WO2020149348A1 - 一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

一方向性電磁鋼板の製造方法 Download PDF

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隆史 片岡
義行 牛神
村上　健一
藤井　浩康
岡田　慎吾
聖記 竹林
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a unidirectional electrical steel sheet used as an iron core material for a transformer, and particularly to a method for producing a unidirectional electrical steel sheet having no forsterite coating excellent in decarburization.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-005129 filed in Japan on January 16, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • the present invention removes the glass film by means such as pickling, or intentionally prevents the production of the finished annealed unidirectional electrical steel sheet, that is, a forsterite film.
  • the unidirectional electrical steel sheet is excellent in decarburization for reducing the carbon residual amount even when the sheet thickness is thick and realizing low iron loss. It aims at providing the manufacturing method of.
  • the content of the acid-soluble Al exceeds 0.07%, the steel sheet becomes brittle, and particularly in the electrical steel sheet of the present invention containing a large amount of Si, the embrittlement becomes remarkable, so the content of the acid-soluble Al is 0. It should be 07% or less. It is preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less.
  • a cold rolling step for forming a steel sheet, a decarburizing annealing step for decarburizing the cold rolled steel sheet, and a finish annealing step for finish annealing the steel sheet after the decarburizing annealing step are provided.
  • the decarburization annealing step the cold rolled steel sheet is decarburized and the crystal grain size is controlled to a size suitable for secondary recrystallization (the grain size before secondary recrystallization is referred to as primary recrystallized grain size). It is a process.
  • the decarburization annealing step of this manufacturing method is (I-1) a first heat treatment of heating a temperature range of 550° C. or higher and lower than 720° C. at an average heating rate HR1 of 40 to 500° C./sec; (I-2) Following the first heat treatment, a temperature range of 720° C. or higher and a temperature T1° C. or lower that satisfies the following formula (2) is heated at an average heating rate HR2 of 5 to 50° C./second. Heat treatment; (Ii) a second annealing process, followed by a first annealing process of holding the temperature T1° C. for 50 to 1000 seconds; Have.
  • the oxygen partial pressure P1 is set to 0.0010 or more. It is preferably 0.010 or more.
  • (I-1) First stage heating (sometimes referred to as first heat treatment) Heating temperature range: 550° C. or higher and lower than 720° C. Average heating rate HR1: 40° C./sec or higher, 500° C./sec or lower.
  • the SiO 2 formation behavior that inhibits the decarburization reaction is not limited to the oxygen partial pressure of the atmosphere It also depends on the speed. Therefore, it is important that the heating in the decarburization annealing goes through a thermal cycle that avoids the formation of SiO 2 as much as possible.
  • the average heating rate HR3 is set to 5°C/sec or more. It is preferably 10° C./second or more.
  • the average heating rate HR3 exceeds 50° C./sec, the temperature reached by heating exceeds the temperature T2° C., the primary recrystallized grain size becomes coarse, causing secondary recrystallization failure, and the magnetic flux density decreases.
  • the average heating rate HR3 is 50° C./second or less. It is preferably 20° C./second or less.
  • a sample of the evaluation sheet was taken from the secondary recrystallized steel sheet that had undergone the above steps, and the sample was subjected to strain relief annealing at 800° C. for 2 hours in a dry gas atmosphere containing nitrogen and hydrogen, Aging treatment was performed at 150° C. for 300 hours in a nitrogen atmosphere, the magnetic flux density and iron loss were measured by SST, and the residual carbon amount was analyzed.
  • the magnetic evaluation method and the residual carbon content analysis method are the same as in Example 1.
  • Table 4 also shows the magnetic flux density B8 (T), iron loss (W 17/50 ) and residual carbon content (ppm) of the steel sheet after the aging treatment. It can be seen that the residual carbon amount of 24 ppm or less, the magnetic flux density B8 of 1.89 T or more, and the iron loss W 17/50 (W/kg) of 0.80 or less are obtained. Particularly, in the invention examples D1 to D7 and D14 to D16 that satisfy the preferable conditions of the second annealing treatment and the third heating treatment described in the present embodiment, the residual carbon amount or the iron loss tends to be further reduced. In addition, in D14 and D15, the plate thickness was reduced, and also in this respect, the iron loss was a good value.
  • Example 4 In Example 4, the same processes as in Invention Examples D1 to D16 of Example 3 were performed, except that the nitriding treatment was performed between the second annealing treatment and the finish annealing step. Here, the nitriding treatment was performed by holding the steel sheet at 700 to 800° C. for 30 seconds in an ammonia gas atmosphere. The results are shown in Table 5. In each of the invention examples, the residual carbon amount was 25 ppm or less, the magnetic flux density B8 was 1.88 T or more, and the iron loss W 17/50 (W/kg) was 0.85 or less.

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Abstract

この一方向性電磁鋼板の製造方法は、フォルステライト皮膜を有しない一方向性電磁鋼板の製造方法であって、脱炭焼鈍工程において、０．００１０～０．２０である酸素分圧（Ｐ１）の雰囲気中、冷延鋼板を、（ｉ－１）５５０℃以上７２０℃未満の温度域では、４０～５００℃／秒の平均加熱速度（ＨＲ１）で加熱し、（ｉ－２）７２０℃～Ｔ１℃（７７０℃≦Ｔ1（℃）≦９００℃）の温度域では、５～５０℃／秒である平均加熱速度（ＨＲ２）で加熱し、（ｉｉ）温度Ｔ１℃で５０～１０００秒保持し、Ｃ量を２５ｐｐｍ以下とする。

Description

一方向性電磁鋼板の製造方法
　本発明は、変圧器の鉄芯材料として使用する一方向性電磁鋼板の製造方法、特に、脱炭性に優れたフォルステライト皮膜を有しない一方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
　本願は、２０１９年１月１６日に日本に出願された特願２０１９－００５１２９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　一方向性電磁鋼板は、｛１１０｝＜００１＞方位（以下、Ｇｏｓｓ方位）に高配向集積した結晶粒により構成された、Ｓｉを７％以下含有した電磁鋼板で、主に、変圧器の鉄芯材料として用いられる。
　一方向性電磁鋼板におけるＧｏｓｓ方位の高配向な集積は、二次再結晶とよばれる粒成長現象を利用して実現される。一方向性電磁鋼板は、磁気特性として、磁束密度が高く（磁界の強さ８００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ８値で代表される）、鉄損が低い（Ｗ17/50値で代表される）ことが要求される。特に、最近では、省エネルギーの見地から電力損失の低減に対する要求が一層高まっている。
　一方向性電磁鋼板において、磁区は交流磁場の下では、磁壁の移動を伴って変化する。この磁壁移動がスムーズに行われることが、鉄損改善に効果的である。しかし、磁区の動きを観察すると、動かない磁区も存在しており、一方向性電磁鋼板の鉄損値を更に低減するためには、磁区の動きを阻害する鋼板表面のフォルステライト（Ｍｇ2ＳｉＯ4）系皮膜（以下「グラス皮膜」ということがある。）による界面凹凸からのピン止め効果をなくすことが重要である。
　そのようなピン止め効果をなくすには、磁区の動きを阻害する鋼板表面のグラス皮膜を形成しないことが有効であり、その手段として、脱炭焼鈍の露点を制御し、脱炭焼鈍時に形成される酸化層において、Ｆｅ系酸化物（Ｆｅ2ＳｉＯ4、ＦｅＯ等）を形成させないこと、及び、焼鈍分離剤としてシリカと反応しないアルミナ等の物質を用いることにより、仕上げ焼鈍後に表面の平滑化を達成することが可能であることが、特許文献１～１０に開示されている。
　しかし、一般に、脱炭反応は、雰囲気中の水蒸気と鋼板中の固溶炭素との化学反応であるため、低酸素分圧化することで、脱炭性は悪くなるという問題がある。例えば、特許文献１０では、一回目の冷延後に酸素分圧０．５０～０．８８の雰囲気で中間焼鈍を行い、脱炭を促進させた後に、二回目の冷延を行い、酸素分圧０．０００１～０．２の範囲で脱炭焼鈍を実施する方法が提案されている。
　この方法により、良好な脱炭性を確保しつつ、Ｆｅ系酸化物の生成をより強く抑制することが可能となるが、冷延及び焼鈍を各々２回行うため、工業的にはコストの問題が大きい。
　特許文献６では、脱炭焼鈍を前段と後段とに分離し、前段及び後段の均熱範囲を、７７０℃≦Ｔ１≦８６０℃で表されるＴ１（℃）とＴ１＋１０≦Ｔ２≦９５０℃で表されるＴ２（℃）との二段階に分けて実施することによる、脱炭性改善の技術が提案されている。しかしながら、特許文献６で想定されている酸素分圧の下限値が０．０１程度であるため、より低酸素分圧下では、脱炭性を確保できず、特に、最終板厚が０．２３ｍｍ以上となるような厚手材の難脱炭性はとりわけ顕著であるという問題があった。
日本国特開昭６４－０６２４１７号公報 日本国特開平０７－１１８７５０号公報 日本国特開平０７－２７８６６８号公報 日本国特開平０７－２７８６６９号公報 日本国特開２００２－１７３７１５号公報 日本国特開２００３－０５５７１７号公報 日本国特開２００３－００３２１３号公報 日本国特開２００３－０４１３２０号公報 日本国特開２００３－２４７０２１号公報 日本国特表２０１１－５１８２５３号公報
　本発明は、従来技術の課題に鑑み、グラス皮膜を酸洗等の手段により除去し、又は、その生成を意図的に防止して製造した仕上げ焼鈍済み一方向性電磁鋼板、即ち、フォルステライト皮膜を有しない一方向性電磁鋼板の製造において、板厚が厚い場合であっても好適に炭素残留量を下げ、かつ、低鉄損を実現するための脱炭性に優れた一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。
　本発明者らは、上記課題を解決するため、フォルステライト皮膜を有しない一方向性電磁鋼板において、板厚が厚い場合であっても好適に炭素残留量を下げ、かつ、低鉄損を実現するための製造方法について鋭意検討した。
　その結果、脱炭焼鈍工程を厳密に制御することにより、製造される一方向性電磁鋼板の炭素残留量を好適に低減することができ、かつ、低鉄損を実現できることを見出した。
　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）質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．８０～７．００％、酸可溶性Ａｌ：０．０１～０．０７％、Ｎ：０．０１２％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｓ：０．０８％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼片を熱間圧延して熱延鋼板とする熱延工程と、熱延鋼板を焼鈍する焼鈍工程と、焼鈍工程後の熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、酸洗工程後の熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする冷延工程と、冷延鋼板を脱炭する脱炭焼鈍工程と、脱炭焼鈍工程後の鋼板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程と、を備え、
　脱炭焼鈍工程は、
　　（ｉ－１）５５０℃以上、７２０℃未満の温度域を、４０℃／秒～５００℃／秒である平均加熱速度ＨＲ１で加熱する第１加熱処理と；
　　（ｉ－２）前記第１加熱処理に続いて、７２０℃以上、下記式（２）を満たす温度Ｔ１℃以下の温度域を、５℃／秒～５０℃／秒である平均加熱速度ＨＲ２で加熱する第２加熱処理と；
　　（ｉｉ）前記第２加熱処理に続いて、前記温度Ｔ１℃で、５０～１０００秒保持する第１焼鈍処理と；
を有し、
　前記第１加熱処理、前記第２加熱処理及び前記第１焼鈍処理は、下記式（１）を満たす酸素分圧Ｐ１の雰囲気下で行われ、
　前記第１焼鈍処理後の前記鋼板では、Ｃ量が２５ｐｐｍ以下である
ことを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
　　　　　　　　　　　０．００１０≦Ｐ１≦０．２０　　　・・・（１）
　　　　　　　　　　　７７０≦Ｔ１（℃）≦９００　　　・・・（２）
　（２）前記（１）に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法では、前記脱炭焼鈍工程が、前記第１焼鈍処理の後に、下記式（３）を満たす酸素分圧Ｐ２の雰囲気下で、下記式（４）を満たす温度Ｔ２℃で、３～５００秒保持する第２焼鈍処理を更に有してもよい。
　　　　　　　　　　　Ｐ２＜Ｐ１　　　　　　　　　　　　・・・（３）
　　　　　　　　　　　９６０≧Ｔ２≧Ｔ１＋１０　　　　　・・・（４）
　（３）前記（２）に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法では、前記第１焼鈍処理と前記第２焼鈍処理との間に第３加熱処理を更に有し、前記第３加熱処理は、前記Ｔ１℃から前記Ｔ２℃までの温度域を、５～５０℃／秒である平均加熱速度ＨＲ３で加熱してもよい。
　（４）前記（１）～（３）のいずれかに記載の一方向性電磁鋼板の製造方法では、前記鋼片が、質量％で、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｓｎ：０．０１～０．０２％の１種又は２種以上を含有してもよい。
　（５）前記（１）～（４）のいずれかに記載の一方向性電磁鋼板の製造方法では、前記脱炭焼鈍工程と前記仕上げ焼鈍工程との間に、前記脱炭焼鈍工程後の前記鋼板を窒化処理する窒化処理工程をさらに備え、前記仕上げ焼鈍工程では、前記窒化処理工程後の鋼板を仕上げ焼鈍してもよい。
　本発明によれば、冷延後の脱炭焼鈍工程にて、低酸素分圧の雰囲気での焼鈍により、鋼板表面のＦｅ系酸化物の生成を意図的に防止して、フォルステライト皮膜を有しない一方向性電磁鋼板を製造する方法において、Ｆｅ系酸化物の生成が抑制される低酸素分圧の雰囲気でも、中間焼鈍を含む二回以上の冷延を経ることなく、安定して脱炭焼鈍を行うことができる。この結果、板厚が厚い場合であっても好適に炭素残留量を下げ、かつ、低鉄損を実現することができる。
　本発明の一実施形態に係る脱炭性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法（以下「本製造方法」ということがある。）は、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．８０～７．００％、酸可溶性Ａｌ：０．０１～０．０７％、Ｎ：０．０１２％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｓ：０．０８％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼片を熱間圧延して熱延鋼板とする熱延工程と、熱延鋼板を焼鈍する焼鈍工程と、焼鈍工程後の熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、酸洗工程後の熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする冷延工程と、冷延鋼板を脱炭する脱炭焼鈍工程と、脱炭焼鈍工程後の鋼板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程を備え、
　前記脱炭焼鈍工程は、
　　（ｉ－１）５５０℃以上、７２０℃未満の温度域を、４０～５００℃／秒である平均加熱速度ＨＲ１で加熱する第１加熱処理と；
　　（ｉ－２）前記第１加熱処理に続いて、７２０℃以上、下記式（２）を満たす温度Ｔ１℃以下の温度域を、５～５０℃／秒である平均加熱速度ＨＲ２で加熱する第２加熱処理と；
　　（ｉｉ）前記第２加熱処理に続いて、前記温度Ｔ１℃で５０～１０００秒保持する第１焼鈍処理と；
を有し、
　前記第１加熱処理、前記第２加熱処理及び前記第１焼鈍処理は、下記式（１）を満たす酸素分圧Ｐ１の雰囲気下で行われ、
　前記第１焼鈍処理後の前記鋼板では、Ｃ量が２５ｐｐｍ以下である。
　　　　　　　　　　　０．００１０≦Ｐ１≦０．２０　　　・・・（１）
　　　　　　　　　　　７７０≦Ｔ１（℃）≦９００　　　・・・（２）
　以下、本製造方法について説明する。なお、本実施形態において、「～」を用いて表される数値限定範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　まず、本製造方法において熱間圧延に供する、電磁鋼板製造用の鋼片（以下「本鋼片」ということがある。）の化学組成の限定理由について説明する。以下、化学組成に係る％は鋼片（より厳密には、化学組成の分析に使用した鋼片試料）の総質量に対する質量％を意味する。
　＜化学組成＞
　Ｃ：０．１０％以下
　Ｃの含有量が０．１０％を超えると、二次再結晶焼鈍において鋼が相変態して、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られないので、Ｃの含有量は０．１０％以下とする。鉄損低減の観点から、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。Ｃの検出限界が０．００１％程度であるので、実用鋼板上、０．００１％が実質的な下限である。
　Ｓｉ：０．８０～７．００％
　Ｓｉの含有量が０．８０％未満であると、二次再結晶焼鈍において鋼が相変態して、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られないので、Ｓｉの含有量は０．８０％以上とする。好ましくは１．００％以上、より好ましくは２．５０％以上、より好ましくは３．００％以上である。
　一方、Ｓｉの含有量が７．００％を超えると、鋼板が脆化し、製造工程での通板性が顕著に劣化するので、Ｓｉの含有量は７．００％以下とする。好ましくは４．００％以下、より好ましくは３．７５％以下である。
　酸可溶性Ａｌ：０．０１～０．０７％
　本発明電磁鋼板において、酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）は、二次再結晶におけるインヒビターとして必須の元素である。即ち、酸可溶性Ａｌは、ＡｌＮを形成し、安定して二次再結晶を起こさせる元素である。
　酸可溶性Ａｌの含有量が０．０１％未満であると、インヒビターとして機能するＡｌＮが十分に生成せず、二次再結晶が不十分となり、鉄損特性が向上しないので、酸可溶性Ａｌの含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。
　一方、酸可溶性Ａｌの含有量が０．０７％を超えると、鋼板が脆化し、特に、Ｓｉが多い本発明電磁鋼板では、脆化が顕著となるので、酸可溶性Ａｌの含有量は０．０７％以下とする。好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
　Ｎ：０．０１２％以下
　Ｎの含有量が０．０１２％を超えると、冷延時、鋼板中にブリスター（空孔）が生じるうえに、鋼板の強度が上昇し、製造時の通板性が悪化するので、Ｎの含有量は０．０１２％以下とする。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００９％以下である。
　一方、ＮがＡｌと結合して、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成するためには、Ｎの含有量は０．００４％以上が好ましい。より好ましくは０．００６％以上である。
　Ｍｎ：１．００％以下
　Ｍｎの含有量が１．００％を超えると、二次再結晶焼鈍において鋼が相変態して、二次再結晶が十分に進行せず、良好な磁束密度と鉄損特性が得られないので、Ｍｎの含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
　ＭｎＳを、二次再結晶時、インヒビターとして活用することができるが、ＡｌＮをインヒビターとして活用する場合、ＭｎＳは必須でないので、Ｍｎの含有量の下限は０％を含む。ＭｎＳをインヒビターとして活用する場合、Ｍｎの含有量は０．０２％以上とする。好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０７％以上である。
　Ｓ:０．０８％以下
　Ｓの含有量が０．０８％を超えると、熱間脆性が原因となり、熱延が著しく困難になるので、Ｓの含有量は０．０８％以下とする。好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
　ＡｌＮをインヒビターとして活用する場合、ＭｎＳは必須でないので、Ｓの含有量の下限は０％を含むが、ＭｎＳを、二次再結晶時、インヒビターとして活用する場合、Ｓの含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。
　また、Ｓの一部を、Ｓｅ又はＳｂで置き換えてもよく、その場合は、Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６Ｓｅ、又は、Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０６Ｓｂで換算した値を用いる。
　本発明電磁鋼板は、上記元素の他、本発明電磁鋼板の特性を向上させるため、以下の元素の一種又は二種以上を含有してもよい。
　Ｃｒ：０．０１～０．５０％
　Ｃｒは、一次再結晶の集合組織を改善し、二次再結晶を安定化させ、鉄損低減効果をもたらす元素である。Ｃｒの含有量が０．０１％未満では、集合組織の改善効果が十分に得られないので、Ｃｒの含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。
　一方、Ｃｒの含有量が０．５０％を超えると、ＣｒがＯと結合し、Ｃｒ2Ｏ3皮膜を形成し、脱炭性を劣化させるので、Ｃｒの含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
　Ｃｕ：０．０１～０．５０％
　Ｃｕは、Ｃｒと同様に一次再結晶の集合組織を改善し、二次再結晶を安定化させ、鉄損低減効果をもたらす元素である。Ｃｕの含有量が０．０１％未満では、集合組織の改善効果が十分に得られないので、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。
　一方、Ｃｕの含有量が０．５０％を超えると、熱間圧延中、鋼板が脆化するので、Ｃｕの含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
　Ｓｎ：０．０１～０．２０％
　Ｓｎは、Ｃｒ及びＣｕと同様に一次再結晶の集合組織を改善する元素である。Ｓｎの含有量が０．０１％未満では、鋼板表面の平滑化効果が十分に得られないので、Ｓｎの含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。
　一方、Ｓｎの含有量が０．２０％を超えると、二次再結晶が不安定となり、磁気特性が劣化するので、Ｓｎの含有量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
　本鋼片の化学組成の残部はＦｅ及び不純物であるが、磁気特性の更なる向上、強度、耐食性や疲労特性などの構造部材に求められる特性の向上、鋳造性や通板性の向上、スクラップ使用などによる生産性向上を目的として、残部の鉄の一部に代えてＭｏ、Ｗ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ａｇ、Ｔｅ、Ｃｅ、Ｖ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｅ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｙ、Ｌａ等の微量元素を、合計で５．０％以下、好ましくは２．０％以下、含有してもよい。不純物は鋼片の製造過程で鋼片に不可避的に混入する不可避的不純物を含む。本実施形態の効果を損なわない範囲で、上記で列挙した元素以外の元素を不純物として鋼片に添加してもよい。
　上述した鋼片（あるいは一方向性電磁鋼板中の母材鋼板）の化学成分は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、鋼成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　次に、本製造方法について説明する。
　＜製造方法＞
　本実施形態に係る脱炭性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．８０～７．００％、酸可溶性Ａｌ：０．０１～０．０７％、Ｎ：０．０１２％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｓ：０．０８％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼片を熱間圧延して熱延鋼板とする熱延工程と、熱延鋼板を焼鈍する焼鈍工程と、焼鈍工程後の熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、酸洗工程後の熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする冷延工程と、冷延鋼板を脱炭する脱炭焼鈍工程と、脱炭焼鈍工程後の鋼板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程と、を備える。
　ここで、脱炭焼鈍工程は、冷延鋼板を脱炭するとともに、結晶粒径を二次再結晶に好ましい大きさに制御する（二次再結晶前の粒径を一次再結晶粒径という）工程である。
　本製造方法の脱炭焼鈍工程は、
　　（ｉ－１）５５０℃以上、７２０℃未満の温度域を、４０～５００℃／秒である平均加熱速度ＨＲ１で加熱する第１加熱処理と；
　　（ｉ－２）第１加熱処理に続いて、７２０℃以上、下記式（２）を満たす温度Ｔ１℃以下の温度域を、５～５０℃／秒である平均加熱速度ＨＲ２で加熱する第２加熱処理と；
　　（ｉｉ）第２加熱処理に続いて、温度Ｔ１℃で５０～１０００秒保持する第１焼鈍処理と；
を有する。
　また、第１加熱処理、第２加熱処理及び第１焼鈍処理は、下記式（１）を満たす酸素分圧Ｐ１の雰囲気下で行われる。
　さらに、第１焼鈍処理後の前記鋼板では、Ｃ量が２５ｐｐｍ以下である。
　　　　　　　　　　　０．００１０≦Ｐ1≦０．２０・・・・・・（１）
　　　　　　　　　　　７７０≦Ｔ1（℃）≦９００・・・・・・（２）
　以下、重要な制御因子について説明する。
　焼鈍雰囲気の酸素分圧Ｐ１：０．００１０以上、０．２０以下
　脱炭焼鈍において、鋼板表面に酸化膜（例えば、Ｍｎ、Ｓｉに由来する酸化膜）が生成すると、脱炭反応が阻害されるので、酸化膜の生成を制御することは重要である。
　酸化膜の生成を制御する因子は、加熱速度（後述）、保持温度と保持時間（後述）の他、雰囲気の酸素分圧がある。酸化膜は、金属原子と酸素の酸化反応であるので、酸化膜の生成挙動は、とりわけ、焼鈍雰囲気の酸素分圧（酸化度）に敏感である。
　酸素分圧（酸化度）は、水蒸気（Ｈ2Ｏ）分圧を水素（Ｈ2）分圧で除したものとして定義される。即ち、酸素分圧が大きい雰囲気は、水蒸気分圧が高い雰囲気である。脱炭は、Ｃ＋Ｈ2Ｏ→Ｈ2＋ＣＯの反応で進行するので、酸素分圧は大きい方が好ましい。
　本製造方法の脱炭焼鈍雰囲気の酸素分圧Ｐ１は、上記式（１）を満たす酸素分圧とする。
　酸素分圧Ｐ１が０．００１０未満であると、外部酸化型の緻密なＳｉＯ２が急速に形成され脱炭反応が阻害されるので、酸素分圧Ｐ１は０．００１０以上とする。好ましくは０．０１０以上である。
　脱炭反応を促進する点で、酸素分圧の上限は特に限定されないが、酸素分圧Ｐ１が０．２０を超えると、鋼板表面に、二次再結晶の進行を抑制する作用をなす鉄系酸化物が生成しやすくなるので、酸素分圧Ｐ１は０．２０以下とする。好ましくは０．１５以下である。
　（ｉ-１）１段目加熱（第１加熱処理と呼称する場合がある）
　　加熱温度域：５５０℃以上、７２０℃未満
　　平均加熱速度ＨＲ１：４０℃／秒以上、５００℃／秒以下
　脱炭反応を阻害するＳｉＯ2の生成挙動は、雰囲気の酸素分圧のみならず、加熱速度にも依存する。そのため、脱炭焼鈍における加熱は、ＳｉＯ2の生成を極力回避する熱サイクルを経ることが重要である。
　それ故、ＳｉＯ2の生成温度域である５５０℃以上の温度域における平均加熱速度ＨＲ1を４０℃／秒以上とする。好ましくは７０℃／秒以上である。加熱速度が速いほど脱炭には好ましいが、加熱速度が速すぎると鋼板の温度がオーバーシュートする（Ｔ１の上限値を超える）可能性がある。鋼板の温度がオーバーシュートした場合、一次再結晶粒集合組織中の結晶粒が粗大化し、二次再結晶が不良となる。したがって、加熱速度は５００℃／秒以下とする。好ましくは２００℃／秒以下である。
　平均加熱速度ＨＲ１：４０℃／秒以上、５００℃／秒以下の加熱速度で、加熱到達温度が上記式（２）を満たす温度Ｔ１℃を確実に超えないように、上記加熱速度を適用する温度域は７２０℃未満（＜７７０℃［温度Ｔ１℃の下限］）とする。即ち、平均加熱速度ＨＲ１で加熱する加熱温度域は、５５０℃以上、７２０℃未満とする。なお、本実施形態における各段の「平均加熱速度」は、各段の温度域の温度範囲（上限値－下限値）を各段の加熱に要した時間で除算することで得られる。なお、１段目加熱の平均加熱速度を測定するにあたっては、便宜的に１段目加熱の上限値を７２０℃とする。
　（ｉ－２）２段目加熱（第２加熱処理と呼称する場合がある）
　　加熱温度域：７２０℃以上、上記式（２）を満たす温度Ｔ１℃以下
　　平均加熱速度ＨＲ２：５℃／秒以上、５０℃／秒以下
　７２０℃以上、温度Ｔ１℃以下の加熱温度域における加熱速度も重要である。加熱到達温度が上記式（２）を満たす温度Ｔ１℃を確実に超えない加熱速度を採用する必要がある。そこで、７２０℃以上、上記式（２）を満たす温度Ｔ１℃以下の温度域における平均加熱速度ＨＲ２を５℃／秒以上、５０℃／秒以下とする。
　平均加熱速度ＨＲ２が５℃／秒未満であると、生産性が低下するので、平均加熱速度ＨＲ２は５℃／秒以上とする。好ましくは７℃／秒以上である。一方、平均加熱速度ＨＲ２が５０℃／秒を超えると、加熱到達温度が温度Ｔ１℃を超える場合があるので、平均加熱速度ＨＲ２は５０℃／秒以下とする。好ましくは２０℃／秒以下である。
　（ｉｉ）脱炭焼鈍（第１焼鈍処理と呼称する場合がある）
　　焼鈍温度Ｔ１：上記式（２）を満たす温度Ｔ１℃（７７０℃以上、９００℃以下）
　　保持時間：５０秒以上、１０００秒以下
　　鋼板Ｃ量：２５ｐｐｍ以下
　脱炭反応は、鋼中炭素の拡散速度、即ち、温度と時間に大きく依存する。焼鈍温度Ｔ１が７７０℃以下であると、脱炭反応の進行が困難になるので、焼鈍温度Ｔ１は７７０℃以上とする。好ましくは８００℃以上、より好ましくは８１０℃以上である。
　一方、焼鈍温度Ｔ１が９００℃を超えると、鋼板表面に、Ｍｎ、Ｓｉに由来する酸化膜が生成して、脱炭反応が拡散律速から界面律速に移行し、脱炭反応の進行が阻害されるので、焼鈍温度Ｔ１は９００℃以下とする。好ましくは８７０℃以下、より好ましくは８５０℃以下である。
　また、脱炭焼鈍において、焼鈍温度の他、保持時間も重要である。そこで、Ｔ１℃における保持時間を５０秒以上、１０００秒以下とする。保持時間が５０秒未満であると、脱炭反応が十分に進行せず、残留したＣが磁気時効を引き起こすので、保持時間は５０秒以上とする。好ましくは７０秒以上、より好ましくは１００秒以上である。
　一方、保持時間が１０００秒を超えると、一次再結晶粒が粗大化し、二次再結晶不良の原因となるので、保持時間は１０００秒以下とする。好ましくは５００秒以下、より好ましくは２００秒以下である。
　本製造方法において、脱炭反応をより促進するため、上記焼鈍（第１焼鈍処理）に続き、下記式（３）を満たす酸素分圧Ｐ２の雰囲気中、下記式（４）を満たす温度Ｔ２℃で、３秒以上、５００秒以下保持する第２焼鈍処理を行うことが有効である。
　　　　　　　　　　　Ｐ２＜Ｐ１　　　　　　　　　　　　・・・（３）
　　　　　　　　　　　９６０≧Ｔ２≧Ｔ１＋１０　　　　　・・・（４）
　温度Ｔ１℃における脱炭速度は、時間とともに減衰し、脱炭反応は、最終的に熱平衡状態に達する。脱炭反応が熱平衡状態に達した時点で、より高温に加熱すれば、再度、脱炭反応を進行させることが可能である。そこで、製造される一方向性電磁鋼板の炭素残留量をより好適に低減させるため、本製造方法においては、第１焼鈍処理に続き、第２焼鈍処理を行なうことが好ましい。
　第２焼鈍処理
　　焼鈍雰囲気の酸素分圧Ｐ２：Ｐ１未満（上記式（３））
　　焼鈍温度Ｔ２：Ｔ１＋１０℃以上、９６０℃以下（上記式（４））
　　保持時間：３秒以上、５００秒以下
　第２焼鈍処理の焼鈍雰囲気である酸素分圧Ｐ２を、第１焼鈍処理の焼鈍雰囲気の酸素分圧Ｐ１（０．００１０以上、０．２０以下）と同じにすると、鋼板表面に酸化膜が生成するので、第２焼鈍処理の焼鈍雰囲気の酸素分圧Ｐ２は、上記酸素分圧Ｐ１未満とする。好ましくは、Ｐ１×０．１以下である。
　第２焼鈍処理の焼鈍雰囲気の酸素分圧Ｐ２は、上記酸素分圧Ｐ１未満において、鋼板表面における酸化膜の生成を抑制しつつ脱炭反応を促進する範囲で、適宜設定すればよいので、下限は、特に限定しないが、酸化膜の生成を確実に抑制する点で、上記酸素分圧はＰ１×０．０１以上が好ましい。
　第２焼鈍処理の焼鈍温度Ｔ２℃が、Ｔ１（７７０℃以上、９００℃以下）＋１０℃未満であると、脱炭反応が再度進行しないので、第２焼鈍処理の焼鈍温度Ｔ２℃は、Ｔ１℃（７７０℃以上、９００℃以下）＋１０℃以上とする。好ましくは、Ｔ１℃（７７０℃以上、９００℃以下）＋２０℃以上である。
　脱炭反応促進の点で、焼鈍温度Ｔ２℃に上限はないが、結晶粒径制御の点から、焼鈍温度Ｔ２℃は９６０℃以下とする。好ましくは、９５０℃以下であり、より好ましくはＴ１℃＋６０℃以下である。
　第２焼鈍処理は、一段目焼鈍処理に続く付加的焼鈍処理であるので、生産性の点で、保持時間は短時間であることが好ましい。保持時間が３秒未満であると、脱炭反応が殆ど進行せず、第２焼鈍処理の効果が得られないので、保持時間は３秒以上とする。好ましくは１０秒以上である。
　一方、保持時間が５００秒を超えると、第２焼鈍処理の効果が飽和し、生産性が低下するので、保持時間は５００秒以下とする。好ましくは１００秒以下である。
　第１焼鈍処理から第２焼鈍処理に移行する際、脱炭反応が阻害されないように、鋼板表面における酸化膜の生成を抑制する必要がある。そのため、第１焼鈍処理の温度Ｔ１℃から第２焼鈍処理の温度Ｔ２℃に至るまでの加熱（第３加熱処理と呼称する場合がある）での平均加熱速度ＨＲ３は、５℃／秒以上、５０℃／秒以下とする。
　平均加熱速度ＨＲ３が５℃／秒未満であると、第２焼鈍処理の温度Ｔ２℃に達しないので、平均加熱速度ＨＲ３は５℃／秒以上とする。好ましくは１０℃／秒以上である。一方、平均加熱速度ＨＲ３が５０℃／秒を超えると、加熱到達温度が温度Ｔ２℃を超え、一次再結晶粒径が粗大化して、二次再結晶不良の原因となり、磁束密度が低下するので、平均加熱速度ＨＲ３は５０℃／秒以下とする。好ましくは２０℃／秒以下である。
　窒化処理
　脱炭焼鈍工程後の鋼板に窒化処理を行ってもよい。この窒化処理の方法は特に限定されず、アンモニア等の窒化能のある雰囲気ガス中で行う方法等が例として挙げられる。窒化処理の処理時間や処理条件は特に限定されず、鋼板中のＮ量が０．００５％以上、好ましくは、鋼板中の（Ｎ量）／（酸可溶性Ａｌ量）の比率が２／３以上となるように窒化処理を行えばよい。
　この窒化処理工程は、鋼片を１３００℃未満の温度で加熱した後に熱間圧延工程を行う場合（低温スラブ加熱又は中温スラブ加熱と呼ばれる場合がある）に、特に有効である。一方、鋼片を１３００℃以上の温度で加熱してインヒビターと呼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工程を行う場合（高温スラブ加熱と呼ばれる場合がある）には、窒化処理工程を行わなくてもよい。
　以上説明した通り、本実施形態では、冷延後の脱炭焼鈍工程にて、低酸素分圧の雰囲気での焼鈍により、鋼板表面のＦｅ系酸化物の生成を意図的に防止して、フォルステライト皮膜を有しない一方向性電磁鋼板を製造する。さらに、本実施形態では、脱炭焼鈍工程を厳密に制御することにより、Ｆｅ系酸化物の生成が抑制される低酸素分圧の雰囲気でも、中間焼鈍を含む二回以上の冷延を経ることなく、安定して脱炭焼鈍を行うことができる。この結果、板厚が厚い場合（例えば板厚が０．２３ｍｍ以上となる場合）であっても好適に炭素残留量を下げ、かつ、低鉄損を実現することができる。さらに、磁束密度（例えば磁界の強さ８００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ８）を高めることができる。
　以下、本製造方法の実施例に基づいて、本製造方法の技術的内容を更に説明する。なお、以下に示す実施例での条件は、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一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。また、本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　＜実施例１＞
　表１に示す化学組成のインゴットを真空溶解して鋳造し、鋼片とした。この鋼片を１１５０℃に加熱し、熱間圧延に供し、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板を、１０００～１１００℃で２分間焼鈍した後、酸洗し、酸洗後、冷間圧延に供し、最終板厚０．２３～０．３０ｍｍの冷延鋼板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　冷延鋼板を、水素と窒素を含有する湿潤ガス中（Ｐ1＝ＰH2O／ＰH2＝０．１０）において、８２０℃で、１４０秒脱炭焼鈍した。５５０℃以上、７２０℃未満の温度域における平均加熱速度ＨＲ１を８０℃／秒とし、７２０℃以上、８２０℃以下（つまり、Ｔ１：８２０℃）の温度域における平均加熱速度ＨＲ２を１０℃／秒とした。
　脱炭焼鈍後の鋼板に、アルミナを主成分とする焼鈍分離剤を、水スラリー状で塗布して、仕上げ焼鈍を施した。仕上げ焼鈍は、１２００℃までは、窒素を含有する雰囲気中で１５℃／時間の昇温速度で行い、１２００℃で水素１００％に切り替え２０時間焼鈍を行った。
　以上の工程を経た二次再結晶済みの鋼板から評価用の試料を採取し、該試料に、窒素と水素含有の乾燥ガス雰囲気下で、８００℃×２時間の歪取り焼鈍を施した後、窒素雰囲気下で１５０℃×３００時間の時効処理を施し、ＳＳＴ（Single Sheet Tester）で磁束密度及び鉄損を測定し、さらに、残留炭素量を分析した。
　表２に、時効処理後の磁束密度Ｂ８（Ｔ）、鉄損（Ｗ17/50）、及び、残留炭素量（ｐｐｍ）を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　残留炭素量の分析は、ＪＩＳ　Ｇ　１２１１－４：２０１１に準じて行った。磁気時効の観点から、残留炭素量は２５ｐｐｍ以下を目標とした。ＳＳＴは、ＪＩＳ　Ｃ　２５５３に準じて行った。鉄損は、周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度１．７Ｔのときの鉄損Ｗ17/50（Ｗ／ｋｇ）で評価した。Ｗ17/50（Ｗ／ｋｇ）は０．８５以下を目標とした。
　磁束密度は、磁界の強さ８００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ８で評価した。Ｂ８は１．８８Ｔ以上を目標とし、Ｂ８が１．８８Ｔ未満の試料については、鉄損を評価しなかった。また、冷間圧延が不可の鋼板については、残留炭素量を分析せず、磁束密度と鉄損を評価しなかった。発明例では、２３ｐｐｍ以下の残留炭素量、１．８９Ｔ以上の磁束密度Ｂ８、０．８４以下の鉄損Ｗ17/50（Ｗ／ｋｇ）が得られていることが解る。
　＜実施例２＞
　表１に示す化学組成のインゴットを真空溶解して鋳造し、鋼片とした。この鋼片を１１５０℃に加熱し、熱間圧延に供し、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板を、１０００～１１００℃で２分間焼鈍した後、酸洗し、酸洗後、冷間圧延に供し、最終板厚０．２３～０．３０ｍｍの冷延鋼板とした。
　この冷延鋼板に、表３に示す条件で脱炭焼鈍を施した。ＨＲ１は、５５０℃以上、７２０℃未満の温度域での平均加熱速度で、ＨＲ２は７２０℃以上、焼鈍温度Ｔ１℃以下の温度域での平均加熱速度である。また、表３の「保持時間」は、脱炭焼鈍中、Ｔ１℃での保持時間を表す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　脱炭焼鈍後の鋼板に、アルミナを主成分とする焼鈍分離剤を、水スラリー状で塗布して、仕上げ焼鈍を施した。仕上げ焼鈍は、１２００℃までは、窒素含有の雰囲気中で１５℃／時間の昇温速度で行い、１２００℃で水素１００％に切り替えて２０時間行った。
　以上の工程を経た二次再結晶済みの鋼板から評価票の試料を採取し、該試料に、窒素と水素含有の乾燥ガス雰囲気下で、８００℃、２時間の歪取り焼鈍を施した後、窒素雰囲気下で１５０℃×３００時間の時効処理を施し、ＳＳＴで磁束密度及び鉄損を測定し、さらに、残留炭素量を分析した。磁性の評価方法及び残留炭素量の分析方法は、実施例１と同様である。
　表３に、時効処理後の磁束密度Ｂ８（Ｔ）、鉄損（Ｗ17/50）、及び、残留炭素量（ｐｐｍ）を併せて示す。発明例では、２２ｐｐｍ以下の残留炭素量、１．９０Ｔ以上の磁束密度Ｂ８、０．７８以下の鉄損Ｗ17/50（Ｗ／ｋｇ）が得られていることが解る。なお、比較例ｃ９では平均加熱速度ＨＲ１が５００℃／秒を超えており、平均加熱速度ＨＲ１での加熱の際に鋼板の温度がＴ１の上限値を超えた。このため、平均加熱速度ＨＲ２を測定することができなかった。
　＜実施例３＞
　表１に示す化学組成のインゴットを真空溶解して鋳造し、鋼片とした。この鋼片を１１５０℃に加熱し、熱間圧延に供し、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板を、１０００～１１００℃で２分間焼鈍した後、酸洗し、酸洗後、冷間圧延に供し、最終板厚０．２３～０．３０ｍｍの冷延鋼板とした。
　この冷延鋼板に、Ｐ１＝０．１０の焼鈍雰囲気中で、Ｔ１＝８２０℃、１４０秒の脱炭焼鈍を施した。その際、Ｔ１までの加熱は、５５０℃以上、７２０℃未満の温度域では平均加熱速度ＨＲ１：８０℃／秒で行い、７２０℃以上、８２０℃以下の温度域では平均加熱速度ＨＲ２：１０℃／秒で行った。
　冷延鋼板に、８２０℃、１４０秒の脱炭焼鈍を施した後、引続き、保持温度を下げることなく、表４に示す条件にて第２焼鈍処理を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　第２焼鈍処理後の鋼板に、アルミナを主成分とする焼鈍分離剤を、水スラリー状で塗布して、仕上げ焼鈍を施した。仕上げ焼鈍は、窒素含有の雰囲気中で、１２００℃まで、１５℃／時間の昇温速度で昇温し、１２００℃で、水素１００％に切り替え２０時間行った。
　以上の工程を経た二次再結晶済み鋼板から評価用の試料を採取し、この試料に、窒素と水素含有の乾燥ガス雰囲気下で、８００℃、２時間の歪取り焼鈍を施した後、窒素雰囲気下で１５０℃、３００時間の時効処理を施し、ＳＳＴで磁束密度と鉄損を測定し、さらに、残留炭素量を分析した。磁性の評価方法及び残留炭素の分析方法は、実施例１と同様である。
　表４に、時効処理後の鋼板の磁束密度Ｂ８（Ｔ）、鉄損（Ｗ17/50）、及び、残留炭素量（ｐｐｍ）を併せて示す。２４ｐｐｍ以下の残留炭素量、１．８９Ｔ以上の磁束密度Ｂ８、０．８０以下の鉄損Ｗ17/50（Ｗ／ｋｇ）が得られていることが解る。特に、本実施形態で説明した第２焼鈍処理及び第３加熱処理の好ましい条件を満たす発明例Ｄ１～Ｄ７、Ｄ１４～Ｄ１６では、残留炭素量または鉄損がより低下する傾向にあった。なお、Ｄ１４、Ｄ１５では板厚が減少しており、この点でも鉄損が良好な値となった。
　＜実施例４＞
　実施例４では、窒化処理を第２焼鈍処理と仕上げ焼鈍工程との間で行った他は実施例３の発明例Ｄ１～Ｄ１６と同様の処理を行った。ここで、窒化処理は、鋼板をアンモニアガス雰囲気中で、７００～８００℃にて３０秒保持することで行った。結果を表５に示す。いずれの発明例でも、残留炭素量は２５ｐｐｍ以下、磁束密度Ｂ８は１．８８Ｔ以上、鉄損Ｗ17/50（Ｗ／ｋｇ）は０．８５以下となった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　前述したように、本発明によれば、冷延後の脱炭焼鈍工程にて、低酸素分圧の雰囲気での焼鈍により、鋼板表面のＦｅ系酸化物の生成を意図的に防止して、フォルステライト皮膜を有しない一方向性電磁鋼板を製造する方法において、Ｆｅ系酸化物の生成が抑制される低酸素分圧の雰囲気でも、中間焼鈍を含む二回以上の冷延を経ることなく、安定して脱炭焼鈍を行うことができる。よって、本発明は、電磁鋼板製造産業において利用可能性が高いものである。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．８０～７．００％、酸可溶性Ａｌ：０．０１～０．０７％、Ｎ：０．０１２％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｓ：０．０８％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼片を熱間圧延して熱延鋼板とする熱延工程と；
    　前記熱延鋼板を焼鈍する焼鈍工程と；
    　前記焼鈍工程後の前記熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と；
    　前記酸洗工程後の前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする冷延工程と；
    　前記冷延鋼板を脱炭する脱炭焼鈍工程と；
    　前記脱炭焼鈍工程後の鋼板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程と；
    を備え、
    　前記脱炭焼鈍工程は、
    　　（ｉ－１）５５０℃以上、７２０℃未満の温度域を、４０～５００℃／秒である平均加熱速度ＨＲ１で加熱する第１加熱処理と；
    　　（ｉ－２）前記第１加熱処理に続いて、７２０℃以上、下記式（２）を満たす温度Ｔ１℃以下の温度域を、５～５０℃／秒である平均加熱速度ＨＲ２で加熱する第２加熱処理と；
    　　（ｉｉ）前記第２加熱処理に続いて、前記温度Ｔ１℃で５０～１０００秒保持する第１焼鈍処理と；
    を有し、
    　前記第１加熱処理、前記第２加熱処理及び前記第１焼鈍処理は、下記式（１）を満たす酸素分圧Ｐ１の雰囲気下で行われ、
    　前記第１焼鈍処理後の前記鋼板では、Ｃ量が２５ｐｐｍ以下である
    ことを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
    　　　　　　　　　　　０．００１０≦Ｐ１≦０．２０　　　・・・（１）
    　　　　　　　　　　　７７０≦Ｔ１（℃）≦９００　　　・・・（２）
  2. 　前記脱炭焼鈍工程が、前記第１焼鈍処理の後に、下記式（３）を満たす酸素分圧Ｐ２の雰囲気下で、下記式（４）を満たす温度Ｔ２℃で３～５００秒保持する第２焼鈍処理を更に有する
    ことを特徴とする請求項１に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
    　　　　　　　　　　　Ｐ２＜Ｐ１　　　　　　　　　　　　・・・（３）
    　　　　　　　　　　　９６０≧Ｔ２≧Ｔ１＋１０　　　　　・・・（４）
  3. 　前記第１焼鈍処理と前記第２焼鈍処理との間に第３加熱処理を更に有し、
    　前記第３加熱処理は、前記Ｔ１℃から前記Ｔ２℃までの温度域を、５～５０℃／秒である平均加熱速度ＨＲ３で加熱する
    ことを特徴とする請求項２に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 　前記鋼片が、質量％で、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｓｎ：０．０１～０．０２％の１種又は２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 　前記脱炭焼鈍工程と前記仕上げ焼鈍工程との間に、前記脱炭焼鈍工程後の前記鋼板を窒化処理する窒化処理工程をさらに備え、
    　前記仕上げ焼鈍工程では、前記窒化処理工程後の鋼板を仕上げ焼鈍する
    ことを特徴とする、請求項１～４のいずれか１項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
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