JP7028215B2

JP7028215B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法

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Publication number: JP7028215B2
Application number: JP2019064847A
Authority: JP
Inventors: 祐介下山; 之啓新垣; 雅紀竹中; 広山口
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2019-03-28
Filing date: 2019-03-28
Publication date: 2022-03-02
Anticipated expiration: 2039-03-28
Also published as: JP2020164907A

Description

本発明は、優れた磁気特性を有する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、変圧器や発電機の鉄心材料として用いられる軟磁性材料であり、鉄の磁化容易軸である｛１１０｝＜００１＞方位（Ｇｏｓｓ方位）が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有する、磁気特性に優れた鋼板である。

一般に、方向性電磁鋼板の鉄損特性は、製品の結晶粒径が小さいほど低減されることが知られている。そして、製品の結晶粒径は、一次再結晶板の時点での結晶方位がＧｏｓｓ方位へ強く集積するほど、小さくなることが知られている。

Ｇｏｓｓ方位への集積を高める方法としては、例えば特許文献１には、冷間圧延中の冷延板を低温で熱処理し、時効処理を施す方法が開示されている。また、特許文献２には、熱延板焼鈍または最終冷間圧延前の中間焼鈍時の冷却速度を３０℃／ｓ以上とし、さらに、最終冷間圧延中に、板温１５０～３００℃で２分間以上のパス間時効を２回以上行う技術が開示されている。さらに、特許文献３等には、圧延中の鋼板温度を高めて温間圧延することにより、圧延時に導入された転位を直ちにＣやＮで固着させる動的歪時効を利用する技術が開示されている。

これら特許文献１～３に記載された技術は、いずれも圧延中あるいは圧延のパス間で鋼板温度を適正温度に保持することによって、固溶元素である炭素（Ｃ）や窒素（Ｎ）を低温で拡散させ、冷間圧延で導入された転位を固着して、それ以降の圧延での転位の移動を妨げ、剪断変形をより起こさせて、圧延集合組織を改善しようとするものである。これらの技術の適用によって、一次再結晶板の時点でＧｏｓｓ方位種結晶が数多く形成される。二次再結晶時にそれらのＧｏｓｓ方位種結晶が粒成長することにより、二次再結晶後の結晶粒径を微細化させることが可能となる。

また、上記歪時効の効果を更に高める技術として、特許文献４では冷間圧延工程の最終冷間圧延の直前に、熱処理を行い、鋼中に微細カーバイドを析出させておき、この最終圧延を前半部と後半部の二つに分け、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％で圧延を行うことで、安定してゴス方位に高度に集積した材料を得られる技術が開示されている。

また、さらなる集合組織の制御技術として、特許文献５には、中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延工程のうち１回目の冷間圧延を1パス以上で、総圧下率を２５％～５０％として行い、かつ、最初の噛込温度を１００℃以下として行い、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、さらに、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で集合組織を改善し、磁気特性に優れた材料を得る技術が開示されている。

特開昭５０－０１６６１０号公報特開平０８－２５３８１６号公報特開平０１－２１５９２５号公報特開平０９－１５７７４５号公報特開２０１３－１３９６２９号公報

しかしながら、以上のような先行技術をもってしてもコイル長手方向での鉄損がばらつくという課題が残存していた。
そこで、本発明の目的は上記従来技術が抱える問題点を解決し、コイル長手方向における鉄損のばらつきを解消する新規な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、上記鉄損のコイル長手方向におけるばらつきの原因について検討を重ねた。その結果、中間焼鈍後の再結晶粒径がコイル長手方向でばらつくことにより、次工程の２回目の冷間圧延におけるゴス方位の再結晶核形成頻度がコイル長手方向で変化し、その結果、二次再結晶後の結晶粒径がコイル長手方向でばらつくことが、鉄損のばらつきにつながることを見出した。なお、中間焼鈍後の再結晶粒径のばらつきの原因は明確にはなっていないが、熱間圧延時に発生するコイル先尾端の非定常部がインヒビターもしくは材料の組織に与える影響が要因となっている、と考えられる。

次に、発明者らは、中間焼鈍後の再結晶粒径のばらつきを緩和させる方法について検討した。その結果、１回目の冷間圧延のワークロールの粗度を低下すると、中間焼鈍後の再結晶粒径がコイル全長にわたって粗大化し、粒径のばらつきが緩和されることを見出した。以下に、この発明を導くに至った実験について説明する。なお、以下では、ワークロールを単にロールとも示す。

質量％で、Ｃ：０．０５０％、Ｓｉ：３．４％およびＭｎ：０．０５％を含有し、ＳおよびＳｅをそれぞれ０．００７％、Ｎを０．００７％、Ａｌを０．０２０％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１３５０℃に加熱後、熱間圧延して板厚２．４ｍｍとした。その後、９００℃で６０秒の熱延板焼鈍を施してから酸洗し、表１に示す条件に従う１回目の冷間圧延を全４スタンドの圧延機によって行った。すなわち、条件Ｎｏ.１～８については、表１に示す表面粗さのロールを４スタンド中の全スタンドに適用して板厚１．５ｍｍまで３００ｍ／minにて冷間圧延を行った。残りの条件Ｎｏ.９および１０については、それぞれ表１に示す表面粗さのロールを１スタンド目、４スタンド目に適用し、残りのスタンドにはＲａ０．３μmの表面粗さのロールを適用して、同様に、板厚１．５ｍｍまで３００ｍ／minにて冷間圧延を行った。その後、１０００℃で１２０秒の中間焼鈍を施したのち６パスの２回目の冷間圧延により０．２３ｍｍ厚の最終冷延板とした。このとき４パス目と５パス目との間で２５０℃の温度でパス間時効を行った。なお、２回目の冷間圧延にはＲａ０．３μmの表面粗さのロールを適用した。

上記冷延板は、その後、均熱温度を８４０℃、均熱時間を１００秒とする脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍を施してから、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施して二次再結晶させ、次いで、上記二次再結晶焼鈍後の鋼板表面に、リン酸塩－クロム酸塩－コロイダルシリカを重量比３：１：２で含有する塗布液を塗布し、８００℃×３０秒の平坦化焼鈍を施し、製品コイルとした。得られた製品板の鉄損を熱延コイルの先端、中央および尾端に相当する部分においてそれぞれ３回測定し、得られた鉄損の平均値と標準偏差を表１に併記する。

表１における磁気特性の結果を考察するため、表１の各条件における中間焼鈍後の鋼板の表面から板厚の１/１０の深さの位置（板厚１／１０層）における、平均結晶粒径および、一次再結晶後のゴス方位強度をそれぞれ測定した。ゴス方位強度は、板厚１／１０層まで研磨して減厚したサンプルを１０％硝酸で３０秒間エッチングし、Ｘ線シュルツ法にて（１１０）、（２００）、（２１１）面を測定し、そのデータからＯＤＦ（Orientation Distribution Function）解析を行い、各結晶方位の強度を算出して求めた。なお、解析には、ResMat社のソフトウェアTextoolsを用い、ＡＤＣ（Arbitrarily Defined Cell）法で算出した。上記測定結果のうち、中間焼鈍後の結晶粒径および一次再結晶後のゴス方位強度を表１に示す。

表１より、粗度の低いロールで圧延を施した条件では中間焼鈍終了後に結晶粒径が粗大化しており、同時に、一次再結晶後のゴス方位強度が高くなり、良好な製品板鉄損が得られることがわかる。

上記実験で磁気特性が改善されたメカニズムは以下であると考えられる。まず、表面粗さの低いロールで圧延すると中間焼鈍終了後の結晶粒が粗大化する原因としては、表面粗さの低いロールで低摩擦圧延することにより圧延時に導入される剪断ひずみが抑えられ、再結晶核生成サイトとなる変形帯や剪断帯の形成が阻害されるため、再結晶核の数が減少する結果、中間焼鈍後の再結晶粒径が粗大化したものと考えられる。かように、中間焼鈍後の再結晶粒径が粗大化した場合、中間焼鈍後の圧延における、一つの結晶粒当たりに働く応力が大きくなる。その結果、結晶粒内に剪断帯が導入されやすくなり、ゴス方位種結晶が増加し、良好な磁気特性が得られたと考えられる。

以上の知見を基に、さらに検討を行って本発明を完成させるに到った。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：２．０～８．０％、Ｍｎ：０．００５～０．５００％、Ａｌ：０．０１０～０．０６５％およびＮ：０．００５～０．０１２％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延板とし、該熱延板に中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、ついで該冷延板に脱炭焼鈍を施して脱炭焼鈍板としたのち、二次再結晶焼鈍を施す一連の工程よりなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
前記１回目の冷間圧延の少なくとも１パスは、表面粗さがＲａ０．１５μｍ以下のワークロールを用いて行う方向性電磁鋼板の製造方法。

２．前記１回目の冷間圧延の少なくとも１パスは、該パスの出側での圧延速度を４００ｍ／min以上として行う前記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、さらに質量％で、
Ｓ：０．００５～０．０３％および／またはＳｅ：０．００５～０．０３％を含有する前記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、さらに質量％で、
Ｓｂ：０．００５～０．５０％、
Ｃｕ：０．０１～１．５０％、
Ｐ：０．００５～０．５０％、
Ｃｒ：０．０１～１．５０％
Ｎｉ：０．００５～１．５０％、
Ｓｎ：０．０１～０．５０％、
Ｎｂ：０．０００５～０．０１００％、
Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
Ｂ：０．００１０％～０．００７％および
Ｂｉ：０．０００５～０．０５％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する前記１から３のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明によれば、インヒビター成分を含有し、冷間圧延工程の間に中間焼鈍工程を有する方向性電磁鋼板の製造過程において、１回目の冷間圧延工程は低粗度ロールを用いて行うことにより、一次再結晶ゴス方位強度のばらつきを低減させることができ、従来にも増して鉄損特性に優れ、かつコイル長手方向における鉄損ばらつきの少ない方向性電磁鋼板を安定して製造することが可能となる。

本発明は、従来以上の集合組織改善効果が得られる冷間圧延技術を提供しようとするものである。従って、本発明の方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼スラブ（鋼素材）は、従来公知の方法で製造されたものであれば、特に制限はない。例えば、転炉や電気炉等で得た溶鋼を真空脱ガス等の二次精錬を経て所望の成分組成とする通常公知の精錬プロセスで鋼を溶製し、その後、連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法で鋼スラブとする方法である。

また、鋼スラブが有する成分組成についても、方向性電磁鋼板の製造に適したものであれば、基本的に特に制限はないが、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を得るためには、基本成分としてＣ、ＳｉおよびＭｎを、質量％で下記の範囲で含有することが必要である。
Ｃ：０．０８％以下
Ｃは、一次再結晶集合組織改善のために必要な元素であるが、Ｃが０．０８％を超えると、脱炭焼鈍で、磁気時効の起こらない０．００５０％以下に低減することが困難になる。よって、Ｃは０．０８％以下の範囲とする。しかし、Ｃが０．０１％未満ではスラブ加熱時に組織が粗大化し、以後の工程での再結晶が起こり難くなるため、好ましくは、０．０１％以上とする。

Ｓｉ：２．０～８．０％
Ｓｉは、鋼の電気抵抗を高め、鉄損を改善するのに有効な元素であるが、含有量が８．０％を超えると、加工性が著しく低下するため、圧延して製造することが難しくなる。よって、Ｓｉは８．０％以下の範囲である。また、２．０％未満では、十分な鉄損低減効果が得難くなるため、２．０～８．０％の範囲とする。好ましくは、２．５～４．５％である。

Ｍｎ：０．００５～０．５％
Ｍｎは、熱間加工性を改善するために必要な元素であり、０．００５％以上で添加する。一方、含有量が０．５％を超えると、一次再結晶集合組織が劣化し、Ｇｏｓｓ方位が高度に集積した二次再結晶粒が得難くなる。よって、Ｍｎは０．５％以下とする。より好ましくは、０．０１～０．４％の範囲とする。

次に、二次再結晶に必要なインヒビター成分として、Ａｌ：０．０１０～０．０６５％およびＮ：０．００５～０．０１２％を含有させる。これらの成分が下限に満たないと所期したインヒビター効果が得られず、上限を超えると析出物の分散状態が不均一化し、やはり効果が得られないので、上記の範囲で含有させる。

ＡｌＮに加えて、硫化物（ＭｎＳ，Ｃｕ_２Ｓ等）やセレン化物（ＭｎＳｅ、Ｃｕ_２Ｓｅ等）を用いる場合、それぞれＳ：０．００５～０．０３％、Ｓｅ：０．００５～０．０３％を含有させる。硫化物、セレン化物は複合して使用してもよい。Ａｌ、Ｎの範囲同様、Ｓ、Ｓｅともにインヒビターとして用いるため、上記範囲未満では効果が十分ではなく、範囲を超えると分散が不均一化し、効果が得られない。

また、本発明の方向性電磁鋼板は、磁気特性改善を目的として、上記成分組成に加えてさらに、質量％でＳｂ：０．００５～０．５０％、Ｃｕ：０．０１～１．５０％、Ｐ：０．０0５～０．５０％およびＣｒ０．０１～１．５０％のいずれか少なくとも１種以上を含有してもよい。
Ｓｂ，Ｃｕ，Ｐは、磁気特性の向上に有用な元素であるが、いずれも上記下限値未満では磁気特性向上効果が小さく、一方、上記した各上限値を超えると、二次再結晶粒の発達が阻害されるようになるため、それぞれ上記範囲で含有させることが好ましい。

同様に、Ｃｒも磁気特性改善に有効な元素であるので、必要に応じて０．０１～１．５０％の範囲で含有させても良い。但し、上記の上限値を超えると二次再結晶粒の発達が阻害されるため、上記範囲で含有させることが好ましい。

さらに、本発明の方向性電磁鋼板は、磁気特性改善を目的として、上記成分組成に加えてさらに、質量％でＮｉ：０．０００５～１．５０％、Ｓｎ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．０００５～０．０１０％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｂ：０．００１～０．００７％およびＢｉ：０．０００５～０．０５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有させてもよい。
Ｎｉは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させるのに有用な元素である。しかし、０．０００５％未満では上記効果が小さく、一方１．５０％を超えると二次再結晶が不安定となり磁気特性が劣化する。
また、Ｓｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＢおよびＢｉは、磁気特性の向上に有用な元素であるが、いずれも上記下限値未満では磁気特性向上効果が小さく、一方、上記した各上限値を超えると、二次再結晶粒の発達が阻害されるようになるため、それぞれ上記範囲で含有させることが好ましい。
なお、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。

上記の好適成分組成範囲に調整した鋼スラブを、再加熱することなくあるいは再加熱したのち、熱間圧延に供する。なお、スラブを再加熱する場合には、再加熱温度は1200℃以上とすることが望ましい。再加熱する場合の目的はインヒビター成分の完全固溶であるため、Alを0.01％以上含む系では、少なくとも１２００℃以上の加熱が必要になる。１２００℃未満では、目的であるインヒビター成分の完全固溶を達成できない。上限は特に制限しないが、1450℃を超える温度では、鋼の融点に近くスラブの形状を保てないため好ましくない。
なお、熱間圧延条件については特に制限はなく、通常公知の方法で施せば良い。

また、上記熱延鋼板は、必要に応じて熱延板焼鈍を施したものであってもよい。熱延板焼鈍を施す場合は、その焼鈍条件も通常公知の条件で施せば良く、特に制限はない。

次いで、上記熱延鋼板に、必要に応じて酸洗等の脱スケールを行った後、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施す。まず、１回目の冷間圧延は、表面粗さＲａが０．１５μｍ以下のワークロールを用いて行うことが必要である。なお、圧延機は、表面粗さＲａが０．１５μｍ以下のワークロールを用いるのであれば、リバース圧延機およびタンデム圧延機のいずれを用いても良い。

本発明は、上記１回目の冷間圧延で剪断ひずみの導入を低減し、中間焼鈍での再結晶粒を粗大化させ、一次再結晶後の集合組織制御効果を高める技術である。したがって、上記した表１に示したとおり、中間焼鈍以前の冷間圧延では剪断ひずみの導入を抑制するため、表面粗さＲａが０．１５μｍ以下のロールで圧延する必要がある。すなわち、１回目の冷間圧延を複数パスで行う場合は、少なくとも１パスを表面粗さがＲａ０．１５μｍ以下のワークロールを用いて行う必要がある。好ましくは、全てのパスでＲａ０．１５μｍ以下のワークロールを用いるのが良い。

また、ひずみ速度上昇による単一すべり誘発も中間焼鈍後の再結晶粒径粗大化に有効である。上記効果を発現するためには、１回目の冷間圧延の少なくとも１パスは当該パスの出側での圧延速度を４００ｍ／min以上にすることが望ましい。好ましくは６００ｍ／min以上あればよい。ただし、１２００ｍ／minを超えると変形双晶が多く発生し、圧延時の破断の原因となるので、好ましくは６００ｍ／min～１２００ｍ／minの範囲である。より好ましくは、全てのパスでＲａ０．１５μｍ以下のワークロールを用いるのが良い。なお、前記圧延速度の規定は、最も圧延速度が大きいパスでの速度とする。

上記１回目の冷間圧延後、中間焼鈍を施すが、この焼鈍条件は通常公知の方法に従えばよく、特に制限はない。好ましくは、８００℃～１２００℃の範囲で３秒以上１８０秒以下にて均熱すればよい。
中間焼鈍後、最終板厚に仕上げる２回目の冷間圧延を施すが、この条件は通常公知の方法に従えばよく、特に制限はない。好ましくは、少なくとも１パス間で２００～３００℃の温度でのパス間時効を行うか、もしくは、少なくとも１パスで２００℃以上の温度での温間圧延を行うことがよい。パス間時効および温間圧延は全パスの後段で行うことがさらに好ましい。なお、ロールの表面粗さについても特に制限する必要はないが、冷延板における剪断帯を増やすためには表面粗さの粗いロールを用いることが望ましい。

次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法においては、上述した条件で最終２回目の冷間圧延した冷延鋼板を、脱炭焼鈍し、次いで、二次再結晶焼鈍し、さらに必要に応じて通常公知の絶縁被膜を被成し、製品（方向性電磁鋼板）とするのが好ましい。

上記脱炭焼鈍は、一般的に一次再結晶焼鈍を兼ねることが多く、その条件は通常公知の条件で行えばよい。例えば、温水素雰囲気中で８００℃×２分の焼鈍条件などが好ましく適合する。

脱炭焼鈍を施した鋼板は、その後、鋼板表面に焼鈍分離材を塗布した後、二次再結晶させる仕上焼鈍を施す。上記焼鈍分離材としては、従来公知のものを用いることができ、たとえば、ＭｇＯを主成分とし、必要に応じて、ＴｉＯ_２などを添加したものや、ＳｉＯ_２やＡｌ_２Ｏ_３を主成分としたものを用いることができる。

上記仕上焼鈍後の鋼板は、その後、鋼板表面に絶縁被膜を塗布し焼き付けた後、必要に応じて、平坦化焼鈍して鋼板形状を整えるのが好ましい。なお、上記絶縁被膜の種類については、特に制限はないが、鋼板表面に引張張力を付与する絶縁被膜を形成する場合には、特開５０－７９４４２号公報や、特開昭４８－３９３３８号公報、特開昭５６－７５５７９等に記載されているリン酸塩―コロイダルシリカを含有する塗布液を用いて、８００℃程度で焼き付けるのが好ましい。

質量％で、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：３．４％、Ｍｎ：０．０６％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％、Ｎ：０．００９％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを１４００℃、３０分加熱後、熱間圧延して板厚２．４ｍｍの熱延板とした。次いで、１０００℃×６０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回目の冷間圧延を施し、冷延板とした。このとき、表２に示すように、１回目の冷間圧延における圧延ロールの表面粗さおよび圧延速度を変化させ、２回目の冷間圧延の条件は全ての事例で一定にした。表２における圧延ロール表面粗さと圧延速度は特に断りが無い場合、全パスにおけるものとする。」

次いで、１１００℃×８０秒の中間焼鈍を施してから、２回目の冷間圧延により最終板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。この２回目の冷間圧延の全６パスのうち４パス目と５パス目との間で２７０℃の温度でパス間時効を行った。

上記冷延板は、その後、均熱温度を８４０℃、均熱時間を１００秒とする脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍を施してから、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施して二次再結晶させ、次いで、上記二次再結晶焼鈍後の鋼板表面に、リン酸塩－クロム酸塩－コロイダルシリカを重量比３：１：２で含有する塗布液を塗布し、８００℃×３０秒の平坦化焼鈍を施し、製品コイルとした。かくして得られた製品板の鉄損を熱延コイルの先端、中央、尾端に相当する部分においてそれぞれ３回測定した。得られた鉄損の平均値および標準偏差を表２に併記する。ここでは、標準偏差が０．０１５Ｗ／ｋｇ以下であれば、コイル長手方向の鉄損のばらつきはないと判断している。

表３に示す組成で含有する鋼を溶製し、鋼スラブとし、実施例１と同様に加熱、熱間圧延、熱延板焼鈍を施したのち、表面粗さＲａが０．１１μｍのロールを用いて１回目の冷間圧延の全パスを８００ｍ／minにて行って、板厚１．７ｍｍの冷延板とした。その後、実施例１と同じ方法で中間焼鈍を施し、次いで、２回目の冷間圧延を施し、最終板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。この２回目の冷間圧延の全７パスのうちの５パス目と６パス目との間で２３０℃の温度でパス間時効を行った。

その後、実施例１と同じ条件で、脱炭を兼ねた一次再結晶を施した後、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を施して二次再結晶させ、次いで、上記二次再結晶焼鈍後の鋼板表面に、リン酸塩－クロム酸塩－コロイダルシリカを重量比３：１：２で含有する塗布液を塗布し、８００℃×３０秒の平坦化焼鈍を施し、製品コイルとした。その後、製品板鉄損を熱延コイルの先端、中央、尾端に相当する部分においてそれぞれ３回測定した。得られた鉄損の平均値と標準偏差を表３に併記する。同表に示すように、本発明鋼はばらつきを含めた良好な磁気特性を示している。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：２．０～８．０％、Ｍｎ：０．００５～０．５００％、Ａｌ：０．０１０～０．０６５％およびＮ：０．００５～０．０１２％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施して熱延板とし、該熱延板に中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、ついで該冷延板に脱炭焼鈍を施して脱炭焼鈍板としたのち、二次再結晶焼鈍を施す一連の工程よりなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
前記１回目の冷間圧延の少なくとも１パスは、表面粗さがＲａ０．１５μｍ以下のワークロールを用いて行う方向性電磁鋼板の製造方法。
前記１回目の冷間圧延の少なくとも１パスは、該パスの出側での圧延速度を４００ｍ／min以上として行う請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
前記鋼スラブは、さらに質量％で、
Ｓ：０．００５～０．０３％および／またはＳｅ：０．００５～０．０３％を含有する請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
前記鋼スラブは、さらに質量％で、
Ｓｂ：０．００５～０．５０％、
Ｃｕ：０．０１～１．５０％、
Ｐ：０．００５～０．５０％、
Ｃｒ：０．０１～１．５０％
Ｎｉ：０．００５～１．５０％、
Ｓｎ：０．０１～０．５０％、
Ｎｂ：０．０００５～０．０１００％、
Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
Ｂ：０．００１０％～０．００７％および
Ｂｉ：０．０００５～０．０５％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する請求項１から３のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。