧延組織からは＜１１１＞／／ＮＤ方位粒が出現する。そのため、再結晶後の組織は＜１１１＞／／ＮＤ方位が主方位となる。
しかし、急速加熱を行うと、再結晶によって放出されるエネルギーよりも多くの熱エネルギーが付与されることから、比較的蓄積された歪エネルギーの低いＧｏｓｓ方位でも再結晶が起こり得るようになり、相対的に再結晶後の＜１１１＞／／ＮＤ方位が減少し、Ｇｏｓｓ方位（｛１１０｝＜００１＞）が増加する。Ｇｏｓｓ方位が多くなると、二次再結晶においても多くのＧｏｓｓ方位粒が出現するため、二次再結晶粒の粒径が小さくなり、鉄損が低減する。これが、従来技術の急速加熱を行う理由である。
ここで、急速加熱の途中で、回復が起こる温度に所定時間保持する保定処理を施した場合には、歪エネルギーが高い＜１１１＞／／ＮＤ方位が優先的に回復を起こす。そのため、＜１１１＞／／ＮＤ方位の圧延組織から生じる＜１１１＞／／ＮＤ方位の再結晶を起こす駆動力が選択的に低下し、その結果、一般的に＜１１１＞／／ＮＤ方位の次に多く一次再結晶集合組織内に存在する｛１２ ４ １｝＜０１４＞方位やその近傍の方位が再結晶により増加し、相対的に再結晶後の＜１１１＞／／ＮＤ方位がさらに減少する。この｛１２ ４ １｝＜０１４＞方位やその近傍方位の増加が、二次再結晶時のＧｏｓｓ方位選択性を改善し、すなわち、二次再結晶中にＧｏｓｓ方位粒が、優先的に成長し、磁区細分化処理を行ったときに、その効果が十分に発現するものと考えている。
また、＜実験１＞で得られたように、Ｗがある特定の範囲内で低鉄損となる理由について、発明者らは、以下のように考えている。
急速加熱途中での保定処理時間ｔが長い場合には、上述したように、｛１２ ４ １｝＜０１４＞方位やその近傍の方位が一次再結晶により増加し、二次再結晶においてＧｏｓｓ方位粒が優先的に成長し、磁束密度が高くなる。それと同時に、｛１２ ４ １｝＜０１４＞方位やその近傍の方位の増加により、Ｇｏｓｓ方位粒の数は多少減少し、これを核として粒成長した二次再結晶粒の粒径は大きくなる。粒径が大きくなると、渦電流損が高くなるので、線状歪部の間隔Ｗを狭くして磁区細分化しなければ、鉄損低減効果が得られなくなる。
逆に、保定時間ｔが短い場合は、二次再結晶粒の粒径が小さくなり、渦電流損が低減するため、線状歪部の間隔Ｗを大きくしても低鉄損化を達成することができる。しかし、粒径が小さいときに間隔Ｗを狭くし過ぎると、ヒステリシス損が大きくなり、鉄損が却って増大するため、間隔Ｗには下限がある。
急速加熱途中での保定処理時間ｔが長い場合には、上述したように、｛１２ ４ １｝＜０１４＞方位やその近傍の方位が一次再結晶により増加し、二次再結晶においてＧｏｓｓ方位粒が優先的に成長し、磁束密度が高くなる。それと同時に、｛１２ ４ １｝＜０１４＞方位やその近傍の方位の増加により、Ｇｏｓｓ方位粒の数は多少減少し、これを核として粒成長した二次再結晶粒の粒径は大きくなる。粒径が大きくなると、渦電流損が高くなるので、線状歪部の間隔Ｗを狭くして磁区細分化しなければ、鉄損低減効果が得られなくなる。
逆に、保定時間ｔが短い場合は、二次再結晶粒の粒径が小さくなり、渦電流損が低減するため、線状歪部の間隔Ｗを大きくしても低鉄損化を達成することができる。しかし、粒径が小さいときに間隔Ｗを狭くし過ぎると、ヒステリシス損が大きくなり、鉄損が却って増大するため、間隔Ｗには下限がある。
なお、上記考えによれば、加熱途中の回復が起こる温度で短時間の保定を行うことによって磁気特性が向上するのは、従来のラジアントチューブ等を用いた昇温速度（１０〜２０℃／ｓ）よりも速い加熱速度、具体的には昇温速度が５０℃／ｓ以上の場合に限られると考えられる。そこで、本発明においては、一次再結晶焼鈍の２００〜７００℃の温度範囲における昇温速度を５０℃／ｓ以上と規定する。
次に、本発明の方向性電磁鋼板の素材に用いる鋼素材（スラブ）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００２〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｃは、０．００２ｍａｓｓ％に満たないと、Ｃによる粒界強化効果が失われ、スラブに割れが生じるなどして、製造に支障を来たすようになる。一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えると、脱炭焼鈍で、Ｃを磁気時効の起こらない０．００５ｍａｓｓ％以下に低減することが困難となる。よって、Ｃは０．００２〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃ：０．００２〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｃは、０．００２ｍａｓｓ％に満たないと、Ｃによる粒界強化効果が失われ、スラブに割れが生じるなどして、製造に支障を来たすようになる。一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えると、脱炭焼鈍で、Ｃを磁気時効の起こらない０．００５ｍａｓｓ％以下に低減することが困難となる。よって、Ｃは０．００２〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに必要な元素である。上記効果は、２．０ｍａｓｓ％未満では十分ではなく、一方、８．０ｍａｓｓ％を超えると、加工性が低下し、圧延して製造することが困難となる。よって、Ｓｉは２．０〜８．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは２．５〜４．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに必要な元素である。上記効果は、２．０ｍａｓｓ％未満では十分ではなく、一方、８．０ｍａｓｓ％を超えると、加工性が低下し、圧延して製造することが困難となる。よって、Ｓｉは２．０〜８．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは２．５〜４．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．００５〜１．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の熱間加工性を改善するために必要な元素である。上記効果は、０．００５ｍａｓｓ％未満では十分ではなく、一方、１．０ｍａｓｓ％を超えると、製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Ｍｎは０．００５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎは、鋼の熱間加工性を改善するために必要な元素である。上記効果は、０．００５ｍａｓｓ％未満では十分ではなく、一方、１．０ｍａｓｓ％を超えると、製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Ｍｎは０．００５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲である。
上記Ｃ，ＳｉおよびＭｎ以外の成分については、二次再結晶を生じさせるために、インヒビターを利用する場合と、しない場合とに分けられる。
まず、二次再結晶を生じさせるためにインヒビターを利用する場合で、例えば、ＡｌＮ系インヒビターを利用するときには、ＡｌおよびＮを、それぞれＡｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３〜０．０２０ｍａｓｓ％の範囲で含有させるのが好ましい。また、ＭｎＳ・ＭｎＳｅ系インヒビターを利用するときには、前述した量のＭｎと、Ｓ：０．００２〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳｅ：０．００３〜０．０３０ｍａｓｓ％を含有させることが好ましい。それぞれ添加量が、上記下限値より少ないと、インヒビター効果が十分に得られず、一方、上限値を超えると、インヒビター成分がスラブ加熱時に未固溶で残存し、インヒビター効果が低減し、十分な磁気特性が得られなくなる。なお、ＡｌＮ系とＭｎＳ・ＭｎＳｅ系のインヒビターを併用してもよいことは勿論である。
まず、二次再結晶を生じさせるためにインヒビターを利用する場合で、例えば、ＡｌＮ系インヒビターを利用するときには、ＡｌおよびＮを、それぞれＡｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３〜０．０２０ｍａｓｓ％の範囲で含有させるのが好ましい。また、ＭｎＳ・ＭｎＳｅ系インヒビターを利用するときには、前述した量のＭｎと、Ｓ：０．００２〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳｅ：０．００３〜０．０３０ｍａｓｓ％を含有させることが好ましい。それぞれ添加量が、上記下限値より少ないと、インヒビター効果が十分に得られず、一方、上限値を超えると、インヒビター成分がスラブ加熱時に未固溶で残存し、インヒビター効果が低減し、十分な磁気特性が得られなくなる。なお、ＡｌＮ系とＭｎＳ・ＭｎＳｅ系のインヒビターを併用してもよいことは勿論である。
一方、二次再結晶を生じさせるためにインヒビターを利用しない場合には、上述したインヒビター形成成分であるＡｌ，Ｎ，ＳおよびＳｅの含有量を極力低減し、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％未満、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％未満、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％未満およびＳｅ：０．００３０ｍａｓｓ％未満に低減した鋼素材を用いるのが好ましい。
本発明の方向性電磁鋼板に用いる鋼素材は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
ただし、磁気特性の改善を目的として、Ｎｉ：０．０１０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を適宜含有していてもよい。
ただし、磁気特性の改善を目的として、Ｎｉ：０．０１０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を適宜含有していてもよい。
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。
前述した成分組成を有する鋼を常法の精錬プロセスで溶製した後、常法の造塊−分塊圧延法または連続鋳造法で鋼素材（スラブ）を製造してもよいし、あるいは、直接鋳造法で１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を製造してもよい。上記スラブは、常法に従い、例えば、インヒビター成分を含有する場合には、１４００℃程度の温度に再加熱し、一方、インヒビター成分を含まない場合には、１２５０℃以下の温度に再加熱した後、熱間圧延に供する。なお、インヒビター成分を含有しない場合には、鋳造後、スラブを再加熱することなく直ちに熱間圧延に供してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
前述した成分組成を有する鋼を常法の精錬プロセスで溶製した後、常法の造塊−分塊圧延法または連続鋳造法で鋼素材（スラブ）を製造してもよいし、あるいは、直接鋳造法で１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を製造してもよい。上記スラブは、常法に従い、例えば、インヒビター成分を含有する場合には、１４００℃程度の温度に再加熱し、一方、インヒビター成分を含まない場合には、１２５０℃以下の温度に再加熱した後、熱間圧延に供する。なお、インヒビター成分を含有しない場合には、鋳造後、スラブを再加熱することなく直ちに熱間圧延に供してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
次いで、熱間圧延して得た熱延板は、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。この熱延板焼鈍の温度は、良好な磁気特性を得るためには、８００〜１１５０℃の範囲とするのが好ましい。８００℃未満では、熱間圧延で形成されたバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなり、二次再結晶粒の成長が阻害される。一方、１１５０℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化し過ぎて、やはり、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなるからである。
熱延後あるいは熱延板焼鈍後の鋼板は、１回の冷間圧延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の冷延板とする。上記中間焼鈍の焼鈍温度は、９００〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。９００℃未満では、中間焼鈍後の再結晶粒が細かくなり、さらに、一次再結晶組織におけるＧｏｓｓ核が減少して製品板の磁気特定が低下する傾向がある。一方、１２００℃を超えると、熱延板焼鈍と同様、結晶粒が粗大化し過ぎて、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなるからである。
なお、最終板厚とする冷間圧延（最終冷間圧延）においては、鋼板温度を１００〜３００℃の温度に上昇させて圧延する温間圧延したり、冷間圧延の途中で１００〜３００℃の温度で時効処理を１回または複数回施したりすることが、一次再結晶集合組織を改善し、磁気特性を向上させるのに有効である。
最終板厚とした冷延板は、その後、一次再結晶焼鈍または脱炭を伴う一次再結晶焼鈍を施す。
この一次再結晶焼鈍における焼鈍温度は、脱炭焼鈍を伴う場合は、脱炭反応を速やかに進行させる観点から、８００〜９００℃の範囲とするのが好ましく、また、雰囲気は湿潤雰囲気とするのが好ましい。ただし、脱炭が不要なＣ：０．００５ｍａｓｓ％以下の鋼素材を用いる場合は、この限りではない。なお、一次再結晶焼鈍と脱炭焼鈍を別々に行ってもよい。
この一次再結晶焼鈍における焼鈍温度は、脱炭焼鈍を伴う場合は、脱炭反応を速やかに進行させる観点から、８００〜９００℃の範囲とするのが好ましく、また、雰囲気は湿潤雰囲気とするのが好ましい。ただし、脱炭が不要なＣ：０．００５ｍａｓｓ％以下の鋼素材を用いる場合は、この限りではない。なお、一次再結晶焼鈍と脱炭焼鈍を別々に行ってもよい。
ここで、本発明において重要なことは、上記一次再結晶焼鈍の加熱過程において、２００〜７００℃の区間を５０℃／ｓ以上で急速加熱するとともに、２５０〜６００℃間のいずれかの温度で所定時間の保定処理を施すことである。保定処理を施す好ましい温度は３５０〜５００℃の範囲である。なお、上記２００〜７００℃の区間における昇温速度（５０℃／ｓ以上）は、前述したように、保定する時間を除いた時間における平均昇温速度である。
また、上記保定処理の保定時間は、前述したように、磁区細分化処理において鋼板表面に付与する歪部あるいは溝部の圧延方向の間隔Ｗとの関係において、下記（１）式；
−ｔ＋３＜Ｗ＜ −２．５ｔ＋１７．５（ただし、０＜ｔ＜７） ・・・（１）
を満たすよう制御する必要があることである。なお、好ましい保定時間は、図２からもわかるように、１〜４秒の範囲である。
−ｔ＋３＜Ｗ＜ −２．５ｔ＋１７．５（ただし、０＜ｔ＜７） ・・・（１）
を満たすよう制御する必要があることである。なお、好ましい保定時間は、図２からもわかるように、１〜４秒の範囲である。
なお、上記保定処理は、２５０〜６００℃間のいずれかの温度で行えばよいが、上記温度は必ずしも一定でなくてもよく、±１０℃／ｓ以下の温度変化であれば、保定と同様の効果を得ることができるので、±１０℃／ｓの範囲内で昇温もしくは降温してもよい。
一次再結晶焼鈍を施した鋼板は、鉄損特性やトランスの騒音を重視する場合には、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布、乾燥した後、仕上焼鈍を施し、Ｇｏｓｓ方位に高度に集積させた二次再結晶組織を発達させるとともに、フォルステライト被膜を形成させるのが好ましい。一方、打抜加工性を重視し、フォルステライト被膜を形成させない場合には、焼鈍分離剤を適用しないか、あるいは、シリカやアルミナ等を主体とした焼鈍分離剤を用いて仕上焼鈍を施すのが好ましい。なお、フォルステライト被膜を形成しない場合、焼鈍分離剤の塗布に水分を持ち込まない静電塗布を行うことも有効である。また、焼鈍分離剤に代えて、耐熱無機材料シート（シリカ、アルミナ、マイカ）を用いてもよい。
仕上焼鈍の条件としては、フォルステライト被膜を形成させる場合には、８００〜１０５０℃の温度に２０時間以上保持して二次再結晶を発現・完了させた後、１１００℃以上の温度まで昇温することが好ましく、さらに、鉄損特性を重視し、純化処理を施す場合は、１２００℃程度の温度まで昇温するのが好ましい。一方、フォルステライト被膜を形成させない場合には、二次再結晶が完了すればよいので、８００〜１０５０℃までの昇温で焼鈍を終了することができる。
仕上焼鈍後の鋼板は、その後、水洗やブラッシング、酸洗等で、鋼板表面に付着した未反応の焼鈍分離剤を除去した後、平坦化焼鈍を施して形状矯正することが、鉄損の低減には有効である。これは、仕上焼鈍は、通常、コイル状態で行うため、コイルの巻き癖が付き、これが原因で、鉄損測定時に特性が劣化することがあるためである。
さらに、鋼板を積層して使用する場合には、上記平坦化焼鈍において、あるいは、その前後で、鋼板表面に絶縁被膜を被成することが有効である。特に、鉄損の低減を図るためには、絶縁被膜として、鋼板に張力を付与する張力付与被膜を適用するのが好ましい。張力付与被膜の形成には、バインダーを介して張力被膜を塗布する方法や、物理蒸着法や化学蒸着法により無機物を鋼板表層に蒸着させる方法を採用すると、被膜密着性に優れかつ著しく鉄損低減効果が大きい絶縁被膜を形成することができるので、より好ましい。
さらに、本発明においては、鉄損をより低減するために、磁区細分化処理を施すことが必須である。磁区細分化処理方法としては、一般的に行われている、最終製品板に溝を形成したり、電子ビーム照射やレーザー照射、プラズマ照射等によって線状または点状に熱歪や衝撃歪を導入する方法、最終板厚に冷間圧延した鋼板や中間工程の鋼板表面にエッチング加工を施して溝を形成したりする方法等を用いることができる。
ここで、本発明において重要なことは、前述したように、上記磁区細分化処理において鋼板表面に付与する線状もしくは点列状の歪部や溝部の圧延方向の間隔Ｗ（ｍｍ）を、一次再結晶焼鈍の加熱途中で施す保定処理における保持時間ｔ（秒）との関係において、下記（１）式；
−ｔ＋３＜Ｗ＜ −２．５ｔ＋１７．５（ただし、０＜ｔ＜７） ・・・（１）
を満たすよう制御する必要があることである。なお、好ましい間隔Ｗは、図２からもわかるように、２〜５ｍｍの範囲である。
−ｔ＋３＜Ｗ＜ −２．５ｔ＋１７．５（ただし、０＜ｔ＜７） ・・・（１）
を満たすよう制御する必要があることである。なお、好ましい間隔Ｗは、図２からもわかるように、２〜５ｍｍの範囲である。
Ｃ：０．０６８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２４ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０１４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００９ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．０３１ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを連続鋳造法で製造し、１４２０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して、板厚２．１ｍｍの熱延板とし、１０００℃×５０秒の熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延により１．４ｍｍの中間板厚とし、１１００℃×７０秒の中間焼鈍を施した後、二次冷間圧延して最終板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。
その後、５０ｖｏｌ％Ｈ２−５０ｖｏｌ％Ｎ２の湿潤雰囲気下での８５０℃×１００秒の脱炭を伴う一次再結晶焼鈍を施した。この際、８５０℃までの加熱過程における２００〜７００℃間の昇温速度を１５０℃／ｓとし、その加熱途中において、表１に記載した保定温度、保定時間の保定処理を施した。
次いで、ＭｇＯを主体とした焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布・乾燥した後、二次再結晶させた後、１２００℃×１０時間の純化処理を行う仕上焼鈍を施した。なお、仕上焼鈍の雰囲気は、純化処理する１２００℃保定時はＨ２、昇温時および降温時はＮ２とした。
次いで、ＭｇＯを主体とした焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布・乾燥した後、二次再結晶させた後、１２００℃×１０時間の純化処理を行う仕上焼鈍を施した。なお、仕上焼鈍の雰囲気は、純化処理する１２００℃保定時はＨ２、昇温時および降温時はＮ２とした。
次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板表面に、レーザーを照射し磁区細分化処理を施した。上記磁区細分化処理では、鋼板の圧延方向に対して直角方向に、かつ、圧延方向の間隔Ｗを、表１に示したように３．５〜１５ｍｍの範囲で変化させてレーザーを照射して歪部を導入した。なお、歪部は、３ｍｍの照射部と１ｍｍの非照射部が交互に並ぶ点列状とした。
斯くして得た製品板から、試験片を採取し、ＪＩＳ Ｃ２５５６に記載の方法で鉄損Ｗ１７／５０を測定した。その結果を、表１に併記した。この表から、本発明を適用することで、鉄損の低い方向性電磁鋼板が安定して得られることがわかる。
表２に記載の成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした後、１４００℃の温度に再加熱し、熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とし、１１００℃×６０秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して最終板厚０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。
次いで、磁区細分化を目的として、エッチング法で、鋼板表面の圧延方向に直交する方向に、幅１００μｍ×深さ１０μｍの溝を、圧延方向の間隔Ｗを４．０ｍｍとして形成した。
その後、５０ｖｏ１％Ｈ２−５０ｖｏｌ％Ｎ２の湿潤雰囲気下での８４０℃×６０秒の脱炭を伴う一次再結晶焼鈍を施した。この際、８４０℃までの加熱過程における２００〜７００℃間の昇温速度を１２５℃／ｓとし、さらにその加熱途中の４５０℃の温度で２秒間の保定処理を施した。
次いで、ＭｇＯを主体とした焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布・乾燥した後、二次再結晶させた後、１２２０℃×４時間の純化処理を行う仕上焼鈍を施した。なお、仕上焼鈍の雰囲気は、純化処理する１２２０℃保定時はＨ２、昇温時および降温時はＡｒとした。
次いで、ＭｇＯを主体とした焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布・乾燥した後、二次再結晶させた後、１２２０℃×４時間の純化処理を行う仕上焼鈍を施した。なお、仕上焼鈍の雰囲気は、純化処理する１２２０℃保定時はＨ２、昇温時および降温時はＡｒとした。
斯くして得た製品板から、試験片を採取し、ＪＩＳ Ｃ２５５６に記載の方法で鉄損Ｗ１７／５０を測定した。その結果を、表２に併記した。この表から、本発明を適用することで、鉄損の低い方向性電磁鋼板が安定して得られることがわかる。
本発明の技術は、冷延鋼板の集合組織の制御に適しているので、加工性が要求される自動車用鋼板等の製造方法にも適用することができる。
Claims (5)
- Ｃ：０．００２〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．００５〜１．０ｍａｓｓ％を含有する鋼素材を熱間圧延して熱延板とし、熱延板焼鈍を施すことなくあるいは熱延板焼鈍を施した後、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の冷延板とし、一次再結晶焼鈍または脱炭を伴う一次再結晶焼鈍を施した後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施すとともに、前記冷間圧延後のいずれかの工程で、鋼板表面に、圧延方向に交差する方向に、かつ、圧延方向に間隔をもって線状もしくは点列状の歪部もしくは溝部を付与して磁区細分化処理を施す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、
前記一次再結晶焼鈍の加熱過程における２００〜７００℃の区間を５０℃／ｓ以上で急速加熱する際、２５０〜６００℃間のいずれかの温度でｔ（秒）間保持する保定処理を施すとともに、
前記鋼板表面に付与する歪部もしくは溝部の圧延方向の間隔Ｗ（ｍｍ）が下記（１）式を満たすよう磁区細分化処理を施すことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
−ｔ＋３＜Ｗ＜−２．５ｔ＋１７．５（ただし、０＜ｔ＜７） ・・・（１） - 前記鋼素材は、Ｃ：０．００２〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００３〜０．０２０ｍａｓｓ％を含有し、あるいは、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００３〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００２〜０．０３ｍａｓｓ％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。
- 前記鋼素材は、Ｃ：０．００２〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｓｅ：０．００３〜０．０３０ｍａｓｓ％およびＳ：０．００２〜０．０３ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有し、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。
- 前記鋼素材は、Ｃ：０．００２〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．０〜８．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．００５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％未満、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％未満、Ｓｅ：０．００３０ｍａｓｓ％未満およびＳ：０．００５０ｍａｓｓ％未満を含有し、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。
- 前記鋼素材は、前記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１〜０．０１０ｍａｓｓ％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２〜４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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