WO2011102455A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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村上　健一
義行 牛神
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新日本製鐵株式会社
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    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet that suppresses variations in magnetic properties.
  • a grain-oriented electrical steel sheet is a steel sheet containing Si and having a crystal grain orientation highly accumulated in the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation, and is used as a material for a wound core of a stationary inductor such as a transformer. . Control of crystal grain orientation is performed by utilizing an abnormal grain growth phenomenon called secondary recrystallization.
  • nitriding annealing is usually performed after performing decarburization annealing that also serves as primary recrystallization annealing.
  • decarburization annealing and nitridation annealing can be performed at the same time, these can be performed in one furnace, existing annealing equipment can be used, and the total processing time required for annealing can be shortened. Thus, energy consumption can be suppressed.
  • An object of the present invention is to provide a method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet that can suppress variations in magnetic properties.
  • the variation in magnetic properties after finish annealing as described above is particularly remarkable when a slab having a low C content is used, particularly when the C content is 0.06% by mass or less.
  • the reason why the slab having a low C content is used is that it is required to reduce the time required for decarburization annealing in the manufacturing process of the grain-oriented electrical steel sheet from the viewpoint of reducing CO 2 emission in recent years.
  • the cause of the variation in magnetic properties after finish annealing is not clear, but even if the crystal grains appear uniform before finish annealing, the grains may not grow uniformly during finish annealing. it is conceivable that.
  • the present inventors form effective precipitates in order to uniformize grain growth during finish annealing in a low-temperature slab heating method in which decarburization annealing and nitridation annealing are performed simultaneously. Therefore, it was thought that secondary recrystallization could occur uniformly. And the present inventors repeated the experiment which measures the magnetic characteristic of the grain-oriented electrical steel sheet obtained by adding various elements to a slab. As a result, the present inventors have found that the addition of Ti and Cu is effective for making the secondary recrystallization uniform.
  • the present invention has been made on the basis of the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • Si 2.5% by mass to 4.0% by mass
  • C 0.02% by mass to 0.10% by mass
  • Mn 0.05% by mass to 0.20% by mass
  • acid-soluble Al 0 .020 mass% to 0.040 mass%
  • N 0.002 mass% to 0.012 mass%
  • S 0.001 mass% to 0.010 mass%
  • P 0.01 mass% to 0.00 mass%.
  • a step of hot-rolling steel comprising the balance of Fe and inevitable impurities to obtain a hot-rolled steel sheet; Performing annealing of the hot-rolled steel sheet to obtain an annealed steel sheet; Cold-rolling the annealed steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet; A step of performing decarburization annealing and nitridation annealing of the cold-rolled steel plate to obtain a decarburized steel plate, A step of performing a final annealing of the decarburized nitrided steel sheet; Have The step of obtaining the decarburized and nitrided steel sheet, Start heating the cold-rolled steel sheet in a decarburizing and nitriding atmosphere, Next, performing a first annealing at a first temperature in the range of 700 ° C.
  • a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet comprising:
  • the first temperature is in the range of 700 ° C. to 850 ° C .;
  • the steel further comprises Cr: 0.010 mass% to 0.20 mass%, Sn: 0.010 mass% to 0.20 mass%, Sb: 0.010 mass% to 0.20 mass%. , Ni: 0.010 mass% to 0.20 mass%, Se: 0.005 mass% to 0.02 mass%, Bi: 0.005 mass% to 0.02 mass%, Pb: 0.005 mass% To 0.02 mass%, B: 0.005 mass% to 0.02 mass%, V: 0.005 mass% to 0.02 mass%, Mo: 0.005 mass% to 0.02 mass%, and As: The method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to (1) or (2), comprising at least one selected from the group consisting of 0.005 mass% to 0.02 mass%.
  • the Ti content of the steel is 0.0020 mass% to 0.0080 mass%
  • the Cu content of the steel is 0.01% by mass to 0.10% by mass
  • the Ti content (mass%) of the steel is expressed as [Ti] and the Cu content (mass%) as [Cu]
  • a relationship of “20 ⁇ [Ti] + [Cu] ⁇ 0.18” is established.
  • an appropriate amount of Ti and / or Cu is contained in the steel, and decarburization annealing and nitridation annealing are performed at an appropriate temperature, so that variations in magnetic properties can be suppressed.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between Ti content and Cu content, and evaluation of magnetic flux density and its variation.
  • FIG. 2 is a flowchart showing a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the present inventors repeatedly conducted an experiment for measuring the magnetic properties of the grain-oriented electrical steel sheet obtained by adding various elements to the slab, and in order to make secondary recrystallization uniform, Ti And the addition of Cu was found to be effective.
  • silicon steel having a composition used for producing grain-oriented electrical steel sheets by a low-temperature slab heating method was used. And this carbon steel was made to contain Ti and Cu in various ratios, and the steel ingot of various compositions was produced. Moreover, the steel ingot was heated at a temperature of 1250 ° C. or less to perform hot rolling, and then cold rolling was performed. Furthermore, after cold rolling, decarburization annealing and nitridation annealing were simultaneously performed, and then finish annealing was performed. And the magnetic flux density B8 of the obtained grain-oriented electrical steel sheet was measured, and the dispersion
  • the magnetic flux density B8 is a magnetic flux density generated in the grain-oriented electrical steel sheet when a magnetic field of 800 A / m is applied at 50 Hz.
  • FIG. 1 An example of the results obtained by the above experiment is shown in FIG. Although details of the experiment will be described later, the circles in FIG. 1 indicate that the average value of the magnetic flux density B8 of the five single plate samples is 1.90 T or more, and the difference between the maximum value and the minimum value of the magnetic flux density B8. Is 0.030T or less. In FIG. 1, at least, the average value of the magnetic flux density B8 of at least 5 single-plate samples was less than 1.90T, or the difference between the maximum value and the minimum value of the magnetic flux density B8 exceeded 0.030T. Indicates that it was. From FIG. 1, when 0.0020 mass% to 0.010 mass% Ti and / or 0.010 mass% to 0.50 mass% Cu is contained in the steel ingot, the average value of the magnetic flux density B8 It is clear that the variation of the magnetic flux density B8 is small.
  • FIG. 2 is a flowchart showing a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • molten steel for grain-oriented electrical steel sheets having a predetermined composition is cast to produce a slab (step S1).
  • the casting method is not particularly limited.
  • Molten steel is, for example, Si: 2.5 mass% to 4.0 mass%, C: 0.02 mass% to 0.10 mass%, Mn: 0.05 mass% to 0.20 mass%, acid-soluble Al : 0.020 mass% to 0.040 mass%, N: 0.002 mass% to 0.012 mass%, S: 0.001 mass% to 0.010 mass%, P: 0.01 mass% to 0 0.08% by mass.
  • the molten steel further contains at least one selected from the group consisting of Ti: 0.0020 mass% to 0.010 mass% and Cu: 0.010 mass% to 0.50 mass%.
  • the molten steel contains at least one of both Ti and Cu within a range of Ti: 0.010% by mass or less and Cu: 0.50% by mass or less, or at least Ti: 0.0020% by mass or Cu: 0.010. It contains so that one of the mass% or more may be satisfy
  • the balance of the molten steel consists of the balance Fe and inevitable impurities. Inevitable impurities include elements that form inhibitors in the manufacturing process of grain-oriented electrical steel sheets and remain in the grain-oriented electrical steel sheets after purification by high-temperature annealing.
  • Si is an extremely effective element for increasing the electrical resistance of the grain-oriented electrical steel sheet and reducing eddy current loss that constitutes part of the iron loss. If the Si content is less than 2.5% by mass, eddy current loss cannot be sufficiently suppressed. On the other hand, if the Si content exceeds 4.0% by mass, the workability deteriorates. Accordingly, the Si content is set to 2.5% by mass to 4.0% by mass.
  • C is an element effective in controlling the structure (primary recrystallization structure) obtained by the primary recrystallization. If the C content is less than 0.02% by mass, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.10% by mass, the time required for decarburization annealing becomes longer, and the amount of CO 2 emission increases. If the decarburization annealing is insufficient, it is difficult to obtain a grain-oriented electrical steel sheet with good magnetic properties. Therefore, the C content is set to 0.02% by mass to 0.10% by mass. Further, as described above, in the conventional technique, when the C content is 0.06% by mass or less, variation in magnetic properties after finish annealing is particularly remarkable. This is particularly effective when the content is 0.06% by mass or less.
  • Mn increases the specific resistance of grain-oriented electrical steel sheets and reduces iron loss. Mn also exhibits the effect of preventing cracking during hot rolling. When the Mn content is less than 0.05% by mass, these effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, when Mn content exceeds 0.20 mass%, the magnetic flux density of a grain-oriented electrical steel sheet will fall. Accordingly, the Mn content is set to 0.05 mass% to 0.20 mass%.
  • Acid-soluble Al is an important element that forms AlN that acts as an inhibitor. If the content of acid-soluble Al is less than 0.020% by mass, a sufficient amount of AlN cannot be formed, and the inhibitor strength is insufficient. On the other hand, if the content of acid-soluble Al exceeds 0.040% by mass, AlN becomes coarse and the inhibitor strength decreases. Therefore, the content of acid-soluble Al is 0.020 mass% to 0.040 mass%.
  • N is an important element that reacts with acid-soluble Al to form AlN.
  • nitriding annealing is performed after cold rolling, it is not necessary that the steel for grain-oriented electrical steel sheet contains a large amount of N.
  • a large load may be required during steelmaking.
  • the N content exceeds 0.012% by mass, pores called blisters are generated in the steel sheet during cold rolling. Accordingly, the N content is set to 0.002 mass% to 0.012 mass%. In order to further reduce blisters, the N content is preferably 0.010% by mass or less.
  • MnS precipitate mainly affects the primary recrystallization, and exhibits the effect of suppressing the local fluctuation of the primary recrystallization grain growth caused by hot rolling. If the Mn content is less than 0.001% by mass, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.010% by mass, the magnetic properties are likely to deteriorate. Accordingly, the Mn content is set to 0.001% by mass to 0.010% by mass. In order to further improve the magnetic properties, the Mn content is preferably 0.009% by mass or less.
  • P increases the specific resistance of the grain-oriented electrical steel sheet and reduces iron loss.
  • the P content is set to 0.01% by mass to 0.08% by mass.
  • Ti reacts with N to form TiN precipitates.
  • Cu reacts with S to form CuS precipitates. And these precipitates have the effect
  • TiN precipitates suppress variation in grain growth in the high temperature region of finish annealing and reduce deviation of magnetic properties of grain-oriented electrical steel sheets.
  • CuS precipitate suppresses the dispersion
  • the molten steel contains one or both of Ti and Cu in a range of Ti: 0.010 mass% or less and Cu: 0.50 mass% or less, at least Ti: 0.0020 mass% or more, or Cu: 0.010. It contains so that one of the mass% or more may be satisfy
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.0020% by mass, and the upper limit of the Ti content is preferably 0.0080% by mass. Moreover, it is preferable that the minimum of Cu content is 0.01 mass%, and it is preferable that the upper limit of Cu content is 0.10 mass%. Further, when the Ti content (mass%) is expressed as [Ti] and the Cu content (mass%) is expressed as [Cu], the relationship of “20 ⁇ [Ti] + [Cu] ⁇ 0.18” is established. Is more preferable, and the relationship of “10 ⁇ [Ti] + [Cu] ⁇ 0.07” is preferably satisfied.
  • Cr and Sn make the properties of the oxide layer formed during decarburization annealing good, and the properties of the glass film formed using this oxide layer during finish annealing also good. That is, Cr and Sn improve the magnetic characteristics through stabilization of the formation of the oxide layer and the glass film, and suppress variations in the magnetic characteristics.
  • Cr content exceeds 0.20% by mass
  • Sn content exceeds 0.20 mass%
  • coat may become inadequate. Therefore, it is preferable that both Cr content and Sn content are 0.20 mass% or less. Moreover, in order to fully obtain said effect, it is preferable that both Cr content and Sn content are 0.01 mass% or more.
  • Sn is a grain boundary segregation element and has the effect of stabilizing secondary recrystallization.
  • Sb 0.010% by mass to 0.20% by mass
  • Ni 0.010% by mass to 0.20% by mass
  • Se 0.005% by mass to 0.02% by mass
  • Bi 0.005% by mass %
  • Pb 0.005 mass% to 0.02 mass%
  • B 0.005 mass% to 0.02 mass%
  • V 0.005 mass% to 0.02 mass%
  • Mo 0.005 mass% to 0.02 mass% and / or As: 0.005 mass% to 0.02 mass% may be contained in the molten steel. All of these elements are inhibitor strengthening elements.
  • the slab is heated (step S2).
  • the heating temperature is preferably 1250 ° C. or less from the viewpoint of energy saving.
  • a hot rolled steel sheet is obtained by performing hot rolling of the slab (step S3).
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet is not particularly limited and is, for example, 1.8 mm to 3.5 mm.
  • an annealed steel sheet is obtained by annealing the hot-rolled steel sheet (step S4).
  • the annealing conditions are not particularly limited, and for example, the annealing is performed at a temperature of 750 ° C. to 1200 ° C. for 30 seconds to 10 minutes. This annealing improves the magnetic properties.
  • a cold rolled steel sheet is obtained by performing cold rolling of the annealed steel sheet (step S5).
  • Cold rolling may be performed only once, or multiple times of cold rolling may be performed while intermediate annealing is performed therebetween.
  • the intermediate annealing is preferably performed at a temperature of 750 ° C. to 1200 ° C. for 30 seconds to 10 minutes, for example.
  • the reduction ratio of the final cold rolling is preferably 80% to 95%.
  • decarburization annealing and nitridation annealing (decarburization nitriding annealing) of the cold rolled steel sheet in a decarburized and nitriding atmosphere are performed to obtain a decarburized nitrided steel sheet (step S6).
  • Carbon in the steel sheet is removed by decarburization annealing, and primary recrystallization occurs.
  • nitrogen content in a steel plate increases by nitriding annealing.
  • the decarburizing and nitriding atmosphere include a humid atmosphere containing a gas (such as ammonia) having nitriding ability together with hydrogen, nitrogen, and water vapor.
  • thermoforming and nitriding annealing heating of the cold-rolled steel sheet is started at least in a decarburizing and nitriding atmosphere, and then a first annealing is performed at a temperature T1 within a range of 700 ° C. to 950 ° C., and thereafter The second annealing is performed at the temperature T2. That is, an atmosphere containing a gas having nitriding ability is prepared before decarburization occurs, and decarburization and nitridation are simultaneously performed.
  • the temperature T2 is a temperature within a range of 850 ° C. to 950 ° C. if the temperature T1 is less than 800 ° C., and a temperature within a range of 800 ° C.
  • annealing at temperature T1 and annealing at temperature T2 decarburization, primary recrystallization, and nitriding occur, but annealing at temperature T1 mainly contributes to nitriding, and annealing at temperature T2 mainly performs primary recrystallization. Contributes to the expression of crystals.
  • the crystal grains (primary recrystallized grains) obtained by the primary recrystallization are too small, and the subsequent secondary recrystallization is not sufficiently developed.
  • the temperature T1 exceeds 950 ° C.
  • the primary recrystallized grains are too large and the subsequent secondary recrystallization is not sufficiently developed.
  • the temperature T1 is less than 800 ° C. and the temperature T2 is less than 850 ° C.
  • the crystal grains (primary recrystallized grains) obtained by the primary recrystallization are too small and the subsequent secondary recrystallization is sufficiently developed. do not do.
  • nitriding may be insufficient or primary recrystallized grains may be too small.
  • the holding time at temperature T1 is less than 15 seconds, nitriding tends to be insufficient, and if the holding time at temperature T2 is less than 15 seconds, it is difficult to obtain sufficiently large primary recrystallized grains. Become.
  • the temperature T2 may be equal to the temperature T1. That is, if the temperature T1 is 800 ° C. or higher, the annealing at the temperature T1 and the annealing at the temperature T2 may be continuously performed. Further, when the temperature T1 and the temperature T2 are different, it is preferable that the temperature T1 is a temperature suitable for nitriding and the temperature T2 is a temperature suitable for the development of primary recrystallization. By setting the temperature T1 and the temperature T2 in this way, it is possible to further increase the magnetic flux density and further suppress variations in the magnetic flux density. For example, it is preferable to set the temperature T1 to a temperature in the range of 700 ° C. to 850 ° C. and set the temperature T2 to a temperature in the range of 850 ° C. to 950 ° C.
  • the temperature T1 is in the range of 700 ° C. to 850 ° C.
  • nitrogen that has entered the surface of the steel sheet can be diffused particularly effectively to the center of the steel sheet. Therefore, secondary recrystallization is sufficiently developed and good magnetic properties can be obtained.
  • the temperature T2 is in the range of 850 ° C. to 950 ° C., the primary recrystallized grains can be adjusted to a particularly preferable size. Therefore, secondary recrystallization is sufficiently developed and good magnetic properties can be obtained.
  • an annealing separator mainly composed of MgO is applied to the surface of the decarburized and nitrided steel sheet with a water slurry, and the decarburized and nitrided steel sheet is wound into a coil shape.
  • a coil-shaped finish-annealed steel sheet is obtained by performing batch-type finish annealing to a coil-shaped decarbonized steel sheet (step S7). Secondary recrystallization occurs by finish annealing.
  • step S8 After that, the coiled finish annealed steel sheet is unwound and the annealing separator is removed. Subsequently, a coating liquid mainly composed of aluminum phosphate and colloidal silica is applied to the surface of the finish-annealed steel sheet, and this baking is performed to form an insulating film (step S8).
  • the steel to be subjected to hot rolling is not limited to a slab obtained by casting molten steel, and a so-called thin slab may be used. Moreover, when using a thin slab, it is not necessary to perform slab heating below 1250 degreeC.
  • the hot-rolled steel sheet was annealed at 1100 ° C. for 120 seconds to obtain an annealed steel sheet.
  • pickling of the annealed steel sheet was performed, and then the annealed steel sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.23 mm.
  • decarburization annealing and nitriding annealing decarburizing and nitriding annealing
  • annealing was performed at a temperature T1 of 800 ° C. to 840 for 40 seconds, followed by annealing at 870 ° C. for 70 seconds.
  • an annealing separator mainly composed of MgO was applied to the surface of the decarburized and nitrided steel sheet with a water slurry. And the finish annealing for 20 hours was performed at 1200 degreeC, and the finish annealing steel plate was obtained. Subsequently, the finish-annealed steel sheet was washed with water and then sheared to a single-plate magnetic measurement size having a width of 60 mm and a length of 300 mm. Next, a coating liquid mainly composed of aluminum phosphate and colloidal silica was applied to the surface of the finish annealed steel sheet, and this baking was performed to form an insulating film. In this way, a sample of grain-oriented electrical steel sheet was obtained.
  • the magnetic flux density B8 of each grain-oriented electrical steel sheet was measured.
  • the magnetic flux density B8 is a magnetic flux density generated in the grain-oriented electrical steel sheet when a magnetic field of 800 A / m is applied at 50 Hz.
  • the magnetic flux density B8 of 5 single plate samples for measurement was measured.
  • an average value “average B8”, a maximum value “B8max”, and a minimum value “B8min” were obtained.
  • the difference “ ⁇ B8” between the maximum value “B8max” and the minimum value “B8min” was also obtained.
  • the difference “ ⁇ B8” is an index indicating the fluctuation range of the magnetic characteristics.
  • the evaluation results based on the average value “average B8” and the difference “ ⁇ B8” are shown in FIG. As described above, the circles in FIG. 1 indicate that the average value “average B8” is 1.90 T or more and the difference “ ⁇ B8” is 0.030 T or less. Further, in FIG. 1, ⁇ indicates that the average value “average B8” was less than 1.90T or the difference “ ⁇ B8” exceeded 0.030T.
  • Sample No. with a Ti content of less than 0.0020 mass% and a Cu content of less than 0.010 mass% In 1, the difference “ ⁇ B8” was as large as over 0.030T. That is, there was a large variation in magnetic characteristics. In addition, Sample No. with Ti content exceeding 0.010 mass%. 5 and Sample No. with a Cu content exceeding 0.50 mass%. No. 10 contained a large amount of precipitates, and as a result of affecting the finish annealing, the average value “average B8” was as small as less than 1.90T. That is, sufficiently high magnetic properties could not be obtained.
  • the hot-rolled steel sheet was annealed at 1090 ° C. for 120 seconds to obtain an annealed steel sheet.
  • pickling of the annealed steel sheet was performed, and then the annealed steel sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.23 mm.
  • a steel sheet for annealing is cut out from the cold-rolled steel sheet, and decarburized and nitrided (decarburized and nitrided) are decarburized and nitrided in a gas atmosphere containing water vapor, hydrogen, nitrogen, and ammonia.
  • a steel plate was obtained.
  • annealing at a temperature T2 shown in Table 2 was performed for 80 seconds.
  • an annealing separator mainly composed of MgO was applied to the surface of the decarburized and nitrided steel sheet with a water slurry. And the finish annealing for 20 hours was performed at 1200 degreeC, and the finish annealing steel plate was obtained. Subsequently, in the same manner as in the first experiment, treatments from washing to formation of the insulating coating were performed, and a sample of grain-oriented electrical steel sheet was obtained.
  • the hot-rolled steel sheet was annealed at 1070 ° C. for 120 seconds to obtain an annealed steel sheet.
  • pickling of the annealed steel sheet was performed, and then the annealed steel sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.23 mm.
  • a steel sheet for annealing is cut out from the cold-rolled steel sheet, and decarburized and nitrided (decarburized and nitrided) are decarburized and nitrided in a gas atmosphere containing water vapor, hydrogen, nitrogen, and ammonia. A steel plate was obtained.
  • an annealing separator mainly composed of MgO was applied to the surface of the decarburized and nitrided steel sheet with a water slurry. And the finish annealing for 20 hours was performed at 1200 degreeC, and the finish annealing steel plate was obtained. Subsequently, in the same manner as in the first experiment, treatments from washing to formation of the insulating coating were performed, and a sample of grain-oriented electrical steel sheet was obtained.
  • sample Nos. In which the temperature T1 is in the range of 700 to 850 ° C. and the temperature T2 is in the range of 850 to 950 ° C. 42-No. 44, and no. 48, the average value “average B8” was particularly large as 1.91 T or more, and the difference “ ⁇ B8” was particularly small as 0.025 T or less.
  • the sample No. In 41 the difference “ ⁇ B8” was as large as over 0.030T, and the average value “average B8” was as small as less than 1.90T.
  • Sample No. with a temperature T2 of less than 800 ° C. 46 the difference “ ⁇ B8” was as large as over 0.030T, and the average value “average B8” was as small as less than 1.90T.
  • sample No. with a temperature T2 exceeding 950 ° C. 49 the difference “ ⁇ B8” was as large as over 0.030T, and the average value “average B8” was as small as less than 1.90T.
  • the sample No. 1 with a temperature T1 of less than 800 ° C and a temperature T2 of less than 850 ° C. 47 the average value “average B8” was as small as less than 1.90T.
  • the hot-rolled steel sheet was annealed at 1100 ° C. for 120 seconds to obtain an annealed steel sheet.
  • pickling of the annealed steel sheet was performed, and then the annealed steel sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.23 mm.
  • decarburization annealing and nitriding annealing decarburizing and nitriding annealing
  • annealing was performed at a temperature T1 of 800 ° C. to 840 for 30 seconds, followed by annealing at 860 ° C. for 80 seconds.
  • an annealing separator mainly composed of MgO was applied to the surface of the decarburized and nitrided steel sheet with a water slurry. And the finish annealing for 20 hours was performed at 1200 degreeC, and the finish annealing steel plate was obtained. Subsequently, in the same manner as in the first experiment, treatments from washing to formation of the insulating coating were performed, and a sample of grain-oriented electrical steel sheet was obtained.
  • sample no. In any of 51 to 60 the average value “average B8” was as large as 1.90 T or more, and the difference “ ⁇ B8” was as small as 0.030 T or less. That is, high magnetic characteristics were obtained, and variations in magnetic characteristics were small.
  • sample No. 1 containing 0.010% by mass to 0.20% by mass of Cr and / or 0.010% by mass to 0.20% by mass of Sn. 52, no. 53, no. 55, no. 56, no. 58-No.
  • the average value “average B8” was particularly large at 1.91 T or more, and the difference “ ⁇ B8” was particularly small at 0.025 T or less.
  • the present invention can be used, for example, in the electrical steel sheet manufacturing industry and the electrical steel sheet utilizing industry.

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Abstract

　Ｔｉ：０．００２０質量％～０．０１０質量％及び／又はＣｕ：０．０１０質量％～０．５０質量％を含有する所定の組成の鋼の熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る。前記熱間圧延鋼板の焼鈍を行って焼鈍鋼板を得る。前記焼鈍鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る。前記冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を行って脱炭窒化鋼板を得る。次いで、前記脱炭窒化鋼板の仕上焼鈍を行う。前記脱炭窒化鋼板を得る際に、脱炭かつ窒化雰囲気中で前記冷間圧延鋼板の加熱を開始し、次に、所定の範囲内の第１の温度で第１の焼鈍を行い、次に、所定の範囲内の第２の温度で第２の焼鈍を行う。

Description

方向性電磁鋼板の製造方法
　本発明は、磁気特性のばらつきの抑制を図った方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
　方向性電磁鋼板は、Ｓｉを含有し、結晶粒の方位が｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積した鋼板であり、変圧器等の静止誘導器の巻き鉄心等の材料として利用されている。結晶粒の方位の制御は、二次再結晶とよばれる異常粒成長現象を利用して行われている。
　二次再結晶を制御する方法として次の二つの方法が挙げられる。一方では、鋼片を１２８０℃以上の温度で加熱してインヒビターとよばれる微細析出物をほぼ完全に固溶させた後に、熱間圧延、冷間圧延、及び焼鈍等を行い、熱間圧延及び焼鈍の際に微細析出物を析出させる。他方では、鋼片を１２８０℃未満の温度で加熱した後に、熱間圧延、冷間圧延、脱炭焼鈍、窒化処理、及び仕上焼鈍等を行い、窒化処理の際にインヒビターとしてＡｌＮ、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ等を析出させる。前者の方法は高温スラブ加熱法とよばれることがあり、後者の方法は低温スラブ加熱法とよばれることがある。
　低温スラブ加熱法では、通常、一次再結晶焼鈍を兼ねる脱炭焼鈍を実施した後に、窒化焼鈍を行うが、近年、脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を同時に実施することが試みられている。脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を同時に実施することが可能となれば、これらを一つの炉で行うことが可能となり、既存の焼鈍設備を利用することができ、また、焼鈍に要する総処理時間を短縮してエネルギの消費量を抑制することができる。
　しかしながら、脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を同時に実施すると、コイル状に巻き取られた状態で行われる仕上焼鈍後に部位による磁気特性のばらつき（磁気特性偏差）が顕著になる。
特開平３－１２２２２７号公報 韓国登録特許第８１７１６８号公報 特開２００９－２０９４２８号公報 特開平７－２５２５３１号公報 特表２００１－５１５５４０号公報 特開２００７－２５４８２９号公報
　本発明は、磁気特性のばらつきを抑制することができる方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　上述のような仕上焼鈍後の磁気特性のばらつきは、Ｃ含有量が低いスラブを用いた場合、特にＣ含有量が０．０６質量％以下の場合に特に顕著であることが判明した。Ｃ含有量が低いスラブを用いるのは、近年のＣＯ２排出削減の観点から、方向性電磁鋼板の製造過程における脱炭焼鈍にかける時間を短縮することが要請されているためである。仕上焼鈍後の磁気特性のばらつきが生じる原因は定かではないが、仕上焼鈍前には結晶粒が均一に見えている場合でも、仕上焼鈍中に結晶粒が均一に成長しないことがあるためであると考えられる。また、結晶粒が均一に成長しない原因としては、脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を同時に実施すると、脱炭焼鈍中に一次再結晶及び窒化が進行するため、鋼板の厚さ方向における析出物の大きさに差が生じていることが考えられる。つまり、鋼板の表層部では、窒化に伴う析出物の形成により一次再結晶粒が大きくなりにくいのに対し、中心部では、ある量の窒素が拡散してくるまでは析出物が形成されずに一次再結晶粒が大きくなりやすい。従って、一次再結晶粒の粒径にばらつきが生じ、二次再結晶により得られる粒径（二次再結晶粒径）が不均一となり、磁気特性のばらつきが大きくなっていることが考えられる。
　本発明者らは、このような知見に基づき、脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を同時に行う低温スラブ加熱法において、仕上焼鈍中の結晶粒成長を均一化するために、有効な析出物を形成することで均一に二次再結晶を生じさせることができるではないかと考えた。そして、本発明者らは、スラブに種々の元素を添加して得られた方向性電磁鋼板の磁気特性を測定する実験を繰り返し行った。この結果、本発明者らは、二次再結晶を均一化するには、Ｔｉ及びＣｕの添加が有効であることを見出した。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。
　（１）　Ｓｉ：２．５質量％～４．０質量％、Ｃ：０．０２質量％～０．１０質量％、Ｍｎ：０．０５質量％～０．２０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２０質量％～０．０４０質量％、Ｎ：０．００２質量％～０．０１２質量％、Ｓ：０．００１質量％～０．０１０質量％、及びＰ：０．０１質量％～０．０８質量％を含有し、更に、Ｔｉ：０．００２０質量％～０．０１０質量％及びＣｕ：０．０１０質量％～０．５０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼の熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る工程と、
　前記熱間圧延鋼板の焼鈍を行って焼鈍鋼板を得る工程と、
　前記焼鈍鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る工程と、
　前記冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を行って脱炭窒化鋼板を得る工程と、
　前記脱炭窒化鋼板の仕上焼鈍を行う工程と、
　を有し、
　前記脱炭窒化鋼板を得る工程は、
　脱炭かつ窒化雰囲気中で前記冷間圧延鋼板の加熱を開始し、
　次に、７００℃～９５０℃の範囲内の第１の温度で第１の焼鈍を行う工程と、
　次に、前記第１の温度が８００℃未満であれば８５０℃～９５０℃の範囲内、前記第１の温度が８００℃以上であれば８００℃～９５０℃の範囲内の第２の温度で第２の焼鈍を行う工程と、
　を有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
　（２）　前記第１の温度は７００℃～８５０℃の範囲内にあり、
　前記第２の温度は８５０℃～９５０℃の範囲内にあることを特徴とする（１）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　（３）　前記鋼は、更に、Ｃｒ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｓｎ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｓｂ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｎｉ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｓｅ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｂｉ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｐｂ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｂ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｖ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｍｏ：０．００５質量％～０．０２質量％、及びＡｓ：０．００５質量％～０．０２質量％からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　（４）　前記鋼のＴｉ含有量は０．００２０質量％～０．００８０質量％であり、
　前記鋼のＣｕ含有量は０．０１質量％～０．１０質量％であり、
　前記鋼のＴｉ含有量（質量％）を［Ｔｉ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］と表したとき、「２０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．１８」の関係が成り立つことを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　（５）　「１０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．０７」の関係が成り立つことを特徴とする（４）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　（６）　前記鋼の熱間圧延を、前記鋼を１２５０℃以下の温度に加熱してから行うことを特徴とする（１）～（５）のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　（７）　前記第１の焼鈍及び前記第２の焼鈍の時間を１５秒間以上とすることを特徴とする（１）～（６）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、適切な量のＴｉ及び／又はＣｕが鋼に含まれており、適切な温度で脱炭焼鈍及び窒化焼鈍が行われるため、磁気特性のばらつきを抑制することができる。
図１は、Ｔｉ含有量及びＣｕ含有量と、磁束密度及びそのばらつきの評価との関係を示す図である。 図２は、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法を示すフローチャートである。
　上述のように、本発明者らは、スラブに種々の元素を添加して得られた方向性電磁鋼板の磁気特性を測定する実験を繰り返し行い、二次再結晶を均一化するには、Ｔｉ及びＣｕの添加が有効であることを見出した。
　この実験では、例えば、低温スラブ加熱法による方向性電磁鋼板の製造に用いられる組成の珪素鋼を用いた。そして、この炭素鋼に、Ｔｉ及びＣｕを種々の割合で含有させ、種々の組成の鋼塊を作製した。また、鋼塊を１２５０℃以下の温度で加熱して熱間圧延を行い、その後に冷間圧延を行った。更に、冷間圧延後に脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を同時に行い、その後に仕上焼鈍を行った。そして、得られた方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８を測定して、仕上焼鈍後のコイル内の磁束密度Ｂ８のばらつきを調べた。磁束密度Ｂ８は、５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍの磁場が印加されたときに、方向性電磁鋼板に発生する磁束密度である。
　この結果、鋼塊に、０．００２０質量％～０．０１０質量％のＴｉ、及び／又は０．０１０質量％～０．５０質量％のＣｕが含有されている場合に、仕上焼鈍後のコイル内の磁束密度Ｂ８のばらつきが著しく低減されることが見出された。
　上記の実験により得られた結果の一例を図１に示す。実験の詳細は後述するが、図１中の○印は、５枚の単板試料の磁束密度Ｂ８の平均値が１．９０Ｔ以上であり、かつ磁束密度Ｂ８の最大値と最低値との差が０．０３０Ｔ以下であったことを示す。また、図１中の●は、少なくとも、５枚の単板試料の磁束密度Ｂ８の平均値が１．９０Ｔ未満であったか、磁束密度Ｂ８の最大値と最低値との差が０．０３０Ｔを超えていたことを示す。図１から、０．００２０質量％～０．０１０質量％のＴｉ、及び／又は０．０１０質量％～０．５０質量％のＣｕが鋼塊に含有されている場合、磁束密度Ｂ８の平均値が高く、磁束密度Ｂ８のばらつきが小さいことが明らかである。
　次に、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。図２は、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法を示すフローチャートである。
　本実施形態では、先ず、所定の組成の方向性電磁鋼板用の溶鋼の鋳造を行ってスラブを作製する（ステップＳ１）。鋳造方法は特に限定されない。溶鋼は、例えば、Ｓｉ：２．５質量％～４．０質量％、Ｃ：０．０２質量％～０．１０質量％、Ｍｎ：０．０５質量％～０．２０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２０質量％～０．０４０質量％、Ｎ：０．００２質量％～０．０１２質量％、Ｓ：０．００１質量％～０．０１０質量％、Ｐ：０．０１質量％～０．０８質量％を含有する。溶鋼は、更に、Ｔｉ：０．００２０質量％～０．０１０質量％及びＣｕ：０．０１０質量％～０．５０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有する。つまり、溶鋼は、Ｔｉ及びＣｕの一方又は両方を、Ｔｉ：０．０１０質量％以下及びＣｕ：０．５０質量％以下の範囲で、少なくともＴｉ：０．００２０質量％以上又はＣｕ：０．０１０質量％以上の一方を満たすように含有する。溶鋼の残部は残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。なお、不可避不純物には、方向性電磁鋼板の製造工程でインヒビターを形成し、高温焼鈍による純化の後に方向性電磁鋼板中に残存している元素も含まれる。
　ここで、上記の溶鋼の組成の数値限定理由について説明する。
　Ｓｉは、方向性電磁鋼板の電気抵抗を高めて、鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減するのに極めて有効な元素である。Ｓｉ含有量が２．５質量％未満であると、渦電流損失を十分に抑制することができない。一方、Ｓｉ含有量が４．０質量％を超えていると、加工性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は２．５質量％～４．０質量％とする。
　Ｃは、一次再結晶により得られる組織（一次再結晶組織）を制御する上で有効な元素である。Ｃ含有量が０．０２質量％未満であると、この効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．１０質量％を超えていると、脱炭焼鈍に要する時間が長くなり、ＣＯ２の排出量が多くなる。なお、脱炭焼鈍が不十分であると、良好な磁気特性の方向性電磁鋼板を得にくい。従って、Ｃ含有量は０．０２質量％～０．１０質量％とする。また、上述のように、従来の技術では、Ｃ含有量が０．０６質量％以下の場合に仕上焼鈍後の磁気特性のばらつきが特に顕著であるため、本実施形態は、Ｃ含有量が０．０６質量％以下の場合に特に有効である。
　Ｍｎは、方向性電磁鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させる。Ｍｎは、熱間圧延における割れの発生を防止する作用も呈する。Ｍｎ含有量が０．０５質量％未満であると、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．２０質量％を超えていると、方向性電磁鋼板の磁束密度が低下する。従って、Ｍｎ含有量は０．０５質量％～０．２０質量％とする。
　酸可溶性Ａｌは、インヒビターとして作用するＡｌＮを形成する重要な元素である。酸可溶性Ａｌの含有量が０．０２０質量％未満であると、十分な量のＡｌＮを形成することができず、インヒビター強度が不足する。一方、酸可溶性Ａｌの含有量が０．０４０質量％を超えていると、ＡｌＮが粗大化し、インヒビター強度が低下する。従って、酸可溶性Ａｌの含有量は０．０２０質量％～０．０４０質量％とする。
　Ｎは、酸可溶性Ａｌと反応してＡｌＮを形成する重要な元素である。後述のように、冷間圧延後に窒化焼鈍が行われるため、方向性電磁鋼板用鋼に多量のＮが含まれている必要はないが、Ｎ含有量を０．００２質量％未満とするには、製鋼時に大きな負荷が必要とされることがある。一方、Ｎ含有量が０．０１２質量％を超えていると、冷間圧延時に鋼板中にブリスターとよばれる空孔を生じてしまう。従って、Ｎ含有量は０．００２質量％～０．０１２質量％とする。ブリスターの更なる低減のために、Ｎ含有量は０．０１０質量％以下であることが好ましい。
　Ｓは、Ｍｎと反応してＭｎＳ析出物を形成する重要な元素である。ＭｎＳ析出物は主に一次再結晶に影響を与え、熱間圧延に起因してもたらされる一次再結晶の粒成長の場所的な変動を抑える作用を呈する。Ｍｎ含有量が０．００１質量％未満であると、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．０１０質量％を超えていると、磁気特性が低下しやすい。従って、Ｍｎ含有量は０．００１質量％～０．０１０質量％とする。磁気特性の更なる向上のために、Ｍｎ含有量は０．００９質量％以下であることが好ましい。
　Ｐは、方向性電磁鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させる。Ｐ含有量が０．０１質量％未満であると、この効果が十分に得られない。一方、Ｐ含有量が０．０８質量％を超えていると、冷間圧延が困難になることがある。従って、Ｐ含有量は０．０１質量％～０．０８質量％とする。
　ＴｉはＮと反応してＴｉＮ析出物を形成する。また、ＣｕはＳと反応してＣｕＳ析出物を形成する。そして、これら析出物は、仕上焼鈍における結晶粒の成長をコイルの部位によらず均一化し、方向性電磁鋼板の磁気特性のばらつきを抑制する作用を呈する。特に、ＴｉＮ析出物は仕上焼鈍の高温域での粒成長のばらつきを抑制し、方向性電磁鋼板の磁気特性の偏差を小さくすると考えられる。また、ＣｕＳ析出物は脱炭焼鈍又は仕上焼鈍の低温域における粒成長のばらつきを抑制し方向性電磁鋼板の磁気特性の偏差を小さくすると考えられる。Ｔｉ含有量が０．００２０質量％未満、かつＣｕ含有量が０．０１０質量％未満であると、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０１０質量％を超えていると、ＴｉＮ析出物が過剰に形成され、仕上焼鈍後にも残存してしまう。同様に、Ｃｕ含有量が０．５０質量％を超えていると、ＣｕＳ析出物が過剰に形成され、仕上焼鈍後にも残存してしまう。そして、これら析出物が方向性電磁鋼板に残存していると、高い磁気特性を得ることが困難となる。従って、溶鋼は、Ｔｉ及びＣｕの一方又は両方を、Ｔｉ：０．０１０質量％以下及びＣｕ：０．５０質量％以下の範囲で、少なくともＴｉ：０．００２０質量％以上又はＣｕ：０．０１０質量％以上の一方を満たすように含有する。つまり、溶鋼は、Ｔｉ：０．００２０質量％～０．０１０質量％及びＣｕ：０．０１０質量％～０．５０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有する。
　なお、Ｔｉ含有量の下限は０．００２０質量％であることが好ましく、Ｔｉ含有量の上限は０．００８０質量％であることが好ましい。また、Ｃｕ含有量の下限は０．０１質量％であることが好ましく、Ｃｕ含有量の上限は０．１０質量％であることが好ましい。また、Ｔｉ含有量（質量％）を［Ｔｉ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］と表したとき、「２０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．１８」の関係が成り立つことがより好ましく、「１０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．０７」の関係が成り立つことが好ましい。
　なお、以下の種々の元素の少なくとも一種が溶鋼に含まれていてもよい。
　Ｃｒ及びＳｎは、脱炭焼鈍時に形成される酸化層の性質を良好なものとし、仕上焼鈍時にこの酸化層を用いて形成されるグラス皮膜の性質も良好なものとする。つまり、Ｃｒ及びＳｎは、酸化層及びグラス皮膜の形成の安定化を通して、磁気特性を向上し、磁気特性のばらつきを抑制する。但し、Ｃｒ含有量が０．２０質量％を超えていると、グラス皮膜の形成が不安定になる場合がある。また、Ｓｎ含有量が０．２０質量％を超えていると、鋼板の表面が酸化されにくくなってグラス皮膜の形成が不十分となる場合がある。従って、Ｃｒ含有量及びＳｎ含有量は、いずれも０．２０質量％以下であることが好ましい。また、上記の効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量及びＳｎ含有量は、いずれも０．０１質量％以上であることが好ましい。なお、Ｓｎは粒界偏析元素であり、二次再結晶を安定化ならしめる効果もある。
　また、Ｓｂ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｎｉ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｓｅ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｂｉ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｐｂ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｂ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｖ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｍｏ：０．００５質量％～０．０２質量％、及び／又はＡｓ：０．００５質量％～０．０２質量％が溶鋼に含有されていてもよい。これらの元素はいずれもインヒビター強化元素である。
　本実施形態では、このような組成の溶鋼からスラブを作製した後、スラブを加熱する（ステップＳ２）。この加熱の温度は、省エネルギの観点から１２５０℃以下とすることが好ましい。
　次いで、スラブの熱間圧延を行うことにより、熱間圧延鋼板を得る（ステップＳ３）。熱間圧延鋼板の厚さは特に限定されず、例えば、１．８ｍｍ～３．５ｍｍとする。
　その後、熱間圧延鋼板の焼鈍を行うことにより、焼鈍鋼板を得る（ステップＳ４）。焼鈍の条件は特に限定されず、例えば、７５０℃～１２００℃の温度で３０秒間～１０分間行う。この焼鈍により磁気特性が向上する。
　続いて、焼鈍鋼板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延鋼板を得る（ステップＳ５）。冷間圧延は１回のみ行ってもよく、複数回の冷間圧延を、間に中間焼鈍を行いながら行ってもよい。中間焼鈍は、例えば７５０℃～１２００℃の温度で３０秒間～１０分間行うことが好ましい。
　なお、上記のような中間焼鈍を行わずに冷間圧延を行うと、均一な特性を得にくくなることがある。また、中間焼鈍を間に行いつつ複数回の冷間圧延を行うと、均一な特性を得やすくなるが、磁束密度が低くなることがある。従って、冷間圧延の回数及び中間焼鈍の有無は、最終的に得られる方向性電磁鋼板に要求される特性及びコストに応じて決定することが好ましい。
　また、いずれの場合であっても、最終冷間圧延の圧下率は８０％～９５％とすることが好ましい。
　冷間圧延後、脱炭かつ窒化雰囲気中で冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍（脱炭窒化焼鈍）を行うことにより、脱炭窒化鋼板を得る（ステップＳ６）。脱炭焼鈍により鋼板中の炭素が除去され、一次再結晶が生じる。また、窒化焼鈍により、鋼板中の窒素含有量が増加する。脱炭かつ窒化雰囲気としては、水素、窒素及び水蒸気と共に、窒化能を備えたガス（アンモニア等）を含有する湿潤雰囲気が挙げられる。
　この脱炭窒化焼鈍では、少なくとも、脱炭かつ窒化雰囲気中で冷間圧延鋼板の加熱を開始し、その後に、７００℃～９５０℃の範囲内の温度Ｔ１で第１の焼鈍を行い、その後に、温度Ｔ２で第２の焼鈍を行う。つまり、脱炭が生じる前に窒化能を備えたガスを含む雰囲気を準備しておき、脱炭及び窒化を同時に行う。ここで、温度Ｔ２は、温度Ｔ１が８００℃未満であれば８５０℃～９５０℃の範囲内の温度であり、温度Ｔ１が８００℃以上であれば８００℃～９５０℃の範囲内の温度である。また、温度Ｔ１及び温度Ｔ２のそれぞれに１５秒間以上保持することが好ましい。温度Ｔ１での焼鈍及び温度Ｔ２での焼鈍のいずれにおいても、脱炭、一次再結晶、及び窒化が生じるが、温度Ｔ１での焼鈍は主として窒化に寄与し、温度Ｔ２での焼鈍は主として一次再結晶の発現に寄与する。
　温度Ｔ１が７００℃未満であると、一次再結晶により得られる結晶粒（一次再結晶粒）が小さすぎて、後の二次再結晶が十分に発現しない。一方、温度Ｔ１が９５０℃を超えていると、一次再結晶粒が大きすぎて、後の二次再結晶が十分に発現しない。また、温度Ｔ１が８００℃未満の場合に温度Ｔ２が８５０℃未満であると、一次再結晶により得られる結晶粒（一次再結晶粒）が小さすぎて、後の二次再結晶が十分に発現しない。同様に、温度Ｔ１が８００℃超であっても、温度Ｔ２が８００℃未満であると、一次再結晶により得られる結晶粒（一次再結晶粒）が小さすぎて、後の二次再結晶が十分に発現しない。一方、温度Ｔ２が９５０℃を超えていると、一次再結晶粒が大きすぎて、後の二次再結晶が十分に発現しない。また、温度Ｔ１が７００℃未満であるか、温度Ｔ１及び温度Ｔ２が９５０℃を超えていると、鋼板の内部まで窒素が拡散しにくく、後の二次再結晶が十分に発現しない。
　また、温度Ｔ１及びＴ２での各保持時間が１５秒間未満であると、窒化が不十分になったり、一次再結晶粒が小さすぎたりすることがある。特に、温度Ｔ１での保持時間が１５秒間未満であると、窒化が不十分になりやすく、温度Ｔ２での保持時間が１５秒間未満であると、十分な大きさの一次再結晶粒を得にくくなる。
　なお、温度Ｔ２を温度Ｔ１と等しくてもよい。つまり、温度Ｔ１が８００℃以上であれば、温度Ｔ１での焼鈍及び温度Ｔ２での焼鈍を継続して行ってもよい。また、温度Ｔ１と温度Ｔ２とを相違させる場合、温度Ｔ１を窒化に好適な温度とし、温度Ｔ２を一次再結晶の発現に好適な温度とすることが好ましい。このように温度Ｔ１及び温度Ｔ２を設定すれば、磁束密度をより高め、磁束密度のばらつきをより抑制することが可能となる。例えば、温度Ｔ１を７００℃～８５０℃の範囲内の温度に設定し、温度Ｔ２を８５０℃～９５０℃の範囲内の温度に設定することが好ましい。
　温度Ｔ１が７００℃～８５０℃の範囲内にあれば、鋼板の表面に侵入してきた窒素を特に効果的に鋼板の中心部まで拡散させることが可能である。従って、二次再結晶が十分に発現し、良好な磁気特性が得られる。また、温度Ｔ２が８５０℃～９５０℃の範囲内にあれば、一次再結晶粒を特に好ましい大きさに調整することが可能である。従って、二次再結晶が十分に発現し、良好な磁気特性が得られる。
　脱炭窒化焼鈍の後には、脱炭窒化鋼板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布し、脱炭窒化鋼板をコイル状に巻き取る。そして、コイル状の脱炭窒化鋼板にバッチ式の仕上焼鈍を行うことにより、コイル状の仕上焼鈍鋼板を得る（ステップＳ７）。仕上焼鈍により、二次再結晶が生じる。
　その後、コイル状の仕上焼鈍鋼板の巻き解き、及び焼鈍分離剤の除去を行う。続いて、仕上げ焼鈍鋼板の表面にリン酸アルミニウム及びコロイダルシリカを主成分とした被覆液を塗布し、この焼付けを行って絶縁被膜を形成する（ステップＳ８）。
　このようにして方向性電磁鋼板を製造することができる。
　なお、熱間圧延の対象とする鋼は、溶鋼の鋳造により得られるスラブに限定されず、所謂薄スラブを用いてもよい。また、薄スラブを用いる場合、必ずしも１２５０℃以下のスラブ加熱を行わなくてもよい。
　次に、本発明者らが行った実験について説明する。これらの実験における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。
　（第１の実験）
　先ず、Ｓｉ：３．１質量％、Ｃ：０．０６質量％、Ｍｎ：０．１０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２９質量％、Ｎ：０．００８質量％、Ｓ：０．００６０質量％、及びＰ：０．０３０質量％を含有し、更に、表１に示す量のＴｉ及びＣｕを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる１５種類の鋼塊を、真空溶解炉を用いて作製した。次いで、１１５０℃で鋼塊の焼鈍を１時間行い、その後、熱間圧延を行って厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。
　続いて、１１００℃で熱間圧延鋼板の焼鈍を１２０秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗いを行い、その後、焼鈍鋼板の冷間圧延を行って厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。続いて、水蒸気、水素、窒素、及びアンモニアを含有するガス雰囲気中で冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍（脱炭窒化焼鈍）を行って脱炭窒化鋼板を得た。この脱炭窒化焼鈍では、８００℃～８４０の温度Ｔ１で４０秒間の焼鈍を行った後、８７０℃で７０秒間の焼鈍を行った。
　その後、脱炭窒化鋼板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した。そして、１２００℃で２０時間の仕上焼鈍を行って仕上焼鈍鋼板を得た。続いて、仕上焼鈍鋼板を水洗し、その後、幅が６０ｍｍ、長さが３００ｍｍの単板磁気測定用サイズに剪断した。次いで、仕上焼鈍鋼板の表面にリン酸アルミニウム及びコロイダルシリカを主成分とする被覆液を塗布し、この焼付けを行って絶縁被膜を形成した。このようにして、方向性電磁鋼板の試料を得た。
　そして、各方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８を測定した。磁束密度Ｂ８は、上述のように、５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍの磁場が印加されたときに、方向性電磁鋼板に発生する磁束密度である。なお、試料毎に、５枚の測定用の単板試料の磁束密度Ｂ８を測定した。そして、試料毎に、平均値「平均B8」、最高値「B8max」、及び最低値「B8min」を求めた。更に、最高値「B8max」と最低値「B8min」との差「ΔB8」も求めた。差「ΔB8」は、磁気特性の変動幅を示す指標である。これらの結果をＴｉ含有量及びＣｕ含有量と共に表１示す。また、平均値「平均B8」及び差「ΔB8」に基づく評価結果を図１に示す。上述のように、図１中の○印は、平均値「平均B8」が１．９０Ｔ以上であり、かつ差「ΔB8」が０．０３０Ｔ以下であったことを示す。また、図１中の●は、平均値「平均B8」が１．９０Ｔ未満であったか、差「ΔB8」が０．０３０Ｔを超えていたことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１及び図１に示すように、Ｔｉ含有量及びＣｕ含有量が本発明範囲内にある試料Ｎｏ．２～Ｎｏ．４、Ｎｏ．６～Ｎｏ．９、及びＮｏ．１１～Ｎｏ．１５では、平均値「平均B8」が１．９０Ｔ以上と大きく、差「ΔB8」が０．０３０Ｔ以下と小さかった。つまり、高い磁気特性が得られ、磁気特性のばらつきが小さかった。
　特に、Ｔｉ含有量（質量％）を［Ｔｉ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］と表したとき、「２０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．１８」の関係が成り立つ試料Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１３、及びＮｏ．１５において、平均値「平均B8」及び差「ΔB8」のバランスが良好であった。その中でも、「１０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．０７」の関係が成り立つ試料Ｎｏ．１５において、平均値「平均B8」及び差「ΔB8」のバランスが極めて良好であった。
　一方、Ｔｉ含有量が０．００２０質量％未満、かつＣｕ含有量が０．０１０質量％未満の試料Ｎｏ．１では、差「ΔB8」が０．０３０Ｔ超と大きかった。つまり、磁気特性のばらつきが大きかった。また、Ｔｉ含有量が０．０１０質量％を超える試料Ｎｏ．５、及びＣｕ含有量が０．５０質量％を超える試料Ｎｏ．１０では、析出物が多量に含まれ、仕上焼鈍に影響を及ぼした結果、平均値「平均B8」が１．９０Ｔ未満と小さかった。つまり、十分に高い磁気特性が得られなかった。
　（第２の実験）
　先ず、Ｓｉ：３．１質量％、Ｃ：０．０４質量％、Ｍｎ：０．１０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０質量％、Ｎ：０．００３質量％、Ｓ：０．００５５質量％、及びＰ：０．０２８質量％を含有し、更に、表２に示す量のＴｉ及びＣｕを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる３種類の鋼塊を、真空溶解炉を用いて作製した。次いで、１１５０℃で鋼塊の焼鈍を１時間行い、その後、熱間圧延を行って厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。
　続いて、１０９０℃で熱間圧延鋼板の焼鈍を１２０秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗いを行い、その後、焼鈍鋼板の冷間圧延を行って厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。続いて、冷間圧延鋼板から焼鈍用の鋼板を切り出し、水蒸気、水素、窒素、及びアンモニアを含有するガス雰囲気中で鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍（脱炭窒化焼鈍）を行って脱炭窒化鋼板を得た。この脱炭窒化焼鈍では、８００℃で５０秒間の焼鈍を行った後、表２に示す温度Ｔ２での焼鈍を８０秒間行った。
　その後、脱炭窒化鋼板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した。そして、１２００℃で２０時間の仕上焼鈍を行って仕上焼鈍鋼板を得た。続いて、第１の実験と同様にして、水洗から絶縁被膜の形成までの処理を行い、方向性電磁鋼板の試料を得た。
　そして、第１の実験と同様にして、試料毎に、平均値「平均B8」、最高値「B8max」、最低値「B8min」、及び差「ΔB8」を求めた。これらの結果をＴｉ含有量、Ｃｕ含有量、及び温度Ｔ２と共に表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、Ｔｉ含有量、Ｃｕ含有量、及び温度Ｔ２が本発明範囲内にある試料Ｎｏ．２７～Ｎｏ．２９、及びＮｏ．３２～Ｎｏ．３４では、平均値「平均B8」が１．９０Ｔ以上と大きく、差「ΔB8」が０．０３０Ｔ以下と小さかった。つまり、高い磁気特性が得られ、磁気特性のばらつきが小さかった。
　一方、Ｔｉ含有量が０．００２０質量％未満、かつＣｕ含有量が０．０１０質量％未満の試料Ｎｏ．２１～Ｎｏ．２５では、差「ΔB8」が０．０３０Ｔ超と大きかった。つまり、磁気特性のばらつきが大きかった。
　また、温度Ｔ２が８００℃未満の試料Ｎｏ．２６及びＮｏ．３１では、平均値「平均B8」が１．９０Ｔ未満と小さかった。温度Ｔ２が９５０℃超の試料Ｎｏ．３０及びＮｏ．３５では、差「ΔB8」が０．０３０Ｔ超と大きく、平均値「平均B8」が１．９０Ｔ未満と小さかった。
　（第３の実験）
　先ず、Ｓｉ：３．１質量％、Ｃ：０．０４質量％、Ｍｎ：０．１０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０質量％、Ｎ：０．００３質量％、Ｓ：０．００５５質量％、Ｐ：０．０２８質量％、Ｔｉ：０．００２５質量％、及びＣｕ：０．０２８質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる９種類の鋼塊を、真空溶解炉を用いて作製した。次いで、１１５０℃で鋼塊の焼鈍を１時間行い、その後、熱間圧延を行って厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。
　続いて、１０７０℃で熱間圧延鋼板の焼鈍を１２０秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗いを行い、その後、焼鈍鋼板の冷間圧延を行って厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。続いて、冷間圧延鋼板から焼鈍用の鋼板を切り出し、水蒸気、水素、窒素、及びアンモニアを含有するガス雰囲気中で鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍（脱炭窒化焼鈍）を行って脱炭窒化鋼板を得た。この脱炭窒化焼鈍では、表３に示す６８０℃～８６０℃の範囲内の温度Ｔ１で２０秒間の焼鈍を行った後、表３に示す８３０℃～９６０℃の範囲内の温度Ｔ２での焼鈍を９０秒間行った。
　その後、脱炭窒化鋼板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した。そして、１２００℃で２０時間の仕上焼鈍を行って仕上焼鈍鋼板を得た。続いて、第１の実験と同様にして、水洗から絶縁被膜の形成までの処理を行い、方向性電磁鋼板の試料を得た。
　そして、第１の実験と同様にして、試料毎に、平均値「平均B8」、最高値「B8max」、最低値「B8min」、及び差「ΔB8」を求めた。これらの結果を温度Ｔ１、温度Ｔ２と共に表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　温度Ｔ１及び温度Ｔ２が本発明範囲内にある試料Ｎｏ．４２～Ｎｏ．４５、及びＮｏ．４８では、平均値「平均B8」が１．９０Ｔ以上と大きく、差「ΔB8」が０．０３０Ｔ以下と小さかった。つまり、高い磁気特性が得られ、磁気特性のばらつきが小さかった。
　更に、温度Ｔ１が７００℃～８５０℃の範囲内にあり、温度Ｔ２が８５０℃～９５０℃の範囲内にある試料Ｎｏ．４２～Ｎｏ．４４、及びＮｏ．４８では、平均値「平均B8」が１．９１Ｔ以上と特に大きく、差「ΔB8」が０．０２５Ｔ以下と特に小さかった。
　一方、温度Ｔ１が７００℃未満の試料Ｎｏ．４１では、差「ΔB8」が０．０３０Ｔ超と大きく、平均値「平均B8」が１．９０Ｔ未満と小さかった。温度Ｔ２が８００℃未満の試料Ｎｏ．４６でも、差「ΔB8」が０．０３０Ｔ超と大きく、平均値「平均B8」が１．９０Ｔ未満と小さかった。また、温度Ｔ２が９５０℃超の試料Ｎｏ．４９でも、差「ΔB8」が０．０３０Ｔ超と大きく、平均値「平均B8」が１．９０Ｔ未満と小さかった。更に、温度Ｔ１が８００℃未満であり、かつ温度Ｔ２が８５０℃未満の試料Ｎｏ．４７では、平均値「平均B8」が１．９０Ｔ未満と小さかった。
　（第４の実験）
　先ず、Ｓｉ：３．２質量％、Ｃ：０．０４８質量％、Ｍｎ：０．０８質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８質量％、Ｎ：０．００４質量％、Ｓ：０．００６１質量％、Ｐ：０．０３３質量％、Ｔｉ：０．００２４質量％、及びＣｕ：０．０２９質量％を含有し、更に、表４に示す量のＣｒ及びＳｎを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる１０種類の鋼塊を、真空溶解炉を用いて作製した。次いで、１１００℃で鋼塊の焼鈍を１時間行い、その後、熱間圧延を行って厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。
　続いて、１１００℃で熱間圧延鋼板の焼鈍を１２０秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗いを行い、その後、焼鈍鋼板の冷間圧延を行って厚さが０．２３ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。続いて、水蒸気、水素、窒素、及びアンモニアを含有するガス雰囲気中で冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍（脱炭窒化焼鈍）を行って脱炭窒化鋼板を得た。この脱炭窒化焼鈍では、８００℃～８４０の温度Ｔ１で３０秒間の焼鈍を行った後、８６０℃で８０秒間の焼鈍を行った。
　その後、脱炭窒化鋼板の表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した。そして、１２００℃で２０時間の仕上焼鈍を行って仕上焼鈍鋼板を得た。続いて、第１の実験と同様にして、水洗から絶縁被膜の形成までの処理を行い、方向性電磁鋼板の試料を得た。
　そして、第１の実験と同様にして、試料毎に、平均値「平均B8」、最高値「B8max」、最低値「B8min」、及び差「ΔB8」を求めた。これらの結果をＣｒ含有量及びＳｎ含有量と共に表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、試料Ｎｏ．５１～６０のいずれにおいても、平均値「平均B8」が１．９０Ｔ以上と大きく、差「ΔB8」が０．０３０Ｔ以下と小さかった。つまり、高い磁気特性が得られ、磁気特性のばらつきが小さかった。その中でも、０．０１０質量％～０．２０質量％のＣｒ、及び／又は、０．０１０質量％～０．２０質量％のＳｎを含有する試料Ｎｏ．５２、Ｎｏ．５３、Ｎｏ．５５、Ｎｏ．５６、Ｎｏ．５８～Ｎｏ．６０では、平均値「平均B8」が１．９１Ｔ以上と特に大きく、差「ΔB8」が０．０２５Ｔ以下と特に小さかった。
　本発明は、例えば、電磁鋼板製造産業及び電磁鋼板利用産業において利用することができる。

Claims (23)

  1. 　Ｓｉ：２．５質量％～４．０質量％、Ｃ：０．０２質量％～０．１０質量％、Ｍｎ：０．０５質量％～０．２０質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２０質量％～０．０４０質量％、Ｎ：０．００２質量％～０．０１２質量％、Ｓ：０．００１質量％～０．０１０質量％、及びＰ：０．０１質量％～０．０８質量％を含有し、更に、Ｔｉ：０．００２０質量％～０．０１０質量％及びＣｕ：０．０１０質量％～０．５０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼の熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る工程と、
    　前記熱間圧延鋼板の焼鈍を行って焼鈍鋼板を得る工程と、
    　前記焼鈍鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る工程と、
    　前記冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を行って脱炭窒化鋼板を得る工程と、
    　前記脱炭窒化鋼板の仕上焼鈍を行う工程と、
    　を有し、
    　前記脱炭窒化鋼板を得る工程は、
    　脱炭かつ窒化雰囲気中で前記冷間圧延鋼板の加熱を開始し、
    　次に、７００℃～９５０℃の範囲内の第１の温度で第１の焼鈍を行う工程と、
    　次に、前記第１の温度が８００℃未満であれば８５０℃～９５０℃の範囲内、前記第１の温度が８００℃以上であれば８００℃～９５０℃の範囲内の第２の温度で第２の焼鈍を行う工程と、
    　を有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 　前記第１の温度は７００℃～８５０℃の範囲内にあり、
    　前記第２の温度は８５０℃～９５０℃の範囲内にある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。
  3. 　前記鋼は、更に、Ｃｒ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｓｎ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｓｂ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｎｉ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｓｅ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｂｉ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｐｂ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｂ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｖ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｍｏ：０．００５質量％～０．０２質量％、及びＡｓ：０．００５質量％～０．０２質量％からなる群から選択された少なくとも一種を含有する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。
  4. 　前記鋼は、更に、Ｃｒ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｓｎ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｓｂ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｎｉ：０．０１０質量％～０．２０質量％、Ｓｅ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｂｉ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｐｂ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｂ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｖ：０．００５質量％～０．０２質量％、Ｍｏ：０．００５質量％～０．０２質量％、及びＡｓ：０．００５質量％～０．０２質量％からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 　前記鋼のＴｉ含有量は０．００２０質量％～０．００８０質量％であり、
    　前記鋼のＣｕ含有量は０．０１質量％～０．１０質量％であり、
    　前記鋼のＴｉ含有量（質量％）を［Ｔｉ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］と表したとき、「２０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．１８」の関係が成り立つ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。
  6. 　前記鋼のＴｉ含有量は０．００２０質量％～０．００８０質量％であり、
    　前記鋼のＣｕ含有量は０．０１質量％～０．１０質量％であり、
    　前記鋼のＴｉ含有量（質量％）を［Ｔｉ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］と表したとき、「２０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．１８」の関係が成り立つことを特徴とする請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 　前記鋼のＴｉ含有量は０．００２０質量％～０．００８０質量％であり、
    　前記鋼のＣｕ含有量は０．０１質量％～０．１０質量％であり、
    　前記鋼のＴｉ含有量（質量％）を［Ｔｉ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］と表したとき、「２０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．１８」の関係が成り立つことを特徴とする請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 　前記鋼のＴｉ含有量は０．００２０質量％～０．００８０質量％であり、
    　前記鋼のＣｕ含有量は０．０１質量％～０．１０質量％であり、
    　前記鋼のＴｉ含有量（質量％）を［Ｔｉ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］と表したとき、「２０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．１８」の関係が成り立つことを特徴とする請求項４に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  9. 　「１０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．０７」の関係が成り立つ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。
  10. 　「１０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．０７」の関係が成り立つことを特徴とする請求項６に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  11. 　「１０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．０７」の関係が成り立つことを特徴とする請求項７に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  12. 　「１０×［Ｔｉ］＋［Ｃｕ］≦０．０７」の関係が成り立つことを特徴とする請求項８に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  13. 　前記鋼の熱間圧延を、前記鋼を１２５０℃以下の温度に加熱してから行う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。
  14. 　前記鋼の熱間圧延を、前記鋼を１２５０℃以下の温度に加熱してから行うことを特徴とする請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  15. 　前記鋼の熱間圧延を、前記鋼を１２５０℃以下の温度に加熱してから行うことを特徴とする請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  16. 　前記鋼の熱間圧延を、前記鋼を１２５０℃以下の温度に加熱してから行う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。
  17. 　前記鋼の熱間圧延を、前記鋼を１２５０℃以下の温度に加熱してから行うことを特徴とする請求項９に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  18. 　前記第１の焼鈍及び前記第２の焼鈍の時間を１５秒間以上とする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。
  19. 　前記第１の焼鈍及び前記第２の焼鈍の時間を１５秒間以上とすることを特徴とする請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  20. 　前記第１の焼鈍及び前記第２の焼鈍の時間を１５秒間以上とすることを特徴とする請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  21. 　前記第１の焼鈍及び前記第２の焼鈍の時間を１５秒間以上とする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。
  22. 　前記第１の焼鈍及び前記第２の焼鈍の時間を１５秒間以上とすることを特徴とする請求項９に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  23. 　前記第１の焼鈍及び前記第２の焼鈍の時間を１５秒間以上とすることを特徴とする請求項１３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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