JP7795087B2

JP7795087B2 - 方向性電磁鋼板の製造方法

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Publication number: JP7795087B2
Application number: JP2022029618A
Authority: JP
Inventors: 春彦渥美; 隆史片岡; 宣郷森重; 雄樹国田; 遼太生川; 天志米村
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2022-02-28
Filing date: 2022-02-28
Publication date: 2026-01-07
Anticipated expiration: 2042-02-28
Also published as: JP2023125497A

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。製造された熱延鋼板を焼鈍する。熱延鋼板を必要に応じて酸洗する。熱延鋼板に対して、８０％以上の冷延率で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る。具体的には、優れた励磁特性、及び、優れた鉄損が求められる。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Ｂ８が利用されている。鉄損を示す指標として、５０Ｈｚにおいて１．７Ｔに磁化した場合の鉄損Ｗ１７／５０が利用されている。

上述の磁束密度を高める方法として、ゴス方位への集積度の向上が知られている。ゴス方位への集積度の向上は、仕上げ焼鈍工程中の二次再結晶の優劣に依存する。優れた二次再結晶を発現させるためには、二次再結晶を発現させる仕上焼鈍工程前までの、析出物（インヒビター）の造り込みが重要である。鋼板中において、微細なインヒビターを均一に分散させることにより、二次再結晶において、ゴス方位以外の磁気特性に劣位な結晶方位の成長を抑制することができる。

方向性電磁鋼板の製造において、インヒビターとしてＭｎＳ、ＭｎＳｅ、ＡｌＮを利用する場合、製鋼工程で生成された粗大なＭｎＳ、ＭｎＳｅ、ＡｌＮを含むスラブを、熱間圧延前に１３００℃以上に加熱して、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ及びＡｌＮを完全に固溶させる。そして、加熱されたスラブを熱間圧延して製造された熱延鋼板を焼鈍する工程において、これらのインヒビターの析出を制御し、微細に分散させる。これにより、二次再結晶の成長を制御することができる。

二次再結晶の成長を制御する方法が、特開平４－１２４２１８号公報（特許文献１）、特開平６－１９２７３６号公報（特許文献２）、特開平９－１０４９２４号公報（特許文献３）、及び、国際公開第２０１３／１４５７８４号（特許文献４）に提案されている。

特許文献１では、熱延鋼板の組織の微細化とインヒビターの微細均一析出との両立を目的とする。特許文献１では、熱間圧延工程の粗圧延の最終パスを、鋼板の最表層から板厚の１／５の深さまでの温度が１２００～１２５０℃の範囲でかつ、圧下率：５０％以上の条件下で実施することを特徴とする。しかしながら、特許文献１の場合、粗圧延の最終パスの圧下率を５０％以上としているため、粗圧延完了から仕上げ圧延開始までの間で、粗圧延で導入された歪に誘起され、粗大なＭｎＳ、ＭｎＳｅが析出する可能性がある。この場合、仕上げ焼鈍工程での二次再結晶が不安定になりやすく、その結果、方向性電磁鋼板の板幅方向における両端部に、ゴス方位結晶粒が十分成長していない二次再結晶の不良領域が発生しやすくなる。二次再結晶の不良領域での結晶粒は、正常領域での結晶粒と比較して非常に微細であり、ゴス方位粒とは異なる結晶粒で構成されている。以下、このような方向性電磁鋼板の板幅方向の端部に発生する二次再結晶の不良領域を、「不良組織」と称する。

特許文献２も特許文献１と同様に、熱延鋼板の組織の微細化とインヒビターの微細均一析出との両立を目的とする。特許文献２では、熱間圧延工程の粗圧延の最終パスの終了温度を１２００℃以上、粗圧延終了から仕上げ圧延出側までを１５０秒以下とし、かつ、仕上げ圧延出側温度を１０００℃以下とし、かつ、鋼板の最終冷延前に焼鈍し表層の炭素量を低減させることを特徴とする。しかしながら、特許文献２においても、熱延鋼板の組織微細化を目的として、粗圧延の最終パスの出側温度を１３００℃未満としている。そのため、粗圧延完了から仕上げ圧延開始までの間で、粗圧延工程で導入された歪に誘起され、粗大なＭｎＳ、ＭｎＳｅが析出する可能性がある。その結果、方向性電磁鋼板において、不良組織が生成しやすい。

特許文献３も特許文献１及び特許文献２と同様に、熱延鋼板の組織の微細化とインヒビターの微細均一析出との両立を目的とする。特許文献３では、粗圧延の累積圧下率を７５％以上とし、粗圧延をスラブ加熱温度に応じた時間で完了させることを特徴とする。しかしながら、特許文献３では、熱延鋼板において組織微細化を目的として、粗圧延の累積圧下率を７５％以上としている。そのため、粗圧延完了から仕上げ圧延開始までの間で、粗圧延工程で導入された歪に誘起され、粗大なＭｎＳ、ＭｎＳｅが析出する可能性がある。粗大なＭｎＳ及びＭｎＳｅが生成した場合、仕上げ圧延工程での二次再結晶が不安定になる。そのため、方向性電磁鋼板において、不良組織が生成しやすい。

特許文献４も特許文献１～特許文献３と同様に、熱延鋼板の組織の微細化とインヒビターの微細均一析出との両立を目的とする。特許文献４では、Ｓｉ、Ｃ、Ｎｉ量に応じたα単相相出温度で３０％以上の粗圧延の１パス目を行い、仕上圧延工程において、少なくとも１パスをγ相が最大化される温度で圧延することを特徴とする。しかしながら、特許文献４では、熱延鋼板の組織微細化を目的として、粗圧延工程にて高い圧下率で圧延を行うため、粗圧延完了から仕上げ圧延開始までの間で、粗圧延工程で導入された歪に誘起され、粗大なＭｎＳ、ＭｎＳｅが析出する可能性がある。粗大なＭｎＳ及びＭｎＳｅが生成した場合、仕上げ圧延工程での二次再結晶が不安定になる。そのため、方向性電磁鋼板において、不良組織が生成しやすい。

特開平４－１２４２１８号公報特開平６－１９２７３６号公報特開平９－１０４９２４号公報国際公開第２０１３／１４５７８４号

方向性電磁鋼板の板幅方向の端部に不良組織が発生した場合、不良組織が存在する端部は十分な磁気特性が得られない。そのため、方向性電磁鋼板のうち、不良組織を有する端部を切断する必要があり、製品歩留まりが低下する。そのため、方向性電磁鋼板としての十分な磁気特性（磁束密度及び鉄損）を維持しつつ、不良組織の生成が抑制される方が好ましい。

さらに、熱間圧延工程では、製造される熱延鋼板の板幅方向の端部に、板幅方向に割れが発生する場合がある。以下、熱延鋼板の板幅方向の端部において板幅方向に延びる割れを「耳割れ」という。耳割れが発生した場合、耳割れの発生した端部を切断する必要があり、製品歩留まりが低下する。そのため、方向性電磁鋼板としての十分な磁気特性（磁束密度及び鉄損）を維持しつつ、板幅方向の端部での不良組織及び耳割れの抑制ができる方向性電磁鋼板の製造方法が求められている。

本開示の目的は、十分な磁気特性が得られ、かつ、板幅方向の端部において不良組織及び耳割れを抑制できる、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、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６０～０．１００％、
Ｓｉ：３．００～４．００％、
Ｍｎ：０．０１～０．３０％、
Ｓ及び／又はＳｅ：合計で０．０１０～０．０５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．０５％、
Ｎ：０．００２～０．０１５％、
Ｂｉ：０～０．０１００％、
Ｓｎ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなる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１又は複数回の冷間圧延を実施する冷間圧延工程と、
１又は複数回の前記冷間圧延のうち、最終の前記冷間圧延前の前記鋼板に対して焼鈍処理を実施する最終冷間圧延前焼鈍工程と、
前記冷間圧延工程後の前記鋼板を８００～９５０℃の脱炭焼鈍温度まで加熱し、前記脱炭焼鈍温度で前記鋼板を保持する脱炭焼鈍を実施する脱炭焼鈍工程と、
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、
前記熱間圧延工程は、
前記スラブに対して、粗圧延を実施して、粗バーを製造する粗圧延工程と、
前記粗バーに対して仕上げ圧延を実施して、前記鋼板を製造する仕上げ圧延工程とを含み、
前記粗圧延工程では、
前記スラブに対して複数回の圧下を実施し、
前記粗圧延工程での累積圧下率を７５％未満とし、
前記粗圧延工程の最終の圧下での圧下率を５０％未満とし、
前記粗圧延工程の最終の圧下直後の前記粗バーの温度を１３５０℃以上とし、
前記粗圧延工程での前記スラブの後端に対する最終の圧下が完了した後、前記仕上げ圧延工程での前記粗バーの後端に対する最初の圧下が完了するまでの時間を中間時間ｔ１と定義したとき、前記中間時間ｔ１を１５０秒以下とし、かつ、式（１）を満たすようにし、
前記脱炭焼鈍工程では、
前記鋼板の温度が５５０℃から８００℃になるまでの間、８００℃／秒以上の平均昇温速度で前記鋼板を加熱する。
－０．０３３ｔ１＋４４＋２０００［Ｂｉ］≦［Ｓｉ］／［Ｃ］≦－０．０３３ｔ１＋５２＋２０００［Ｂｉ］（１）
ここで、式（１）中の［Ｂｉ］には前記スラブの前記化学組成中のＢｉ含有量（質量％）を代入し、［Ｓｉ］には前記スラブの前記化学組成中のＳｉ含有量（質量％）を代入し、［Ｃ］には前記スラブの前記化学組成中のＣ含有量（質量％）を代入し、ｔ１には前記中間時間ｔ１（秒）を代入する。Ｂｉが含有されていない場合、［Ｂｉ］には０を代入する。

本開示による方向性電磁鋼板の製造方法は、十分な磁気特性が得られ、かつ、板幅方向の端部において不良組織及び耳割れを抑制できる。

図１は、本実施形態の化学組成を有するスラブの温度（℃）と、オーステナイトの体積率（％）との関係を示す図である。図２は、熱間圧延工程での耳割れの発生を説明するための模式図である。図３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４は、図３中の熱間圧延工程を実施する熱間圧延設備ラインを示す模式図である。図５は、図４と異なる、熱間圧延設備ラインを示す模式図である。図６は、図３中の熱間圧延工程の詳細を示すフロー図である。図７は、図３中の冷間圧延工程を実施する冷間圧延設備ラインを示す模式図である。図８は、図３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。図９は、実施例中の不良組織深さ測定試験で用いたサンプルの形状を示す模式図である。

本発明者らは、ＭｎＳ及びＭｎＳｅ（以下、ＭｎＳ及びＭｎＳｅをＭｎインヒビターともいう）が粗大化する原因について、調査及び検討を行った。具体的には、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０６０～０．１００％、Ｓｉ：３．００～４．００％、Ｍｎ：０．０１～０．３０％、Ｓ及び／又はＳｅ：合計で０．０１０～０．０５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｎ：０．００２～０．０１５％、Ｂｉ：０～０．０１００％、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブから方向性電磁鋼板を製造した場合の、熱延鋼板中での長軸長さが１μｍ以上となる粗大Ｍｎインヒビターの発生原因について、調査を行った。その結果、Ｍｎインヒビターの析出及び成長は、熱間圧延工程において、粗圧延工程での累積圧下率ＴＲ（条件Ａ）、粗圧延工程での最終の圧下での圧下率Ｒ１（条件Ｂ）、粗圧延工程での最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１（条件Ｃ）、及び、粗圧延工程でのスラブの後端に対する最終の圧下が完了した後、仕上げ圧延工程での粗バーの後端に対する最初の圧下が完了するまでの時間（中間時間）ｔ１（条件Ｄ）の４つの条件に特に影響を受けることを知見した。

そこで、上記知見に基づいて、上述の化学組成のスラブに対して、条件Ａ～条件Ｄを種々の条件に設定して方向性電磁鋼板の製造を試みた。その結果、次の条件を満たすことにより、方向性電磁鋼板の板幅方向の端部の不良組織が顕著に抑制されることを見出した。
（条件Ａ）粗圧延工程での累積圧下率ＴＲ：７５％未満
（条件Ｂ）粗圧延工程の最終の圧下での圧下率Ｒ１：５０％未満
（条件Ｃ）粗圧延工程の最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１：１３５０℃以上
（条件Ｄ）粗圧延工程でのスラブの後端に対する最終の圧下が完了した後、仕上げ圧延工程での粗バーの後端に対する最初の圧下が完了するまでの時間（中間時間）ｔ１：１５０秒以下

しかしながら、上述の条件Ａ～条件Ｄを満たす熱間圧延工程を実施して方向性電磁鋼板を製造した場合、不良組織を顕著に抑制できるものの、磁束密度が劣化する場合があることが判明した。そこで、磁束密度の劣化の原因を調査すべく、方向性電磁鋼板のミクロ組織を調査した。その結果、方向性電磁鋼板の板幅方向の中央位置に、圧延方向に延びる線状の不良領域（以下、線状不良領域）が発生していた。この線状不良領域の発生原因を調査した結果、次の理由が考えられた。

上述の条件Ａ～条件Ｄを満たす条件で熱間圧延工程を実施した場合、熱延鋼板の板幅中心位置において、圧延方向に延びるαファイバー方位群が発達する場合がある。ここで、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。熱間圧延工程で生成したαファイバー方位群は、圧延安定方位であり、冷間圧延工程後の鋼板にも残存する。このαファイバー方位群が一次再結晶組織を劣化して、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を抑える。その結果、αファイバー方位群が線状不良領域として方向性電磁鋼板内に残存し、ゴス方位への集積度が低下し、磁気特性（磁束密度）を劣化すると考えられる。

そこで、本発明者らはさらに、上述の条件Ａ～条件Ｄを実施しても、αファイバー方位群の生成及び発達を抑制可能な製造方法について検討を行った。その結果、冷間圧延工程後の脱炭焼鈍工程において、５５０℃から８００℃までの間の平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}を従来よりも顕著に速くすれば、熱延鋼板にαファイバー方位群が生成していても、αファイバー方位群からの再結晶を促進させることができ、その結果、線状不良領域の発生を抑制して、かつ、高い磁気特性が得られることを見出した。具体的には、脱炭焼鈍工程において、次の条件Ｆを満たすことにより、優れた磁束密度が得られることを知見した。
（条件Ｆ）脱炭焼鈍工程での平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}：８００℃／秒以上

この理由は定かではないが、次の理由が考えられる。脱炭焼鈍工程での５５０℃から８００℃までの間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を促進させることができ、ゴス方位の選択成長性を高めるΣ９対応方位（｛４１１｝＜１４８＞）等の再結晶方位粒が増加する。Σ９対応方位粒は、ゴス方位粒の選択成長性を高める。そのため、二次再結晶においてゴス方位の集積度が高まり、線状不良領域を抑制することができる。その結果、優れた磁気特性が得られると考えられる。

本発明者らはさらに、熱間圧延工程において鋼板に耳割れが発生する原因について検討を行った。その結果、次の知見を得た。

図１は、上述の化学組成を有する鋼の温度（℃）と、オーステナイトの体積率（％）との関係を示す図である。上述の化学組成を有するスラブに対して熱間加工工程を実施する場合、初めに、スラブを１３００～１４００℃に加熱する。このとき、図１を参照して、スラブのミクロ組織はほぼフェライト単相である。しかしながら、熱間圧延工程において、粗圧延及び仕上げ圧延を実施すると、スラブの温度が徐々に低下する。そして、仕上げ圧延開始時のスラブの温度、特に端部の温度は１２００℃程度となり得る。スラブの温度が１２００℃まで低下すると、スラブのミクロ組織中のオーステナイトは４０体積％程度まで増加する場合がある。つまり、仕上げ圧延工程では、二相域（フェライト及びオーステナイト）での圧延となる。

図２は、熱間圧延工程での耳割れの発生を説明するための模式図である。図２を参照して、熱間圧延工程中において、スラブのミクロ組織は、フェライト単相から、二相（フェライト＋オーステナイト）に変態する。オーステナイト中のＳ及びＳｅの固溶度は、フェライトのＳ及びＳｅの固溶度よりも低い。そのため、温度低下に伴う変態によりオーステナイトが生成すると、図２を参照して、オーステナイト２中のＳ及びＳｅがオーステナイト粒中からオーステナイト２及びフェライト１の界面に吐き出される。その結果、オーステナイト２及びフェライト１の界面に微細なＭｎインヒビター３（ＭｎＳ及びＭｎＳｅ）が形成される。オーステナイト２及びフェライト１の界面に形成される微細なＭｎインヒビター３は、オーステナイト２及びフェライト１の界面において、応力集中源となり、ボイド４の発生起点となる。発生したボイド４が成長及び合体することで、耳割れに至ると考えられる。

上記知見に基づいて、本発明者らは、耳割れの発生を抑制するためには、微細なＭｎインヒビターの析出頻度によって、仕上げ圧延時のフェライト及びオーステナイトの界面面積を制御することが耳割れ抑制に有効であると考えた。具体的には、仕上げ圧延時のフェライト及びオーステナイトの界面面積を制御するために、フェライトを強く安定化する元素（フェライトフォーマー）であるＳｉの、オーステナイトを強く安定化する元素（オーステナイトフォーマー）であるＣに対する比（＝［Ｓｉ］／［Ｃ］）を、微細なＭｎインヒビターの析出頻度と相関のある粗圧延条件、特に粗圧延から仕上げ圧延までの中間時間ｔ１に応じて調整することにより、耳割れを抑制できると考えた。

さらに、スラブにＢｉが含有される場合、スラブ中のＢｉも微細なＭｎインヒビターの析出頻度を増加させる。つまり、Ｂｉは耳割れを助長する元素である。そのため、中間時間ｔ１とともに、Ｂｉ含有量に応じて［Ｓｉ］／［Ｃ］を調整することにより、さらに耳割れを抑制できると考えた。

上記知見に基づいて、本発明者らは、スラブのＳｉ含有量、Ｃ含有量及びＢｉ含有量と、中間時間ｔ１とに注目し、耳割れの発生との関係について調査及び検討を実施した。その結果、熱間圧延工程において、次の条件Ｅを満たせば、条件Ａ～Ｄ及びＦを満たすことを前提として、優れた磁気特性が得られ、かつ、不良組織の抑制及び耳割れの抑制が可能であることを見出した。
（条件Ｅ）熱間圧延工程において、式（１）を満たす。
－０．０３３ｔ１＋４４＋２０００［Ｂｉ］≦［Ｓｉ］／［Ｃ］≦－０．０３３ｔ１＋５２＋２０００［Ｂｉ］（１）
ここで、式（１）中の［Ｂｉ］にはスラブの化学組成中のＢｉ含有量（質量％）を代入し、［Ｓｉ］にはスラブの前記化学組成中のＳｉ含有量（質量％）を代入し、［Ｃ］には前記スラブの化学組成中のＣ含有量（質量％）を代入し、ｔ１には中間時間ｔ１（秒）を代入する。Ｂｉが含有されていない場合、［Ｂｉ］には０を代入する。

以上のとおり、本発明者らは、上述の化学組成を有するスラブを用いて、条件Ａ～条件Ｆを満たす製造工程を実施することにより、優れた磁気特性が得られ、かつ、不良組織の抑制及び耳割れの抑制が可能である方向性電磁鋼板を製造できることを見出した。
（条件Ａ）粗圧延工程での累積圧下率：７５％未満
（条件Ｂ）粗圧延工程の最終の圧下での圧下率：５０％未満
（条件Ｃ）粗圧延工程の最終の圧下直後の粗バーの温度：１３５０℃以上
（条件Ｄ）粗圧延工程でのスラブの後端に対する最終の圧下が完了した後、仕上げ圧延工程での粗バーの後端に対する最初の圧下が完了するまでの中間時間ｔ１：１５０秒以下
（条件Ｅ）熱間圧延工程において、式（１）を満たす。
－０．０３３ｔ１＋４４＋２０００［Ｂｉ］≦［Ｓｉ］／［Ｃ］≦－０．０３３ｔ１＋５２＋２０００［Ｂｉ］（１）
（条件Ｆ）脱炭焼鈍工程での平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}：８００℃／秒以上

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の要旨は次のとおりである。

［１］
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６０～０．１００％、
Ｓｉ：３．００～４．００％、
Ｍｎ：０．０１～０．３０％、
Ｓ及び／又はＳｅ：合計で０．０１０～０．０５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．０５％、
Ｎ：０．００２～０．０１５％、
Ｂｉ：０～０．０１００％、
Ｓｎ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなる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１又は複数回の冷間圧延を実施する冷間圧延工程と、
１又は複数回の前記冷間圧延のうち、最終の前記冷間圧延前の前記鋼板に対して焼鈍処理を実施する最終冷間圧延前焼鈍工程と、
前記冷間圧延工程後の前記鋼板を８００～９５０℃の脱炭焼鈍温度まで加熱し、前記脱炭焼鈍温度で前記鋼板を保持する脱炭焼鈍を実施する脱炭焼鈍工程と、
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、
前記熱間圧延工程は、
前記スラブに対して、粗圧延を実施して、粗バーを製造する粗圧延工程と、
前記粗バーに対して仕上げ圧延を実施して、前記鋼板を製造する仕上げ圧延工程とを含み、
前記粗圧延工程では、
前記スラブに対して複数回の圧下を実施し、
前記粗圧延工程での累積圧下率を７５％未満とし、
前記粗圧延工程の最終の圧下での圧下率を５０％未満とし、
前記粗圧延工程の最終の圧下直後の前記粗バーの温度を１３５０℃以上とし、
前記粗圧延工程での前記スラブの後端に対する最終の圧下が完了した後、前記仕上げ圧延工程での前記粗バーの後端に対する最初の圧下が完了するまでの時間を中間時間ｔ１と定義したとき、前記中間時間ｔ１を１５０秒以下とし、かつ、式（１）を満たすようにし、
前記脱炭焼鈍工程では、
前記鋼板の温度が５５０℃から８００℃になるまでの間、８００℃／秒以上の平均昇温速度で前記鋼板を加熱する、
方向性電磁鋼板の製造方法。
－０．０３３ｔ１＋４４＋２０００［Ｂｉ］≦［Ｓｉ］／［Ｃ］≦－０．０３３ｔ１＋５２＋２０００［Ｂｉ］（１）
ここで、式（１）中の［Ｂｉ］には前記スラブの前記化学組成中のＢｉ含有量（質量％）を代入し、［Ｓｉ］には前記スラブの前記化学組成中のＳｉ含有量（質量％）を代入し、［Ｃ］には前記スラブの前記化学組成中のＣ含有量（質量％）を代入し、ｔ１には前記中間時間ｔ１（秒）を代入する。Ｂｉが含有されていない場合、［Ｂｉ］には０を代入する。

［２］
［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、
Ｂｉ：０．０００１～０．０１００％、
を含有する、
方向性電磁鋼板の製造方法。

［３］
［１］又は［２］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：０．０１～０．５０％、
Ｃｒ：０．０１～０．５０％、及び、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
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。

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３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３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して鋼板を製造する熱間圧延工程（Ｓ１）と、熱間圧延工程後の鋼板（熱延鋼板）に対して１又は複数回の冷間圧延（Ｓ２０）を実施する冷間圧延工程（Ｓ２）と、１又は複数回の冷間圧延（Ｓ２０）のうち、最終の冷間圧延（Ｓ２０）前の鋼板に対して焼鈍処理を実施する最終冷間圧延前焼鈍工程（Ｓ３）と、冷間圧延工程（Ｓ２）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、脱炭焼鈍工程（Ｓ４）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）では、準備されたスラブに対して熱間圧延を実施して鋼板を製造する。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：０．０６０～０．１００％
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。Ｃ含有量が０．０６０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、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０．０６０～０．１００％である。
Ｃ含有量の好ましい下限は０．０６５％であり、さらに好ましくは０．０７０％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：３．００～４．００％
シリコン（Ｓｉ）は、方向性電磁鋼板の比抵抗を高めて、鉄損のうちの渦電流損を低減する。Ｓｉ含有量が３．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｓｉ含有量が４．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼の冷間加工性が低下する。
したがって、Ｓｉ含有量は３．００～４．００％である。
Ｓｉ含有量の好ましい下限は３．１０％であり、さらに好ましくは３．２０％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３．９０％であり、さらに好ましくは３．８０％であり、さらに好ましくは３．７０％である。

Ｍｎ：０．０１～０．３０％
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、熱間圧延工程において、Ｓ及び／又はＳｅと結合して微細な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、熱間圧延工程において、微細ＭｎＳ及び微細ＭｎＳｅの析出量が多ければ、後段の最終冷間圧延前焼鈍工程において、十分な量の微細ＡｌＮが得られる。Ｍｎ含有量が０．０１％未満であれば、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｍｎ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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０．０１～０．３０％である。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。

Ｓ及び／又はＳｅ：合計で０．０１０～０．０５０％
硫黄（Ｓ）及びセレン（Ｓｅ）は、熱間圧延工程中において、Ｍｎと結合して、上述の微細ＭｎＳ及び／又は微細ＭｎＳｅを形成する。上述のとおり、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、熱間圧延工程において、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０．０１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｓ及び／又はＳｅの合計含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、仕上げ焼鈍工程後の鋼板中において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０．０１０～０．０５０％である。
Ｓ及び／又はＳｅの合計含有量の好ましい下限は０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１４％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：０．０１～０．０５％
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０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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０．０５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、インヒビターとしての機能が過大となり、良好な二次再結晶が発現しなくなる。
したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１～０．０５％である。
ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４である。
なお、本明細書において、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、酸可溶Ａｌの含有量を意味する。

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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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０．０１０％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、Ｂｉ、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。

Ｂｉ：０～０．０１００％
ビスマス（Ｂｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂｉ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、Ｂｉは、ＭｎＳ及びＭｎＳｅを安定化して、インヒビターとしての機能を強化する。Ｂｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｂｉ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼板上に形成される一次被膜の密着性が低下する。Ｂｉ含有量が０．０１００％を超えればさらに、耳割れが発生しやすくなる。
したがって、Ｂｉ含有量は０～０．０１００％である。
上記効果をより有効に得るためのＢｉ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
Ｂｉ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。

Ｓｎ：０～０．５０％
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緻密性を高める。その結果、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。Ｓｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｓｎ含有量が０．５０％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０～０．５０％である。
上記効果をより有効に得るためのＳｎ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。

Ｃｒ：０～０．５０％
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。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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０～０．５０％である。
上記効果をより有効に得るためのＣｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。

Ｃｕ：０～０．５０％
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、熱間圧延工程において、ＡｌＮの生成核となる微細ＭｎＳの析出を促進する。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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０～０．５０％である。
上記効果をより有効に得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％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］
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。本実施形態において、熱間圧延工程は重要な工程である。以下、詳細を説明する。

図４は、熱間圧延工程を実施する熱間圧延機列を含む熱間圧延設備ラインを示す模式図である。図４を参照して、熱間圧延設備ライン１は、上流から下流に向かって順に、粗圧延機ＲＭと、仕上げ圧延機ＦＭとを備える。粗圧延機ＲＭ及び仕上げ圧延機ＦＭは、パスラインＰＬ上に配置されている。ここで、パスラインＰＬとは、スラブ（及び熱間圧延中の鋼板）が通過する仮想のラインを意味する。

粗圧延機ＲＭは、パスラインＰＬ上に配置された１台、又は、パスラインＰＬ上に一列に並んだ複数台の粗圧延スタンドＲＭＳを備える。図４では、粗圧延機ＲＭは、１台の粗圧延スタンドＲＭＳを備えている。しかしながら、図５に示すように、粗圧延機ＲＭは、複数台の粗圧延スタンドＲＭＳ_１～ＲＭＳ_ｍ（ｍは２以上の自然数）を備えていてもよい。各粗圧延スタンドＲＭＳは、上下に配置された複数のワークロールを含む。粗圧延機ＲＭ中の粗圧延スタンドＲＭＳが１台の場合、粗圧延スタンドＲＭＳはリバース式の圧延機である。粗圧延機ＲＭ中の粗圧延スタンドＲＭＳが複数台配置されている場合、粗圧延スタンドＲＭＳは、リバース式であってもよいし、タンデム式であってもよい。

仕上げ圧延機ＦＭは、パスラインＰＬ上に一列に配列された複数の仕上げ圧延スタンドＦＭＳ_１～ＦＭＳ_ｎ（ｎは２以上の自然数）を備える。複数の仕上げ圧延スタンドＦＭＳ_１～ＦＭＳ_ｎのうち、仕上げ圧延スタンドＦＭＳ_１が熱間圧延設備ライン１の最上流に配置され、仕上げ圧延スタンドＦＭＳ_ｎが熱間圧延設備ライン１の最下流に配置される。各仕上げ圧延スタンドＦＭＳは、上下に配置された複数のワークロールを含む。複数の仕上げ圧延スタンドＦＭＳ_１～ＦＭＳ_ｎを含む仕上げ圧延機ＦＭは、タンデム式である。

図６は、図３に示す熱間圧延工程（Ｓ１）の詳細を示すフロー図である。図６を参照して、熱間圧延工程（Ｓ１）は、加熱工程（Ｓ１１）と、粗圧延機ＲＭを用いた粗圧延工程（Ｓ１２）と、仕上げ圧延機ＦＭを用いた仕上げ圧延工程（Ｓ１３）とを含む。以下、各工程について説明する。

［加熱工程（Ｓ１１）］
加熱工程（Ｓ１１）では、スラブを加熱する。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℃である。加熱温度の好ましい下限は１３２０℃である。

［粗圧延工程（Ｓ１２）］
粗圧延工程（Ｓ１２）では、加熱されたスラブに対して粗圧延を実施して、粗バーを製造する。ここで、粗圧延とは、粗圧延機ＲＭを用いてスラブを熱間圧延することを意味する。粗バーとは、粗圧延完了後であって仕上げ圧延開始前の鋼板を意味する。粗圧延工程では、粗圧延機ＲＭを用いて、スラブに対して複数回の圧下を付与し、粗バーを製造する。ここで、スラブが１台の粗圧延スタンドＲＭＳを通過するときにスラブに対して圧下を付与したとき、１回の圧下が付与されたことを意味する。リバース式圧延の場合、スラブが粗圧延スタンドＲＭＳを上流から下流に通過するときに、スラブに対して１回の圧下を付与する。また、スラブが同じ粗圧延スタンドＲＭＳを下流から上流に通過するときにも、スラブに対して１回の圧下を付与する。なお、スラブが粗圧延スタンドＲＭＳを通過するときに、スラブに対して圧下を付与しない場合もある。

上述のとおり、粗圧延工程では、スラブに対して複数回の圧下を付与して、粗バーを製造する。このとき、粗圧延工程での累積圧下率ＴＲ、最終の圧下での圧下率Ｒ１、及び、最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１を、次のとおりとする。
（条件Ａ）粗圧延工程での累積圧下率ＴＲ：７５％未満
（条件Ｂ）粗圧延工程の最終の圧下での圧下率Ｒ１：５０％未満
（条件Ｃ）粗圧延工程の最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１：１３５０℃以上

［（条件Ａ）粗圧延工程での累積圧下率ＴＲについて］
本実施形態において、粗圧延工程での累積圧下率ＴＲは７５％未満である。粗圧延工程での累積圧下率ＴＲが７５％以上であれば、粗バーに過剰な歪が蓄積される。過剰な歪はＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅの析出を誘起する。累積圧下率ＴＲが７５％以上であれば、粗バーに歪が過剰に導入されている。そのため、粗圧延工程完了後であって、粗バーの後端が仕上げ圧延工程での最初の圧下を受けるまでの間、つまり、スラブの後端が最終の圧下を行っている粗圧延スタンドＲＭＳを通過してから、粗バーの後端が最初の仕上げ圧延スタンドＦＭＳ_１を通過するまでの間に、ＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅが析出して、成長及び粗大化する。

粗圧延工程での累積圧下率ＴＲが７５％未満であれば、粗バーに過剰な歪が蓄積されるのを抑制できる。そのため、条件Ｂ、Ｃ及び後述の条件Ｄを満たすことを前提として、粗圧延工程後の粗バーに粗大なＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅが生成するのを抑制することができる。粗圧延工程での累積圧下率ＴＲの好ましい上限は７４％であり、さらに好ましくは７３％であり、さらに好ましくは７２％であり、さらに好ましくは７１％である。粗圧延工程での累積圧下率ＴＲの下限は特に限定されないが、たとえば、５５％であり、さらに好ましくは６０％である。

［（条件Ｂ）粗圧延工程の最終の圧下での圧下率Ｒ１について］
本実施形態において、粗圧延工程の最終の圧下での圧下率Ｒ１は５０％未満である。ここで、最終の圧下での圧下率Ｒ１は、次のとおり定義される。
最終の圧下での圧下率Ｒ１＝（１－粗バーの板厚／最終の圧下前のスラブの板厚）×１００

最終の圧下前のスラブの板厚とは、たとえば、粗圧延工程でｍ回（ｍは２以上の自然数）の圧下を実施して粗バーを製造する場合、ｍ－１回目の圧下を完了した後のスラブの板厚が、「最終の圧下前のスラブの板厚」に相当する。

最終の圧下の圧下率Ｒ１が５０％以上である場合も、粗バーに過剰な歪が蓄積される。上述のとおり、過剰な歪はＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅの析出を誘起する。そのため、最終の圧下での圧下率Ｒ１が５０％以上であれば、粗圧延工程完了後であって、粗バーの後端が仕上げ圧延工程での最初の圧下を受けるまでの間、つまり、スラブの後端が最終の圧下を行っている粗圧延スタンドＲＭＳを通過してから、粗バーの後端が最初の仕上げ圧延スタンドＦＭＳ_１を通過するまでの間に、ＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅが析出して、成長及び粗大化する。

粗圧延工程の最終の圧下での圧下率Ｒ１が５０％未満であれば、粗バーに過剰な歪が蓄積されるのを抑制できる。そのため、条件Ａ、条件Ｃ及び条件Ｄを満たすことを前提として、粗圧延工程後の粗バーに粗大なＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅが生成するのを抑制することができる。粗圧延工程の最終の圧下での圧下率Ｒ１の好ましい上限は４９％であり、さらに好ましくは４８％であり、さらに好ましくは４７％であり、さらに好ましくは４６％であり、さらに好ましくは４５％である。粗圧延工程の最終の圧下での圧下率Ｒ１の下限は特に限定されないが、例えば、２０％であり、さらに好ましくは２５％である。

［（条件Ｃ）粗圧延工程の最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１について］
本実施形態において、粗圧延工程の最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１は１３５０℃以上である。ここで、「粗圧延工程の最終の圧下直後の粗バーの温度」とは、粗圧延が完了した直後の粗バーの温度を意味し、より具体的には、スラブの後端（粗バーの後端に相当）が最終の圧下を行っている粗圧延スタンドＲＭＳを通過した直後の、粗バーの先端から後端までの長手方向の粗バーの板幅中心位置かつ板厚中心位置での温度の平均値を意味する。以下、粗バーの板幅中心位置かつ板厚中心位置での温度を単に「板厚中心温度」という。粗バーの板厚中心温度は、粗バーの板幅中心位置かつ板厚中心位置に熱電対を挿入して測定してもよい。粗バーの板厚中心温度は、粗圧延工程において最終の圧下を実施する粗圧延スタンドＲＭＳの出側に設置された測温計で測定した鋼板の表面温度から伝熱計算により求めてもよい。測温計はたとえば放射温度計である。

粗圧延工程での最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１が１３５０℃未満であれば、粗圧延工程完了後であって、粗バーの後端が仕上げ圧延工程での最初の圧下を受けるまでの間に、粗バーの温度が、ＭｎＳ及びＭｎＳｅの生成促進温度域まで低下する。この場合、粗バーの全長にわたって仕上げ圧延工程の最初の圧下が付与される前に、ＭｎＳ及びＭｎＳｅが析出して成長し、粗大化する。

粗圧延工程での最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１が１３５０℃以上であれば、粗圧延工程完了後であって、粗バーの後端が仕上げ圧延工程での最初の圧下を受けるまでの間に、粗バーの温度が、ＭｎＳ及びＭｎＳｅの生成促進温度域まで低下するのを抑制できる。そのため、条件Ａ、条件Ｂ及び条件Ｄを満たすことを前提として、粗バーの全長にわたって仕上げ圧延工程の最初の圧下が付与される前に、ＭｎＳ及びＭｎＳｅが析出するのを抑制できる。粗圧延工程の最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１の好ましい下限は１３５５℃であり、さらに好ましくは１３６０℃であり、さらに好ましくは１３７０℃である。粗圧延工程での最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１の好ましい上限は、１４００℃である。

［仕上げ圧延工程（Ｓ１３）］
仕上げ圧延工程（Ｓ１３）では、粗圧延工程（Ｓ１２）により製造された粗バーに対して、仕上げ圧延を実施して、鋼板（熱延鋼板）を製造する。ここで、仕上げ圧延とは、仕上げ圧延機ＦＭを用いて粗バーを熱間圧延することを意味する。仕上げ圧延工程では、パスラインＰＬ上に一列に配列されたタンデム式の複数の仕上げ圧延スタンドＦＭＳ_１～ＦＭＳ_ｎを用いて、粗バーに複数回の圧下を付与して、熱延鋼板を製造する。仕上げ圧延工程では、各仕上げ圧延スタンドＦＭＳの上流から下流に向かって粗バーが各仕上げ圧延スタンドＦＭＳを通過し、粗バーが各仕上げ圧延スタンドＦＭＳを通過するときに、各仕上げ圧延スタンドＦＭＳのワークロールから圧下を受ける。なお、複数の仕上げ圧延スタンドＦＭＳのうち、圧下を付与しない仕上げ圧延スタンドＦＭＳがあってもよい。

上述のとおり、仕上げ圧延（Ｓ１３）では、粗バーに対して複数回の圧下を実施して、鋼板（熱延鋼板）を製造する。ここで、粗圧延工程（Ｓ１２）でのスラブの後端に対する最終の圧下が完了した後、仕上げ圧延工程（Ｓ１３）での粗バーの後端に対する最初の圧下が完了するまでの時間ｔ１、つまり、スラブの後端（ボトム）が最終の圧下を行っている粗圧延スタンドＲＭＳを通過してから、粗バーの後端（ボトム）が最初の仕上げ圧延スタンドＦＭＳ_１を通過するまでの時間ｔ１を、「中間時間」ｔ１と定義する。このとき、中間時間ｔ１を、次の条件Ｄ及び条件Ｅを満たすようにする。
（条件Ｄ）中間時間ｔ１：１５０秒以下
（条件Ｅ）－０．０３３ｔ１＋４４＋２０００［Ｂｉ］≦［Ｓｉ］／［Ｃ］≦－０．０３３ｔ１＋５２＋２０００［Ｂｉ］（１）
ここで、式（１）中の［Ｂｉ］にはスラブの化学組成中のＢｉ含有量（質量％）を代入し、［Ｓｉ］にはスラブの化学組成中のＳｉ含有量（質量％）を代入し、［Ｃ］には前記スラブの化学組成中のＣ含有量（質量％）を代入し、ｔ１には中間時間ｔ１（秒）を代入する。Ｂｉが含有されていない場合、［Ｂｉ］には０を代入する。

［（条件Ｄ）中間時間ｔ１について］
中間時間ｔ１が１５０秒を超えれば、粗圧延工程が条件Ａ～条件Ｃを満たしていても、中間時間ｔ１中に粗バーの温度がＭｎインヒビターの生成促進温度域まで下がってしまう。そのため、中間時間ｔ１中に粗バー中にＭｎインヒビター（ＭｎＳ、ＭｎＳｅ）が析出し、成長及び粗大化してしまう。

中間時間ｔ１が１５０秒以下であれば、粗圧延工程が条件Ａ～条件Ｃを満たすことを前提として、粗バーの温度がＭｎインヒビターの生成促進温度域まで低下する前に、粗バーの全長にわたって、仕上げ圧延を開始することができる。この場合、中間時間ｔ１中でのＭｎインヒビターの生成を抑制することができる。その結果、仕上げ圧延後の鋼板（熱延鋼板）において、長軸長さが１μｍ以上の粗大なＭｎインヒビターを抑制することができ、鋼板（熱延鋼板）中に、長軸長さが１μｍ未満の微細なＭｎインヒビターを分散させることができる。中間時間ｔ１の好ましい上限は１４５秒であり、さらに好ましくは１４０秒であり、さらに好ましくは１３５秒であり、さらに好ましくは１３０秒であり、さらに好ましくは１２５秒である。中間時間ｔ１はなるべく短い方が好ましい。中間時間ｔ１の下限は特に限定されない。中間時間ｔ１の下限は０秒であってもよいし、１秒であってもよいし、３秒であってもよい。

［（条件Ｅ）式（１）について］
中間時間ｔ１はさらに、式（１）を満たす。
－０．０３３ｔ１＋４４＋２０００［Ｂｉ］≦［Ｓｉ］／［Ｃ］≦－０．０３３ｔ１＋５２＋２０００［Ｂｉ］（１）
ここで、式（１）中の［Ｂｉ］にはスラブの化学組成中のＢｉ含有量（質量％）を代入し、［Ｓｉ］にはスラブの化学組成中のＳｉ含有量（質量％）を代入し、［Ｃ］にはスラブの化学組成中のＣ含有量（質量％）を代入し、ｔ１には中間時間ｔ１（秒）を代入する。Ｂｉが含有されていない場合、［Ｂｉ］には０を代入する。

上述のとおり、本実施形態の化学組成を有するスラブでは、微細なＭｎインヒビターがフェライトとオーステナイトとの界面に多数析出した場合、フェライトとオーステナイトの界面で割れが発生しやすく、その結果、耳割れが発生しやすい。したがって、耳割れの発生を抑制するためには、微細なＭｎインヒビターの析出頻度に合わせて、フェライト及びオーステナイトの相界面を制御することが有効である。具体的には、熱間圧延中にフェライトからオーステナイトへの変態をなるべく抑制することが有効である。スラブの化学組成中の元素のうち、Ｓｉは強力なフェライトフォーマーであり、Ｃは強力なオーステナイトフォーマーである。したがって、［Ｓｉ］／［Ｃ］を高めれば、熱間圧延中におけるフェライト及びオーステナイトの界面面積を抑制しやすくなる。一方で、ＢｉはＳｉ含有量を高めても二次再結晶を安定化して磁気特性を高めることができるものの、熱間圧延中に微細なＭｎインヒビターの形成を促進するという特徴がある。つまり、Ｂｉ含有量は、微細なＭｎインヒビターの析出頻度と相関がある。さらに、粗圧延から仕上げ圧延までの中間時間ｔ１も、微細なＭｎインヒビターの析出頻度と相関がある。したがって、Ｂｉ含有量及び中間時間ｔ１に応じて、［Ｓｉ］／［Ｃ］を調整すれば、耳割れの発生を十分に抑制できる。具体的には、本実施形態の製造方法では、熱間圧延工程において、式（１）を満たす。
－０．０３３ｔ１＋４４＋２０００［Ｂｉ］≦［Ｓｉ］／［Ｃ］≦－０．０３３ｔ１＋５２＋２０００［Ｂｉ］（１）

Ｆ１＝－０．０３３ｔ１＋４４＋２０００［Ｂｉ］と定義する。［Ｓｉ］／［Ｃ］がＦ１未満であれば、仕上げ圧延工程において、微細なＭｎインヒビターが析出したフェライト及びオーステナイトの相界面が増加し、ボイドが発生しやすくなる。その結果、耳割れが発生しやすくなる。

Ｆ２＝－０．０３３ｔ１＋５２＋２０００［Ｂｉ］と定義する。［Ｓｉ］／［Ｃ］がＦ２を超えれば、耳割れの発生は抑制できるものの、二次再結晶が安定化しない。この場合、磁気特性が低下する。

［Ｓｉ］／［Ｃ］がＦ１以上であり、かつ、Ｆ２以下であれば、つまり、［Ｓｉ］／［Ｃ］が式（１）を満たせば、他の条件Ａ～Ｄ及びＦを満たすことを前提として、優れた磁気特性が得られ、かつ、不良組織の抑制及び耳割れの抑制が可能である。［Ｓｉ］／［Ｃ］の好ましい下限は、－０．０３３ｔ１＋４５＋２０００［Ｂｉ］であり、さらに好ましくは、－０．０３３ｔ１＋４６＋２０００［Ｂｉ］である。［Ｓｉ］／［Ｃ］の好ましい上限は、－０．０３３ｔ１＋５１＋２０００［Ｂｉ］であり、さらに好ましくは、－０．０３３ｔ１＋５０＋２０００［Ｂｉ］である。

なお、Ｆ１、［Ｓｉ］／［Ｃ］、及びＦ２はいずれも、小数第三位までの値とする。つまり、Ｆ１、［Ｓｉ］／［Ｃ］、及びＦ２は、小数第４位を四捨五入して得られた、小数第三位までの値とする。

以上の熱間圧延工程（Ｓ１）により、熱延鋼板を製造する。本実施形態の方向性電磁鋼板の製造方法では、熱間圧延工程にて、条件Ａ～条件Ｅの全てを満たす熱間圧延を実施することにより、熱延鋼板において、微細なインヒビター（ＭｎＳ、ＭｎＳｅ）を造り込む。

［冷間圧延工程（Ｓ２）］
冷間圧延工程（Ｓ２）では、製造された熱延鋼板に対して、１又は複数回の冷間圧延を実施する。図７は、冷間圧延工程を実施する冷間圧延設備ラインを示す模式図である。図７を参照して、冷間圧延設備ライン２は、上流から下流に向かってペイオフリール（巻き戻し装置）２１と、冷間圧延機ＣＭと、テンションリール（巻取り装置）２２とを備える。ペイオフリール２１は、巻き取られている鋼板（熱延鋼板又は冷延鋼板）ＳＴを巻き戻す。テンションリール２２は、冷間圧延された鋼板ＳＴを巻き取る。冷間圧延機ＣＭは、巻き戻された鋼板（熱延鋼板又は冷延鋼板）に対して冷間圧延を実施する。図７では、冷間圧延機ＣＭは、上流から下流に向かって一列に配列された複数の冷間圧延スタンドＣＭＳ_１～ＣＭＳ_ｊ（ｊは２以上の自然数）を備える。各冷間圧延スタンドＣＭＳは、水平に延びる一対のワークロールを備える。図７では、冷間圧延機ＣＭが複数の冷間圧延スタンドＣＭＳ_１～ＣＭＳ_ｊを備えた、タンデム式の連続圧延機である。しかしながら、冷間圧延機ＣＭは、１つの冷間圧延スタンドＣＭＳを備えるリバース式の圧延機であってもよい。

本明細書において、「１回の冷間圧延を実施する」とは、リバース式の冷間圧延機ＣＭを用いて１回以上の往復を含む複数回の圧延で所望の最終板厚の冷延鋼板にする、又は、タンデム式の冷間圧延機ＣＭを用いて、一列に配列された複数の冷間圧延スタンドＣＭＳ_１～ＣＭＳ_ｊの先頭の圧延スタンドＣＭＳ_１から末尾の圧延スタンドＣＭＳ_ｊまで鋼板を通過させて所望の最終板厚の冷延鋼板に圧延することを意味する。なお、冷間圧延を実施した後、中間焼鈍及び／又は酸洗等の別ラインでの通板を実施し、さらに冷間圧延を実施して所望の最終板厚の冷延鋼板に圧延する場合、「２回の冷間圧延を実施する」に該当する。中間焼鈍を途中で挟まずに複数回の圧延を実施する場合、「１回の冷間圧延を実施する」に該当する。

上述のとおり、本実施形態の冷間圧延工程では、冷間圧延を１回実施してもよいし、冷間圧延を複数回実施してもよい。冷間圧延を１回のみ実施する場合、ペイオフリール２１により巻き戻された熱延鋼板を冷間圧延機ＣＭに１回通過させて圧下を付与して、冷延鋼板とする。一方、冷間圧延を複数回実施する場合、ペイオフリール２１により巻き戻された鋼板（熱延鋼板又は冷延鋼板）を冷間圧延機ＣＭに１回通過させて圧下を付与し、テンションリール２２により巻き取り、その後、巻き取られた鋼板を再度ペイオフリール２１により巻き戻して、冷間圧延機ＣＭに１回通過させて圧下を付与し、再度テンションリールにより巻き取る。

冷間圧延工程において、冷間圧延を複数回実施する場合、冷間圧延を実施した後、中間焼鈍を実施し、その後、次の冷間圧延を実施する。冷間圧延と次の冷間圧延との間に実施する中間焼鈍処理の条件は、公知の条件で足りる。中間焼鈍処理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。中間焼鈍処理により、前段の冷間圧延にて鋼板に導入された歪みを低減した（鋼板を軟化した）後、次段の冷間圧延を実施する。

なお、冷間圧延工程では、上述のとおり、１回の冷間圧延のみを実施してもよい。

１回又は複数回での冷間圧延における、累積圧下率は特に限定されない。冷間圧延工程（Ｓ２）での好ましい累積圧下率は、８０～９５％である。ここで、冷間圧延工程（Ｓ２）での累積圧下率（％）は次のとおり定義される。
冷延率（％）＝（１００－最後の冷間圧延後の鋼板の板厚／最初の冷間圧延開始前の鋼板の板厚）×１００

なお、冷間圧延工程において、１回の冷間圧延のみを実施する場合、上記冷延率は、１回のみの冷間圧延での冷延率である。冷間圧延工程により製造された鋼板は、コイル状に巻き取られる。

［最終冷間圧延前焼鈍工程（Ｓ３）］
最終冷間圧延前焼鈍工程（Ｓ３）では、冷間圧延工程（Ｓ２）における１又は複数回の冷間圧延（Ｓ２０）のうち、最終の冷間圧延（Ｓ２０）前の鋼板に対して、焼鈍処理を実施する。最終冷間圧延前焼鈍工程（Ｓ３）では、二段階の熱処理（１次熱処理、２次熱処理）を実施する。始めに、１次熱処理を実施する。１次熱処理では、鋼板を１次熱処理温度まで加熱する。１次熱処理温度は１０００～１２００℃である。鋼板を１次熱処理温度まで加熱した後、２次熱処理を実施する。２次熱処理では、鋼板を１次熱処理温度から２次熱処理温度まで下げて、２次熱処理温度で保持する。２次熱処理温度は８５０～９５０℃である。２次熱処理温度での保持時間は３０～１８０秒である。以上の最終冷間前焼鈍処理を実施することにより、鋼板の板幅方向にわたってＡｌＮを微細分散することができる。

［脱炭焼鈍工程（Ｓ４）］
脱炭焼鈍工程（Ｓ４）では、冷間圧延工程（Ｓ２）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。

図８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８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、鋼板を脱炭焼鈍温度Ｔａで保持して脱炭焼鈍を実施し、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）において、鋼板の再結晶温度域に相当する５５０から８００℃までの温度域での昇温速度を顕著に速くする。これにより、熱間圧延工程（Ｓ１）において鋼板の板幅中心位置に発達したαファイバー方位群の再結晶を促進して、αファイバー方位群の残存を抑制する。その結果、方向性電磁鋼板の板幅中心位置において、αファイバー方位群が残存することにより発生する、圧延方向に延在する線状不良領域の発生を抑制できる。その結果、線状不良領域に起因した、方向性電磁鋼板の磁気特性の低下を抑制することができる。以下、各工程の詳細を説明する。

［昇温工程（Ｓ４１）］
昇温工程では、始めに、冷間圧延工程（Ｓ２）後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Ｔａまで昇温する。昇温工程は次の条件Ｆを満たす。
（条件Ｆ）平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}：８００℃／秒以上

［（条件Ｆ）平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}について］
昇温工程において、鋼板の温度が５５０℃から８００℃に至るまでの間の昇温速度の平均を、平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}（℃／秒）と定義する。平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}が８００℃／秒未満であれば、再結晶の駆動力となる歪エネルギーが、再結晶が開始される前に解放されてしまう。この場合、鋼板の板幅中心位置において圧延方向に延びているαファイバー方位群からの再結晶が促進されず、αファイバー方位群が残存する。その結果、方向性電磁鋼板内に、圧延方向に延びる線状不良領域が形成される。この場合、方向性電磁鋼板の磁気特性が低下する。

平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}が８００℃／秒以上であれば、再結晶が開始するまで歪エネルギーの解放が抑制される。そのため、αファイバー方位群からの再結晶が促進され、αファイバー方位群の残存を抑制することができる。その結果、方向性電磁鋼板において、線状不良領域が形成されるのを抑制でき、優れた磁気特性が得られる。

なお、平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}の上限は特に限定されない。しかしながら、平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}を２４００℃／秒よりも速くしても、上記効果は飽和する。したがって、平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}の上限は、２４００℃／秒である。

平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}の好ましい下限は８５０℃／秒であり、さらに好ましくは８６０℃／秒であり、さらに好ましくは８８０℃／秒であり、さらに好ましくは９００℃／秒である。平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}の好ましい上限は２３００℃／秒であり、さらに好ましくは２２００℃／秒であり、さらに好ましくは２１００℃／秒である。

平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}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５５０℃から８００℃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_{５５０－８００}を求める。平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}は、サンプルの鋼板に熱電対を付けて実際に温度の時間変化を測定することにより、求めてもよい。

［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（Ｓ４２）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、脱炭焼鈍温度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。

以上の脱炭焼鈍工程（Ｓ４）を実施することにより、熱間圧延工程において鋼板中に生成したαファイバー方位群からの再結晶を促進させることができ、αファイバー方位群の残存を抑制することができる。そのため、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）において、ゴス方位粒を成長させることができ、方向性電磁鋼板内に、αファイバー方位群に起因した、圧延方向に延びる線状不良領域が形成されるのを抑制することができる。

［焼鈍分離剤塗布工程（Ｓ５）］
脱炭焼鈍工程（Ｓ６）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（Ｓ５）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（Ｓ６）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、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（Ｓ６）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（Ｓ６）は、熱処理炉を用いて実施する。仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）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。

本実施形態の製造方法では、熱間圧延工程（Ｓ１）において、長軸長さが１μｍ未満の微細なＭｎインヒビター（ＭｎＳ及びＭｎＳｅ）が鋼板中に微細に分散している。そのため、これらの微細なＭｎインヒビター、及び、最終冷間圧延前焼鈍工程（Ｓ３）において生成した微細なＡｌＮインヒビターが、仕上げ焼鈍工程（Ｓ５）における二次再結晶を安定化する。その結果、方向性電磁鋼板の板幅方向の両端部において、二次再結晶の不良組織が発生するのを抑制することができる。

本実施形態の製造方法では、熱間圧延工程（Ｓ１）において、条件Ａ～条件Ｅを実施することにより、Ｍｎインヒビターの微細化を優先する。そのため、熱間圧延工程（Ｓ２）後の熱延鋼板の板幅中心位置に、圧延方向に延びるαファイバー方位群が生成する可能性がある。しかしながら、脱炭焼鈍工程（Ｓ４）において、５５０℃から８００℃までの間の温度域での平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}を８００℃／秒以上（条件Ｆ）とすることにより（条件Ｆ）、再結晶を開始するまでに鋼板中の歪エネルギーが解放されるのを抑制し、αファイバー方位群からの再結晶を促進する。これにより、方向性電磁鋼板において、αファイバー方位群に起因した線状不良領域が残存するのを抑制することができ、優れた磁気特性が得られる。

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板中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。また、仕上げ焼鈍工程（Ｓ６）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。

［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、周知の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（Ｓ６）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周知の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、周知の張力付与絶縁被膜である二次被膜が形成される。

［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（Ｓ６）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。

以上のとおり、本実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法では、熱間圧延工程（Ｓ１）において、条件Ａ～条件Ｅを満たす条件で熱延鋼板を製造し、脱炭焼鈍工程（Ｓ４）において、条件Ｆを満たす条件で脱炭焼鈍を実施する。これにより、製造された方向性電磁鋼板において、十分な磁気特性が得られ、かつ、板幅方向の端部において不良組織及び耳割れを抑制できる。

なお、本実施形態の方向性電磁鋼板の製造方法では、条件Ａ～条件Ｄのいずれかを満たさない場合、不良組織が発生するだけでなく、場合によっては、磁気特性（磁束密度及び／又は鉄損）も低下する場合がある。また、条件Ｅにおいて、［Ｓｉ］／［Ｃ］が低すぎる場合、耳割れが発生するだけでなく、鉄損も低下する場合がある。

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、本実施形態の方向性電磁鋼板の製造方法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。

実施例１では、化学組成が必須元素のみからなるスラブの化学組成を変化させて、方向性電磁鋼板を製造した。製造された方向性電磁鋼板に対して、耳割れの発生の有無、不良組織の発生の有無、及び、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表１に示す化学組成のスラブを準備した。

表１中の元素含有量の「－」は、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。例えば、本実施形態で規定されたＢｉ含有量は小数第四位までの数値で規定されている。したがって、表１中の試験番号１では、測定されたＢｉ含有量が、小数第五位で四捨五入した場合に、０％であったことを意味する。また、本実施形態で規定されたＳｎ含有量は小数第二位までの数値で規定されている。したがって、表１中の試験番号１では、測定されたＳｎ含有量が、小数第三位で四捨五入した場合に、０％であったことを意味する。
なお、四捨五入とは、規定された最小桁の下の桁（端数）が５未満であれば切り捨て、５以上であれば切り上げることを意味する。

上記スラブを加熱炉にて１３７０℃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、鋼板（熱延鋼板）を製造した。いずれの試験番号においても、粗圧延工程での累積圧下率ＴＲは７３％であり、粗圧延工程の最終の圧下での圧下率Ｒ１は４８％であった。さらに、粗圧延工程の最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１は１３５０℃であった。粗圧延工程後、仕上げ圧延工程を実施して、板厚２．３ｍｍの鋼板を製造した。このとき、中間時間ｔ１は、いずれも、１２０秒であった。

熱間圧延工程により製造された鋼板に対して、最終冷間圧延前焼鈍工程を実施した。最終冷間圧延前焼鈍工程では、１次熱処理及び２次熱処理を実施した。１次熱処理では、鋼板を１１２０℃まで加熱して再結晶させた。１次熱処理後、２次熱処理を実施した。具体的には、２次熱処理では、焼鈍温度を９００℃、焼鈍温度での保持時間を３０秒として、鋼板を焼鈍した。

最終冷間圧延前焼鈍工程後の鋼板に対して、１回の冷間圧延（最終冷間圧延）を実施して、厚さ０．２２ｍｍの冷延鋼板を製造した。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Ｔａを８００℃とし、脱炭焼鈍温度での保持時間を１２０秒とした。さらに、脱炭焼鈍工程の昇温工程での５５０℃から８００℃までの平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}は、８００℃／秒であった。

脱炭焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを主成分とする焼結分離剤（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１２００℃とし、仕上げ焼鈍温度での保持時間を２０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、焼付けを実施した。焼付温度を９００℃とし、焼付温度での保持時間を３０秒とした。これにより、一次被膜上に、張力付与絶縁被膜である二次被膜を形成した。二次被膜を形成した後、磁区細分化処理工程を実施した。具体的には、各試験番号で同じ条件で鋼板表面にレーザービームを照射して、磁区細分化処理を実施した。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］
磁気特性評価試験として、磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０を測定した。具体的には、各試験番号の方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂを、ＪＩＳＣ２５５６（２０１５）に準拠して、評価した。各試験番号の方向性電磁鋼板からサンプルを採取した。採取したサンプルに８００Ａ／ｍの磁場を付与して、磁束密度Ｂ８（Ｔ）を測定した。さらに、サンプルを用いて、５０Ｈｚにおいて１．７Ｔに磁化した場合の鉄損Ｗ１７／５０を測定した。得られた磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０を表１に示す。なお、本実施例では、磁束密度Ｂ８が１．９００Ｔ以上であれば、高い磁束密度が得られたと判断し、鉄損Ｗ１７／５０が０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であれば、優れた鉄損が得られたと判断した。なお、磁束密度Ｂ８が１．９００Ｔ未満である場合、鉄損Ｗ１７／５０の測定を実施しなかった。

［耳割れ確認試験］
各試験番号の製造工程中の熱間圧延工程後の鋼板を用いて、鋼板の板幅方向の両端部での耳割れの発生の有無を確認した。耳割れが存在した場合、耳割れの板幅方向の長さを測定した。板幅方向の長さが２０ｍｍを超える耳割れが１つでも確認された場合、耳割れが発生したと判断した（表１中で「×」）。一方、板幅方向の長さが２０ｍｍを超える耳割れが確認されなかった場合、耳割れが発生しなかったと判断した（表１中で「○」）。

［不良組織深さ測定試験］
図９は、不良組織深さ測定試験で用いたサンプル形状を示す図である。図９を参照して、各試験番号の方向性電磁鋼板の板幅をＷと定義した。各試験番号の方向性電磁鋼板から、圧延方向ＲＤに１００ｍｍ、板幅方向ＴＤにＷｍｍのサンプルを採取した。採取したサンプルから、一次被膜及び二次被膜を次の方法で除去した。方向性電磁鋼板を、ＮａＯＨ：４０質量％及びＨ_２Ｏ：６０質量％を含有し、８０～９０℃の水酸化ナトリウム水溶液に、７分間浸漬した。浸漬後の方向性電磁鋼板を水洗した。水洗後、温風のブロアーで１分間弱、乾燥させた。以上の処理により二次被膜が除去された方向性電磁鋼板（つまり、１次被膜を備えた母材鋼板）を作製した。さらに、二次被膜が除去された方向性電磁鋼板を、８０～９０℃の塩酸に５～３０秒浸漬して、母材鋼板から一次被膜を除去した。一次被膜を除去された母材鋼板を水洗し、水洗後に温風のブロアーで１分間弱、乾燥させた。以上の方法により、一次被膜及び二次被膜が除去され、さらに、圧延面（表面）がエッチングされたサンプルを作製した。

図９に示すとおり、エッチング後のサンプルにおいて、板幅方向のＴＤの両端部に不良組織ＩＡが生成している場合、不良組織ＩＡの結晶粒のサイズは、正常組織ＮＡの結晶粒のサイズよりも遥かに小さい。そのため、不良組織ＩＡは目視により容易に識別可能である。そこで、エッチングされたサンプルを目視により確認して、両端部の不良組織ＩＡの有無を識別した。そして、図９における板幅方向ＴＤの左端部に不良組織ＩＡが発生している場合、不良組織ＩＡの板幅方向ＴＤの長さのうち、最大の長さを不良組織深さＷＬ（ｍｍ）と定義した。さらに、図９における板幅方向ＴＤの右端部に不良組織ＩＡが発生している場合、不良組織ＩＡの板幅方向ＴＤの長さのうち、最大の長さを不良組織深さＷＲ（ｍｍ）と定義した。不良組織深さＷＬ及びＷＲのうち、値が大きい方を、その試験番号の方向性電磁鋼板での不良組織深さＷＯ（ｍｍ）と定義した。不良組織深さＷＯが５ｍｍ以上である場合、不良組織が発生したと判断した（表１中で「×」）。一方、不良組織深さＷＯが５ｍｍ未満である場合、不良組織が観察されなかったと判断した（表１中で「○」）。

なお、上述の耳割れ確認試験において耳割れが発生した試験番号の鋼板では、最終冷間圧延前焼鈍工程前に鋼板端部に対してトリミングを実施して、端部を切断した。そのため、板幅端部からの不良組織深さを測定しなかった（表１中の「５ｍｍ以上不良組織」欄に「－」と記載）。さらに、［Ｓｉ］／［Ｃ］が式（１）の上限を超えた（つまり、Ｆ２を超えた）試験番号では、板幅全域にわたって二次再結晶が不良であった。そのため、板幅端部からの不良組織深さを測定しなかった（表１中の「５ｍｍ以上不良組織」欄に「－」と記載）。試験結果を表１に示す。

［試験結果］
得られた試験結果を表１に示す。表１を参照して、試験番号２、５、６、９、１１、１２、１５、１６、１９及び２０では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、耳割れが発生せず、かつ、不良組織も確認されなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９００Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

一方、試験番号１、３、４、８、１４及び１８では、［Ｓｉ］／［Ｃ］値が式（１）の下限（＝Ｆ１）未満であった。その結果、耳割れが確認された。

試験番号７、１０、１３、１７及び２１では、［Ｓｉ］／［Ｃ］値が式（１）の上限（＝Ｆ２）を超えた。その結果、磁束密度Ｂ８が１．９００Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。

実施例２では、スラブの化学組成を変化させて、方向性電磁鋼板を製造した。製造された方向性電磁鋼板に対して、耳割れの発生の有無、不良組織の発生の有無、及び、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表２に示す化学組成のスラブを準備した。

表２中の「－」は、表１と同様に、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。

［評価試験］
各試験番号の方向性電磁鋼板に対して、実施例１と同様に、磁気特性評価試験を実施して、磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０を測定した。さらに、実施例１と同様に、耳割れ確認試験及び不良組織深さ測定試験を実施した。なお、本実施例では、磁束密度Ｂ８が１．９００Ｔ以上であれば、高い磁束密度が得られたと判断し、鉄損Ｗ１７／５０が０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であれば、優れた鉄損が得られたと判断した。

［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１～７では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、耳割れが発生せず、不良組織が発生しなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９００Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

実施例３では、スラブの化学組成を変化させて、かつ、条件Ｆの平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}を変化させて、方向性電磁鋼板を製造した。製造された方向性電磁鋼板に対して、耳割れの発生の有無、不良組織の発生の有無、及び、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表３に示す化学組成のスラブを準備した。

表３中の「－」は、表１と同様に、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。

最終冷間圧延前焼鈍工程後の鋼板に対して、１回の冷間圧延（最終冷間圧延）を実施して、厚さ０．２２ｍｍの冷延鋼板を製造した。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Ｔａを８００℃とし、脱炭焼鈍温度での保持時間を１２０秒とした。さらに、脱炭焼鈍工程の昇温工程での５５０℃から８００℃までの平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}は、表４に示すとおりであった。

［評価試験］
各試験番号の方向性電磁鋼板に対して、実施例１と同様に、磁気特性評価試験を実施して、磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０を測定した。さらに、実施例１と同様に、耳割れ確認試験及び不良組織深さ測定試験を実施した。なお、本実施例では、磁束密度Ｂ８が１．９００Ｔ以上であれば、高い磁束密度が得られたと判断し、鉄損Ｗ１７／５０が０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であれば、優れた鉄損が得られたと判断した。なお、磁束密度Ｂ８が１．９００Ｔ未満である場合、鉄損Ｗ１７／５０の測定を実施しなかった。

［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３、４、７、８、１１～２７では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、不良組織が確認されず、かつ、耳割れも発生しなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９００Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

一方、試験番号１、２、５、６、９及び１０では、平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}が遅すぎた。そのため、その結果、磁束密度Ｂ８が１．９００Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。なお、試験番号１、２、５、６、９及び１０では、磁束密度Ｂ８が非常に劣位な値となっており、板幅全域にわたって二次再結晶が不良であった。そのため、板幅端部からの不良組織深さを測定しなかった（表４中の「５ｍｍ以上不良組織」欄に「－」と記載）。

実施例４では、熱間圧延工程における粗圧延工程での累積圧下率ＴＲ（条件Ａ）を変化させて、耳割れの発生の有無、不良組織の発生の有無、及び、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表５の化学組成を有するスラブを準備した。

表５中の「－」は、表１と同様に、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。

上記スラブを加熱炉にて１３７０℃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、鋼板（熱延鋼板）を製造した。

各試験番号において、粗圧延工程での累積圧下率ＴＲは表６に示すとおりであった。また、いずれの試験番号においても、粗圧延工程の最終の圧下での圧下率Ｒ１は４６％であった。さらに、粗圧延工程での最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１は１３５０℃であった。粗圧延工程後、仕上げ圧延工程を実施して、板厚２．３ｍｍの鋼板を製造した。このとき、中間時間ｔ１は、いずれの試験番号においても、１２０秒であった。

最終冷間圧延前焼鈍工程後の鋼板に対して、１回の冷間圧延（最終冷間圧延）を実施して、厚さ０．２２ｍｍの冷延鋼板を製造した。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Ｔａを８００℃とし、脱炭焼鈍温度での保持時間を１２０秒とした。さらに、脱炭焼鈍工程の昇温工程での５５０℃から８００℃までの平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}は、１０００℃／秒とした。

脱炭焼鈍後の鋼板の表面に、ＭｇＯを主成分とする焼結分離剤（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。

［試験結果］
得られた試験結果を表６に示す。表６を参照して、試験番号１～９では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、耳割れが発生せず、不良組織が発生しなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９００Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

一方、試験番号１０～１５では、粗圧延の累積圧下率ＴＲが高すぎた。その結果、不良組織深さが５ｍｍ以上となり、板幅方向ＴＤの両端部において、不良組織が過剰に発生した。

実施例５では、熱間圧延工程における粗圧延工程での最終の圧下での圧下率Ｒ（条件Ｂ）を変化させて、耳割れの発生の有無、不良組織の発生の有無、及び、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表７の化学組成を有するスラブを準備した。

表７中の「－」は、表１と同様に、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。

いずれの試験番号においても、粗圧延工程での累積圧下率ＴＲは７３％であった。また、各試験番号において、粗圧延工程での最終の圧下での圧下率Ｒ１は表８に示すとおりであった。さらに、粗圧延工程での最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１は１３５０℃であった。粗圧延工程後、仕上げ圧延工程を実施して、板厚２．３ｍｍの鋼板を製造した。このとき、中間時間ｔ１は、いずれの試験番号においても、１２０秒であった。

［試験結果］
得られた試験結果を表８に示す。表８を参照して、試験番号１～６では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、耳割れが発生せず、不良組織が発生しなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９００Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

一方、試験番号７～１２では、粗圧延工程の最終の圧下での圧下率が高すぎた。その結果、不良組織深さが５ｍｍ以上となり、板幅方向ＴＤの両端部において、不良組織が過剰に発生した。

実施例６では、熱間圧延工程における粗圧延工程の最終の圧下直後の粗バーの温度（条件Ｃ）を変化させて、不良組織の発生の有無、耳割れの発生の有無、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表９の化学組成を有するスラブを準備した。

表９中の「－」は、表１と同様に、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。

各試験番号において、粗圧延工程の最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１は表１０に示すとおりであった。また、いずれの試験番号においても、粗圧延工程での累積圧下率ＴＲは７３％であり、粗圧延工程での最終の圧下での圧下率Ｒ１は４８％であった。粗圧延工程後、仕上げ圧延工程を実施して、板厚２．３ｍｍの鋼板を製造した。このとき、中間時間ｔ１は、いずれの試験番号においても、１２０秒であった。

［試験結果］
得られた試験結果を表１０に示す。表１０を参照して、試験番号７～１２では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、耳割れが発生せず、不良組織が発生しなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９００Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

一方、試験番号１～６では、粗圧延工程の最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１が低すぎた。その結果、不良組織深さが５ｍｍ以上となり、板幅方向ＴＤの両端部において、不良組織が過剰に発生した。

実施例７では、熱間圧延工程における粗圧延工程でのスラブの後端に対する最終の圧下が完了した後、仕上げ圧延工程での粗バーの後端に対する最初の圧下が完了するまでの時間（中間時間）ｔ１（条件Ｄ）を変化させて、耳割れの発生の有無、不良組織の発生の有無、及び、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表１１の化学組成を有するスラブを準備した。

表１１中の「－」は、表１と同様に、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。

各試験番号において、粗圧延工程でのスラブの後端に対する最終の圧下が完了した後、仕上げ圧延工程での粗バーの後端に対する最初の圧下が完了するまでの時間（中間時間）ｔ１は表１１に示すとおりであった。また、いずれの試験番号においても、粗圧延工程での累積圧下率ＴＲは７３％であり、粗圧延工程での最終の圧下での圧下率Ｒ１は４８％であった。さらに、粗圧延工程での最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１は１３５０℃であった。粗圧延工程後、仕上げ圧延工程を実施して、板厚２．３ｍｍの鋼板を製造した。

［試験結果］
得られた試験結果を表１１に示す。試験番号２～６では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、不良組織が確認されず、かつ、耳割れも発生しなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９００Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

一方、試験番号１では、［Ｓｉ］／［Ｃ］値が式（１）の下限（＝Ｆ１）未満であった。その結果、２０ｍｍ超の耳割れが発生した。

試験番号７、８、１０では、熱間圧延工程における粗圧延工程でのスラブの後端に対する最終の圧下が完了した後、仕上げ圧延工程での粗バーの後端に対する最初の圧下が完了するまでの中間時間ｔ１が長すぎた。その結果、不良組織深さＷＯが５ｍｍ以上となり、板幅方向ＴＤの両端部において、不良組織が過剰に発生した。

試験番号９、１１、１２では、［Ｓｉ］／［Ｃ］値が式（１）の上限（＝Ｆ２）を超えた。その結果、磁束密度Ｂ８が１．９００Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。

実施例８では、化学組成が必須元素及びＢｉからなるスラブの化学組成を変化させて、方向性電磁鋼板を製造した。製造された方向性電磁鋼板に対して、耳割れの発生の有無、不良組織の発生の有無、及び、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表１２に示す化学組成のスラブを準備した。

表１２中の「－」は、表１と同様に、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。

［評価試験］
［磁気特性評価試験］
各試験番号の方向性電磁鋼板に対して、実施例１と同様に、磁気特性評価試験を実施して、磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０を測定した。さらに、実施例１と同様に、耳割れ確認試験及び不良組織深さ測定試験を実施した。なお、本実施例では、磁束密度Ｂ８が１．９００Ｔ以上であれば、高い磁束密度が得られたと判断し、鉄損Ｗ１７／５０が０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であれば、優れた鉄損が得られたと判断した。なお、磁束密度Ｂ８が１．９００Ｔ未満である場合、鉄損Ｗ１７／５０の測定を実施しなかった。

［試験結果］
得られた試験結果を表１２に示す。表１２を参照して、試験番号３、５、６、８～１４、１６、１７、１９及び２０では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、耳割れが発生せず、かつ、不良組織が発生しなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９０６Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７２７Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

一方、試験番号１、２、４及び７では、［Ｓｉ］／［Ｃ］値が式（１）の下限（＝Ｆ１）未満であった。その結果、耳割れが確認された。

試験番号１５、１８及び２１では、［Ｓｉ］／［Ｃ］値が式（１）の上限（＝Ｆ２）を超えた。その結果、磁束密度Ｂ８が１．９００Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。

実施例９では、化学組成が必須元素及びＢｉからなるスラブの化学組成を変化させて、方向性電磁鋼板を製造した。製造された方向性電磁鋼板に対して、耳割れの発生の有無、不良組織の発生の有無、及び、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表１３に示す化学組成のスラブを準備した。

表１３中の「－」は、表１と同様に、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。

［試験結果］
得られた試験結果を表１３に示す。表１３を参照して、試験番号１～３、７～９、１３～１５、２０～２２では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、耳割れが発生せず、不良組織が発生しなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９００Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

一方、試験番号４～６、１０～１２、１６～１８、２３及び２４では、［Ｓｉ］／［Ｃ］値が式（１）の下限（＝Ｆ１）未満であった。その結果、耳割れが確認された。

試験番号１９では、［Ｓｉ］／［Ｃ］値が式（１）の上限（＝Ｆ２）を超えた。その結果、磁束密度Ｂ８が１．９００Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。なお、試験番号１９では、磁束密度Ｂ８が非常に劣位な値となっており、板幅全域にわたって二次再結晶が不良であった。そのため、板幅端部からの不良組織深さを測定しなかった（表１３中の「５ｍｍ以上不良組織」欄に「－」と記載）。

実施例１０では、必須元素及びＢｉを含有するスラブの化学組成を変化させて、かつ、条件Ｆの平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}を変化させて、方向性電磁鋼板を製造した。製造された方向性電磁鋼板に対して、耳割れの発生の有無、不良組織の発生の有無、及び、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表１４に示す化学組成のスラブを準備した。

表１４中の「－」は、表１と同様に、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。

最終冷間圧延前焼鈍工程後の鋼板に対して、１回の冷間圧延（最終冷間圧延）を実施して、厚さ０．２２ｍｍの冷延鋼板を製造した。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Ｔａを８００℃とし、脱炭焼鈍温度での保持時間を１２０秒とした。さらに、脱炭焼鈍工程の昇温工程での５５０℃から８００℃までの平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}は、表１５に示すとおりであった。

［試験結果］
得られた試験結果を表１５に示す。表１５を参照して、試験番３、４、７、８、１１～２５では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、耳割れが発生せず、不良組織が発生しなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９００Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

一方、試験番号１、２、５、６、９及び１０では、平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}が遅すぎた。そのため、その結果、磁束密度Ｂ８が１．９００Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。なお、試験番号１、２、５、６、９及び１０では、磁束密度Ｂ８が非常に劣位な値となっており、板幅全域にわたって二次再結晶が不良であった。そのため、板幅端部からの不良組織深さを測定しなかった（表１５中の「５ｍｍ以上不良組織」欄に「－」と記載）。

実施例１１では、熱間圧延工程における粗圧延工程での累積圧下率ＴＲ（条件Ａ）を変化させて、耳割れの発生の有無、不良組織の発生の有無、及び、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表１６の化学組成を有するスラブを準備した。

表１６中の「－」は、表１と同様に、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。

各試験番号において、粗圧延工程での累積圧下率ＴＲは表１７に示すとおりであった。また、いずれの試験番号においても、粗圧延工程の最終の圧下での圧下率Ｒ１は４６％であった。さらに、粗圧延工程での最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１は１３５０℃であった。粗圧延工程後、仕上げ圧延工程を実施して、板厚２．３ｍｍの鋼板を製造した。このとき、中間時間ｔ１は、いずれの試験番号においても、１２０秒であった。

最終冷間圧延前焼鈍工程後の鋼板に対して、１回の冷間圧延（最終冷間圧延）を実施して、厚さ０．２２ｍｍの冷延鋼板を製造した。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８００℃とし、脱炭焼鈍温度での保持時間を１２０秒とした。さらに、脱炭焼鈍工程の昇温工程での５５０℃から８００℃までの平均昇温速度ＲＲ_{５５０－８００}は、１０００℃／秒とした。

［試験結果］
得られた試験結果を表１７に示す。表１７を参照して、試験番１～１５では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、耳割れが発生せず、不良組織が発生しなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９００Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

一方、試験番号１６～２５では、粗圧延の累積圧下率ＴＲが高すぎた。その結果、不良組織深さＷＯが５ｍｍ以上となり、板幅方向ＴＤの両端部において、不良組織が過剰に発生した。

実施例１２では、熱間圧延工程における粗圧延工程での最終の圧下での圧下率Ｒ（条件Ｂ）を変化させて、耳割れの発生の有無、不良組織の発生の有無、及び、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表１８の化学組成を有するスラブを準備した。

表１８中の「－」は、表１と同様に、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。

いずれの試験番号においても、粗圧延工程での累積圧下率ＴＲは７３％であった。また、各試験番号において、粗圧延工程での最終の圧下での圧下率Ｒ１は表１９に示すとおりであった。さらに、粗圧延工程での最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１は１３５０℃であった。粗圧延工程後、仕上げ圧延工程を実施して、板厚２．３ｍｍの鋼板を製造した。このとき、中間時間ｔ１は、いずれの試験番号においても、１２０秒であった。

［試験結果］
得られた試験結果を表１９に示す。表１９を参照して、試験番１～６では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、耳割れが発生せず、不良組織が発生しなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９００Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

実施例１３では、熱間圧延工程における粗圧延工程の最終の圧下直後の粗バーの温度（条件Ｃ）を変化させて、耳割れの発生の有無、不良組織の発生の有無、及び、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表２０の化学組成を有するスラブを準備した。

表２０中の「－」は、表１と同様に、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。

各試験番号において、粗圧延工程の最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１は表２１に示すとおりであった。また、いずれの試験番号においても、粗圧延工程での累積圧下率ＴＲは７３％であり、粗圧延工程での最終の圧下での圧下率Ｒ１は４８％であった。粗圧延工程後、仕上げ圧延工程を実施して、板厚２．３ｍｍの鋼板を製造した。このとき、中間時間ｔ１は、いずれの試験番号においても、１２０秒であった。

［試験結果］
得られた試験結果を表２１に示す。表２１を参照して、試験番７～１２では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、耳割れが発生せず、不良組織が発生しなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９００Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

実施例１４では、熱間圧延工程における粗圧延工程でのスラブの後端に対する最終の圧下が完了した後、仕上げ圧延工程での粗バーの後端に対する最初の圧下が完了するまでの時間（中間時間）ｔ１（条件Ｄ）を変化させて、耳割れの発生の有無、不良組織の発生の有無、及び、磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を測定した。具体的には、表２２の化学組成を有するスラブを準備した。

表２２中の「－」は、表１と同様に、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。

各試験番号において、粗圧延工程でのスラブの後端に対する最終の圧下が完了した後、仕上げ圧延工程での粗バーの後端に対する最初の圧下が完了するまでの中間時間ｔ１は表２２に示すとおりであった。また、いずれの試験番号においても、粗圧延工程での累積圧下率ＴＲは７３％であり、粗圧延工程の最終の圧下での圧下率Ｒ１は４８％であった。さらに、粗圧延工程での最終の圧下直後の粗バーの温度Ｔ１は１３５０℃であった。粗圧延工程後、仕上げ圧延工程を実施して、板厚２．３ｍｍの鋼板を製造した。

［試験結果］
得られた試験結果を表２２に示す。試験番２～１０では、いずれもスラブの化学組成が適切であり、製造工程中の条件Ａ～条件Ｆが適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、耳割れが発生せず、不良組織が発生しなかった。さらに、磁束密度Ｂ８は１．９００Ｔ以上と高く、鉄損Ｗ１７／５０は０．７７０Ｗ／ｋｇ以下であり、磁気特性に優れた。

一方、試験番号１１～１８では、熱間圧延工程における粗圧延工程でのスラブの後端に対する最終の圧下が完了した後、仕上げ圧延工程での粗バーの後端に対する最初の圧下が完了するまでの中間時間ｔ１が長すぎた。その結果、不良組織深さが５ｍｍ以上となり、板幅方向ＴＤの両端部において、不良組織が過剰に発生した。

また、試験番号１では、中間時間ｔ１は１５０秒以下であったものの、［Ｓｉ］／［Ｃ］値が式（１）の下限（＝Ｆ１）未満であった。その結果、耳割れが確認された。

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

化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６０～０．１００％、
Ｓｉ：３．００～４．００％、
Ｍｎ：０．０１～０．３０％、
Ｓ及び／又はＳｅ：合計で０．０１０～０．０５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．０５％、
Ｎ：０．００２～０．０１５％、
Ｂｉ：０．００１１～０．０１００％、
Ｓｎ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなる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１又は複数回の冷間圧延を実施する冷間圧延工程と、
１又は複数回の前記冷間圧延のうち、最終の前記冷間圧延前の前記鋼板に対して焼鈍処理を実施する最終冷間圧延前焼鈍工程と、
前記冷間圧延工程後の前記鋼板を８００～９５０℃の脱炭焼鈍温度まで加熱し、前記脱炭焼鈍温度で前記鋼板を保持する脱炭焼鈍を実施する脱炭焼鈍工程と、
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、
前記熱間圧延工程は、
前記スラブに対して、粗圧延を実施して、粗バーを製造する粗圧延工程と、
前記粗バーに対して仕上げ圧延を実施して、前記鋼板を製造する仕上げ圧延工程とを含み、
前記粗圧延工程では、
前記スラブに対して複数回の圧下を実施し、
前記粗圧延工程での累積圧下率を７５％未満とし、
前記粗圧延工程の最終の圧下での圧下率を５０％未満とし、
前記粗圧延工程の最終の圧下直後の前記粗バーの温度を１３５０℃以上とし、
前記粗圧延工程での前記スラブの後端に対する最終の圧下が完了した後、前記仕上げ圧延工程での前記粗バーの後端に対する最初の圧下が完了するまでの時間を中間時間ｔ１と定義したとき、前記中間時間ｔ１を１５０秒以下とし、かつ、式（１）を満たすようにし、
前記脱炭焼鈍工程では、
前記鋼板の温度が５５０℃から８００℃になるまでの間、８００℃／秒以上の平均昇温
速度で前記鋼板を加熱する、
方向性電磁鋼板の製造方法。
－０．０３３ｔ１＋４４＋２０００［Ｂｉ］≦［Ｓｉ］／［Ｃ］≦－０．０３３ｔ１＋５２＋２０００［Ｂｉ］（１）
ここで、式（１）中の［Ｂｉ］には前記スラブの前記化学組成中のＢｉ含有量（質量％）を代入し、［Ｓｉ］には前記スラブの前記化学組成中のＳｉ含有量（質量％）を代入し、［Ｃ］には前記スラブの前記化学組成中のＣ含有量（質量％）を代入し、ｔ１には前記中間時間ｔ１（秒）を代入する。
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：０．０１～０．５０％、
Ｃｒ：０．０１～０．５０％、及び、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
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。