JP7068312B2 - 方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、方向性電磁鋼板およびその製造方法にかかり、より詳しくは、ＳおよびＳｅの複合粒界偏析およびＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合介在物を使用した方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。

方向性電磁鋼板は、鋼板面の結晶粒の方位が｛１１０｝面で、圧延方向の結晶方位は＜００１＞軸に平行なＧｏｓｓ集合組織（｛１１０｝＜００１＞集合組織）を鋼板全体に形成させ、圧延方向の磁気的特性に優れ、各種変圧器および発電機のような大型回転機等の優れた一方向の磁気的特性が求められる電子機器の鉄心として使用される軟磁性材料である。
電磁鋼板の磁気的特性は、磁束密度と鉄損で表現することができ、高い磁束密度は結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞方位に正確に配列することによって得ることができる。磁束密度の高い電磁鋼板は、電気機器の鉄心材料の大きさを小さくできるだけでなく、ヒステリシス損が低くなり、電気機器の小型化と共に高効率化をなすことができる。
鉄損は、鋼板に任意の交流磁場を加えたとき熱エネルギーとして消費される電力損失であり、鋼板の磁束密度や板の厚さ、鋼板中の不純物量、比抵抗、そして二次再結晶の結晶粒の大きさ等により大きく変化し、磁束密度と比抵抗が高いほど、そして板の厚さと鋼板中の不純物量が低いほど鉄損が低くなり、電気機器の効率が増加する。

方向性電磁鋼板は、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶焼鈍、高温焼鈍の工程によって製造され、鋼板全体に強いＧｏｓｓ組織を発達させるために、二次再結晶と呼ばれる異常結晶粒成長現象を用いる。このような異常な結晶粒成長は、通常の結晶粒成長と異なり、正常な結晶粒成長が析出物、介在物や、あるいは固溶したり粒界に偏析する元素によって正常に成長する結晶粒界の移動が抑制されたときに発生する。このように結晶粒成長を抑制する析出物や介在物等を特別に結晶粒成長抑制剤（ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）と呼び、Ｇｏｓｓ方位の二次再結晶による方向性電磁鋼板の製造技術に対する研究は、強力な結晶粒成長抑制剤を使用してＧｏｓｓ方位に対する集積度の高い二次再結晶を形成して、優れた磁気特性を確保するのに注力してきた。
初期に開発された方向性電磁鋼板は、ＭｎＳが結晶粒成長抑制剤として使用され、２回の冷間圧延法で製造された。これにより、二次再結晶は安定的に形成されたが、磁束密度がそれほど高くない水準であったし、鉄損も高いほうであった。その後、ＡｌＮ、ＭｎＳ析出物を複合で用い、８０％以上の冷間圧延率で１回強冷間圧延して方向性電磁鋼板を製造する方法が提案された。

最近はＭｎＳを使用せず、１回の強冷間圧延後に脱炭を実施した後に、アンモニアガスを用いた別途の窒化工程によって鋼板の内部に窒素を供給して強力な結晶粒成長抑制効果を発揮するＡｌ系の窒化物によって二次再結晶を起こす方向性電磁鋼板の製造方法が提案された。
今まで方向性電磁鋼板を製造するほとんど全ての鉄鋼会社では、主にＡｌＮ、ＭｎＳ［Ｓｅ］等の析出物を結晶粒成長抑制剤として用いて二次再結晶を起こす製造方法を用いている。このような製造方法は、二次再結晶を安定的に起こすことができる長所はあるが、強力な結晶粒成長抑制効果を発揮するためには、析出物を非常に微細かつ均一に鋼板に分布させなければならない。このように微細な析出物を均一に分布させるためには、熱間圧延の前にスラブを１３００℃以上の高い温度で長時間加熱して、鋼中に存在していた粗大な析出物を固溶させた後、非常に短時間内に熱間圧延を実施して、析出が起きていない状態で熱間圧延を終えなければならない。このためには、大単位のスラブ加熱設備を必要とし、析出を最大限抑制するために熱間圧延と巻取工程を非常に厳格に管理し、熱間圧延以降の熱延板焼鈍工程で固溶した析出物が微細に析出するように管理しなければならない制約が伴う。また高温でスラブを加熱すると、融点の低いＦｅ_２ＳｉＯ_４が形成されることにより、スラブウォッシング（ｗａｓｈｉｎｇ）現象が発生して実収率が低下する。

また、ＡｌＮやＭｎＳの析出物を結晶粒成長抑制剤として使用して二次再結晶を起こす方向性電磁鋼板の製造方法は、二次再結晶の完了後に析出物構成成分を除去するために、１２００℃の高温で３０時間以上長時間純化焼鈍をしなければならない製造工程上の複雑性と原価負担が伴う。つまり、ＡｌＮやＭｎＳのような析出物を結晶粒成長抑制剤として使用して二次再結晶を形成した後、継続して析出物が鋼板内に残留するようになると、磁区の移動を妨害してヒステリシス損を増加させる原因となるため、必ずこれを除去しなければならず、このために二次再結晶の完了後に、約１２００℃の高温で１００％水素ガスを使用して長時間純化焼鈍を実施することにより、ＡｌＮやＭｎＳのような析出物およびその他不純物を除去する。
このような純化焼鈍によってＭｎＳ析出物はＭｎとＳに分離して、Ｍｎは鋼中に固溶し、Ｓは表面に拡散して雰囲気中の水素ガスと反応してＨ_２Ｓに形成され排出される。そして、高温純化焼鈍過程においてＡｌＮ系析出物は、ＡｌとＮに分解された後にＡｌが鋼板の表面に移動して表面酸化層の酸素と反応することによりＡｌ_２Ｏ_３酸化物が形成されるが、このように形成されたＡｌ系酸化物や、あるいは純化焼鈍過程で完全に分解されなかったＡｌＮ析出物は、鋼板内あるいは表面近くで磁区の移動を妨害して鉄損を劣化させる原因となる。

このように不純物除去のために高温で長時間高温焼鈍を実施するとしても、製鋼段階で析出物形成を目的として一定量のＡｌとＭｎを添加するため、必然的にＡｌおよびＭｎ含有析出物あるいは酸化物は、最小限でも最終製品に残留するしかなく、磁性を劣化する原因となる。
最近開発された冷間圧延以後の脱炭焼鈍後の窒化処理によるＡｌＮ系窒化析出物によって二次再結晶を形成するスラブ低温加熱法による方向性電磁鋼板の製造技術でも、Ｍｎの含有量はスラブ高温法より添加量が多くて粗大なＭｎＳ析出物を形成する可能性が高いため、二次再結晶完了後にＡｌＮ、ＭｎＳ析出物の構成成分を除去するために高温で長時間純化焼鈍をしなければならない製造工程上の複雑性と原価負担が伴うという問題点は解消できずにいる。
したがって、方向性電磁鋼板の磁性をより向上させ、純化焼鈍の負担を減らして生産性を向上させるためには、ＡｌＮ、ＭｎＳのような析出物を結晶粒成長抑制剤として使用しない新たな方向性電磁鋼板を製造する技術を必要とする。

ＡｌＮ、ＭｎＳの析出物を結晶粒成長抑制剤として使用せず、方向性電磁鋼板を製造する方法としては、表面エネルギーを結晶成長の駆動力として用いて｛１１０｝＜００１＞方位をまず成長させる方法がある。この方法は、鋼板表面に存在する結晶粒は結晶方位によって表面エネルギーが異なり、最も低い表面エネルギーを有する｛１１０｝面の結晶粒が、より高い表面エネルギーを有する他の結晶粒を蚕食しながら成長するという点に着眼したものであり、このような表面エネルギーの差異を効果的に用いるためには、鋼板の厚さが薄くなければならない問題がある。しかし、現在変圧器を製造する際に広く使用されている方向性電磁鋼板の厚さは０．２０ｍｍ以上であり、それ以上の製品の厚さで表面エネルギーを用いて二次再結晶を形成するには技術的に困難がある。また、表面エネルギーを用いた技術は、０．２０ｍｍ以下の厚さに製造するにおいて冷間圧延工程上で工程負荷が大きく作用するという問題点がある。のみならず、表面エネルギーを効果的に用いるためには、鋼板表面で酸化物が生成されることを積極的に抑制した状態で二次再結晶させなければならないため、高温焼鈍雰囲気を真空あるいは不活性ガスと水素ガスの混合ガス雰囲気にすることが絶対的に求められる。そして、表面に酸化層が形成されないため、最終二次再結晶を形成する高温焼鈍過程において、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４（ｆｏｒｓｔｅｒｉｔｅ）被膜の形成が不可能となり絶縁が難しく、鉄損が上昇する短所がある。

一方、析出物を使用せずに鋼板内の不純物含有量を最少化して、結晶方位による結晶粒界の粒界移動度の差異を極大化することにより二次再結晶を形成させる方向性電磁鋼板の製造方法が提案されている。この技術では、Ａｌ含有量を１００ｐｐｍ以下、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｓｅ、Ｓ、Ｐ、Ｎの含有量を５０ｐｐｍ以下に抑制することを提案しているが、実際に提示された実施例では、少量のＡｌが析出物や介在物を形成して二次再結晶を安定化させるものと示している。したがって、実質的に析出物を完全に排除した方向性電磁鋼板の製造方法とはみられず、これによって得られる磁気特性も現在常用されている方向性電磁鋼板製品の磁性より劣る。また、鋼板内の全ての不純物を最大限除去して低鉄損特性を確保するとしても、生産性の面では原価負担が加重される問題点を解消することはできない。
この他にも、ＴｉＮ、ＶＮ、ＮｂＮ、ＢＮ等のような多様な析出物を結晶粒成長抑制剤として活用しようと試みられてきたが、熱的不安定と高過ぎる析出物分解温度により、安定した二次再結晶を形成するのには失敗している。

本発明は、方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。より具体的には、ＳおよびＳｅの複合粒界偏析およびＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合介在物を結晶粒成長抑制剤として使用した方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供する。

本発明による方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：１．０％～７．０％、Ｃ：０％超０．００５％以下、Ｐ：０．００１０～０．１％、Ｓｎ：０．００５～０．２％、Ｓ：０．０００５～０．０２０％、Ｓｅ：０．０００５～０．０２０％、およびＢ：０．０００１～０．０１％を含み、残部はＦｅおよびその他不可避不純物からなることを特徴とする。

前記方向性電磁鋼板は、ＳおよびＳｅを合量で０．００５～０．０４質量％含むとを特徴とする。

前記方向性電磁鋼板は、Ａｌ：０．０１０質量％以下、Ｍｎ：０．０８質量％以下、およびＮ：０．００５質量％以下を、さらに含むことを特徴とする。

前記方向性電磁鋼板は、ＳおよびＳｅの複合粒界偏析およびＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合介在物を含むことを特徴とする。

前記方向性電磁鋼板は、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂ、またはＴｉを含む介在物を０．０１～５００個／ｍｍ^２含むことを特徴とする。

本発明の一実施例による方向性電磁鋼板は、Ｔｉ、ＭｇおよびＣａのうち一つ以上をそれぞれ０．００５質量％以下さらに含むことを特徴とする。

また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｓｉ：１．０％～７．０％、Ｃ：０．００１～０．１０％、Ｐ：０．００１０～０．１％、Ｓｎ：０．００５～０．２％、Ｓ：０．０００５～０．０２０％、Ｓｅ：０．０００５～０．０２０％、およびＢ：０．０００１～０．０１％を含み、残部がＦｅおよびその他不可避不純物からなるスラブを加熱する段階と、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、冷延板を一次再結晶焼鈍する段階と、一次再結晶焼鈍が完了した冷延板を二次再結晶焼鈍する段階と、を含むことを特徴とする。

前記スラブは、ＳおよびＳｅを合量で０．００５～０．０４質量％含むことを特徴とする。

前記スラブは、Ａｌ：０．０１０質量％以下、Ｍｎ：０．０８質量％以下、およびＮ：０．００５質量％以下、をさらに含むことを特徴とする。

前記スラブは、Ｔｉ、ＭｇおよびＣａのうち一つ以上をそれぞれ０．００５質量％以下でさらに含むことを特徴とする。

前記熱延板を製造する段階以降、熱延板の片側エッジクラックが２０ｍｍ以下であることを特徴とする。

前記熱延板を製造する段階以降、熱延板を焼鈍する段階をさらに含むことを特徴とする。

前記熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階は、２回以上の冷間圧延する段階を含み、冷間圧延の間に中間焼鈍する段階を含むことを特徴とする。

前記二次再結晶焼鈍する段階は、昇温段階および均熱段階を含み、昇温段階は窒素および水素混合雰囲気で行われ、均熱段階は水素雰囲気で行われることを特徴とする。

前記均熱段階は、１０００～１２５０℃の温度で２０時間以下行なうことことを特徴とする。

本発明の方向性電磁鋼板によれば、ゴス結晶粒を安定的に形成させることにより磁気的特性に優れる。
また、磁性に有害なＡｌおよびＭｎ含有析出物を最少化して、磁気的特性に優れる。
また、製造過程で熱延板の片側エッジクラックを最小化することができ、生産性に優れる。
また、製造過程において二次再結晶焼鈍内の均熱段階を低い温度で少ない時間で行うことができ、生産性に優れる。

発明材１６の介在物観察の結果である。 発明材１６の介在物成分分析の結果である。

第１、第２および第３等の用語は、多様な部分、成分、領域、層および／またはセクションを説明するために使用されるが、これらに限定されない。これらの用語は、ある部分、成分、領域、層またはセクションを他の部分、成分、領域、層またはセクションと区別するためにのみ使用される。したがって、以下で叙述する第１の部分、成分、領域、層またはセクションは、本発明の範囲を逸脱しない範囲内で第２の部分、成分、領域、層またはセクションとして言及され得る。
ここで使用される専門用語は、単に特定の実施例に言及するためのものであり、本発明を限定することを意図しない。ここで使用される単数形は、文言がこれと明確に反対の意味を示さない限り複数形も含む。明細書で使用される「含む」の意味は、特定の特性、領域、定数、段階、動作、要素および／または成分を具体化し、他の特性、領域、定数、段階、動作、要素および／または成分の存在や付加を除外するものではない。

ある部分が他の部分「上に」または「の上に」あると言及する場合、これは他の部分のすぐ上にまたは上方にあるか、その間に他の部分が伴うことができる。対照的に、ある部分が他の部分の「すぐ上に」あると言及する場合、その間に他の部分が介在しない。
別に定義してないないが、ここに使用される技術用語および科学用語を含む全ての用語は、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が一般的に理解する意味と同一の意味を有する。普通使用される辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示されている内容に合う意味を持つものと追加解釈され、定義されていない限り理想的や公式的過ぎる意味に解釈されない。
また、特に言及しない限り、％は質量％を意味し、１ｐｐｍは０．０００１質量％である。
本発明の一実施例において追加元素をさらに含むことの意味は、追加元素の追加量分だけ残部の鉄（Ｆｅ）に代替して含むことを意味する。

以下、本発明の実施例について本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施できるように詳しく説明する。しかし、本発明は、様々に相異する形態で具現され得、ここで説明する実施例に限定されない。
従来の方向性電磁鋼板技術においては、結晶粒成長抑制剤としてＡｌＮ、ＭｎＳ等のような析出物を使用しており、全ての工程が析出物の分布を厳格に制御し、二次再結晶した鋼板内に残留した析出物が除去されるようにするための条件によって、工程条件が極めて制約されていた。
反面、本発明の一実施例においては、結晶粒成長抑制剤としてＡｌＮ、ＭｎＳ等のような析出物を使用しない。ＳおよびＳｅの複合粒界偏析およびＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合介在物を結晶粒成長抑制剤として使用することにより、Ｇｏｓｓ結晶粒の分率を増やし、磁性に優れた電磁鋼板を得ることができる。また、Ｂの添加により、ＳおよびＳｅの添加に伴う熱延板の片側エッジクラックの発生を最小化する。

本発明の一実施例において、Ｓと化学的特性が類似するＳｅをＳと共に添加することにより、Ｓを単独で添加する場合よりはるかに効果的な結晶粒成長抑制力を発揮して、安定した二次再結晶による優れた磁気特性を確保することができ、Ｓの単独添加時に発生するエッジクラックの量を低減することができる。これは、ＳｅがＳより原子の大きさおよび質量が大きいため、結晶粒界偏析時の結晶粒界の移動を遅延させる効果が大きく、Ｓと複合的に粒界に偏析するとき、その効果がさらに大きくなるものと判断される。また、ＦｅＳ析出物が１０００℃以上で液状への相変態により抑制力が弱まる現象があるのに比べ、Ｆｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合析出物の場合、１０００℃以上での相変態を遅延させ、その分だけ高温でも結晶粒成長抑制力が安定的に維持されるため、ＦｅＳ析出物よりはＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合析出物の結晶粒成長抑制力が強いものと判断される。

また、ＳとＳｅの複合添加時に、連鋳およびスラブ加熱後の熱延過程でエッジクラックの発生が著しく減少することを確認した。これは、ＳｅがＳと同様に粒界偏析効果は強いが、Ｓよりｍｅｌｔｉｎｇ ｐｏｉｎｔやｂｏｉｌｉｎｇ ｐｏｉｎｔが高いため、粒界偏析時に高温で比較的安定的に存在することができたためと考えられる。このようなＳとＳｅ複合添加の他にも、Ｂを製鋼段階で添加することにより、Ｂの結晶粒界結合力強化効果によって連鋳および熱間圧延時の片側エッジクラックの発生を著しく減少させることができた。Ｂは、結晶粒界を強化させる効果と共に、ＢＮのような析出物を形成することによって結晶粒界の移動を抑制する効果もあるため、焼鈍過程で雰囲気ガス中の窒素ガスと反応を誘導することにより、ＳおよびＳｅと共に結晶粒成長抑制剤として活用が可能である。

本発明の方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：１．０％～７．０％、Ｃ：０％超０．００５％以下、Ｐ：０．００１０～０．１％、Ｓｎ：０．００５～０．２％、Ｓ：０．０００５～０．０２０％、Ｓｅ：０．０００５～０．０２０％、およびＢ：０．０００１～０．０１％を含み、残部はＦｅおよびその他不可避不純物からなる。
以下、各成分について具体的に説明する。
Ｓｉ：１．０～７．０質量％
シリコン（Ｓｉ）は、電磁鋼板の基本組成で、鋼板の比抵抗を増加させ、変圧器の鉄心損失（ｃｏｒｅ ｌｏｓｓ）、つまり鉄損を下げる役割をする。Ｓｉの含有量が少な過ぎる場合、比抵抗が減少して鉄損特性が劣化し、高温焼鈍時に相変態区間が存在して二次再結晶が不安定になる。Ｓｉを過剰含有時には、鋼の脆性が大きくなって冷間圧延が極めて難しくなり、オーステナイト分率を４０％以上含有するためのＣの含有量が大きく増え、また二次再結晶が不安定になる。したがって、Ｓｉは、１．０～７．０質量％含む。より具体的には、Ｓｉは２．０～４．５質量％含む。

Ｃ：０．００５質量％以下
炭素（Ｃ）は、オーステナイト安定化元素であり、９００℃以上の温度で相変態を起こして連鋳過程に発生する粗大な柱状晶組織を微細化する効果と共に、Ｓのスラブ中心偏析を抑制する。また、冷間圧延中に鋼板の加工硬化を促進して鋼板内に｛１１０｝＜００１＞方位の二次再結晶核生成を促進する。したがって、添加量に大きな制約はないが、スラブ内に０．００１質量％未満で含まれると、相変態および加工硬化効果を得ることができず、０．１質量％を超えて添加すると、熱延エッジ－クラック（ｅｄｇｅ－ｃｒａｃｋ）の発生により作業上の問題点と共に、冷間圧延後の脱炭焼鈍時に脱炭工程の負荷が発生する。したがって、スラブ内の添加量は０．００１～０．１質量％になる。
本発明の製造過程で一次再結晶焼鈍段階で脱炭焼鈍を経ることになり、脱炭焼鈍後に製造された最終電磁鋼板内のＣ含有量は、０．００５質量％以下である。より具体的には、０．００３質量％以下である。

Ｐ：０．００１０～０．１質量％
リン（Ｐ）は、結晶粒界に偏析して結晶粒成長を抑制する効果があり、一次再結晶焼鈍時に｛１１１｝＜１１２＞方位結晶粒の再結晶を促進し、Ｇｏｓｓ方位結晶粒の二次再結晶形成に有利な微細組織を形成する。このような理由から、最大０．１質量％まで添加することが好ましく、０．１質量％を超えての添加時には、冷間圧延時に板破断の発生が増加して冷間圧延の実収率が下がるようになる。また、０．００１０質量％未満で添加する場合には、添加効果がみられないため、スラブおよび最終方向性電磁鋼板でのＰの管理範囲は０．００１０～０．１質量％に限定する。

Ｓｎ：０．００５～０．２質量％
スズ（Ｓｎ）は、Ｐと共に代表的な結晶粒界偏析元素であり、熱延過程で｛１１０｝＜００１＞Ｇｏｓｓ方位の核生成を促進して、磁束密度を増加させる効果がある。このようなＳｎを０．２質量％まで添加すると、Ｇｏｓｓ方位結晶粒を増加させる効果があるが、これを超えて添加する場合には、結晶粒界過偏析によって冷間圧延板の破断の発生、および脱炭を遅延させて不均一な一次再結晶微細組織を形成するようになり、磁性を下げることがある。また、０．００５質量％未満で添加する場合には、やはりＧｏｓｓ方位再結晶粒形成に効果が弱く、スラブおよび最終方向性電磁鋼板でのＳｎの含有量は０．００５～０．２質量％に限定する。

Ｓ：０．０００５～０．０２０質量％
硫黄（Ｓ）は、鋼中にＭｎと反応してＭｎＳを形成することによって結晶粒成長抑制効果を有する元素であるが、本発明の一実施例においては、ＭｎＳを結晶粒成長抑制剤として用いないため、Ｍｎの含有量を最小に管理することによって、ＭｎＳの形成を抑制する。反面、Ｓは、Ｓｅと共に粒界に複合で偏析し、Ｆｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合析出物を形成してＧｏｓｓ方位の二次再結晶を起こすのに重要な元素である。本発明においては、ＳをＳｅと複合して添加することによって単独添加の場合より結晶粒成長抑制をより効果的に使用することができるため、Ｓｅと同等な添加量水準でＳの含有量を限定する。つまり、Ｓを０．０００５～０．０２０質量％添加することができる。Ｓをあまりに少なく添加する場合は添加効果が下がり、反対にあまりに多く添加する場合には連鋳および熱延段階のエッジクラックの発生が増加して実収率が低下するため、スラブおよび最終方向性電磁鋼板でのＳの含有量は０．０００５～０．０２０質量％に限定する。

Ｓｅ：０．０００５～０．０２０質量％
セレニウム（Ｓｅ）は、本発明の一実施例においては核心元素として取扱われる。Ｓｅは、Ｓと共に複合で結晶粒界に偏析すると同時に、結晶粒界でＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合析出物を形成して結晶粒界の移動を強力に抑制することにより｛１１０｝＜００１＞Ｇｏｓｓ方位結晶粒の二次再結晶形成を促進する。Ｓｅを単独で添加する場合には、Ｓを単独で添加するのと同様に、二次再結晶を起こすための単独添加量が、複合添加するときより多く添加してこそ安定した磁性確保が可能であった。しかし、そのような単独添加の場合、磁性確保は可能であるが、スラブ連鋳および熱延過程でエッジクラックの発生が増加して全体的な実収率低下を招く問題があった。

本発明のように、ＳとＳｅを複合で添加して結晶粒界偏析およびＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）析出物を形成する場合には、単独元素を添加する場合より、磁性および実収率が改善される結果を確保した。このような結果に基づいて、Ｓｅの含有量は同一な水準で製鋼段階で添加するのが効果的であり、その上限は０．０２質量％を越えないことが好ましい。Ｓと複合で添加する本発明の成分系でみると、０．０２質量％を超えると過多な結晶粒界偏析およびＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）析出物形成により、連鋳および熱延過程でエッジクラックの発生が増加する。反対に、０．０００５質量％未満で添加すると、Ｓｅの偏析およびＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）析出物形成が少なくなり、結晶粒成長抑制効果が下がる。したがって、スラブおよび最終方向性電磁鋼板でのＳｅ添加量は、０．０００５～０．０２０質量％に限定する。

前述したＳおよびＳｅは、合量で管理することができる。スラブおよび最終方向性電磁鋼板において、ＳおよびＳｅは合量で０．００５～０．０４質量％含み得る。その合量が少な過ぎる場合、ＳおよびＳｅの複合偏析およびＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）析出物形成が少なくなって結晶粒の成長抑制効果が下がる。その合量が多過ぎる場合、連鋳および熱延過程でエッジクラックの発生が増加する。

Ｂ：０．０００１～０．０１質量％
ホウ素（Ｂ）は、鋼中にＮと反応してＢＮ析出物を形成して結晶粒成長の抑制もするが、結晶粒界に偏析して結晶粒界の結合力を強化させることによって、欠陥や、クラックの粒界伝播を抑制して、熱延中のエッジクラックの発生を低減するのに効果的な元素である。本発明の一実施例でのように、ＳとＳｅを複合で添加する場合に予想されるエッジクラック発生の可能性を最少化するために、Ｂの含有量を最大０．０１質量％添加するのが好ましい。Ｂの含有量をあまりに多く添加する場合には、金属間化合物の形成による高温脆性を増加させる問題が発生する。反対に、過度に少なく添加する場合には、Ｂの添加によるエッジクラック発生を抑制できないため、スラブおよび最終方向性電磁鋼板でのＢの含有量は０．０００１～０．０１質量％に限定する。

Ａｌ：０．０１０質量％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中に窒素と結合してＡｌＮ析出物を形成するため、本発明の一実施例においてはＡｌの含有量を積極的に抑制してＡｌ系窒化物や酸化物等の介在物形成を避ける。酸可溶性Ａｌの含有量が多過ぎるとＡｌＮおよびＡｌ_２Ｏ_３の形成が促進され、これを除去するための純化焼鈍時間が増加することになり、除去しきれなかったＡｌＮ析出物やＡｌ_２Ｏ_３のような介在物が最終製品に残留し保磁力を増加させ、最終的に鉄損が増加し得るため、製鋼段階でＡｌの含有量を０．０１０質量％以下に積極的に抑制する。より具体的には、製鋼工程の負荷を考慮し、Ａｌの含有量を０．００１～０．０１０質量％に制御することができる。

Ｍｎ：０．０８質量％以下
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に比抵抗を増加させて鉄損を減少させる効果があるが、従来技術における添加の主な目的は、鋼中でＳと反応してＭｎＳ析出物を形成して結晶粒の成長を抑制することである。しかし、本発明の一実施例においては、ＭｎＳ析出物を結晶粒の成長抑制剤として使用せず、Ｆｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合析出物を用いるため、Ｍｎの含有量はＭｎＳが形成されない含有量の範囲内に制限する必要がある。
最も理想的な方法は、Ｍｎを全く添加しないことであるが、製銑および製鋼過程でＭｎの含有量が低い溶銑の使用および吹錬を実施しても一定量のＭｎ含有量が残留するが、不可避的に残留する場合、その含有量は０．０８質量％以下に制限することが好ましい。Ｍｎが多量添加されるとＭｎＳ［Ｓｅ］が析出されるため、ＳおよびＳｅの粒界偏析が少なくなって結晶成長移動を妨害するのが難しく、またＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合析出物の形成も難しくなる。さらに、ＭｎＳ［Ｓｅ］析出物は固溶温度が高く、実際の鋼板に大きさが非常に大きな析出物として存在するようになり、結晶成長抑制力も下がる。また、高温焼鈍純化工程において、ＭｎＳ［Ｓｅ］を分解するために高温で長時間焼鈍しなければならない短所がある。このような理由から、本発明の一実施例においては、Ｍｎの最大含有量は０．０８質量％以下に管理する。Ｍｎを添加しないのが最もよいが、０．００１質量％未満に下げるためには製鋼工程の負荷が増加することになって生産性が下がるため、Ｍｎの下限は０．００１質量％に限定する。

Ｎ：０．００５質量％以下
Ｎは、ＡｌおよびＳｉと反応してＡｌＮやＳｉ_３Ｎ_４析出物を形成する元素である。また、Ｂと反応してＢＮを形成しもする。本発明においては、結晶粒成長抑制剤としてＡｌＮを用いないので製鋼段階で酸可溶性Ａｌ添加をしないため、Ｎを特別に任意的に添加しはしない。また、本発明では、結晶粒界結合力を増加させるためにＢを添加するので、ＢＮの形成は好ましくない。このような理由から、Ｎの上限は最大０．００５質量％に制限して、ＢＮ析出に伴うＢ自体の結晶粒界結合力の強化効果を確保する。また、Ｎを添加しないか、最小で添加することが好ましいが、製鋼段階でＮを０．０００５質量％未満に管理するには、製鋼工程の脱窒負荷が大きく増加するため、製鋼段階でＮは０．０００５～０．００５質量％に限定する。本発明の一実施例においては、窒化工程を省略することができるため、スラブ内のＮの含有量と最終方向性電磁鋼板内のＮの含有量が実質的に同一なこともあり得る。

その他の元素
チタニウム（Ｔｉ）、マグネシウム（Ｍｇ）およびカルシウム（Ｃａ）のような成分は、鋼中で酸素あるいは窒素と反応して酸化物あるいは窒化物を形成するため、強力抑制することが必要なことにより、それぞれの成分別に０．００５質量％以下に制御することができる。より具体的には、それぞれの成分別に０．００３質量％以下に制御することができる。
本発明の一実施例において、上述したように、特定含有量のＳおよびＳｅの添加によって、ＳおよびＳｅの複合粒界偏析およびＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合介在物を含む。本発明の一実施例において、Ｆｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合介在物とは、Ｆｅと反応して形成されたＦｅ－Ｓ、Ｆｅ－ＳｅまたはＦｅ－Ｓ－Ｓｅ金属間化合物を意味する。

本発明においては、上述したように、Ａｌ、Ｍｎ、Ｎ等の含有量を積極的に抑制することにより、方向性電磁鋼板に形成される介在物の個数を少なく制御することができる。このような介在物は、方向性電磁鋼板の磁気的特性を劣化させる原因となり、本発明の一実施例においては、これらの生成を根本的に遮断することにより磁気的特性が優れる。また、製造過程で介在物の除去のために高温で長時間焼鈍する必要がなくなり、生産性に優れる。本発明の一実施例において、介在物とは、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃａ、ＢまたはＴｉを含む介在物を意味する。より具体的には、介在物は、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃａ、ＢまたはＴｉの酸化物、硫化物、窒化物または炭化物を意味する。本発明の一実施例において、介在物の個数は、方向性電磁鋼板の厚さ方向に垂直な面で方向性電磁鋼板を観察する時、単位面積当り観察される介在物の個数を意味する。

本発明の一実施例においては、介在物の個数が少なく形成されるだけでなく、形成される介在物の平均粒径も小さく形成される。本発明の一実施例において、介在物の平均粒径は０．０１～１．０μｍである。この際、介在物の粒径とは、介在物に外接する仮想の円と内接する仮想の円の平均粒径を意味する。
このように、本発明の一実施例においては、ＳおよびＳｅの複合粒界偏析およびＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合介在物を結晶粒成長抑制剤として使用して、磁気的特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができる。具体的には、本発明の一実施例において、磁束密度（Ｂ_８）が１．９０Ｔ以上で、鉄損（Ｗ_{１７／５０}）１．００Ｗ／ｋｇ以下である。この際、磁束密度Ｂ_８は、８００Ａ／ｍの磁場下で誘導される磁束密度の大きさ（Ｔｅｓｌａ）であり、鉄損Ｗ_{１７／５０}は、１．７Ｔｅｓｌａおよび５０Ｈｚの条件で誘導される鉄損の大きさ（Ｗ／ｋｇ）である。

本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｓｉ：１．０％～７．０％、Ｃ：０．００１～０．１０％、Ｐ：０．００１０～０．１％、Ｓｎ：０．００５～０．２％、Ｓ：０．０００５～０．０２０％、Ｓｅ：０．０００５～０．０２０％、およびＢ：０．０００１～０．０１％を含み、残部がＦｅおよびその他不可避不純物からなるスラブを加熱する段階と、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、冷延板を一次再結晶焼鈍する段階と、一次再結晶焼鈍が完了した冷延板を二次再結晶焼鈍する段階と、を含む。

以下、各段階別に方向性電磁鋼板の製造方法を具体的に説明する。
まず、スラブを加熱する。製鋼段階では、Ｓｉ、Ｃ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓ，Ｓｅ、Ｂ等の主要元素を適正含有量に制御し、必要に応じてＧｏｓｓ集合組織形成に有利な合金元素を添加する。製鋼段階で成分が調整された溶鋼は、連続鋳造によりスラブに製造される。Ｔｗｉｎ ｒｏｌｌの間に溶鋼を投入して、直接熱延鋼板を製造するストリップキャスティング法を使用することができる。
スラブの組成については、電磁鋼板の組成と関連して具体的に説明したので、重複する説明は省略する。
スラブの加熱温度は制限されないが、スラブを１３００℃以下の温度で加熱するようになると、スラブの柱状晶組織が粗大に成長することを防止し、熱間圧延工程で板のクラックが発生することを防止することができる。したがって、スラブの加熱温度は１０５０℃～１３００℃である。特に、本発明の一実施例においては、結晶粒成長抑制剤としてＡｌＮおよびＭｎＳを使用しないため、１３００℃を超える高温でスラブを加熱する必要がない。

次に、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する。熱間圧延温度は制限されず、一実施例として９５０℃以下で熱延を終了する。その後、水冷して６００℃下で巻取る。熱間圧延により１．５～４．０ｍｍの厚さの熱延板に製造する。この際、本発明の一実施例においては、ＳおよびＳｅを複合で添加し、Ｂを追加的に添加するに伴い、片側エッジクラックが低減する。片側エッジクラックとは、鋼板の幅方向において、鋼板の端部から鋼板内部方向に発生するクラックを意味する。本発明において、熱延板の片側エッジクラックの長さは２０ｍｍ以下である。片側エッジクラックの長さが長い場合、それだけ切断量が多くなり、実収率の低下が大きく発生する。本発明の一実施例においては、熱延板の片側エッジクラックを最大限低減することによって、実収率の下落を防止し、生産性を向上させることができる。

次に、必要に応じて熱延板を熱延板焼鈍する。熱延板焼鈍を実施する場合、熱延組織を均一にするために９００℃以上の温度で加熱し、均熱した後、冷却する。
次に、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する。冷間圧延はリバース（Ｒｅｖｅｒｓｅ）圧延機あるいはタンデム（Ｔａｎｄｏｍ）圧延機を用いて、１回の冷間圧延、複数回の冷間圧延、または中間焼鈍を含む複数回の冷間圧延法により０．１ｍｍ～０．５ｍｍの厚さの冷延板を製造する。
また、冷間圧延中に鋼板の温度を１００℃以上に維持する温間圧延を実施する。
また、冷間圧延を介した最終圧下率は５０～９５％である。
次に、冷間圧延された冷延板を一次再結晶焼鈍する。一次再結晶焼鈍段階で、ゴス結晶粒の核が生成される一次再結晶が起こる。一次再結晶焼鈍段階で、冷延板の脱炭が行われる。脱炭のために、８００℃～９５０℃の温度および５０℃～７０℃の露点温度で焼鈍する。９５０℃を超えて加熱すると、再結晶粒が粗大に成長して結晶成長の駆動力が下がり、安定した二次再結晶が形成されない。そして、焼鈍時間は本発明の効果を発揮するのに大きく問題にならないが、生産性を勘案して通常５分以内で処理することが好ましい。

また、雰囲気は、水素および窒素の混合ガス雰囲気である。また、脱炭が完了すると、冷延板内の炭素含有量は０．００５質量％以下である。より具体的には、炭素含有量は０．００３質量％以下である。また、脱炭と同時に鋼板表面に適正量の酸化層が形成される。一次再結晶焼鈍過程において成長した再結晶粒の粒径は、５μｍ以上である。本発明の一実施例においては、ＡｌＮの結晶粒成長抑制剤を使用しないため、窒化工程を省略できる。
次に、一次再結晶焼鈍が完了した冷延板を二次再結晶焼鈍する。この際、一次再結晶焼鈍が完了した冷延板に焼鈍分離剤を塗布した後、二次再結晶焼鈍する。この際、焼鈍分離剤は特に制限せず、ＭｇＯを主成分として含む焼鈍分離剤を使用する。
二次再結晶焼鈍する段階は、昇温段階および均熱段階を含む。昇温段階は、一次再結晶焼鈍が完了した冷延板を均熱段階の温度まで昇温する段階であり、｛１１０｝＜００１＞Ｇｏｓｓ方位の二次再結晶を起こす。

均熱段階は、鋼板に存在する不純物を除去する過程であり、均熱段階の温度は９００℃～１２５０℃で、２０時間以下で行い得る。９００℃未満であればゴス（ｇｏｓｓ）結晶粒が十分に成長できずに磁性が低下し、１２５０℃超過時は結晶粒が粗大に成長して電磁鋼板の特性が低下する。昇温段階は、水素および窒素の混合ガス雰囲気で、均熱段階は水素雰囲気で行われる。本発明の一実施例において、ＡｌＮ、ＭｎＳ等の結晶粒成長抑制剤を使用しないため、これを除去するために高温で長時間焼鈍する必要がなく、これにより生産性が向上する。
以後、必要に応じて、方向性電磁鋼板の表面に絶縁被膜を形成したり、磁区微細化処理をすることができる。本発明の一実施例において、方向性電磁鋼板の合金成分は、絶縁被膜等のコーティング層を除いた素地鋼板を意味する。

以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。しかし、このような実施例は、単に本発明を例示するためのものであり、本発明はこれに限定されない。
実施例１
質量％で、Ｃ：０．０５５％、Ｓｉ：３．２％、Ｐ：０．０３％、Ｓｎ：０．０４％、Ｂ：０．００５％、Ｎ：０．００２％、および下記表１のようにＭｎ、Ｓ，Ｓｅの含有量を変化させ、残部がＦｅとその他不可避的不純物からなるスラブを準備した。
スラブを１２５０℃の温度で加熱した後、厚さ２．３ｍｍとなるように熱間圧延した。熱延板の片側エッジクラック発生の深さを測定した後、熱間圧延された熱延板を９５０℃の温度で加熱した後、１２０秒間均熱して熱延板焼鈍を実施した。
続いて、焼鈍された熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延して厚さ０．３０ｍｍの冷延板に製造した。冷間圧延された鋼板は、露点温度６０℃の湿った水素と窒素の混合ガス雰囲気中で、８３０℃の温度で１８０秒間維持して脱炭および再結晶熱処理した。
この鋼板に焼鈍分離剤のＭｇＯを塗布した後、コイル状で最終二次再結晶焼鈍を実施した。二次再結晶焼鈍は、１０５０℃までは２５体積％窒素および７５体積％水素の混合雰囲気中で行い、１０５０℃到達後には１００体積％水素ガス雰囲気で２０時間維持した後、炉冷した。二次再結晶焼鈍後の鋼板の磁束密度（Ｂ_８、８００Ａ／ｍ）および鉄損（Ｗ_{１７／５０}）をｓｉｎｇｌｅ ｓｈｅｅｔ測定法を用いて測定し、測定結果と、Ｍｎ、Ｓ、およびＳｅの含有量変化に伴う熱延板での片側エッジクラックの発生量を下記表１に示した。

表１で確認できるように、ＳおよびＳｅを複合で添加して本発明の範囲に制御した場合、磁束密度と鉄損が両方ともに優れていた。また、熱延板のエッジクラック発生が２０ｍｍ以下で現れた。しかし、ＳおよびＳｅの総含有量が０．０４質量％を超える比較材６の場合には、エッジクラックが２０ｍｍ以上発生し、磁性もまた劣位となる傾向を示した。Ｍｎの含有量が０．０８質量％を超える比較材３の場合には、Ｆｅ（Ｓ，Ｓｅ）析出よりは粗大なＭｎＳ［Ｓｅ］析出により結晶粒成長抑制効果が下がり、安定した二次再結晶が起こることができず磁性が劣位なものと判断される。

実施例２
質量％で、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：３．０％、Ｍｎ：０．０３５％、Ｓ：０．０１５％、Ｓｅ：０．０１５％、Ｐ：０．０２％、Ｓｎ：０．０６％、Ｎ：０．００１５％、および下記表２のようにＢの含有量を変化させ、残部がＦｅとその他不可避的な不純物からなるスラブを準備した。
スラブを１２００℃の温度で加熱した後、厚さ２．０ｍｍとなるように熱間圧延した。熱延板の片側エッジクラック発生の深さを測定した後、熱間圧延された熱延板を１０００℃の温度で加熱した後、１２０秒間均熱して熱延板焼鈍を実施した。
続いて、焼鈍された熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延して厚さ０．２３ｍｍの冷延板にした。冷間圧延された鋼板は、露点温度６０℃の湿った水素と窒素の混合ガス雰囲気中で、８２０℃の温度で１５０秒間維持して脱炭および再結晶熱処理した。
この鋼板に焼鈍分離剤のＭｇＯを塗布した後、コイル状で最終二次再結晶焼鈍を実施した。二次再結晶焼鈍は、１１５０℃までは２５体積％窒素および７５体積％水素の混合雰囲気中で行い、１１５０℃到達後には１００体積％水素ガス雰囲気で１５時間維持した後、炉冷した。二次再結晶焼鈍厚鋼板の磁束密度（Ｂ_８、８００Ａ／ｍ）および鉄損（Ｗ_{１７／５０}）をｓｉｎｇｌｅ ｓｈｅｅｔ測定法を用いて測定し、測定結果と、Ｂの含有量変化に伴う熱延板での片側エッジクラックの発生量を表２に示した。

表２に示すように、Ｂが未添加の比較材７の場合に、磁気特性は比較的安定的に優れた特性を示したが、熱延板エッジクラック発生の深さは３４ｍｍで、エッジクラックによる熱間圧延板両エッジの切捨量が増加して生産性が下がる。
一方、Ｂの含有量が０．０１質量％を超える比較材８の場合は、Ｂが鋼中のＦｅと反応して金属間化合物を形成するようになり粒界偏析して結晶粒界の結合力増加効果を期待するのは難しく、Ｇｏｓｓ方位結晶粒の二次再結晶形成に妨害となって磁気特性が劣位となる。

実施例３
質量％で、Ｃ：０．０５１％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０４７％、Ｓ：０．０１４％、Ｓｅ：０．０１６％、Ｐ：０．０３５％、Ｓｎ：０．０６％、Ｂ：０．００５５％、および表３のようにＡｌおよびＮの含有量を変化させ、残部がＦｅとその他不可避的な不純物からなるスラブを準備した。
スラブを１１５０℃の温度で加熱した後、厚さ２．６ｍｍとなるように熱間圧延した。熱延板の片側エッジクラック発生の深さを測定した後、熱間圧延された熱延板を１１００℃の温度で加熱した後、１５０秒間均熱して熱延板焼鈍を実施した。
続いて、焼鈍された熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延して厚さ０．２７ｍｍの冷延板に製造した。冷間圧延された鋼板は、露点温度６０℃の湿った水素と窒素の混合ガス雰囲気中で、８５５℃の温度で１８０秒間維持して脱炭および再結晶熱処理した。
この鋼板に焼鈍分離剤のＭｇＯを塗布した後、コイル状で最終二次再結晶焼鈍を実施した。二次再結晶焼鈍は、１２００℃までは５０体積％窒素および５０体積％水素の混合雰囲気中で行い、１２００℃到達後には１００体積％水素ガス雰囲気で１０時間維持した後、炉冷した。二次再結晶焼鈍後の鋼板を介在物分析によって、介在物の平均大きさおよび単位面積当りの個数を下記表３に示した。また、磁束密度（Ｂ_８、８００Ａ／ｍ）および鉄損（Ｗ_{１７／５０}）をｓｉｎｇｌｅ ｓｈｅｅｔ測定法を用いて測定し、測定結果を表３に示した。
図１および図２は、発明材１６についての介在物および介在物成分分析の結果である。図１に示すように、鋼板内に存在する介在物の量が非常に少ないことを確認することができる。図１での介在物についての成分分析の結果は、Ｃａ、ＴｉおよびＭｇ系の酸化物と、Ａｌ_２Ｏ_３そしてＳｉＯ_２の酸化物と判断され、一部ＭｎＳ析出物も存在するものと確認される。

表３に示すように、Ａｌが０．０１質量％以下に抑制され、Ｎが０．００５質量％以下に抑制された発明材１６～発明材１８は、最終製品に観察された介在物の数が５００個／ｍｍ^２以下と観察され、磁束密度と鉄損が両方ともに優れていた。
これに対し、Ａｌの含有量が０．０１質量％を超える比較材９、およびＡｌの含有量が０．０１質量％を超えＮの含有量が０．００５質量％を超える比較材１０の場合、二次再結晶焼鈍後の最終製品で観察された介在物が鋼板内に５００個／ｍｍ^２以上、過度に形成されることによって磁区移動を妨害して鉄損が劣位となった。

このような介在物の総個数は、結局、製鋼段階で添加されるＡｌとＭｎの含有量が少ないほど最終高温焼鈍板に少なく存在する可能性が高いため、本発明の一実施例のように、質量％でＡｌ成分は０．０１０質量％以下、Ｍｎは０．０８質量％以下の範囲で添加することが、最終製品での介在物総個数を減少させて、磁性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができる。また、Ｃａ、Ｔｉ、Ｍｇ等の不純物の含有量も、それぞれ０．００５質量％以下に制限して、最終製品の介在物の個数を５００個／ｍｍ^２以下に減少させる必要があることを確認した。
本発明は、実施例に限定されるものではなく、互いに異なる多様な形態で製造されることができ、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者は、本発明の技術的な思想や必須的な特徴を変更することなく、別の具体的な形態で実施できるということを理解するであろう。したがって、以上で記述した実施例は、全ての面で例示的なものであり、限定的ではないものと理解しなければならない。

Claims (12)

1. 質量％で、Ｓｉ：１．０％～７．０％、Ｃ：０％超０．００５％以下、Ａｌ：０．００９７％以下、Ｍｎ：０．０４７％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｐ：０．００１０～０．１％、Ｓｎ：０．００５～０．２％、Ｓ：０．０００５～０．０２０％、Ｓｅ：０．０００５～０．０２０％、およびＢ：０．０００１～０．０１％を含み、残部がＦｅおよびその他不可避不純物からなり、
   Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂ、またはＴｉを含む介在物を０．０１～５００個／ｍｍ^２含み、
   前記介在物の平均粒径は０．０１～１．０μｍであることを特徴とする方向性電磁鋼板。
2. 前記方向性電磁鋼板は、ＳおよびＳｅを合量で０．００５～０．０４質量％含むことを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
3. 前記方向性電磁鋼板は、Ｔｉ、ＭｇおよびＣａのうち一つ以上をそれぞれ０．００５質量％以下さらに含むことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の方向性電磁鋼板。
4. 前記方向性電磁鋼板は、ＳおよびＳｅの複合粒界偏析およびＦｅ（Ｓ，Ｓｅ）複合介在物を含むことを特徴とする請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の方向性電磁鋼板。
5. 質量％で、Ｓｉ：１．０％～７．０％、Ｃ：０．００１～０．１０％、Ａｌ：０．００９７％以下、Ｍｎ：０．０４７％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｐ：０．００１０～０．１％、Ｓｎ：０．００５～０．２％、Ｓ：０．０００５～０．０２０％、Ｓｅ：０．０００５～０．０２０％、およびＢ：０．０００１～０．０１％を含み、残部がＦｅおよびその他不可避不純物からなるスラブを加熱する段階と、
   前記スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、
   前記熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、
   前記冷延板を一次再結晶焼鈍する段階と、
   一次再結晶焼鈍が完了した冷延板を二次再結晶焼鈍する段階と、を含み、
   製造された方向性電磁鋼板は、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂ、またはＴｉを含む介在物を０．０１～５００個／ｍｍ^２含み、
   前記介在物の平均粒径は０．０１～１．０μｍであることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
6. 前記スラブは、ＳおよびＳｅを合量で０．００５～０．０４質量％含むことを特徴とする請求項５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
7. 前記スラブは、Ｔｉ、Ｍｇ、およびＣａのうち一つ以上をそれぞれ０．００５質量％以下さらに含むことを特徴とする請求項５または請求項６に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
8. 前記熱延板を製造する段階以降、前記熱延板の片側エッジクラックが２０ｍｍ以下で発生することを特徴とする請求項５乃至請求項７の何れか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
9. 前記熱延板を製造する段階以降、前記熱延板を焼鈍する段階をさらに含むことを特徴とする請求項５乃至請求項８の何れか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
10. 前記熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階は、２回以上の冷間圧延する段階を含み、冷間圧延の間に中間焼鈍する段階を含むことを特徴とする請求項５乃至請求項９の何れか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
11. 前記二次再結晶焼鈍する段階は、昇温段階および均熱段階を含み、前記昇温段階は窒素および水素混合雰囲気で行われ、前記均熱段階は水素雰囲気で行われることを特徴とする請求項５乃至請求項１０の何れか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
12. 前記均熱段階は、１０００～１２５０℃の温度で２０時間以下行われることを特徴とする請求項１１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。

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