JP2019178379A - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】板厚が０．１７〜０．２２ｍｍであり、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の生産性を高めることが可能な方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】本製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．１００％、Ｓｉ：３．２０〜３．７０％、Ｍｎ：０．０１０〜０．３００％、Ｓ及び／又はＳｅ：合計で０．００１〜０．０５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０２８％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、式（１）及び式（２）を満たすスラブに対して熱間圧延及び１回の冷間圧延を実施する。冷間圧延後の鋼板を８００〜９５０℃の脱炭焼鈍温度で脱炭焼鈍し、脱炭焼鈍時の昇温工程において、５００〜７００℃の温度域では、８００〜２４００℃／秒の平均昇温速度で鋼板を加熱する。２×Ｄ＋２．８６≦Ｓｉ≦２×Ｄ＋３．２６ （１）０．０４×Ｄ＋０．０１３２≦ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０４×Ｄ＋０．０１９２ （２）【選択図】図１

Description

本発明は、方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉを０．５〜７％程度含有し、結晶方位を｛１１０｝＜００１＞方位（ゴス方位）に集積させた鋼板である。方向性電磁鋼板は、軟質磁性材料として、トランスやその他の電気機器の鉄心材料に利用されている。方向性電磁鋼板の結晶方位の制御には、二次再結晶と呼ばれるカタストロフィックな粒成長現象が利用される。

方向性電磁鋼板の製造方法は次のとおりである。スラブを加熱して熱間圧延を実施して、熱延鋼板を製造する。熱延鋼板を必要に応じて焼鈍する。熱延鋼板を必要に応じて酸洗する。酸洗後の熱延鋼板に対して、８０％以上の累積の冷延率で１又は複数回の冷間圧延を実施して、冷延鋼板を製造する。冷延鋼板に対して脱炭焼鈍を実施して、一次再結晶を発現する。脱炭焼鈍後の冷延鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施して、二次再結晶を発現する。以上の工程により、方向性電磁鋼板が製造される。

方向性電磁鋼板には、磁気特性が求められ、特に、優れた励磁特性及び鉄損特性が求められる。方向性電磁鋼板の励磁特性を示す指標として、たとえば、磁場の強さが８００Ａ／ｍにおける磁束密度であるＢ８が利用されている。また、方向性電磁鋼板の鉄損特性を示す指標として、たとえば、５０Ｈｚで１．７Ｔまで磁化させたときの単位質量あたりの鉄損であるＷ_{１７／５０}が利用されている。

近年、方向性電磁鋼板の鉄損特性のさらなる改善への要求が高まっている。方向性電磁鋼板のさらなる低鉄損化により、発電機及び変圧器の効率が高まるからである。

鉄損は、履歴損と渦電流損とからなる。履歴損は、方向性電磁鋼板の純度、内部ひずみ、結晶方位等に影響される。渦電流損は方向性電磁鋼板の電気抵抗、板厚、結晶粒度、磁区の大きさ、鋼板の表面に形成される被膜の張力等に影響される。

Ｓｉ含有量を高めれば、鋼板の電気抵抗が高まるために、渦電流損が低減する。そのため、低鉄損化のためにＳｉ含有量を高めることは有効と考えられる。Ｓｉ含有量を高めた方向性電磁鋼板での鉄損特性を改善する技術が、特開２００１−１９２７３３号公報（特許文献１）及び特開平５−３４５９２１号公報（特許文献２）に提案されている。

特許文献１に開示された一方向性電磁鋼板の製造方法では、質量％で、Ｓｉ：３．０〜３．８％、Ｍｎ：０．０３〜０．４５％、Ｓ、Ｓｅ：単独又は複合で０．１５％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０３５％、及び、Ｎ：０．００３５〜０．０１２％を含有する電磁鋼スラブを、１２５０℃以下の温度に加熱した後熱間圧延し、熱延板焼鈍を行い、冷間圧延により最終板厚とし、次いで、脱炭焼鈍、窒化処理、仕上げ焼鈍をする。そして、熱延板の板厚をｔＡ（ｍｍ）、最終冷間圧延板の板厚をｔＣ（ｍｍ）とするとき、ｔＡ／ｔＣを、Ｓｉ含有量（Ｓｉ（％））に応じて、３．５７−０．４３×Ｓｉ（％）≦ｌｎ（ｔＡ／ｔＣ）≦４．５８−０．６４×Ｓｉ（％）の範囲内に制御する。特許文献１では、冷延率（ｔＡ／ｔＣ）を上記式の範囲内で調整することにより、一次再結晶におけるゴス方位を効果的に増加させることにより、二次再結晶においてゴス方位集積度を高めることができ、その結果、Ｓｉ含有量に応じた鉄損特性を得ることができる、と記載されている。

特許文献２に開示された一方向性電磁鋼板の製造方法では、質量％で、Ｃ：０．０９０％以下、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０３〜０．１５％、Ｓ：０．０１０〜０．０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００４５〜０．０１２％、Ｓｎ：０．０３〜０．５％、Ｃｕ：０．０２〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる電磁鋼スラブを１２５０℃以上に加熱した後熱延し、析出焼鈍をし、最終冷延率８０％以上の冷延と脱炭焼鈍、仕上焼鈍を施す。特許文献２では、Ｓｉ含有量が高い方向性電磁鋼板の化学組成にさらに、Ｎｉを含有することにより、磁気特性（磁束密度及び鉄損）が高まる、と記載されている。

また、特開平１−２９０７１６号公報（特許文献３）では、特許文献１及び特許文献２とは異なる方法により電磁鋼板の鉄損を低減する方法を提案する。具体的には、特許文献３では、脱炭焼鈍において、鋼板を１００℃／秒以上の加熱速度で６７５℃以上に加熱する。特許文献３では、脱炭焼鈍時において１００℃／秒以上の急速加熱を実施することにより、鉄損が低減すると記載されている。そして、実施例では、Ｓｉ含有量が２．９６％であって、板厚が０．２５ｍｍの鋼板を１１４０〜５５５℃／秒の昇温速度で加熱した後、脱炭焼鈍を実施した例が開示されている。

特開２００１−１９２７３３号公報 特開平５−３４５９２１号公報 特開平１−２９０７１６号公報

ところで、方向性電磁鋼板の鉄損を低減する方法の一つとして、鋼板を薄手化して、渦電流損を低減する方法がある。最近では、方向性電磁鋼板のさらなる薄手化が検討されており、具体的には、板厚が０．２２ｍｍ以下の極薄手の方向性電磁鋼板が検討されている。

鋼板の薄手化の方法としては、冷間圧延工程において鋼板を薄手化する方法がある。上述のとおり、方向性電磁鋼板の製造工程中の冷間圧延工程では、１又は複数回の冷間圧延が実施される。

しかしながら、冷間圧延工程において鋼板を薄手化する場合、最終の冷間圧延での冷延率が高くなれば、一次再結晶のゴス方位粒が減少し、その結果、方向性電磁鋼板の磁気特性が低くなる場合がある。これを回避するために、冷間圧延工程において冷間圧延を複数回実施して、最終の冷間圧延の冷延率を抑えることが考えられる。この場合、鋼板の薄手化を図りつつ、磁気特性も確保することができる。

しかしながら、冷間圧延工程において冷間圧延を複数回実施すれば、生産性が低下してしまう。鉄損の低減を目的として、鋼板の薄手化を図った場合であっても、生産性の低下が抑制できる方が好ましい。

本開示の目的は、板厚が０．１７〜０．２２ｍｍの極薄手であって、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の生産性を高めることが可能な方向性電磁鋼板の製造方法を提供することである。

本開示による方向性電磁鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延前焼鈍工程と、冷間圧延工程と、脱炭焼鈍工程と、焼鈍分離剤塗布工程と、仕上げ焼鈍工程とを備える。
熱間圧延工程では、化学組成が質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．１００％、Ｓｉ：３．２０〜３．７０％、Ｍｎ：０．０１０〜０．３００％、Ｓ及び／又はＳｅ：合計で０．００１〜０．０５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０２８％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｓｎ：０〜０．５００％、Ｃｒ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、冷間圧延工程後の鋼板の板厚をＤ（ｍｍ）と定義したとき、式（１）及び式（２）を満たすスラブに対して熱間圧延を実施して鋼板を製造する。
２×Ｄ＋２．８６≦Ｓｉ≦２×Ｄ＋３．２６ （１）
０．０４×Ｄ＋０．０１３２≦ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０４×Ｄ＋０．０１９２ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、スラブの化学組成における対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
冷間圧延前焼鈍工程では、熱間圧延工程後の鋼板に対して焼鈍処理を実施する。
冷間圧延工程では、冷間圧延前焼鈍工程後の鋼板に対して、途中で焼鈍処理を実施することなく８９．０〜９３．０％の冷延率で冷間圧延を実施して、板厚Ｄが０．１７〜０．２２ｍｍの鋼板を製造する。
脱炭焼鈍工程では、昇温工程と脱炭工程とを含む。昇温工程では、冷間圧延工程後の鋼板を脱炭焼鈍温度まで加熱し、鋼板の温度が少なくとも５００〜７００℃になるまでの間、８００〜２４００℃／秒の平均昇温速度で鋼板を加熱する。脱炭工程では、８００〜９５０℃の脱炭焼鈍温度で鋼板を保持して脱炭焼鈍を実施する。
焼鈍分離剤塗布工程では、脱炭焼鈍工程後の鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布する。
仕上げ焼鈍工程では、焼鈍分離剤が塗布された鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する。

本開示による方向性電磁鋼板の製造方法は、板厚が０．１７〜０．２２ｍｍの極薄手であって、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の生産性を高めることができる。

図１は、本実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法の製造工程を示すフロー図である。 図２は、図１中の脱炭焼鈍工程でのヒートパターンを示す模式図である。

板厚が０．１７〜０．２２ｍｍの極薄手の方向性電磁鋼板の製造工程において、冷間圧延を複数回実施すれば、生産性が低下する。そこで、本発明者らは、板厚が０．１７〜０．２２ｍｍの極薄手の方向性電磁鋼板の製造工程中の冷間圧延工程では、冷間圧延を複数回実施せず、冷間圧延を１回のみ実施することにより、生産性を高めることを考えた。

ここで、「冷間圧延を１回実施する」とは、冷間圧延の途中で焼鈍処理を実施せずに、冷間圧延工程での鋼板の圧延を完了することを意味する。たとえば、リバース式の圧延機を用いて、複数回のパスにて冷間圧延を実施する場合、冷間圧延のパスとパスとの間に焼鈍処理を挟まずに１回又は複数回パスの冷間圧延を実施した場合は、「冷間圧延を１回実施する」に相当する。なお、たとえば、複数回パスの冷間圧延の途中で焼鈍処理を１回実施した場合、「冷間圧延を２回実施する」に相当する。ここで、「パス」とは、鋼板に圧延スタンドを通過させて鋼板に圧下を与えることを意味し、１回のパスとは、鋼板に圧延スタンドを１回通過させて鋼板に圧下を与えることを意味する。

そこで、冷間圧延を１回のみ実施することにより製造される極薄手の方向性電磁鋼板の磁気特性を高める方法を検討した。その結果、本発明者らは、Ｓｉ含有量を３．２０％以上と高くしつつ、Ａｌ含有量を０．０２８％以下と低くすることにより、極薄手の方向性電磁鋼板において、十分な磁気特性が得られる可能性があると考えた。具体的には、化学組成が質量％でＣ：０．０２０〜０．１００％、Ｓｉ：３．２０〜３．７０％、Ｍｎ：０．０１０〜０．３００％、Ｓ及び／又はＳｅ：合計で０．００１〜０．０５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０２８％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｓｎ：０〜０．５００％、Ｃｒ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなるスラブを用いれば、板厚を０．１７〜０．２２ｍｍと極薄手化しても、優れた磁気特性が得られる可能性があると考えた。

しかしながら、冷間圧延を１回のみ実施して製造される極薄手の方向性電磁鋼板において、Ｓｉ含有量を３．２０〜３．７０％と高めれば、磁気特性が低下してしまうことが分かった。そこで、本発明者らは、磁気特性が低下する原因について検討した。その結果、次の理由により磁気特性が低下すると考えた。

Ｓｉ含有量を３．２０％以上と高めた場合、熱間圧延中の鋼板においてフェライト比率が増大する。この場合、熱間圧延時において鋼板中心部で圧延安定方位であるαファイバー方位群が発達する。αファイバー方位群とは、結晶の＜１１０＞軸が圧延方向に沿った結晶粒群を意味する。本実施形態では、冷間圧延を１回のみ実施する。この場合、熱間圧延工程で生成したαファイバー方位群は、冷間圧延工程後の鋼板にも残存しやすい。このαファイバー方位群が一次再結晶組織を劣化させ、その結果、仕上げ焼鈍工程での二次再結晶時において、ゴス方位の選択成長性が抑制される。そのため、ゴス方位への集積度が低下して、磁気特性が低下すると考えられる。

そこで、冷間圧延を１回のみ実施して製造される極薄手の方向性電磁鋼板において、Ｓｉ含有量を３．２０〜３．７０％と高めても、ゴス方位への集積度の低下を抑える方法について本発明者らは検討した。その結果、次の知見を得た。

方向性電磁鋼板の製造工程中の、脱炭焼鈍工程の昇温工程において、５００〜７００℃の温度域での平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}を８００〜２４００℃／秒とする。この場合、一次再結晶組織が改善され、方向性電磁鋼板のゴス方位の集積度が高まり、磁気特性が高まる。

この理由は定かではないが、次の理由が考えられる。５００〜７００℃の温度域での昇温速度を速くすることにより、一次再結晶において、αファイバー方位群からの再結晶（一次再結晶）の形態を変化させ、αファイバー方位群からゴス方位とΣ９の対応方位関係にある｛４１１｝＜１４８＞の結晶方位粒の生成を増加させる。ここで、Σ９対応方位粒とは、｛４１１｝＜１４８＞や｛１１１｝＜１１２＞等に代表される方位結晶粒であって、二次再結晶時において、ゴス方位の選択成長性を高める結晶粒である。Σ９対応方位粒が増加することにより、二次再結晶においてゴス方位の集積度が高まり、優れた磁気特性が得られると考えられる。

しかしながら、脱炭焼鈍工程での５００〜７００℃での昇温速度を８００℃以上としても、冷間圧延を１回のみ実施して製造される上述の化学組成の極薄手の方向性電磁鋼板において、依然として磁気特性が低い場合があることが分かった。そこで、本発明者らはさらに検討を行った。その結果、冷間圧延を１回のみ実施して製造される上述の化学組成の極薄手の方向性電磁鋼板の場合、板厚が薄いため、板厚とＳｉ含有量とＡｌ含有量との関係が、磁気特性に影響を与えることが分かった。そこで、さらなる検討をした結果、上述の化学組成の極薄手の方向性電磁鋼板の製造においてはさらに、次の式（１）及び式（２）を満たせば、優れた磁気特性を有する極薄手の方向性電磁鋼板を１回の冷間圧延で製造できることが分かった。
２×Ｄ＋２．８６≦Ｓｉ≦２×Ｄ＋３．２６ （１）
０．０４×Ｄ＋０．０１３２≦ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０４×Ｄ＋０．０１９２ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、スラブの化学組成における対応する元素の含有量（質量％）が代入される。Ｄは、冷間圧延工程後の鋼板（つまり、冷延鋼板）の板厚（ｍｍ）である。

以上の知見により完成した本実施形態の方向性電磁鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延前焼鈍工程と、冷間圧延工程と、脱炭焼鈍工程と、焼鈍分離剤塗布工程と、仕上げ焼鈍工程とを備える。
熱間圧延工程では、化学組成が質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．１００％、Ｓｉ：３．２０〜３．７０％、Ｍｎ：０．０１０〜０．３００％、Ｓ及び／又はＳｅ：合計で０．００１〜０．０５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０２８％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｓｎ：０〜０．５００％、Ｃｒ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、冷間圧延工程後の鋼板の板厚をＤ（ｍｍ）と定義したとき、式（１）及び式（２）を満たすスラブに対して熱間圧延を実施して鋼板を製造する。
２×Ｄ＋２．８６≦Ｓｉ≦２×Ｄ＋３．２６ （１）
０．０４×Ｄ＋０．０１３２≦ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０４×Ｄ＋０．０１９２ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、スラブの化学組成における対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
冷間圧延前焼鈍工程では、熱間圧延工程後の鋼板に対して焼鈍処理を実施する。
冷間圧延工程では、冷間圧延前焼鈍工程後の鋼板に対して、途中で焼鈍処理を実施することなく８９．０〜９３．０％の冷延率で冷間圧延を実施して、板厚Ｄが０．１７〜０．２２ｍｍの鋼板を製造する。
脱炭焼鈍工程では、昇温工程と脱炭工程とを含む。昇温工程では、冷間圧延工程後の鋼板を脱炭焼鈍温度まで加熱し、鋼板の温度が少なくとも５００〜７００℃になるまでの間、８００〜２４００℃／秒の平均昇温速度で鋼板を加熱する。脱炭工程では、８００〜９５０℃の脱炭焼鈍温度で鋼板を保持して脱炭焼鈍を実施する。
焼鈍分離剤塗布工程では、脱炭焼鈍工程後の鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布する。
仕上げ焼鈍工程では、焼鈍分離剤が塗布された鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する。

上記スラブの化学組成は、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｃｒ：０．０１０〜０．５００％、及び、Ｃｕ：０．０１０〜０．５００％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

以下、本実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法について詳述する。なお、本明細書において、元素の含有量に関する％は、特に断りのない限り、質量％を意味する。

［製造工程フロー］
図１は、本実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法のフロー図である。図１を参照して、本製造方法は、スラブに対して熱間圧延を実施する熱間圧延工程（Ｓ１）と、熱間圧延後の鋼板（熱延鋼板）に対して焼鈍処理を実施する冷間圧延前焼鈍工程（Ｓ２）と、冷間圧延前焼鈍工程後の鋼板に対して１回の冷間圧延を実施する冷間圧延工程（Ｓ３）と、冷間圧延工程後の鋼板（冷延鋼板）に対して脱炭焼鈍を実施する脱炭焼鈍工程（Ｓ４）と、脱酸焼鈍工程後の鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布する焼鈍分離剤塗布工程（Ｓ５）と、焼鈍分離剤が塗布された鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）とを含む。以下、各工程Ｓ１〜Ｓ６について説明する。

［熱間圧延工程（Ｓ１）］
熱間圧延工程（Ｓ１）は、準備されたスラブに対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する。スラブの化学組成は、次の元素を含有する。

［スラブの化学組成中の必須元素］
Ｃ：０．０２０〜０．１００％
炭素（Ｃ）は、製造工程中における脱炭焼鈍工程完了までの組織制御に有効である。しかしながら、Ｃ含有量が０．０２０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．１００％を超えれば、後述の脱炭焼鈍工程を実施しても、脱炭が不十分となり、磁気時効が起こってしまう。この場合、十分な鉄損特性が得られない。したがって、Ｃ含有量は０．０２０〜０．１００％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。

Ｓｉ：３．２０〜３．７０％
シリコン（Ｓｉ）は、板厚が０．１７〜０．２２ｍｍの極薄手の方向性電磁鋼板の電気抵抗を高めて、鉄損のうちの渦電流損を低減する。Ｓｉ含有量が３．２０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が３．７０％を超えれば、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は３．２０〜３．７０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は３．２５％であり、さらに好ましくは３．３０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は３．６５％であり、さらに好ましくは３．６０％である。

Ｍｎ：０．０１０〜０．３００％
マンガン（Ｍｎ）は、方向性電磁鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減する。Ｍｎはさらに、熱間加工性を高めて、熱間圧延における割れの発生を抑制する。Ｍｎはさらに、冷間圧延前焼鈍工程において、Ｓ及び／又はＳｅと結合して微細ＭｎＳ及び／又は微細ＭｎＳｅを形成する。微細ＭｎＳ及び微細ＭｎＳｅは、インヒビターとして活用される微細ＡｌＮの析出核となる。そのため、冷間圧延前焼鈍工程において、微細ＭｎＳ及び微細ＭｎＳｅの析出量が多ければ、十分な量の微細ＡｌＮが得られる。Ｍｎ含有量が０．０１０％未満であれば、十分な量の微細ＭｎＳ及び微細ＭｎＳｅが析出しない。一方、Ｍｎ含有量が０．３００％を超えれば、方向性電磁鋼板の磁束密度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１０〜０．３００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．２００％であり、さらに好ましくは０．１５０％である。

Ｓ及び／又はＳｅ：合計で０．００１〜０．０５０％
硫黄（Ｓ）及びセレン（Ｓｅ）は、製造工程中において、Ｍｎと結合して、上述の微細ＭｎＳ及び／又は微細ＭｎＳｅを形成する。微細ＭｎＳ及び微細ＭｎＳｅは、インヒビターとして活用される微細ＡｌＮの析出核となる。そのため、冷間圧延前焼鈍工程において、微細ＭｎＳ及び微細ＭｎＳｅの析出量が多ければ、十分な量の微細ＡｌＮが得られる。Ｓ及び／又はＳｅの合計含有量が０．００１％未満であれば、十分な量の微細ＭｎＳ及び微細ＭｎＳｅが得られない。一方、Ｓ及び／又はＳｅの合計含有量が０．０５０％を超えれば、仕上げ焼鈍工程後の鋼板中においてもＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅが残存する場合がある。この場合、磁気特性が低下する。したがって、Ｓ及び／又はＳｅの合計含有量は０．００１〜０．０５０％である。Ｓ及び／又はＳｅの合計含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ｓ及び／又はＳｅの合計含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０２８％
アルミニウム（Ａｌ）は、方向性電磁鋼板の製造工程中において、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、インヒビターとして機能する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０２０％未満であれば、板厚Ｄが０．１７〜０．２２ｍｍの鋼板を１回の冷間圧延で製造する場合において、インヒビターとして機能する十分な量のＡｌＮが得られない。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０２８％を超えれば、板厚Ｄが０．１７〜０．２２ｍｍの鋼板を１回の冷間圧延で製造する場合において、微細なＡｌＮが少なくなり（つまり、粗大なＡｌＮが多くなり）、板厚Ｄが０．１７〜０．２２ｍｍの鋼板を１回の冷間圧延で製造する場合におけるＡｌＮのインヒビター強度が低下する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０２０〜０．０２８％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２１％であり、さらに好ましくは０．０２２％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０２７％であり、さらに好ましくは０．０２６％である。なお、本明細書において、ｓｏｌ．Ａｌは酸可溶Ａｌを意味する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、酸可溶Ａｌの含有量である。

Ｎ：０．００２〜０．０１５％
窒素（Ｎ）は、方向性電磁鋼板の製造工程中において、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、インヒビターとして機能する。Ｎ含有量を０．００２％未満とするためには、製鋼工程において過度の精錬を必要とし、この場合、製造コストが高くなる。したがって、Ｎ含有量の下限は０．００２％である。一方、鋼材中のＮ含有量が０．０１５％を超えれば、冷間圧延時に鋼板にブリスタ（空孔）が多数生成しやすくなる。したがって、Ｎ含有量は０．００２〜０．０１５％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００６％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１２％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。

本実施形態によるスラブの化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、方向性電磁鋼板の素材であるスラブを工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の製造方法により製造される方向性電磁鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［スラブの化学組成中の任意元素］
上述のスラブの化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｓｎ、Ｃｒ及びＣｕからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

Ｓｎ：０〜０．５００％
すず（Ｓｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｎ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｓｎは、脱炭焼鈍工程時に生成される酸化層の性質を向上し、仕上げ焼鈍工程時に、この酸化層を用いて生成する一次被膜の性質も向上する。さらに、Ｓｎは、酸化層及び一次被膜の形成の安定化を実現することにより、方向性電磁鋼板の磁気特性を向上し、磁気特性のばらつきを抑制する。Ｓｎはさらに、粒界偏析元素であり、二次再結晶を安定化する。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．５００％を超えれば、鋼板の表面が酸化されにくくなり、一次被膜の形成が不十分になる場合がある。したがって、Ｓｎ含有量は０〜０．５００％である。Ｓｎ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．３００％であり、さらに好ましくは０．２００％である。

Ｃｒ：０〜０．５００％
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｒは脱炭焼鈍工程時に生成される酸化層の性質を向上し、仕上げ焼鈍工程時に、この酸化層を用いて生成する一次被膜の性質も向上する。さらに、Ｃｒは、酸化層及び一次被膜の形成の安定化を実現することにより、方向性電磁鋼板の磁気特性を向上し、磁気特性のばらつきを抑制する。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．５００％を超えれば、一次被膜の形成が不安定になる場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は０〜０．５００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２００％であり、さらに好ましくは０．１５０％である。

Ｃｕ：０〜０．５００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは、冷間圧延前焼鈍工程において、ＡｌＮの生成核となる微細ＭｎＳの析出を促進する。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、ＣｕＳ析出物が析出し、ＣｕＳ析出物が仕上げ焼鈍後にも残存する場合が生じる。鋼中にＣｕＳ析出物が残存していれば、方向性電磁鋼板の磁気特性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４００％であり、さらに好ましくは０．３００％である。

［式（１）及び式（２）について］
上述のスラブの化学組成はさらに、冷間圧延工程により製造される鋼板（冷延鋼板）の板厚をＤ（ｍｍ）と定義したとき、式（１）及び式（２）を満たす。
２×Ｄ＋２．８６≦Ｓｉ≦２×Ｄ＋３．２６ （１）
０．０４×Ｄ＋０．０１３２≦ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０４×Ｄ＋０．０１９２ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

［式（１）について］
式（１）は冷延鋼板の板厚Ｄに対して適切なＳｉ含有量を定義する。上述のとおり、Ｓｉは鋼板の電気抵抗（固有抵抗）を高め、渦電流損を低減することにより、鉄損を低下する。しかしながら、板厚が０．１７〜０．２２ｍｍの極薄手の場合、Ｓｉ含有量が３．２０％以上であっても、Ｓｉ含有量が式（１）の下限（２×Ｄ＋２．８６）以上でなければ、本実施形態の製造方法で製造された方向性電磁鋼板において十分に低い鉄損が得られない。

一方、板厚が０．１７〜０．２２ｍｍの極薄手の場合、板厚Ｄに対してＳｉ含有量が高すぎれば、熱間圧延工程時において鋼板中のフェライト比率が高まる。この場合、熱間圧延工程時において、板厚中央部にαファイバー方位群が発達する。Ｓｉ含有量が３．７０％以下であっても式（１）の上限（２×Ｄ＋３．２６）を超えれば、冷間圧延後においても、αファイバー方位群が過剰に残存するため、本実施形態の脱炭焼鈍工程を実施しても、一次再結晶組織が十分に改善されない。その結果、二次再結晶においてゴス方位粒が十分に成長せず、磁気特性が低下する。

スラブの化学組成のＳｉ含有量が３．２０〜３．７０％であり、かつ、式（１）を満たせば、式（２）を含むその他の本実施形態の製造条件を満たすことを前提として、冷間圧延を１回のみ実施しても、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板が得られる。

式（１）の好ましい下限は２×Ｄ＋２．８８であり、さらに好ましくは２×Ｄ＋２．９０である。式（１）の好ましい上限は２×Ｄ＋３．２０であり、さらに好ましくは２×Ｄ＋３．１５である。

［式（２）について］
式（２）は冷延鋼板の板厚Ｄに対して適切なＡｌ含有量を定義する。上述のとおり、Ａｌ含有量を０．０２８％以下に抑えることにより、鋼板中に析出するＡｌＮを微細なまま維持することができる。その場合、表層部の結晶粒と板厚中央部の結晶粒との粒径差を大きくすることができる。具体的には、微細なＡｌＮのインヒビター作用により、板厚中央部の結晶粒を、表層部の結晶粒よりも小さく維持できる。その結果、表層の結晶粒と板厚中央部の結晶粒との粒径差に起因する二次再結晶時の粒成長駆動力を確保できる。

ここで、ＡｌＮにより形成される表層の結晶粒と板厚中央部の結晶粒との粒径差は、冷延鋼板の板厚Ｄとも密接に関連する。Ａｌ含有量が０．０２８％以下であっても、式（２）の上限（０．０４×Ｄ＋０．０１９２）を超えれば、板厚Ｄに対してＡｌ含有量が多すぎ、板厚Ｄに対応した微細なＡｌＮが十分に確保できない。この場合、板厚Ｄの鋼板において表層の結晶粒と板厚中央部の結晶粒との粒径差を十分に確保することができず、二次再結晶時にゴス方位粒を優先的に成長させるための粒成長駆動力が十分に得られない。その結果、仕上げ焼鈍工程においてゴス方位粒が十分に成長せず、方向性電磁鋼板の磁気特性が低下する。

一方、Ａｌ含有量が０．０２０％以上であっても、式（２）の下限（０．０４×Ｄ＋０．０１３２）未満であれば、板厚Ｄに対してＡｌ含有量が少なすぎるため、板厚Ｄの鋼板において表層の結晶粒と板厚中央部の結晶粒との粒径差が過度に大きくなり、粒成長駆動力が過剰に高まる。その結果、磁気特性に優位なゴス方位粒以外の結晶方位粒も二次再結晶してしまい、方向性電磁鋼板の磁気特性が低下する。

スラブの化学組成のＡｌ含有量が０．０２０〜０．０２８％であり、かつ、式（２）を満たせば、０．１７〜０．２２ｍｍの板厚Ｄの冷延鋼板に対して、二次再結晶においてゴス方位を優先的に成長されるために必要な量の粒成長駆動力を付与することができる。そのため、二次再結晶においてゴス方位粒が十分に成長することができ、その他の本実施形態の製造条件を満たすことを前提として、方向性電磁鋼板の磁気特性が高まる。

式（２）の好ましい下限は０．０４×Ｄ＋０．０１４２であり、さらに好ましくは０．０４×Ｄ＋０．０１５２である。式（２）の好ましい上限は０．０４×Ｄ＋０．０１８２であり、さらに好ましくは０．０４×Ｄ＋０．０１７２である。

［上記化学組成を有するスラブの製造方法］
以上の化学組成を有するスラブの製造方法の一例は次のとおりである。上記化学組成を有する溶鋼を製造（溶製）する。溶鋼を用いて、連続鋳造法により、スラブを製造する。

［上記スラブを用いた熱間圧延工程（Ｓ１）］
準備された上記化学組成を有するスラブに対して、熱間圧延機を用いて熱間圧延を実施して鋼板（熱延鋼板）を製造する。初めに、鋼材を加熱する。たとえば、スラブを周知の加熱炉又は周知の均熱炉に装入して、加熱する。スラブの好ましい加熱温度は１３００〜１４００℃であり、さらに好ましくは、１３２０〜１３８０℃である。

加熱されたスラブに対して、熱間圧延機を用いた熱間圧延を実施して、鋼板（熱延鋼板）を製造する。熱間圧延機は、粗圧延機と、粗圧延機の下流に配置された仕上げ圧延機とを備える。粗圧延機は、１つ、又は一列に並んだ複数の粗圧延スタンドを備える。各粗圧延スタンドは、上下に配置された複数のロールを含む。粗圧延は１台のリバース式粗圧延スタンドを用いた圧延であってもよいし、一列に並んだ複数の粗圧延スタンドを備えたタンデム式粗圧延機を用いた圧延であってもよい。仕上げ圧延機は、一列に並んだ複数の仕上げ圧延スタンドを備える。各仕上げ圧延スタンドは、上下に配置される複数のロールを含む。加熱されたスラブを粗圧延機により圧延した後、さらに、タンデム式の上記仕上げ圧延機を用いて圧延して、熱延鋼板を製造する。

熱間圧延により製造される熱延鋼板の厚さは特に限定されず、周知の厚さとすることができる。熱間圧延工程における仕上げ温度（仕上げ圧延機において最後に鋼板を圧下する仕上げ圧延スタンドの出側での鋼板温度）は、たとえば９００〜１１００℃である。仕上げ温度は、最終の圧下を行う仕上げ圧延スタンド出側に配置された測温計により得られる、鋼板の表面温度（℃）である。以上の圧延工程により、鋼板を製造する。

［冷間圧延前焼鈍工程（Ｓ２）］
冷間圧延前焼鈍工程では、熱間圧延工程後の鋼板（熱延鋼板）に対して焼鈍処理を実施する。本工程での焼鈍処理の条件は、周知の条件で足りる。冷間圧延前焼鈍工程での焼鈍温度はたとえば９００〜１２００℃であり、焼鈍温度での保持時間は３０〜１８０秒である。

［冷間圧延工程（Ｓ３）］
冷間圧延工程（Ｓ３）では、製造された鋼板に対して、途中で焼鈍処理を実施することなく８９．０〜９３．０％の冷延率で冷間圧延を実施して、板厚Ｄが０．１７〜０．２２ｍｍの鋼板（冷延鋼板）を製造する。ここで、「途中で焼鈍処理を実施することなく」とは、冷間圧延を１回実施することを意味する。「冷間圧延を１回実施する」とは、冷間圧延の途中で焼鈍処理を実施せずに、本工程での鋼板の圧延を完了することを意味する。たとえば、リバース式の圧延機を用いて、１回のパスにて冷間圧延を実施する場合、「冷間圧延を１回実施する」に相当する。また、リバース式の圧延機を用いて複数回のパスにて冷間圧延を実施する場合、冷間圧延のパスとパスとの間に焼鈍処理を挟まずに複数回パスの冷間圧延を実施した場合は、「冷間圧延を１回実施する」に相当する。なお、たとえば、複数回パスの冷間圧延の途中で焼鈍処理を１回実施した場合、「冷間圧延を２回実施する」に相当する。ここで、「パス」とは、鋼板に圧延スタンドを通過させて圧下を与えることを意味し、１回のパスとは、鋼板に圧延スタンドを１回通過させて圧下を与えることを意味する。

本実施形態では、生産性を高めるために、冷間圧延を１回のみ実施して、板厚Ｄが０．１７〜０．２２ｍｍの冷延鋼板を製造する。板厚Ｄの好ましい上限は０．２０ｍｍである。

冷間圧延工程における、冷延率は８９．０〜９３．０％である。ここで、冷延率（％）は次のとおり定義される。
冷延率（％）＝１００−最終の冷間圧延後の冷延鋼板の板厚／最初の冷間圧延開始前の鋼板の板厚×１００

［脱炭焼鈍工程（Ｓ４）］
脱炭焼鈍工程（Ｓ４）では、冷間圧延工程（Ｓ３）後の鋼板（冷延鋼板）に対して、脱炭焼鈍を実施して一次再結晶を発現させる。本実施形態では、脱炭焼鈍工程の昇温時において、５００〜７００℃の温度域の平均昇温速度を８００℃／秒以上とすることにより、極薄手の方向性電磁鋼板を１回の冷間圧延で実施しても、優れた磁気特性が得られる。

図２は、脱炭焼鈍工程（Ｓ４）でのヒートパターンを示す模式図である。図２を参照して、脱炭焼鈍工程（Ｓ４）は、昇温工程（Ｓ４１）と、脱炭工程（Ｓ４２）と、冷却工程（Ｓ４３）とを含む。昇温工程（Ｓ４１）では、鋼板を脱炭焼鈍温度Ｔａまで加熱する。脱炭工程（Ｓ４２）では、脱炭焼鈍温度Ｔａまで加熱された鋼板に対して脱炭焼鈍を実施して、一次再結晶を発現させる。冷却工程（Ｓ４３）では、脱炭工程（Ｓ４２）後の鋼板を周知の方法で冷却する。本実施形態では、昇温工程（Ｓ４１）の５００〜７００℃の温度域での昇温速度を顕著に速くすることにより、Ｓｉ含有量が３．２０％以上の鋼板に対して冷間圧延を１回のみ実施して冷延鋼板の板厚Ｄを０．１７〜０．２２ｍｍの極薄手の鋼板とした場合であっても、方向性電磁鋼板の磁気特性を高めることができる。以下、各工程の詳細を説明する。

［昇温工程（Ｓ４１）］
昇温工程（Ｓ４１）では、初めに、冷間圧延工程後の上述の板厚（０．１７〜０．２２ｍｍ）の鋼板を熱処理炉に装入する。本実施形態における脱炭焼鈍用の熱処理炉では、たとえば、高周波誘導加熱により、冷延鋼板を脱炭焼鈍温度まで昇温する。昇温工程における製造条件は次のとおりである。

平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}：８００〜２４００℃／秒
昇温工程において、鋼板の温度が５００℃から７００℃に至るまでの間の昇温速度の平均を、平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}（℃／秒）と定義する。５００〜７００℃は、一次再結晶が発現する温度域である。上述のとおり、本実施形態のスラブの化学組成でのＳｉ含有量は３．２０％以上と高い。さらに、本実施形態では冷間圧延工程において冷間圧延を１回のみとし、冷間圧延後の冷延鋼板の板厚を０．１７〜０．２２ｍｍと極薄手とする。この場合、熱間圧延工程おいて鋼板中のフェライト比率が高まるため、板厚中央部にαファイバー方位群が発達し、冷延鋼板においてもαファイバー方位群が残存する場合がある。

しかしながら、昇温工程において平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}を８００℃／秒以上とすれば、αファイバー方位群からゴス方位とΣ９対応方位関係を有する｛４１１｝＜１４８＞再結晶粒（以下、Σ９対応方位粒という）が、一次再結晶時に生成しやすい。Σ９対応方位粒は、二次再結晶時において、ゴス方位粒の成長を促進する。したがって、本実施形態の冷延鋼板に対して、平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}を８００℃／秒以上とすることにより、一次再結晶組織を改善できる。平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}が８００℃／秒未満であれば、この効果が得られない。

一方、平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}が２４００℃／秒を超えれば、γファイバー方位群から再結晶する、｛４１１｝＜１４８＞とは別のΣ９対応方位である｛１１１｝＜１１２＞の結晶方位粒がかえって減少してしまう。この場合、仕上げ焼鈍工程においてゴス方位粒の成長が抑制される。そのため、ゴス方位集積度（Ｂ８／Ｂｓ）が低下して、鉄損のうちの履歴損が高くなる。その結果、優れた鉄損特性が得られなくなる。また、ゴス方位粒の成長が抑制されるため、磁束密度も低下する。したがって、平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}の上限は、２４００℃／秒である。

平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}の好ましい下限は９００℃／秒であり、さらに好ましくは１０００℃／秒である。平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}の好ましい上限は２１００℃／秒である。

なお、昇温工程中の雰囲気は周知の雰囲気で足りる。昇温工程中の雰囲気はたとえば、酸素ポテンシャル（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）が０．１以下の乾燥窒素雰囲気である。

平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}は次の方法により測定する。熱処理炉内には、鋼板の表面温度を測定するための複数の測温計が設置されている。複数の測温計は、熱処理炉の上流から下流に向かって配列されている。測温計により測定された鋼板の温度と、鋼板温度が５００℃から７００℃に上昇するまでに掛かった時間とに基づいて、平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}を求める。

なお、昇温工程において、５００〜７００℃以外の温度域（常温〜５００℃未満、及び、７００℃超〜脱炭焼鈍温度）での昇温速度は特に限定されない。これらの温度域においても、平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}と同じ昇温速度で加熱してもよいし、平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}と異なる昇温速度で加熱してもよい。また、常温〜５００℃未満であれば、数秒間一定の温度で保持してもよい。

［脱炭工程（Ｓ４２）］
脱炭焼鈍工程（Ｓ４）における脱炭工程（Ｓ４２）では、昇温工程（Ｓ４１）後の鋼板を脱炭焼鈍温度Ｔａで保持して、脱炭焼鈍を実施する。これにより、鋼板に一次再結晶を発現させる。脱炭工程中の雰囲気は、周知の雰囲気で足り、たとえば、水素及び窒素を含有する湿潤窒素水素混合雰囲気である。脱炭焼鈍を実施することにより、鋼板中の炭素が鋼板から除去され、一次再結晶が発現する。脱炭工程での製造条件は次のとおりである。

脱炭焼鈍温度Ｔａ：８００〜９５０℃
脱炭焼鈍温度Ｔａは、上述のとおり、脱炭焼鈍を実施する熱処理炉の炉温に相当し、脱炭焼鈍中の鋼板の温度に相当する。脱炭焼鈍温度Ｔａが８００℃未満であれば、一次再結晶発現後の鋼板の結晶粒が小さすぎる。この場合、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）において、二次再結晶が十分に発現しない。一方、脱炭焼鈍温度Ｔａが９５０℃を超えれば、一次再結晶発現後の鋼板の結晶粒が大きすぎる。この場合も、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）において、二次再結晶が十分に発現しない。脱炭焼鈍温度Ｔａが８００〜９５０℃であれば、一次再結晶後の鋼板の結晶粒が適切なサイズとなり、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）において、二次再結晶が十分に発現する。

なお、脱炭工程（Ｓ４２）における、脱酸焼鈍温度Ｔａでの保持時間は特に限定されない。脱炭焼鈍温度Ｔａでの保持時間はたとえば、１５〜１５０秒である。

［冷却工程（Ｓ４３）］
冷却工程（Ｓ４３）では、脱炭工程（Ｓ４２）後の鋼板を周知の方法で常温まで冷却する。冷却方法は放冷であってもよいし、水冷であってもよい。好ましくは、脱炭工程後の鋼板を放冷する。以上の工程により脱炭焼鈍工程（Ｓ４）では、鋼板に対して脱炭焼鈍処理を実施する。

［焼鈍分離剤塗布工程（Ｓ５）］
脱炭焼鈍工程（Ｓ４）後の鋼板に対して、焼鈍分離剤塗布工程（Ｓ５）を実施する。焼鈍分離剤塗布工程（Ｓ５）では、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布する。具体的には、鋼板表面に焼鈍分離剤を含有する水性スラリーを塗布する。水性スラリーは、焼鈍分離剤に水を加えて攪拌して作製する。焼鈍分離剤は、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）を含有する。好ましくは、ＭｇＯは焼鈍分離剤の主成分である。ここで、「主成分」とは、焼鈍分離剤中のＭｇＯ含有量が、質量％で６０．０％以上であることを意味する。焼鈍分離剤は、ＭｇＯ以外に、周知の添加剤を含有してもよい。

焼鈍分離剤塗布工程では、鋼板の表面上に水性スラリーの焼鈍分離剤を塗布する。表面に焼鈍分離剤が塗布された鋼板を巻取り、コイル状にする。鋼板をコイル状にした後、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）を実施する。

なお、鋼板表面上に水性スラリーの焼鈍分離剤を塗布し、鋼板をコイル状にした後、仕上げ焼鈍工程を実施する前に、焼付け処理を実施してもよい。焼付け処理では、コイル状の鋼板を、４００〜１０００℃に保持した炉内に装入し、保持する（焼付け処理）。これにより、窒化処理鋼板表面上に塗布された焼鈍分離剤が乾燥する。保持時間はたとえば１０〜９０秒である。

焼付け処理を実施せずに、焼鈍分離剤が塗布されたコイル状の鋼板に対して、仕上げ焼鈍工程を実施してもよい。

［仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）］
焼鈍分離剤塗布工程（Ｓ５）後の鋼板に対して、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）を実施して、二次再結晶を発現させる。仕上げ焼鈍工程は、熱処理炉を用いて実施する。仕上げ焼鈍工程での製造条件は周知の条件で足りる。仕上げ焼鈍工程での製造条件はたとえば、次のとおりである。なお、仕上げ焼鈍における炉内雰囲気は、周知の雰囲気である。

仕上げ焼鈍温度：１１５０〜１２５０℃
仕上げ焼鈍温度での保持時間：５〜３０時間
仕上げ焼鈍温度が１１５０℃未満であれば、十分な二次再結晶が発現せず、また二次再結晶に用いた析出物を除去する純化が十分ではない。そのため、製造された方向性電磁鋼板の磁気特性が低くなる。一方、仕上げ焼鈍温度が１２５０℃を超えても二次再結晶、純化に対する効果が低いとともに、鋼板の変形などの問題が生じる。仕上げ焼鈍温度が１１５０〜１２５０℃であれば、上記保持時間が適切であることを前提として、十分な二次再結晶が発現して、磁気特性が高まる。さらに、鋼板表面上にフォルステライトを含有する一次被膜が健全に形成される。

なお、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）により、鋼板の化学組成の各元素が鋼中成分からある程度取り除かれる。特に、インヒビターとして機能するＳ、Ａｌ、Ｎ等は大幅に取り除かれる。仕上げ焼鈍工程後の方向性電磁鋼板の表面には、フォルステライトを含有する一次被膜が形成されている。

以上の製造工程により、本実施形態による方向性電磁鋼板が製造される。製造された方向性電磁鋼板では、板厚が０．１７〜０．２２ｍｍと極薄手の鋼板であって、冷間圧延を１回のみ実施した製造工程により得られたものであるものの、優れた磁気特性を有する。そのため、本実施形態の製造方法では、板厚が０．１７〜０．２２ｍｍと極薄手であって、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の生産性を高めることができる。

［二次被膜形成工程］
本実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法ではさらに、必要に応じて、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）後に、二次被膜形成工程を実施してもよい。二次被膜形成工程では、仕上げ焼鈍工程の冷却後の方向性電磁鋼板の表面（一次被膜上）に、コロイド状シリカ及びリン酸塩を主体とする絶縁コーティング剤を塗布した後、焼付けを実施する。これにより、一次被膜上に、張力絶縁被膜である二次被膜が形成される。二次被膜形成工程では、焼き付け時に鋼板に張力を付与する平坦化焼鈍を実施してもよい。平坦化焼鈍は周知の条件で実施すればよい。平坦化焼鈍での焼鈍温度はたとえば８００〜９５０℃である。

［磁区細分化処理工程］
本実施形態による方向性電磁鋼板はさらに、必要に応じて、仕上げ焼鈍工程又は二次被膜形成工程後に、磁区細分化処理工程を実施してもよい。磁区細分化処理工程では、方向性電磁鋼板の表面に、磁区細分化効果のあるレーザ光を照射したり、表面に溝を形成したりする。この場合、さらに磁気特性に優れる方向性電磁鋼板が製造できる。

以下に、本発明の態様を実施例により具体的に説明する。これらの実施例は、本発明の効果を確認するための一例であり、本発明を限定するものではない。

［各試験番号の方向性電磁鋼板の製造］
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０７５％、Ｓｉ：３．４０％、Ｍｎ：０．０７５％、Ｓ：０．０２８％、ｓｏｌ．Ｎ：０．００８％を含有し、さらに、表１に示す含有量（質量％）のＡｌを含有し、残部がＦｅ及び不純物であるスラブを準備した。

各試験番号のスラブを加熱炉にて１３５０℃に加熱した。加熱されたスラブに対して熱間圧延工程を実施して、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を製造した。仕上げ圧延温度（℃）は、いずれの試験番号においても１０００〜１１００℃の範囲内であった。

熱延鋼板に対して、冷間圧延前焼鈍工程を実施した。冷間圧延前焼鈍工程では、熱延鋼板を１１２０℃まで加熱し、その後、焼鈍温度を９００℃、焼鈍温度での保持時間を４０秒として、鋼板を焼鈍した。

冷間圧延前焼鈍工程後の鋼板に対して、１回の冷間圧延を実施して、板厚が０．１７ｍｍ、０．１９ｍｍ、０．２２ｍｍの冷延鋼板を得た。冷間圧延工程での冷延率は、９０．４〜９２．６％であった。

冷延鋼板に対して、脱炭焼鈍工程を実施した。脱炭焼鈍工程において、脱炭焼鈍温度を８５０℃とした。脱炭焼鈍処理を実施する熱処理炉内の雰囲気を、水素及び窒素を含有する周知の湿潤雰囲気とした。そして、昇温工程中の雰囲気中の酸素ポテンシャル（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）を０．１とした。さらに、室温から脱炭焼鈍温度（８５０℃）までの平均昇温速度を８００℃／秒とし、昇温中のＳｉＯ_２温度域（５００〜７００℃）での平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}も８００℃／秒とした。

脱炭焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤（水性スラリー）を塗布した後、コイル状に巻き取った。コイル状に巻き取られた鋼板に対して、仕上げ焼鈍を実施した。仕上げ焼鈍温度を１１５０℃とし、仕上げ焼鈍温度での保持時間を１０時間とした。仕上げ焼鈍後の鋼板を放冷した。

仕上げ焼鈍工程後の鋼板に対して、二次被膜形成工程を実施した。二次被膜形成工程では、仕上げ焼鈍工程後の方向性電磁鋼板の表面（一次被膜上）に、コロイド状シリカ及びリン酸アルミニウムを主体とする絶縁コーティング剤を塗布した後、焼き付け及び形状矯正を目的とした平坦化焼鈍を実施した。平坦化焼鈍での焼鈍温度は９００℃×３０秒とし、平坦化焼鈍時に鋼板に付与する張力はいずれの試験番号も同じとした。二次被膜形成工程により、一次被膜上に、張力絶縁被膜である二次被膜を形成した。以上の製造工程により、各試験番号の方向性電磁鋼板を製造した。

［評価試験］
［磁気特性評価試験］
次の方法により、各試験番号の方向性電磁鋼板の磁気特性（磁束密度Ｂ８、及び、鉄損Ｗ_{１７／５０}）をＪＩＳ Ｃ２５５６：２０１５に準拠して、評価した。具体的には、各サンプルに８００Ａ／ｍの磁場を付与して、磁束密度Ｂ８（Ｔ）を測定した。また、周波数を５０Ｈｚ、最大磁束密度を１．７Ｔとしたときの鉄損Ｗ_{１７／５０}（Ｗ／ｋｇ）を測定した。

［試験結果］
得られた磁束密度Ｂ８、ゴス方位集積度Ｂ８／Ｂｓ、及び鉄損Ｗ_{１７／５０}を表１に示す。表１を参照して、試験番号２〜５、１０〜１２、１７〜２０では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、Ｓｉ含有量（３．４０％）が式（１）を満たし、Ａｌ含有量が式（２）を満たし、かつ、各製造工程での条件も適切であった。その結果、いずれの試験番号においても、磁束密度Ｂ８は１．９１４Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ_{１７／５０}も０．８０６Ｗ／ｋｇ以下と低かった。したがって、これらの試験番号では、１回の冷間圧延であっても、磁気特性の優れた極薄手の方向性電磁鋼板が得られた。

一方、試験番号１、８、１５では、Ａｌ含有量が高すぎた。そのため、磁束密度Ｂ８が１．９１４Ｔ未満であった。さらに、鉄損Ｗ_{１７／５０}が０．８０６Ｗ／ｋｇを超えた。一次再結晶時において、表層の結晶粒と板厚中央部の結晶粒との粒径差が十分に得られず、粒成長駆動力が不足した結果、二次再結晶時においてゴス方位粒が十分に成長しなかったと考えられる。

試験番号７、１４、２１では、Ａｌ含有量が低すぎた。そのため、磁束密度Ｂ８が１．９１４Ｔ未満であった。さらに、鉄損Ｗ_{１７／５０}が０．８０６Ｗ／ｋｇを超えた。二次再結晶が過剰に安定化した結果、ゴス方位粒以外の結晶粒も粒成長し、その結果、優れた磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ_{１７／５０}）が得られなかったと考えられる。

試験番号６、１３では、Ａｌ含有量が式（２）の下限未満であった。そのため、磁束密度Ｂ８が１．９１４Ｔ未満であった。さらに、鉄損Ｗ_{１７／５０}が０．８０６Ｗ／ｋｇを超えた。二次再結晶が過剰に安定化した結果、ゴス方位粒以外の結晶粒も粒成長し、その結果、優れた磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ_{１７／５０}）が得られなかったと考えられる。

一方、試験番号９、１６では、Ａｌ含有量が式（２）の上限を超えた。そのため、磁束密度Ｂ８が１．９１４Ｔ未満であった。さらに、鉄損Ｗ_{１７／５０}が０．８０６Ｗ／ｋｇを超えた。一次再結晶時において、表層の結晶粒と板厚中央部の結晶粒との粒径差が十分に得られず、粒成長駆動力が不足した結果、二次再結晶時においてゴス方位粒が十分に成長しなかったと考えられる。

［各試験番号の方向性電磁鋼板の製造］
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０７５％、Ｍｎ：０．０７５％、Ｓ：０．０２８％、Ｎ：０．００８％を含有し、さらに、表２に示す含有量（質量％）のＳｉ及びｓｏｌ．Ａｌを含有し、残部がＦｅ及び不純物であるスラブを準備した。

各試験番号のスラブを加熱炉にて１３５０℃に加熱した。加熱されたスラブに対して熱間圧延工程を実施して、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を製造した。仕上げ圧延温度（℃）は、いずれの試験番号においても１０００〜１１００℃の範囲内であった。

熱延鋼板に対して、冷間圧延前焼鈍工程を実施した。冷間圧延前焼鈍工程では、熱延鋼板を１１２０℃まで加熱し、その後、焼鈍温度を９００℃、焼鈍温度での保持時間を４０秒として、熱延鋼板を焼鈍した。

冷間圧延前焼鈍工程後の鋼板に対して、１回の冷間圧延を実施して、板厚が０．１７ｍｍ、０．２２ｍｍの冷延鋼板を得た。冷間圧延工程での冷延率は、９０．４〜９２．６％であった。

冷延鋼板に対して、脱炭焼鈍工程を実施した。脱炭焼鈍工程において、脱炭焼鈍温度を８５０℃とした。脱炭焼鈍処理を実施する熱処理炉内の雰囲気を、水素及び窒素を含有する周知の湿潤雰囲気とした。そして、昇温工程での雰囲気中の酸素ポテンシャル（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）を０．１とした。さらに、室温から脱炭焼鈍温度（８５０℃）までの平均昇温速度を８００℃／秒とし、昇温中の５００〜７００℃の温度域での平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}も８００℃／秒とした。

脱炭焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤（水性スラリー）を塗布した後、コイル状に巻き取った。コイル状に巻き取られた鋼板に対して、仕上げ焼鈍を実施した。仕上げ焼鈍温度を１１５０℃とし、仕上げ焼鈍温度での保持時間を１０時間とした。仕上げ焼鈍後の鋼板を放冷した。

仕上げ焼鈍工程後の鋼板に対して、二次被膜形成工程を実施した。二次被膜形成工程では、仕上げ焼鈍工程後の方向性電磁鋼板の表面（一次被膜上）に、コロイド状シリカ及びリン酸アルミニウムを主体とする絶縁コーティング剤を塗布した後、焼き付け及び形状矯正を目的とした平坦化焼鈍を実施した。平坦化焼鈍での焼鈍温度は９００℃×３０秒とし、平坦化焼鈍時に鋼板に付与する張力はいずれの試験番号も同じとした。二次被膜形成工程により、一次被膜上に、張力絶縁被膜である二次被膜を形成した。以上の製造工程により、各試験番号の方向性電磁鋼板を製造した。

［評価試験］
実施例１と同じ方法により、各試験番号の磁束密度Ｂ８、及び、鉄損Ｗ_{１７／５０}を求めた。本実施例ではさらに、次式に基づいて、飽和磁束密度Ｂｓを求めた。
Ｂｓ＝２．２０３２−０．０５８１Ｓｉ
ここで、式中のＳｉは、各試験番号のＳｉ含有量（質量％）が代入される。得られた磁束密度Ｂ８及び飽和磁束密度Ｂｓとに基づいて、飽和磁束密度Ｂｓに対する磁束密度Ｂ８の比であるゴス方位集積度（Ｂ８／Ｂｓ）を求めた。

［試験結果］
得られた試験結果を表２に示す。表２を参照して、試験番号１〜４、６〜９、１１〜１４、１７〜２０、２２〜２５、２７〜３０では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、Ｓｉ含有量が式（１）を満たし、Ａｌ含有量が式（２）を満たし、かつ、各製造工程での条件も適切であった。その結果、いずれの試験番号においても、磁束密度Ｂ８は１．９０７Ｔ以上と高く、ゴス方位集積度Ｂ８／Ｂｓは０．９５２以上と高く、鉄損Ｗ_{１７／５０}も０．８０８Ｗ／ｋｇ以下と低かった。したがって、これらの試験番号では、１回の冷間圧延であっても、磁気特性の優れた極薄手の方向性電磁鋼板が得られた。

一方、試験番号５、１０、１５では、Ｓｉ含有量が式（１）の下限未満であった。そのため、鉄損Ｗ_{１７／５０}が０．８０８Ｗ／ｋｇを超えた。板厚Ｄに対してＳｉ含有量が低すぎて、鋼板の固有抵抗が低く、その結果、鉄損が高かったと考えられる。

試験番号１６、２１、２６では、Ｓｉ含有量が式（１）の上限を超えた。そのため、磁束密度Ｂ８が１．９０７Ｔ未満であり、ゴス方位集積度Ｂ８／Ｂｓは０．９５１未満であり、さらに、鉄損Ｗ_{１７／５０}が０．８０８Ｗ／ｋｇを超えた。板厚Ｄに対してＳｉ含有量が高すぎ、熱間圧延工程にて生成したαフェイバー方位群が冷延鋼板でも残存したため、一次再結晶組織が劣化し、その結果、二次再結晶においてゴス方位粒の成長が不足し、優れた磁気特性が得られなかったと考えられる。

［各試験番号の方向性電磁鋼板の製造］
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０７７％、Ｓｉ：３．４５％、Ｍｎ：０．０７５％、Ｓ：０．０２８％、Ｎ：０．００８％を含有し、さらに、表３に示す含有量（質量％）のｓｏｌ．Ａｌを含有し、残部がＦｅ及び不純物であるスラブを準備した。

各試験番号のスラブを加熱炉にて１３５０℃に加熱した。加熱されたスラブに対して熱間圧延工程を実施して、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を製造した。仕上げ圧延温度（℃）は、いずれの試験番号においても１０００〜１１００℃の範囲内であった。

熱延鋼板に対して、冷間圧延前焼鈍工程を実施した。冷間圧延前焼鈍工程では、熱延鋼板を１１２０℃まで加熱し、その後、焼鈍温度を９００℃、焼鈍温度での保持時間を４０秒として、熱延鋼板を焼鈍した。

冷間圧延前焼鈍工程後の鋼板に対して、１回の冷間圧延を実施して、厚さ０．１７ｍｍ、０．２２ｍｍの冷延鋼板を製造した。冷間圧延工程での累積冷延率は、９０．４〜９２．６％であった。

冷間圧延工程後の冷延鋼板に対して、脱炭焼鈍工程を実施した。脱炭焼鈍工程において、脱炭焼鈍温度を８５０℃とした。脱炭焼鈍処理を実施する熱処理炉内の雰囲気を、水素及び窒素を含有する周知の湿潤雰囲気とした。そして、昇温工程での雰囲気中の酸素ポテンシャル（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）を０．１とした。さらに、昇温中の５００〜７００℃での平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}を表３に示す値とした。なお、本実施例において、常温〜５００℃未満、及び７００℃超〜脱炭焼鈍温度の温度域においても、昇温速度を平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}と同じとした。

脱炭焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤（水性スラリー）を塗布した後、コイル状に巻き取った。コイル状に巻き取られた鋼板に対して、仕上げ焼鈍を実施した。仕上げ焼鈍温度を１１５０℃とし、仕上げ焼鈍温度での保持時間を１０時間とした。仕上げ焼鈍後の鋼板を放冷した。

仕上げ焼鈍工程後の鋼板に対して、二次被膜形成工程を実施した。二次被膜形成工程では、仕上げ焼鈍工程後の方向性電磁鋼板の表面（一次被膜上）に、コロイド状シリカ及びリン酸アルミニウムを主体とする絶縁コーティング剤を塗布した後、焼き付け及び形状矯正を目的とした平坦化焼鈍を実施した。平坦化焼鈍での焼鈍温度は９００℃×３０秒とし、平坦化焼鈍時に鋼板に付与する張力はいずれの試験番号も同じとした。二次被膜形成工程により、一次被膜上に、張力絶縁被膜である二次被膜を形成した。以上の製造工程により、各試験番号の方向性電磁鋼板を製造した。

［評価試験］
実施例１と同じ方法により、各試験番号の磁束密度Ｂ８、ゴス方位集積度Ｂ８／Ｂｓ、及び、鉄損Ｗ１７／５０を求めた。

［試験結果］
得られた試験結果を表３に示す。表３を参照して、試験番号４〜１２、１９〜２７では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、Ｓｉ含有量が式（１）を満たし、Ａｌ含有量が式（２）を満たし、かつ、各製造工程での条件も適切であった。その結果、いずれの試験番号においても、磁束密度Ｂ８は１．９１８Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ_{１７／５０}も０．８０３Ｗ／ｋｇ以下と低かった。したがって、これらの試験番号では、１回の冷間圧延であっても、磁気特性の優れた極薄手の方向性電磁鋼板が得られた。

一方、試験番号１〜３、１６〜１８では、スラブの化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たすものの、脱炭焼鈍工程での５００〜７００℃での平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}が遅すぎた。そのため、磁束密度Ｂ８が１．９１８Ｔ未満であり、鉄損Ｗ_{１７／５０}も０．８０３Ｗ／ｋｇを超えた。平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}が遅すぎたため、一次焼鈍工程後の一次再結晶組織において、Σ９対応方位粒が十分に生成しなかったと考えられる。

試験番号１３〜１５、２８〜３０では、スラブの化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たすものの、脱炭焼鈍工程での５００〜７００℃での平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}が速すぎた。そのため、磁束密度Ｂ８が１．９１８Ｔ未満であり、鉄損Ｗ_{１７／５０}も０．８０３Ｗ／ｋｇを超えた。平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}が速すぎたため、脱炭焼鈍工程後の一次再結晶組織において、Σ９対応方位である｛１１１｝＜１１２＞の再結晶粒が十分に生成しなかったと考えられる。

［各試験番号の方向性電磁鋼板の製造］
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０７７％、Ｓｉ：３．４５％、Ｍｎ：０．０７５％、Ｓ：０．０２８％、Ｎ：０．００８％、Ｓｎ：０．１００％、Ｃｕ：０．０７０％、Ｃｒ：０．０５０％を含有し、さらに、表４に示す含有量（質量％）のｓｏｌ．Ａｌを含有し、残部がＦｅ及び不純物であるスラブを準備した。

各試験番号のスラブを加熱炉にて１３５０℃に加熱した。加熱されたスラブに対して熱間圧延工程を実施して、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を製造した。仕上げ圧延温度（℃）は、いずれの試験番号においても１０００〜１１００℃の範囲内であった。

熱延鋼板に対して、冷間圧延前焼鈍工程を実施した。冷間圧延前焼鈍工程では、熱延鋼板を１１２０℃まで加熱し、その後、焼鈍温度を９００℃、焼鈍温度での保持時間を４０秒として、熱延鋼板を焼鈍した。

冷間圧延前焼鈍工程後の鋼板に対して、１回の冷間圧延を実施して、厚さ０．１７ｍｍ、０．２２ｍｍの冷延鋼板を製造した。冷間圧延工程での累積冷延率は、９０．４〜９２．６％であった。

冷間圧延工程後の冷延鋼板に対して、脱炭焼鈍工程を実施した。脱炭焼鈍工程において、脱炭焼鈍温度を８５０℃とした。脱炭焼鈍処理を実施する熱処理炉内の雰囲気を、水素及び窒素を含有する周知の湿潤雰囲気とした。そして、昇温工程での雰囲気中の酸素ポテンシャル（Ｐ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）を０．１とした。さらに、昇温中の５００〜７００℃での平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}を表４に示す値とした。なお、本実施例において、常温〜５００℃未満、及び７００℃超〜脱炭焼鈍温度の温度域においても、昇温速度を平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}と同じとした。

脱炭焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤（水性スラリー）を塗布した後、コイル状に巻き取った。コイル状に巻き取られた鋼板に対して、仕上げ焼鈍を実施した。仕上げ焼鈍温度を１１５０℃とし、仕上げ焼鈍温度での保持時間を１０時間とした。仕上げ焼鈍後の鋼板を放冷した。

仕上げ焼鈍工程後の鋼板に対して、二次被膜形成工程を実施した。二次被膜形成工程では、仕上げ焼鈍工程後の方向性電磁鋼板の表面（一次被膜上）に、コロイド状シリカ及びリン酸アルミニウムを主体とする絶縁コーティング剤を塗布した後、焼き付け及び形状矯正を目的とした平坦化焼鈍を実施した。平坦化焼鈍での焼鈍温度は９００℃×３０秒とし、平坦化焼鈍時に鋼板に付与する張力はいずれの試験番号も同じとした。二次被膜形成工程により、一次被膜上に、張力絶縁被膜である二次被膜を形成した。以上の製造工程により、各試験番号の方向性電磁鋼板を製造した。

［評価試験］
実施例１と同じ方法により、各試験番号の磁束密度Ｂ８、ゴス方位集積度Ｂ８／Ｂｓ、及び、鉄損Ｗ_{１７／５０}を求めた。

［試験結果］
得られた試験結果を表４に示す。表４を参照して、試験番号４〜１２、１９〜２７では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、Ｓｉ含有量が式（１）を満たし、Ａｌ含有量が式（２）を満たし、かつ、各製造工程での条件も適切であった。その結果、いずれの試験番号においても、磁束密度Ｂ８は１．９１５Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ_{１７／５０}も０．７７９Ｗ／ｋｇ以下と低かった。したがって、これらの試験番号では、１回の冷間圧延であっても、磁気特性の優れた極薄手の方向性電磁鋼板が得られた。

一方、試験番号１〜３、１６〜１８では、スラブの化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たすものの、脱炭焼鈍工程での５００〜７００℃での平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}が遅すぎた。そのため、磁束密度Ｂ８は１．９１５Ｔ未満と低く、鉄損Ｗ_{１７／５０}も０．７７９Ｗ／ｋｇを超えた。平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}が遅すぎたため、一次焼鈍工程後の一次再結晶組織において、Σ９対応方位粒が十分に生成しなかったと考えられる。

試験番号１３〜１５、２８〜３０では、スラブの化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たすものの、脱炭焼鈍工程での５００〜７００℃での平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}が速すぎた。そのため、磁束密度Ｂ８が１．９１５Ｔ未満であり、鉄損Ｗ_{１７／５０}も０．７７９Ｗ／ｋｇを超えた。平均昇温速度ＲＲ_{５００−７００}が速すぎたため、脱炭焼鈍工程後の一次再結晶組織において、Σ９対応方位である｛１１１｝＜１１２＞の再結晶粒が十分に生成しなかったと考えられる。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (2)

1. 化学組成が質量％で、
   Ｃ：０．０２０〜０．１００％、
   Ｓｉ：３．２０〜３．７０％、
   Ｍｎ：０．０１０〜０．３００％、
   Ｓ及び／又はＳｅ：合計で０．００１〜０．０５０％、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０２８％、
   Ｎ：０．００２〜０．０１５％、
   Ｓｎ：０〜０．５００％、
   Ｃｒ：０〜０．５００％、
   Ｃｕ：０〜０．５００％、及び、
   残部：Ｆｅ及び不純物、
   からなり、冷間圧延工程後の鋼板の板厚をＤ（ｍｍ）と定義したとき、式（１）及び式（２）を満たすスラブに対して熱間圧延を実施して鋼板を製造する熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延工程後の前記鋼板に対して焼鈍処理を実施する冷間圧延前焼鈍工程と、
   前記冷間圧延前焼鈍工程後の前記鋼板に対して、途中で焼鈍処理を実施することなく８９．０〜９３．０％の冷延率で冷間圧延を実施して、前記板厚Ｄが０．１７〜０．２２ｍｍの前記鋼板を製造する冷間圧延工程と、
   前記冷間圧延工程後の前記鋼板を脱炭焼鈍温度まで加熱し、前記鋼板の温度が少なくとも５００〜７００℃になるまでの間、８００〜２４００℃／秒の平均昇温速度で前記鋼板を加熱する昇温工程と、８００〜９５０℃の前記脱炭焼鈍温度で前記鋼板を保持して脱炭焼鈍を実施する脱炭工程とを含む、脱炭焼鈍工程と、
   前記脱炭焼鈍工程後の前記鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布する焼鈍分離剤塗布工程と、
   前記焼鈍分離剤が塗布された前記鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する仕上げ焼鈍工程と、
   を備える、方向性電磁鋼板の製造方法。
   ２×Ｄ＋２．８６≦Ｓｉ≦２×Ｄ＋３．２６ （１）
   ０．０４×Ｄ＋０．０１３２≦ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０４×Ｄ＋０．０１９２ （２）
   ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、前記スラブの前記化学組成における対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
2. 請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法であって、
   前記スラブの前記化学組成は、
   Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、
   Ｃｒ：０．０１０〜０．５００％、及び、
   Ｃｕ：０．０１０〜０．５００％、
   からなる群から選択される１種以上を含有する、方向性電磁鋼板の製造方法。
   

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