JP6859935B2

JP6859935B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法

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Publication number: JP6859935B2
Application number: JP2017228521A
Authority: JP
Inventors: 渡辺　誠; 渡辺　　誠; 悠平岩見
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2017-11-29
Filing date: 2017-11-29
Publication date: 2021-04-14
Anticipated expiration: 2037-11-29
Also published as: JP2019099839A

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、高磁束密度、低鉄損で、かつ、工程生産における磁気特性の劣化が小さ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等に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＞方位に高度に集積することで優れた磁気特性を示すため、主として大型変圧器の鉄心材料等に使用されている。そのため、従来における方向性電磁鋼板の主な開発課題は、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、鋼板を励磁した際に生じる損失すなわち鉄損を低減するということにあった。

方向性電磁鋼板の一般的な製造方法は、成分組成を適正範囲に調整した鋼素材を熱間圧延して熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布した後、二次再結晶させるとともに、必要に応じて純化処理する仕上焼鈍を施す一連の工程からなるのが一般的である。

上記方向性電磁鋼板の鉄損を低減する方法としては、従来から、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。そして、上記目的を達成するため、上記脱炭焼鈍条件を適正範囲に調整する技術が数多く提案されている。

例えば、特許文献１には、脱炭焼鈍の加熱過程、均熱過程における雰囲気の酸化度、具体的には、酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２の範囲を特定し、かつ、連続焼鈍炉の後部にいくほどＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が高くなるように変動させること、および、少なくとも鋼板中の残留Ｃ量が３０ｐｐｍ以下となる時間の脱炭焼鈍を施すことにより、工業的規模における生産時の磁束密度の劣化を防止する技術が開示されている。

また、特許文献２には、一次再結晶焼鈍の加熱途中に短時間の保定を加えるとともに、均熱過程の温度、時間および雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２を特定し、さらに、均熱過程をＮ段（Ｎ：２以上の整数）に分け、第１段〜（Ｎ−１）段までと、最終Ｎ段における温度、時間および雰囲気のＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２をそれぞれ特定の範囲に制御することによって、内部酸化層を改善し、磁気特性のバラつきを抑える技術が開示されている。

また、特許文献３には、最終冷間圧延後の鋼板の表面粗度を特定し、脱炭焼鈍前に脱脂処理するとともに、脱炭焼鈍における均熱温度および雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２を特定の範囲とし、かつ、焼鈍炉炉長方向のＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２の変動量を抑えることによって、高磁束密度の方向性電磁鋼板を安定的に生産する技術が開示されている。

また、特許文献４には、脱炭焼鈍工程を前段と後段とに分離し、前段と後段の均熱温度Ｔ_１およびＴ_２を、それぞれ特定の式の範囲に制御することによって脱炭性を改善し、さらに、焼鈍分離剤にアルミナを用いることにより、鏡面を有する方向性電磁鋼板を製造する技術が開示されている。

さらに、特許文献５には、一次再結晶焼鈍工程の加熱過程と均熱過程における雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２を特定の式で規定する領域で焼鈍することにより、鋼板の表面酸化層を制御し、その後の窒化処理において鋼板を効果的に窒化させて鉄損を改善する技術が開示されている。

特開平１１−１９９９３９号公報特開２０１４−１５２３９２号公報特開平０９−０４１０４２号公報特開２００３−５５７１７号公報特開平０２−３０５９２１号公報

しかしながら、上記特許文献１に開示の技術では、磁気特性は改善するものの、その効果が安定せず、ある頻度で磁気特性の劣化が発生し、製品歩留まりが低下するという問題があった。また、鋼板中の残留Ｃ量を低下させるため、長時間の焼鈍を行う必要があり、生産性の低下を招くという問題もある。

また、特許文献２に開示の技術では、加熱過程の途中で施す保定処理中に、僅かな酸素が混入して鋼板表面が外部酸化し、サブスケール構造が劣化するという問題があった。また、均熱前段の温度を後段よりも高く設定した場合には、脱炭し難くなるという問題もある。

また、特許文献３に開示の技術では、炉内雰囲気の露点がその時々の炉況により変動し、雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２の変動を抑止できないという問題があった。また、ある頻度で磁気特性の劣化が発生し、製品歩留まりが低下するという問題もあった。

また、特許文献４に開示の技術は、フォルステライト被膜を有しない鏡面化のための脱炭焼鈍条件を提示するものであり、フォルステライト被膜を形成させる通常の工程にこの技術を適用した場合には、被膜特性が劣化してしまう。

さらに、特許文献５に開示の技術では、鋼素材の成分組成の微妙なバラつきによって、脱炭不良が発生することがあった。また、脱炭焼鈍における加熱過程と均熱過程の雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２を特定範囲に制御するだけでは、必ずしも十分な磁気特性の改善効果が得られないという問題があった。

上記に説明したように、上記の従来技術を適用したとしても、工程生産時には脱炭不良や磁気特性の劣化がある頻度で発生し、製品歩留まりが低下することがあり、工業的に良好な脱炭性と優れた磁気特性を安定的に確保することが難しいというのが実情である。また、上記従来技術の適用により、磁気特性は徐々に改善されてきてはいるものの、近年における磁気特性の改善要求に対してはまだ十分なレベルとはいえないという問題もある。

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、従来技術に比べて脱炭性が良好でかつ工程生産における磁気特性の劣化の小さい高磁束密度低鉄損の方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することにある。

発明者らは、上記課題の解決に向け、脱炭焼鈍条件が脱炭性および磁気特性に及ぼす影響に着目して鋭意検討を重ねた。その結果、脱炭焼鈍の加熱過程における雰囲気の酸化度、ならびに、均熱過程の温度と雰囲気の酸化度を適正化することにより、脱炭性が改善されるとともに鋼板の酸素目付量を適正範囲に制御することができ、ひいては、優れた磁気特性を安定して実現できることを見出した。さらに、上記脱炭焼鈍の均熱過程終了後、引き続き還元処理を施すことにより、内部酸化層の形態を改善し、磁気特性をより改善することができることを見出し、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％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を熱間圧延して熱延板とし、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、加熱過程、均熱過程および冷却過程からなる、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した後、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、上記脱炭焼鈍の均熱過程を少なくとも２段に分けるとともに、上記脱炭焼鈍の加熱過程の７６０℃から均熱温度までの雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２をＰ_０、均熱過程の均熱開始から少なくとも４０ｓ間の前段の温度をＴ_１、その雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２をＰ_１、および、均熱過程の均熱終了前の少なくとも４０ｓ間の後段の温度をＴ_２、その雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２をＰ_２としたとき、上記Ｐ_０、Ｐ_１およびＰ_２をそれぞれ０．２〜０．５、Ｔ_１を７８０〜８２０℃およびＴ_２を８３０〜９２０℃の範囲とし、かつ、上記Ｔ_１およびＴ_２に応じて、下記（１）式および（２）式；
２Ｔ_１＋Ｔ_２≦２４０（２Ｐ_０＋Ｐ_１＋Ｐ_２）＋２１６０・・・（１）
Ｔ_１＋Ｔ_２≧４００（３Ｐ_０＋３Ｐ_１＋Ｐ_２）＋６４０・・・（２）
を満たすよう、Ｐ_０、Ｐ_１およびＰ_２を調節する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。

本発明の上記方向性電磁鋼板の製造方法は、上記脱炭焼鈍の均熱過程に引き続いて、酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．２以下の雰囲気下で、８２０〜９２０℃の温度に５〜４０ｓ間保持する還元処理を施すことを特徴とする。

また、本発明の上記方向性電磁鋼板の製造方法は、上記脱炭焼鈍後のＣ含有量を０．００４０ｍａｓｓ％以下、酸素目付量を０．７〜１．１ｇ／ｍ^２の範囲とすることを特徴とする。

また、本発明の上記方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００３〜０．０２０ｍａｓｓ％を含有する、あるいは、Ｓｅ：０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００５〜０．０３ｍａｓｓ％を含有する、あるいは、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする。

また、本発明の上記方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ａｌ：０．０１０ｍａｓｓ％未満、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％未満、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％未満およびＳｅ：０．００５０ｍａｓｓ％未満を含有することを特徴とする。

また、本発明の上記方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１０〜０．５０ｍａｓｓ％、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：０．００５〜０．１００ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０１００ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０〜０．０１００ｍａｓｓ％、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、脱炭焼鈍の加熱過程および均熱過程における温度と雰囲気の酸化度を適正化することで、脱炭性が改善され、かつ、酸素目付量を適正範囲に制御することができるので、磁気特性に優れる方向性電磁鋼板を工業的に安定して生産することが可能となる。

（１´）式の左辺と脱炭焼鈍後のＣ含有量との関係を示すグラフである。（２´）式の左辺と脱炭焼鈍後の酸素目付量との関係を示すグラフである。（２´）式の左辺と製品板の磁束密度Ｂ_８との関係を示すグラフである。

発明者らは、先述した課題を達成するため、脱炭焼鈍条件が、脱炭性、酸素目付量および磁気特性等に及ぼす影響を調査するため、以下の実験を行った。

先ず、脱炭焼鈍条件が磁気特性に及ぼす影響を調査するため、以下の実験を行った。
Ｃ：０．０５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．０６ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるインヒビター形成成分を含まない鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした後、１２２０℃に再加熱し、熱間圧延して板厚２．４ｍｍの熱延板とし、１０００℃×６０ｓの熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延して中間板厚を１．８ｍｍとし、１１００℃×８０ｓの中間焼鈍を施した後、二次冷間圧延して最終板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。

次いで、上記冷延板に加熱過程、均熱過程および冷却過程からなる脱炭焼鈍を施した。この際、上記加熱過程の５００〜７００℃間における加熱速度を６０℃／ｓ、均熱過程の均熱時間を８０ｓとし、該均熱時間は、前段の４０ｓと、後段の４０ｓの２つに分けた。そして、加熱過程の７６０℃から均熱温度までの雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２をＰ_０、均熱過程前段の温度をＴ_１、酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２をＰ_１、均熱過程後段の温度をＴ_２、酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２をＰ_２とし、上記Ｐ_０，Ｐ_１，Ｐ_２，Ｔ_１およびＴ_２のそれぞれを独立因子として種々の範囲に変化させた。

なお、上記脱炭焼鈍後の鋼板については、分析用のサンプルを採取し、脱炭焼鈍後のＣ含有量および酸素目付量を分析した。ここで、上記酸素目付量とは、鋼板全板厚の酸素含有量を分析し、得られた酸素量を、鋼板の単位表面積（両面）あたりの酸素量として換算したものである（以降、同様とする）。

次いで、上記脱炭焼鈍後の鋼板表面にＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、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、製品板とした。
斯くして得た製品板の磁気特性を、実機トランスに近い条件で評価するため、板幅方向に、幅１００ｍｍ×長さ４００ｍｍの試験片を各条件で１０枚ずつ採取し、一度、１５０ｍｍφの曲げ棒で曲げて、曲げ戻した後、８００℃×３ｈｒの歪取焼鈍を施し、その後、ＪＩＳＣ２５５６：１９９６に記載の方法で磁束密度Ｂ_８（Ｔ）および鉄損Ｗ_{１７／５０}（Ｗ／ｋｇ）を測定し、それぞれの平均値を求めた。

上記測定の結果を表１に示した。これらのデータを詳細に解析したところ、２×Ｔ_１＋Ｔ_２が２４０×（２Ｐ_０＋Ｐ_１＋Ｐ_２）＋２１６０よりも小さい、すなわち、下記（１）式；
２Ｔ_１＋Ｔ_２≦２４０（２Ｐ_０＋Ｐ_１＋Ｐ_２）＋２１６０・・・（１）
さらに言い換えれば、下記（１´）式；
（２Ｔ_１＋Ｔ_２）−｛２４０（２Ｐ_０＋Ｐ_１＋Ｐ_２）＋２１６０｝≦０・・・（１´）
を満たしているときに脱炭が促進されて、脱炭焼鈍後の鋼板中のＣ含有量が４０ｍａｓｓｐｐｍ以下となり、鉄損も改善されていることがわかった。

また、Ｔ_１＋Ｔ_２が４００×（３Ｐ_０＋３Ｐ_１＋Ｐ_２）＋６４０よりも大きい、すなわち、下記（２）式；
Ｔ_１＋Ｔ_２≧４００（３Ｐ_０＋３Ｐ_１＋Ｐ_２）＋６４０・・・（２）
さらに言い換えれば、下記（２´）式；
（Ｔ_１＋Ｔ_２）−｛４００（３Ｐ_０＋３Ｐ_１＋Ｐ_２）＋６４０｝≧０・・・（２´）
を満たしているときに、脱炭焼鈍後の酸素目付量が１．１０ｇ／ｍ^２以下に低下し、磁束密度Ｂ_８が１．９０Ｔ以上に向上するということがわかった。

したがって、脱炭焼鈍におけるＰ_０，Ｐ_１，Ｐ_２，Ｔ_１およびＴ_２を、上記（１）式（（１´）式）および（２）式（（２´）式）を満たすよう制御することによって、脱炭焼鈍後の鋼板中のＣ含有量を４０ｍａｓｓｐｐｍ以下、酸素目付量を１．１０ｇ／ｍ^２以下とし、製品板の磁束密度Ｂ_８を１．９０Ｔ以上、鉄損を０．８６Ｗ／ｋｇ以下にすることができることがわかる。因みに、上記（１´）式の左辺と脱炭焼鈍後のＣ含有量との関係を図１に、上記（２´）式の左辺と脱炭焼鈍後の酸素目付量および製品板の磁束密度Ｂ_８との関係を図２および図３に示した。

上記のように、脱炭焼鈍の加熱過程雰囲気の酸化度、均熱過程の温度と雰囲気の酸化度を上記（１）式（（１´）式）および（２）式（（２´）式）を満たすよう制御することによって、脱炭焼鈍での脱炭性が改善され、酸素目付量が低減して、製品板の磁気特性、特に磁束密度が向上する原因について、発明者らは以下のように考えている。
脱炭焼鈍においては、脱炭反応が進行して鋼板中のＣ量が低下するとともに、鋼板表面が酸化されて内部酸化層が形成される。上記内部酸化層は、薄く緻密なほど、仕上焼鈍中における追加酸化を抑えて、磁束密度を高める効果があることから、磁気特性を向上させるためには、薄く緻密な内部酸化層を形成する必要がある。しかし、脱炭性を改善するために、脱炭焼鈍における雰囲気の酸化度を高めるだけでは、脱炭反応は促進されるが、酸素目付量が高くなる。そのため、脱炭性の改善と酸素目付量の低減とを両立させることはできない。

そこで、発明者らは、脱炭焼鈍における均熱温度を変化させ、脱炭性および酸素目付量に及ぼす影響について調査した。その結果、脱炭焼鈍の均熱温度を低くすると、脱炭が促進され、酸素目付量が微増する傾向があることがわかった。これは、均熱温度の低下により、鋼板表面の初期の酸化が抑えられ、脱炭初期に形成される酸化膜が薄くなったことにより、その後の脱炭と酸化に対するバリヤ効果が低減したためと考えられる。従って、均熱温度も、脱炭性と酸素目付量とはトレードオフの関係となっており、両立させることは難しいことがわかった。

そこで、発明者らは、脱炭焼鈍の均熱過程を、前段と後段の２段に分割し、それぞれの段が脱炭性および酸素目付量に及ぼす寄与度を調査した。その結果、脱炭性に対しては均熱過程前段の影響が大きく、一方、酸素目付量に対しては均熱過程後段の影響が大きいことがわかった。さらに、発明者らは、加熱過程の雰囲気が脱炭性および酸素目付量に及ぼす影響を調査した結果、加熱過程の雰囲気の酸化度も、均熱過程前段の酸化度よりも脱炭性や酸素目付量に大きく影響していることわかった。そこで、これらを組み合わせる、具体的には、加熱過程および均熱過程の前段で脱炭性を改善し、均熱過程の後段で酸素目付量の低減を図ることで、両者を同時に達成できることが明らかとなった。

ここで、上記に示した（１）式は、表１や図１から判るように脱炭促進条件を示しており、同式の左辺（２・Ｔ_１＋Ｔ_２）は、脱炭焼鈍の均熱過程前段の温度Ｔ_１の重み付けが大きくなっているように、脱炭焼鈍の均熱過程前段の温度Ｔ_１が重要で、これを低めることにより鋼板の脱炭が促進されることを表している。また、同式の右辺（２Ｐ_０＋Ｐ_１＋Ｐ_２）は、脱炭焼鈍の加熱過程の雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_０の重み付けが大きくなっているように、加熱過程の雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_０を高めることにより鋼板の脱炭がより促進されることを表している。

また、上記に示した（２）式は、表１や図２から判るように酸素目付量抑制条件を示しており、右辺（３Ｐ_０＋３Ｐ_１＋Ｐ_２）では、脱炭焼鈍の加熱過程および均熱過程前段の雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_０およびＰ_１の重み付けが大きくなっているように、脱炭焼鈍の加熱過程および均熱過程前段の雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_０およびＰ_１を低めることにより酸素目付量の増大が抑制されることを表している。

したがって、これらの（１）式および（２）式の両方を満たすように脱炭焼鈍条件を制御することにより、従来技術では不可能であった脱炭性の促進と酸素目付量の低減の両立を安定して実現することが可能となり、ひいては、残留Ｃ量による磁気時効に起因した鉄損の劣化を防止しつつ、方位集積度向上による磁気特性の改善を同時に達成することができる。
本発明は、上記の新規な知見に基づくものである。

次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材（スラブ）が有すべき成分組成について説明する。
Ｃ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｃは、０．０１ｍａｓｓ％に満たないと、Ｃによる粒界強化効果が失われるため、スラブに割れが生じるなどして、製造に支障をきたすようになる。一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えると、製造工程の脱炭焼鈍において、Ｃを磁気時効が起こらない０．００４０ｍａｓｓ％以下に低減することが困難となる。よって、Ｃは０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．０８ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０２５〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の比抵抗を高めて鉄損を低減するのに必要な元素である。上記効果は、２．５ｍａｓｓ％未満では十分ではなく、一方、４．５ｍａｓｓ％を超えると、加工性が低下し、圧延して製造すること困難となる。よって、Ｓｉは２．５〜４．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは２．８〜３．７ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｎ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の熱間加工性を改善するのに必要な元素である。上記効果は、０．０１ｍａｓｓ％未満では十分ではなく、一方、０．５ｍａｓｓ％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０．０１〜０．５ｍａｓｓ％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、二次再結晶を起こさせるために、インヒビターを利用する場合としない場合とで異なる。さらに、インヒビターを利用する場合には、インヒビターとしてＡｌＮを利用するとき（ＡｌＮ系）と、ＭｎＳおよび／またはＭｎＳｅを利用するとき（ＭｎＳ・ＭｎＳｅ系）と、上記の両インヒビターを利用するとき（ＡｌＮ＋ＭｎＳ・ＭｎＳｅ系）とで異なる。
具体的には、ＡｌＮ系の場合には、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ことが好ましい。また、ＭｎＳ・ＭｎＳｅ系の場合には、Ｓ：０．００５０〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳｅ：０．００５０〜０．０３０ｍａｓｓ％を含有させることが好ましい。また、ＡｌＮ＋ＭｎＳ・ＭｎＳｅ系の場合には、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３〜０．０２０ｍａｓｓ％に加えて、Ｓ：０．００５０〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳｅ：０．００５０〜０．０３０ｍａｓｓ％を含有させることが好ましい。それぞれの添加量が、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、上記上限値を超えると、析出したインヒビターがスラブ加熱時に未固溶のまま残存し、インヒビター効果が低減するため、二次再結晶が不安定化し、十分な磁気特性が得られなくなる。

一方、二次再結晶を起こ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する、具体的には、Ａｌ：０．０１０ｍａｓｓ％未満、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％未満、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％未満およびＳｅ：０．００５０ｍａｓｓ％未満に低減することが好ましい。

本発明の方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材は、上記成分以外の残部は、基本的にＦｅおよび不可避的不純物である。ただし、磁気特性のさらなる改善を目的として、上記基本成分に加えて、Ｎｉ：０．０１０〜０．５０ｍａｓｓ％、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：０．００５〜０．１００ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０１００ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０〜０．０１００ｍａｓｓ％、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ができる。それぞれの元素の添加量が上記下限値より少ない場合には、磁気特性の向上効果が十分に得られず、一方、上記上限値を超える場合には、二次再結晶が阻害されたり、二次再結晶粒の成長が抑止されたりして、磁気特性が劣化するようになる。

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、常法の連続鋳造法または造塊−分塊圧延法で鋼素材（スラブ）を製造するのが好ましい。なお、鋼溶製後、直接鋳造法で１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片としてもよい。上記鋼素材は、常法に従い、例えば、インヒビター形成成分を含有する場合には、１３２０℃以上の温度まで再加熱した後、また、インヒビター形成成分を含まない場合には、１２８０℃以下の温度に再加熱した後、熱間圧延に供する。なお、インヒビター形成成分を含有しないときは、鋳造後、再加熱することなく直ちに熱間圧延してもよい。また、薄鋳片の場合、熱間圧延してもよいし、熱間圧延を省略して、以降の工程に進めてもよい。

上記熱間圧延は、常法の条件で行なえばよく、特に制限はないが、熱間圧延の仕上圧延終了温度は７００〜１１００℃、巻取温度は４００〜８００℃の範囲とするのが好ましい。仕上圧延終了温度が７００℃未満では、鋼板に割れが生じたり、形状不良が発生したりし、一方、１１００℃を超えると、鋼中に望ましくない析出物が形成されて磁気特性の悪化を招く。また、巻取温度が４００℃未満では、鋼板に割れが発生したり、形状不良が発生したりし、一方、８００℃を超えると、同じく鋼板に割れや形状不良が発生する。
さらに、微量元素の析出形態が変わることにより、磁気特性も劣化する。

上記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。この熱延板焼鈍の焼鈍温度は、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、熱延板焼鈍の効果が十分ではなく、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、二次再結晶の発達が阻害されるおそれがある。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。

上記熱延後または熱延板焼鈍後の熱延板は、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、その後の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性が劣化するおそれがある。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。

また、最終板厚とする最終の冷間圧延は、鋼板温度を１００〜３００℃に高めて圧延する温間圧延とする、あるいは、冷間圧延の途中で、１００〜３００℃の温度に保持する時効処理を１回または複数回施すことが好ましい。これにより、一次再結晶集合組織が改善され、磁気特性がさらに向上する。

最終板厚とした冷延板は、その後、加熱過程、均熱過程および冷却過程からなる一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施す。ここで、本発明において重要なことは、上記均熱過程を少なくとも２段に分けて、加熱過程ならびに均熱過程の少なくとも前段および後段のそれぞれを適正な条件に制御する必要があるということである。
具体的には、加熱過程の７６０℃から均熱温度までの雰囲気の酸化度（酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）をＰ_０、均熱過程の均熱開始から少なくとも４０ｓ間の前段の温度をＴ_１、その雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２をＰ_１、ならびに、均熱過程の均熱終了前の少なくとも４０ｓ間の後段の温度をＴ_２、その雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２をＰ_２としたとき、上記Ｐ_０、Ｐ_１およびＰ_２をそれぞれ０．２〜０．５の範囲、Ｔ_１およびＴ_２をそれぞれ７８０〜８２０℃および８２０〜９２０℃の範囲とし、かつ、上記Ｔ_１およびＴ_２が下記（１）および（２）式；
２Ｔ_１＋Ｔ_２≦２４０（２Ｐ_０＋Ｐ_１＋Ｐ_２）＋２１６０・・・（１）
Ｔ_１＋Ｔ_２≧４００（３Ｐ_０＋３Ｐ_１＋Ｐ_２）＋６４０・・・（２）
を満たすようＰ_０、Ｐ_１およびＰ_２を調節する必要がある。

上記均熱過程の前段の温度Ｔ_１を７８０〜８２０℃、および、後段の温度Ｔ_２を８２０〜９２０℃の範囲とする理由は、温度Ｔ_１が７８０℃未満では、初期酸化がＴ_２の温度域、即ち、均熱過程の後段から開始するため、脱炭不足となり、一方、８２０℃超えでは、酸化が進み過ぎて脱炭不良となるとともに酸素目付量も過多となる。また、温度Ｔ_２が８２０℃未満では、酸素目付量が過少となり、一方、８２０℃超えでは、酸素目付量が高くなり過ぎるからである。
また、温度Ｔ_１およびＴ_２が上記下限値より低いと、一次再結晶粒が細粒化し過ぎる傾向があり、一方、温度Ｔ_１およびＴ_２が上記上限値より高いと、却って一次再結晶粒が粗大化し過ぎる傾向があり、いずれも磁気特性の劣化を招く。

また、加熱過程の７６０℃から均熱温度までの雰囲気および均熱過程前段および後段の雰囲気の酸化度Ｐ_０、Ｐ_１およびＰ_２を、酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２で０．２〜０．５の範囲に制限する理由は、０．２より低いと、脱炭反応が十分に進行せず、鋼板中のＣを磁気時効が起こらない０．００４０ｍａｓｓ％以下に脱炭することが難しくなり、一方、０．５より高いと酸素目付量が高くなり過ぎ、磁気特性を改善することが難しくなる。なお、雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_０、Ｐ_１およびＰ_２は、湿水素雰囲気中のＨ_２濃度および露点を調整することにより行うことができる。

また、上記雰囲気の酸化度Ｐ_０、Ｐ_１およびＰ_２は、上記範囲にあることに加えて、脱炭焼鈍の均熱過程前段の温度Ｔ_１および均熱過程後段の温度Ｔ_２とともに、前述した（１）式および（２）式を満たすことも重要である。（２・Ｔ_１＋Ｔ_２）が、｛２４０・（２Ｐ_０＋Ｐ_１＋Ｐ_２）＋２１６０｝よりも大きいと、脱炭が不十分となって磁気時効特性や磁気特性が劣化する。また、（Ｔ_１＋Ｔ_２）が｛４００・（３Ｐ_０＋３Ｐ_１＋Ｐ_２）＋６４０｝よりも小さいと、酸素目付量が高くなり過ぎ、磁気特性の改善が図れない。

その他の脱炭焼鈍条件として、加熱速度は特に制限しないが、加熱過程の５００〜７００℃間における加熱速度を５０℃／ｓ以上とすると、二次再結晶粒が微細化して鉄損特性が改善されるので好ましい。また、均熱過程の均熱時間は、８０〜２００ｓの範囲とするのが好ましい。８０ｓ未満では、均熱過程の前段および後段の保持時間を４０ｓ以上確保することができず、均熱過程を２段以上に分割する効果が十分に得られない。一方、２００ｓを超えると、生産性が低下するので望ましくない。

なお、上記のように、本発明では均熱過程を少なくとも２段に分割しているが、均熱過程の前段と後段の温度Ｔ_１およびＴ_２ならびに酸素ポテンシャルＰ_１およびＰ_２が前述した条件を満たしている限り、前段内や後段内をさらに分割して制御することも可能である。この場合、その分割した時間に応じて温度と酸素ポテンシャルを按分して代表させる。たとえば、前段をさらに７８０℃×３０秒、酸素ポテンシャル０．３の前段（１／２）と、８００℃×２０秒、酸素ポテンシャル０．２の前段（２／２）とに分割したときは、前段のＴ_１は（７８０×３０＋８００×２０）／５０で７８８℃、前段のＰ_１は（０．３×３０＋０．２×２０）／５０で０．２６とする。後段も同様である。

上記に説明した脱炭焼鈍条件を満たすことにより、十分な脱炭性を確保できるとともに、酸素目付量が低く、磁気特性の改善に有利な薄くて緻密な内部酸化膜を鋼板表層部に形成することができる。

ここで、上記脱炭焼鈍後のＣ含有量は、製品板が磁気時効を起こさないようにする観点から、０．００４０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００３５ｍａｓｓ％以下である。
また、上記脱炭焼鈍後の酸素目付量は、優れた磁気特性を得る観点から、０．７〜１．１ｇ／ｍ^２の範囲とするのが好ましい。１．１ｇ／ｍ^２を超えると、内部酸化膜の形態が劣化するため、仕上焼鈍中に、焼鈍雰囲気中の水分の影響を受けて鋼板が酸化され易くなる。一方、０．７ｇ／ｍ^２未満では、逆に、薄くて緻密な内部酸化膜を形成させるのに不十分だからである。より好ましくは０．７５〜１．０５ｇ／ｍ^２の範囲である。

また、本発明の製造方法においては、脱炭焼鈍における均熱過程の終了後、温度を下げることなく、引き続き、還元処理を施すことが好ましい。この還元処理により、内部酸化層の形態が改善されて、インヒビター効果の低減を抑止することができるので、磁気特性をさらに改善することができる。上記還元処理は、温度は８２０〜９２０℃で、雰囲気の酸化度は酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２で０．２以下として実施するのが好ましい。還元処理温度が８２０℃より低いと、磁気特性の改善効果が小さく、一方、９２０℃を超えると、一次再結晶粒が粗大化し、却って磁気特性が劣化する。また、雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．２より大きいと、還元雰囲気ではなくなり、内部酸化層の形態を改善する効果がなくなってしまう。

なお、二次再結晶にインヒビターを利用する場合、上記インヒビターの効果を積極的に補強する手段として、上記脱炭焼鈍と同時に、あるいは脱炭焼鈍の前または後の工程において、窒化処理を施してもよい。

次いで、上記脱炭焼鈍を施した鋼板は、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。

上記仕上焼鈍は、二次再結晶を発現させるためには８００℃以上の温度に加熱することが、また、二次再結晶を完了させるためには１１００℃の温度まで加熱することが好ましい。さらに上記二次再結晶焼鈍に引き続いて、フォルステライト被膜を形成させるため、および／または、二次再結晶を起こさせるためにインヒビターを利用している場合には、上記インヒビター形成成分を製品板から除去するため、水素雰囲気下で、１２００℃程度、具体的には、１１５０〜１２４０℃の温度に２〜５０ｈｒ保持する純化処理を施すことが好ましい。

上記仕上焼鈍後の鋼板は、その後、鋼板表面に付着した未反応の焼鈍分離剤を除去する水洗やブラッシング、酸洗等を行った後、鉄損低減のため、平坦化焼鈍を施して形状矯正を行うことが好ましい。これは、仕上焼鈍はコイル状態で行うのが一般的であるため、コイルの巻き癖によって磁気特性が劣化するのを防止するためである。

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、または、その前後において、鋼板表面に絶縁被膜を被成するのが好ましい。この際、鉄損をより低減するためには、絶縁被膜として、鋼板に張力を付与することができる張力付与被膜を適用するのが好ましい。また、被膜密着性に優れかつ鉄損低減効果が大きい張力付与被膜を被成するためには、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で無機物を鋼板表層に蒸着させてから張力被膜を塗布する方法を採用するのが好ましい。

さらに、鉄損をより低減するためには、磁区細分化処理を施すことが好ましい。磁区細分化の方法としては、一般的に実施されている、最終製品板の表面に電子ビームやレーザービーム、プラズマ等の熱エネルギーを照射して線状または点状の熱歪を導入する方法、最終製品板の表面に線状または点状の圧痕やスクラッチ等の加工歪を導入する方法、最終板厚に冷間圧延した鋼板表面に、中間工程でエッチング加工を施して線状または点状の溝を形成する方法等を用いることができる。

Ｃ：０．０７０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．３５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２５ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０２５ｍａｓｓ％およびＮ：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２．４ｍｍの熱延板とし、１０００℃×５０ｓの熱延板焼鈍を施した後、一次冷間圧延により１．８ｍｍの中間板厚とし、１１００℃×２０ｓの中間焼鈍を施した後、二次冷間圧延して最終板厚が０．２３ｍｍの冷延板とした後、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した。ここで、上記脱炭焼鈍における均熱過程は、前段の４０ｓと後段の４０ｓの２段に分け、加熱過程、均熱過程前段および後段それぞれの温度、雰囲気の酸化度（酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２）を、表２に示した脱炭条件Ａ〜Ｃのいずれかの条件に設定した。さらに、上記均熱過程に引き続き、かつ、温度を７８０℃以下に降温することなく、雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２を０．０１〜０．３とした還元雰囲気下で、８００〜９５０℃の温度で１〜５０ｓ間均熱する還元処理を施した。その後、上記脱炭焼鈍後の鋼板から、サンプルを採取し、脱炭焼鈍後のＣ含有量および酸素目付量を分析した。

次いで、上記脱炭焼鈍後の鋼板表面にＭｇＯを主体とした焼鈍分離剤を塗布、乾燥した後、二次再結晶させた後、さらに１２００℃×１０時間の純化処理する仕上焼鈍を施した。この際、上記仕上焼鈍の雰囲気は、純化処理する１２００℃保定時はＨ_２、それ以外の加熱時および降温時はＮ_２とした。

上記のようにして得た仕上焼鈍後の鋼板の磁気特性を、実機トランスに近い条件で評価するため、板幅方向に、幅１００ｍｍ×長さ４００ｍｍの試験片を各条件で１０枚ずつ採取し、一度、１５０ｍｍφの曲げ棒で曲げて、曲げ戻した後、８００℃×３ｈｒの歪取焼鈍を施し、その後、ＪＩＳＣ２５５６：１９９６に記載の方法で磁束密度Ｂ_８（Ｔ）および鉄損Ｗ_{１７／５０}（Ｗ／ｋｇ）を測定し、それぞれの平均値を求めた。その結果を表３に示す。同表から、脱炭焼鈍の均熱過程終了後、さらに還元処理を施すことで、高磁束密度で低鉄損の方向性電磁鋼板が得られることがわかる。

表４に記載した種々の成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを連続鋳造法で製造し、１３８０℃の温度に再加熱した後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、１０３０℃×１０ｓの熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延して最終板厚が０．２３ｍｍの冷延板に仕上げた。その後、前述した表２に記載したＡ〜Ｃのいずれかの条件で脱炭焼鈍を施した。なお、上記脱炭焼鈍後の鋼板から、サンプルを採取し、脱炭焼鈍後のＣ含有量および酸素目付量を分析した。

次いで、上記脱炭焼鈍後の鋼板表面にＭｇＯを主体とした焼鈍分離剤を塗布、乾燥した後、二次再結晶させた後、さらに１２２０℃×４時間の純化処理する仕上焼鈍を施した。この際、上記仕上焼鈍の雰囲気は、純化処理する１２２０℃保定時はＨ_２、それ以外の加熱時および降温時はＡｒとした。
上記のようにして得た仕上焼鈍後の鋼板の磁気特性を、実機トランスに近い条件で評価するため、板幅方向に、幅１００ｍｍ×長さ４００ｍｍの試験片を各条件で１０枚ずつ採取し、一度、１５０ｍｍφの曲げ棒で曲げて、曲げ戻した後、８００℃×３ｈｒの歪取焼鈍を施し、その後、ＪＩＳＣ２５５６：１９９６に記載の方法で磁束密度Ｂ_８および鉄損Ｗ_{１７／５０}を測定し、それぞれの平均値を求めた。その結果を表４に併記した。同表から、本発明に適合する条件において、十分に脱炭するとともに、高磁束密度で、鉄損の低い方向性電磁鋼板が得られていることがわかる。

Claims

Ｃ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．５〜４．５ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を熱間圧延して熱延板とし、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、加熱過程、均熱過程および冷却過程からなる、一次再結晶焼鈍を兼ねた脱炭焼鈍を施した後、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、
上記脱炭焼鈍の均熱過程を少なくとも２段に分けるとともに、
上記脱炭焼鈍の加熱過程の７６０℃から均熱温度までの雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２をＰ_０、均熱過程の均熱開始から少なくとも４０ｓ間の前段の温度をＴ_１、その雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２をＰ_１、および、均熱過程の均熱終了前の少なくとも４０ｓ間の後段の温度をＴ_２、その雰囲気の酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２をＰ_２としたとき、上記Ｐ_０、Ｐ_１およびＰ_２をそれぞれ０．２〜０．５、Ｔ１を７８０〜８２０℃およびＴ２を８３０〜９２０℃の範囲とし、かつ、上記Ｔ１およびＴ２に応じて、下記（１）式および（２）式を満たすよう、Ｐ０、Ｐ１およびＰ_２を調節し、上記脱炭焼鈍後のＣ含有量を０．００４０ｍａｓｓ％以下、酸素目付量を０．７〜１．１ｇ／ｍ^２の範囲とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
２Ｔ_１＋Ｔ_２≦２４０（２Ｐ_０＋Ｐ_１＋Ｐ_２）＋２１６０・・・（１）
Ｔ_１＋Ｔ_２≧４００（３Ｐ_０＋３Ｐ_１＋Ｐ_２）＋６４０・・・（２）
上記脱炭焼鈍の均熱過程終了後、引き続いて、酸素ポテンシャルＰ_Ｈ２Ｏ／Ｐ_Ｈ２が０．２以下の雰囲気下で８２０〜９２０℃の温度に５〜４０ｓ間保持する還元処理を施す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。
上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％およびＮ：０．００３〜０．０２０ｍａｓｓ％を含有する、あるいは、
Ｓｅ：０．００５０〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００５０〜０．０３０ｍａｓｓ％を含有する、あるいは、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００５０〜０．０３０ｍａｓｓ％および／またはＳ：０．００５０〜０．０３０ｍａｓｓ％を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。
上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ａｌ：０．０１０ｍａｓｓ％未満、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％未満、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％未満およびＳｅ：０．００５０ｍａｓｓ％未満を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。
上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．０１０〜０．５０ｍａｓｓ％、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：０．００５〜０．１００ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０１００ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０〜０．０１００ｍａｓｓ％、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。