WO2024162447A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheets.
  • Grain-oriented electrical steel sheet is a soft magnetic material that is mainly used for the iron cores of transformers and the like, and is required to have excellent magnetic properties, i.e. low iron loss and high magnetic flux density.
  • Such grain-oriented electrical steel sheet is manufactured by utilizing the secondary recrystallization phenomenon to highly concentrate the ⁇ 110 ⁇ 001> orientation, also known as the Goss orientation.
  • a method using an inhibitor has been used in the past.
  • a steel slab containing inhibitor-forming components such as AlN, MnS, and MnSe is heated and then hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet.
  • the hot-rolled sheet is then annealed as necessary, and cold-rolled once or twice or more with intermediate annealing to obtain a cold-rolled sheet.
  • the cold-rolled sheet is then decarburized annealed to obtain a decarburized annealed sheet.
  • An annealing separator mainly made of MgO is then applied to the decarburized annealed sheet, and the decarburized annealed sheet is then wound up to obtain a coil. The coil is then finish-annealed.
  • the steel slab is heated to a high temperature exceeding 1300°C to dissolve the inhibitor, which is then finely dispersed in a subsequent process to suppress the primary recrystallization grain growth, thereby causing secondary recrystallization (for example, Patent Document 1).
  • the conventional method using an inhibitor requires the slab to be heated at a high temperature exceeding 1300°C, which results in high manufacturing costs and makes it difficult to meet the recent need for reducing manufacturing costs.
  • inhibitorless method a method that does not use inhibitors (inhibitorless method) has been proposed (for example, Patent Document 2).
  • this inhibitorless method secondary recrystallization is caused by reducing inhibitor-forming components and controlling the texture (assembly structure). Since the inhibitorless method does not require slab heating at high temperatures, production costs are low and it is possible to produce grain-oriented electrical steel sheets inexpensively.
  • the inhibitorless method had the problem that the magnetic properties were not stable and varied across the length and width of the steel plate.
  • Patent Document 3 proposes a method of controlling the shape and amount of carbides before cold rolling.
  • Patent Document 4 proposes a method of controlling the balance between ⁇ 111 ⁇ oriented grains and ⁇ 411 ⁇ oriented grains in primary recrystallized grains.
  • the present invention aims to provide a method for producing grain-oriented electrical steel sheets that can produce grain-oriented electrical steel sheets with uniformly excellent magnetic properties in both the longitudinal and transverse directions, even when using an inhibitorless method.
  • the heating rate varies between the hottest point, which is the point in the coil where the temperature is the highest, and the coldest point, which is the point in the coil where the temperature is the lowest, causing variations in the magnetic properties within the steel sheet. Therefore, by reducing this variation in heating rate and keeping the heating rate within each temperature range within the preferred ranges at both the hottest point and the coldest point of the coil, it is possible to improve the variation in the magnetic properties within the steel sheet.
  • composition further includes, in mass%, one or more selected from the group consisting of Se: 0.0001-0.0050%, B: 0.0001-0.0050%, P: 0.005-0.100%, Ti: 0.001-0.010%, Cr: 0.01-0.50%, Ni: 0.01-1.50%, Cu: 0.01-0.50%, Nb: 0.001-0.100%, Mo: 0.005-0.100%, Sn: 0.005-0.500%, Sb: 0.005-0.500%, and Bi: 0.001-0.050%.
  • the steel slab was hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm. Then, the hot-rolled sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.22 mm. Next, the cold-rolled sheet was decarburized under the conditions of an H 2 +N 2 atmosphere, an oxidizing (PH 2 O/PH 2 ) of 0.3, an annealing temperature of 840° C., and a holding time at the annealing temperature of 120 seconds to obtain a decarburized annealed sheet.
  • an annealing separator containing 2.0 parts by mass of TiO 2 and 100 parts by mass of MgO was applied to the surface of the decarburized annealed sheet, and then the decarburized annealed sheet was wound up to obtain a coil having a sheet width of 1100 mm and a thickness shown in Table 1.
  • the coil was subjected to finish annealing.
  • the heating rate H 1 from room temperature to 850 ° C. and the heating rate H 2 from 850 ° C. to 950 ° C. at the hottest point and the coldest point of the coil were the values shown in Table 1.
  • the heating rate H 3 from 1000 ° C. to 1100 ° C. was 20.0 ° C. / h at the hottest point of the coil, and at this time, it was in the range of 12 ° C. / h to 18 ° C. / h at the coldest point of the coil.
  • the coil was heated, and the finish annealing was performed under the condition that the hottest point reached 1200 ° C. and was held for 10 hours.
  • the atmosphere in the finish annealing was an inert gas atmosphere at 950 ° C. or less, and an H 2 + N 2 mixed atmosphere at 950 ° C. or more.
  • the positions of the hottest point and the coldest point of the coil are uniquely determined by heat transfer calculation from the furnace structure and the coil shape, etc. Therefore, the heating rates H 1 , H 2 and H 3 at the hottest and coldest points of the coil were actually measured by wrapping thermocouples at each position.
  • test pieces were taken from the hottest and coldest points of the coil, and the magnetic properties (magnetic flux density B8 and iron loss W17/50 ) of each test piece were evaluated.
  • the magnetic flux density B8 and iron loss W17/50 were measured according to JIS C 2550. The measurement results are shown in Table 1.
  • the inventors consider the following. That is, in the inhibitorless method, the primary recrystallized grains are easily coarsened because the growth suppression force of the primary recrystallized grains is weak. Therefore, if the heating rate H1 is too slow, it takes a long time to reach the temperature range of about 850°C, which is the secondary recrystallization temperature range, and the primary recrystallized grains coarsen before the secondary recrystallization, and the driving force of the secondary recrystallization decreases. It is believed that this is the reason for the deterioration of the magnetic properties.
  • the magnetic properties are more susceptible to the effect of the heating rate in the final annealing than in the conventional method that uses an inhibitor. For this reason, it is important to keep the heating rate up to the secondary recrystallization temperature range and the heating rate in the secondary recrystallization temperature range within their respective suitable ranges.
  • the C is an effective component for improving the primary recrystallization texture. From the viewpoint of obtaining this effect, the C content is set to 0.010% or more, and preferably 0.020% or more. On the other hand, if the C content is too high, decarburization becomes difficult and the magnetic properties deteriorate. From this viewpoint, the C content is set to 0.100% or less, and preferably 0.080% or less.
  • the Si is an effective component for increasing resistivity and improving magnetic properties. From the viewpoint of obtaining this effect, the Si content is set to 1.00% or more, and preferably 2.00% or more. On the other hand, if the Si content is too high, the cold rollability is significantly deteriorated. From this viewpoint, the Si content is set to 5.00% or less, and preferably 4.00% or less.
  • Mn is an effective component for increasing resistivity, improving magnetic properties, and improving hot ductility. From the viewpoint of obtaining these effects, the Mn content is set to 0.010% or more, and preferably 0.020% or more. On the other hand, if the Mn content is too high, the magnetic properties deteriorate. From this viewpoint, the Mn content is set to 0.500% or less, and preferably 0.200% or less.
  • the present invention relates to an inhibitorless method, it is necessary to suppress the contents of N, Al, and S, which are inhibitor-forming components, as much as possible.
  • the N content must be less than 0.0050%
  • the Al content must be less than 0.0100%
  • the S content must be less than 0.0050%.
  • the N content is preferably less than 0.0045%.
  • the Al content is preferably less than 0.0080%.
  • the S content is preferably less than 0.0040%.
  • the N content is preferably 0.0010% or more.
  • the Al content is preferably 0.0010% or more.
  • the S content is preferably 0.0010% or more.
  • the remainder other than the above components consists of Fe and unavoidable impurities, but the following elements may be added as desired. That is, for the purpose of further improving the magnetic properties, one or more elements selected from the group consisting of Se: 0.0001-0.0050%, B: 0.0001-0.0050%, P: 0.005-0.100%, Ti: 0.001-0.010%, Cr: 0.01-0.50%, Ni: 0.01-1.50%, Cu: 0.01-0.50%, Nb: 0.001-0.100%, Mo: 0.005-0.100%, Sn: 0.005-0.500%, Sb: 0.005-0.500%, and Bi: 0.001-0.050% may be added.
  • the slab heating temperature is preferably in the range of 1000 to 1300°C. If the slab heating temperature is less than 1000°C, the hot ductility deteriorates. Furthermore, if an inhibitor is not used, a slab heating temperature exceeding 1300°C is no longer effective, and in addition to increasing manufacturing costs, the crystal grains become coarse, deteriorating the magnetic properties.
  • the steel slab is hot rolled to obtain a hot-rolled sheet.
  • the hot-rolled sheet is then annealed as necessary.
  • the hot-rolled sheet is then cold rolled once or two or more times with intermediate annealing to obtain a cold-rolled sheet.
  • the cold-rolled sheet is then subjected to decarburization annealing to obtain a decarburized annealed sheet.
  • the annealing temperature during decarburization annealing is preferably in the range of 750 to 950°C
  • the holding time at the annealing temperature is preferably in the range of 80 to 200 seconds. If the annealing temperature is 750°C or higher and the holding time is 80 seconds or longer, decarburization proceeds sufficiently. Furthermore, if the annealing temperature is 950°C or lower and the holding time is 200 seconds or shorter, the primary recrystallized grains do not become coarse, so secondary recrystallization is not suppressed and magnetic properties do not deteriorate.
  • the atmosphere during decarburization annealing is preferably a H 2 +N 2 atmosphere.
  • the oxidizing property (PH 2 O/PH 2 ) during decarburization annealing is preferably in the range of 0.1 to 0.6. If PH 2 O/PH 2 is 0.1 or more, decarburization proceeds sufficiently. Also, if PH 2 O/PH 2 is 0.6 or less, FeO is not formed and the coating properties are not deteriorated.
  • the decarburized annealed sheet is coated with an annealing separator.
  • Any known or arbitrary annealing separator mainly composed of MgO can be used as the annealing separator.
  • additives consisting of one or more of oxides, hydroxides, borates, carbonates, nitrates, phosphates, sulfates, and halides of Li, Na, Mg, Al, Si, K, Ca, Ti, V, Fe, Co, Ni, Cu, Sr, Ba, and lanthanoids may be added to the annealing separator.
  • the amount of additive added is preferably in the range of 0.01 to 15 parts by mass per 100 parts by mass of MgO. If the amount added is 0.01 part by mass or more, a sufficient effect of the addition can be obtained. Furthermore, if the amount added is 15 parts by mass or less, the magnetic properties will not deteriorate.
  • the decarburized annealed sheet is then wound into a coil, which is then subjected to finish annealing.
  • Finish annealing consists of secondary recrystallization annealing from room temperature to 950°C, followed by purification annealing at 1100-1300°C for 5-50 hours. Secondary recrystallization annealing is annealing to promote secondary recrystallization, and purification annealing is annealing to purify impurities.
  • the heating rate H1 from room temperature to 850°C is 10.0°C/h or more at both the hottest point and the coldest point of the coil, and the heating rate H2 from 850°C to 950°C is 15.0°C/h or less. Since the coil temperature at the start of the finish annealing is room temperature, the heating rate H1 means the heating rate from the temperature at the time of the finish annealing to 850°C.
  • the room temperature is not particularly limited and may be, for example, in the range of about -10°C to 50°C.
  • the heating rate H1 is set to 10.0°C/h or more. There is no particular upper limit to the heating rate H1 , but industrially, the heating rate H1 may be 30.0°C/h or less.
  • the heating rate H2 is set to 15.0°C/h or less.
  • the lower limit of the heating rate H2 is not particularly limited, from the viewpoint of productivity, the heating rate H2 is preferably set to 2.0°C/h or more.
  • the annealing atmosphere during the final annealing from room temperature to 950° C. is preferably an inert atmosphere of N 2 or Ar.
  • the heating rate H3 from 1000°C to 1100°C is preferably 5.0°C/h or more and 30.0°C/h or less at both the hottest point and the coldest point of the coil. If the heating rate H3 is 5.0°C/h or more, the coating formation proceeds appropriately and excellent coating properties can be obtained. Also, if the heating rate H3 is 30.0°C/h or less, the coating formation is not excessive and the deterioration of the coating properties such as the occurrence of point defects is not caused.
  • the annealing atmosphere at 950° C. or higher during the final annealing is preferably an H 2 +N 2 atmosphere.
  • thermocouples can be wound around the hottest and coldest points of the coil to perform actual measurements, or a predictive model can be created from past finish annealing results and calculations can be performed from finish annealing conditions such as annealing temperature and time.
  • the method for reducing the variation in heating rate between the hottest and coldest points of the coil is not particularly limited, but may be, for example, reducing the coil thickness, performing a soaking treatment before reaching the secondary recrystallization temperature range, or using a hearth heater to perform heating from the hearth closest to the coldest point of the coil.
  • the method for reducing the coil thickness may be to simply reduce the mass of the coil, or to increase the outer and inner diameters of the coil without reducing the mass of the coil.
  • the annealing temperature in purification annealing is preferably within the range of 1100-1300°C at the hottest point of the coil, and the holding time at the annealing temperature is preferably within the range of 5-50 hours. If the annealing temperature at the hottest point is 1100°C or higher and the holding time is 5 hours or longer, purification will proceed sufficiently, improving the magnetic properties. Also, if the annealing temperature at the hottest point is 1300°C or lower and the holding time is 50 hours or less, the coil will not buckle and the shape will not deteriorate.
  • insulation coating, flattening annealing, and magnetic domain refinement processing are applied to produce grain-oriented electrical steel sheet.
  • any items not described in this specification can be manufactured using conventional methods.
  • Example 1 A steel slab having the composition shown in Table 2 was heated to 1280°C. The steel slab was then hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.4 mm. The hot-rolled sheet was then cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.23 mm. The cold-rolled sheet was then decarburized under the conditions of an H2 + N2 atmosphere, an oxidizing ( PH2O / PH2 ) of 0.3, an annealing temperature of 840°C, and a holding time at the annealing temperature of 120 seconds to obtain a decarburized annealed sheet.
  • An annealing separator containing 5.0 parts by mass of TiO2 and 100 parts by mass of MgO was then applied to the surface of the decarburized annealed sheet, and the decarburized annealed sheet was then wound up to obtain a coil having a sheet width of 1200 mm and a thickness of 500 mm.
  • the coil was subjected to finish annealing.
  • the heating rate H 1 from room temperature to 850 ° C. and the heating rate H 2 from 850 ° C. to 950 ° C. at the hottest point and coldest point of the coil were set to the values shown in Table 2.
  • the heating rate H 3 from 1000 ° C. to 1100 ° C. was 20.0 ° C. / h at the hottest point of the coil, and at this time, it was in the range of 12 ° C. / h to 18 ° C. / h at the coldest point of the coil.
  • the coil was heated, and finish annealing was performed under the condition that the hottest point reached 1200 ° C. and was held for 10 hours.
  • the atmosphere in the finish annealing was an inert gas atmosphere at 950 ° C. or less, and an H 2 + N 2 mixed atmosphere at 950 ° C. or more.
  • the positions of the hottest point and the coldest point of the coil are uniquely determined by heat transfer calculation from the furnace structure and coil shape, etc. Therefore, the heating rates H 1 , H 2 and H 3 at the hottest and coldest points of the coil were actually measured by wrapping thermocouples at each position.
  • test pieces were taken from the hottest and coldest points of the coil, and the magnetic properties (magnetic flux density B8 and iron loss W17/50 ) of each test piece were evaluated.
  • the magnetic flux density B8 and iron loss W17/50 were measured according to JIS C 2550. The measurement results are shown in Table 2.
  • Example 2 A steel slab having a composition containing, in mass%, C: 0.040%, Si: 3.20%, Mn: 0.070%, N: 0.0030%, Al: 0.0060%, and S: 0.0030%, with the balance being Fe and unavoidable impurities, was heated to 1280°C.
  • the steel slab was hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.6 mm. Then, the hot-rolled sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.27 mm. Next, the cold-rolled sheet was decarburized under the conditions of an H 2 +N 2 atmosphere, an oxidizing (PH 2 O/PH 2 ) of 0.32, an annealing temperature of 840° C., and a holding time at the annealing temperature of 120 seconds to obtain a decarburized annealed sheet.
  • PH 2 O/PH 2 oxidizing
  • an annealing separator containing 2.5 parts by mass of TiO 2 and 100 parts by mass of MgO was applied to the surface of the decarburized annealed sheet, and then the decarburized annealed sheet was wound up to obtain a coil having a sheet width of 1150 mm and a thickness shown in Table 3.
  • the coil was subjected to finish annealing.
  • the heating rate H 1 from room temperature to 850 ° C. was 20.0 ° C. / h at the hottest point of the coil, and at this time, it was in the range of 12 ° C. / h to 18 ° C. / h at the coldest point of the coil.
  • the heating rate H 2 from 850 ° C. to 950 ° C. was 5.0 ° C. / h at the hottest point of the coil, and at this time, it was in the range of 4 ° C. / h to 13 ° C. / h at the coldest point of the coil.
  • the heating rate H 3 from 1000 ° C. to 1100 ° C. was set to the value shown in Table 3. Further, the coil was heated, and after the hottest point reached 1200 ° C., finish annealing was performed under the condition that it was held for 10 hours.
  • the atmosphere in the finish annealing was an inert gas atmosphere at 950 ° C. or less, and an H 2 + N 2 mixed atmosphere at 950 ° C. or more.
  • the positions of the hottest and coldest points of the coil are uniquely determined by heat transfer calculations based on the furnace structure, coil shape, etc. Therefore, a prediction model was created in advance and used to calculate the heating rates H 1 , H 2 , and H 3 at the hottest and coldest points of the coil.
  • test pieces were taken from the hottest and coldest points of the coil, and the coating characteristics (uniformity and adhesion) of each test piece were evaluated. Uniformity was evaluated by visually observing the appearance of the coating, with a rating of "excellent” if it was uniform, “fair” if it was slightly uneven, and “poor” if it was uneven. Adhesion was also evaluated by wrapping the test pieces around round bars of various diameters and measuring the smallest diameter at which the coating did not peel off (bending peeling diameter). The evaluation results are shown in Table 3.
  • Example 2 is an example of the invention in which the heating rates H1 and H2 fall within the ranges of the present invention, so the magnetic flux density B8 at the hottest point was in the range of 1.88 to 1.95 T and the iron loss W17 /50 was in the range of 0.79 to 1.05 W/kg, both of which were good values.
  • the magnetic flux density B8 at the coldest spot was in the range of 1.88 to 1.94 T and the iron loss W17 /50 was in the range of 0.81 to 1.03 W/kg, both of which were good values.

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Abstract

インヒビターレス法であっても、長手方向及び幅方向にわたって均一に磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することが可能な、方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。本発明による方向性電磁鋼板の製造方法は、所定の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延して、熱延板を得る工程と、前記熱延板に、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、冷延板を得る工程と、前記冷延板に脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍板を得る工程と、前記脱炭焼鈍板に焼鈍分離剤を塗布した後、前記脱炭焼鈍板を巻き取って、コイルを得る工程と、前記コイルに対して仕上げ焼鈍を施す工程と、を有し、前記仕上げ焼鈍において、前記コイルの最熱点及び最冷点の両方で、室温から８５０℃までの加熱速度Ｈ１が１０．０℃／ｈ以上であり、かつ、８５０℃から９５０℃までの加熱速度Ｈ２が１５．０℃／ｈ以下であることを特徴とする。

Description

方向性電磁鋼板の製造方法
　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、主に変圧器等の鉄心に用いられる軟磁性材料であって、磁気特性に優れること、すなわち、鉄損が低く、かつ、磁束密度が高いことが求められる。このような方向性電磁鋼板は、二次再結晶現象を利用して、Ｇｏｓｓ方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位を高度に集積させることによって製造される。
　Ｇｏｓｓ方位を高度に集積させるために、従来、インヒビターを用いる方法が用いられてきた。この方法では、ＡｌＮ、ＭｎＳ、及びＭｎＳｅ等のインヒビター形成成分を含む鋼スラブを加熱した後、熱間圧延して熱延板を得る。次いで、熱延板に必要に応じて熱延板焼鈍を施し、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して冷延板を得る。次いで、冷延板に脱炭焼鈍を施して脱炭焼鈍板とする。次いで、脱炭焼鈍板にＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布した後、脱炭焼鈍板を巻き取り、コイルを得る。次いで、コイルに仕上げ焼鈍を施す。
　上記のようなインヒビターを用いる方法では、鋼スラブを、１３００℃を超える高温に加熱を施して、インヒビターを固溶させ、後工程でこれを微細に分散させ、一次再結晶粒成長を抑制することによって、二次再結晶を発現させる（例えば、特許文献１）。すなわち、従来のインヒビターを用いる方法では、１３００℃を超える高温でスラブ加熱を行う必要があるため、製造コストが高く、近年の製造コスト削減のニーズに応えることができないという問題があった。
　そこで、上記のようなインヒビターを用いることに起因する問題を解決するため、インヒビターを用いない方法（インヒビターレス法）が提案されている（例えば、特許文献２）。このインヒビターレス法では、インヒビター形成成分を低減し、テクスチャー（集合組織）を制御することによって、二次再結晶を発現させる。インヒビターレス法では、高温でスラブ加熱を行う必要がないため、製造コストが低く、方向性電磁鋼板を安価に製造することが可能である。
　ところが、インヒビターレス法では、従来のインヒビターを用いる方法に比べて、磁気特性が安定せず、鋼板の長手方向又は幅方向にわたって磁気特性がバラつく問題があった。
　上記した問題を解決するため、例えば、特許文献３では、冷間圧延前における炭化物の形態や量を制御する方法が提案されている。また、特許文献４では、一次再結晶粒における｛１１１｝方位粒と｛４１１｝方位粒のバランスを制御する方法が提案されている。
特公昭５１－１３４６９号公報 特開２０００－１２９３５６号公報 特開２０１６－１５６０６８号公報 特開２０１９－１８３２７１号公報
　しかしながら、特許文献３及び特許文献４に記載の技術であっても、一定の効果は認められるものの、依然として、鋼板の長手方向又は幅方向にわたって磁気特性がバラつくことが散見された。
　本発明は、上記課題に鑑み、インヒビターレス法であっても、長手方向及び幅方向にわたって均一に磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することが可能な、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。
　発明者らは、上記の課題を解決するため鋭意検討を行い、以下の知見を得た。インヒビターレス法では、従来のインヒビターを用いる方法に比べて、磁気特性が仕上げ焼鈍における加熱速度の影響を受けやすい。このため、二次再結晶温度域までの加熱速度、及び、二次再結晶温度域での加熱速度をそれぞれ好適範囲に収めることが重要である。
　また、仕上げ焼鈍時に、コイル内で最も温度が高くなる点である最熱点と、コイル内で最も温度が低くなる点である最冷点とで、加熱速度がバラつくことによって、鋼板内で磁気特性がバラつく。そのため、かかる加熱速度のバラつきを低減し、コイルの最熱点及びコイル最冷点の両方で、各温度域での加熱速度をそれぞれ好適範囲に収めることによって、鋼板内での磁気特性のバラつきを改善することができる。
　上記の知見に基づき完成された本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０１０～０．１００％、Ｓｉ：１．００～５．００％、Ｍｎ：０．０１０～０．５００％、Ｎ：０．００５０％未満、Ａｌ：０．０１００％未満、及びＳ：０．００５０％未満を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延して、熱延板を得る工程と、
　前記熱延板に、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、冷延板を得る工程と、
　前記冷延板に脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍板を得る工程と、
　前記脱炭焼鈍板に焼鈍分離剤を塗布した後、前記脱炭焼鈍板を巻き取って、コイルを得る工程と、
　前記コイルに対して仕上げ焼鈍を施す工程と、
を有し、
　前記仕上げ焼鈍において、前記コイルの最熱点及び最冷点の両方で、室温から８５０℃までの加熱速度Ｈ１が１０．０℃／ｈ以上であり、かつ、８５０℃から９５０℃までの加熱速度Ｈ２が１５．０℃／ｈ以下であることを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
　［２］前記仕上げ焼鈍において、前記コイルの最熱点及び最冷点の両方で、１０００℃から１１００℃までの加熱速度Ｈ３が５．０℃／ｈ以上３０．０℃／ｈ以下である、上記［１］に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｓｅ：０．０００１～０．００５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｐ：０．００５～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～１．５０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｍｏ：０．００５～０．１００％、Ｓｎ：０．００５～０．５００％、Ｓｂ：０．００５～０．５００％、及びＢｉ：０．００１～０．０５０％からなる群から選択される一種以上を含む、上記［１］又は［２］に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　本発明によれば、インヒビターレス法であっても、長手方向及び幅方向にわたって均一に磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができる。
　まず、本発明を完成するに至った実験について説明する。
　質量％で、Ｃ：０．０３０％、Ｓｉ：３．２０％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｎ：０．００４０％、Ａｌ：０．００７０％、及びＳ：０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを１２８０℃に加熱した。
　次いで、鋼スラブに熱間圧延を施して、板厚２．０ｍｍの熱延板を得た。その後、熱延板に冷間圧延を施して、板厚０．２２ｍｍの冷延板を得た。次いで、冷延板に、Ｈ２＋Ｎ２雰囲気、酸化性（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．３、焼鈍温度が８４０℃、焼鈍温度での保持時間が１２０秒間の条件で脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍板を得た。次いで、脱炭焼鈍板の表面に、ＭｇＯ：１００質量部に対してＴｉＯ２：２．０質量部を添加した焼鈍分離剤を塗布した後、脱炭焼鈍板を巻き取って、板幅が１１００ｍｍで表１に示す厚さを有するコイルを得た。
　次いで、コイルに対して仕上げ焼鈍を施した。この際、コイルの最熱点及び最冷点において、室温から８５０℃までの加熱速度Ｈ１及び８５０℃から９５０℃までの加熱速度Ｈ２は表１に示す値とした。また、１０００℃から１１００℃までの加熱速度Ｈ３は、コイルの最熱点において２０．０℃／ｈとし、このとき、コイルの最冷点においては１２℃／ｈ～１８℃／ｈの範囲であった。さらにコイルの加熱を続け、最熱点が１２００℃に到達後、１０時間保持する条件で、仕上げ焼鈍を実施した。仕上げ焼鈍における雰囲気は、９５０℃以下では不活性ガス雰囲気、９５０℃以上ではＨ２＋Ｎ２混合雰囲気とした。なお、コイルの最熱点及び最冷点の位置は、炉構造及びコイル形状等から伝熱計算によって一意に定まる。そこで、コイルの最熱点及び最冷点における加熱速度Ｈ１、Ｈ２、及びＨ３は、各位置に熱電対を巻き込んで実測した。
　続いて、コイルの最熱点及び最冷点から試験片を採取し、各試験片の磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を評価した。なお、磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０は、ＪＩＳ　Ｃ　２５５０に従って測定した。測定結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１から明らかなように、加熱速度Ｈ１が遅くなるほど、また加熱速度Ｈ２が速くなるほど、磁気特性が劣化した。加えて、コイルが厚いほど、コイルの最熱点とコイル最冷点とで加熱速度のバラつきが増大し、特にコイルの最冷点では、加熱速度Ｈ１が遅くなりやすく、磁気特性が劣化しやすいことが分かった。
　これらの原因については、詳細は明らかではないが、発明者らは以下のように考える。すなわち、インヒビターレス法では、一次再結晶粒の成長抑制力が弱いため、一次再結晶粒が粗大化しやすい。そのため、加熱速度Ｈ１が遅すぎると、二次再結晶温度域である８５０℃付近の温度域に達するのが遅くなり、二次再結晶前に一次再結晶粒が粗大化し、二次再結晶の駆動力が減少する。このため、磁気特性が劣化したと考えられる。
　また、加熱速度Ｈ２が速すぎると、二次再結晶温度域での滞留時間が減少し、高温域に達するのが速くなる。そのため、二次再結晶の駆動力が過剰となって、Ｇｏｓｓ方位からずれた方位にも二次再結晶しやすくなり、最終的には二次再結晶しなくなる。このため、磁気特性が劣化したと考えられる。
　このように、インヒビターレス法では、従来のインヒビターを用いる方法に比べて、磁気特性が仕上げ焼鈍における加熱速度の影響を受けやすい。このため、二次再結晶温度域までの加熱速度、及び、二次再結晶温度域での加熱速度をそれぞれ好適範囲に収めることが重要となる。
　また、コイルの最熱点と最冷点とで加熱速度がバラつくことで、鋼板内で磁気特性がバラつきやすくなる。よって、例えば、コイル厚を低減し、この加熱速度のバラつきを低減することで、コイルの最熱点及び最冷点の両方において、上記２つの温度域での加熱速度をそれぞれ好適範囲に収めることができれば、鋼板内での磁気特性のバラつきを改善することが可能となる。
　以下、本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法について、説明する。まず、鋼スラブの成分組成について説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
　Ｃは、一次再結晶集合組織を改善するために有効な成分である。この効果を得る観点から、Ｃ含有量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０２０％以上とする。他方で、Ｃ含有量が過大の場合、脱炭が困難となり、磁気特性が劣化する。この観点から、Ｃ含有量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０８０％以下とする。
　Ｓｉは、比抵抗を高め、磁気特性を改善するために有効な成分である。この効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は１．００％以上とし、好ましくは２．００％以上とする。他方で、Ｓｉ含有量が過大の場合、冷延性が著しく劣化する。この観点から、Ｓｉ含有量は５．００％以下とし、好ましくは４．００％以下とする。
　Ｍｎは、Ｓｉと同様、比抵抗を高め、磁気特性を改善し、また、熱延性を改善するために有効な成分である。これらの効果を得る観点から、Ｍｎ含有量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０２０％以上とする。他方で、Ｍｎ含有量が過大の場合、磁気特性が劣化する。この観点から、Ｍｎ含有量は０．５００％以下とし、好ましくは０．２００％以下とする。
　本発明は、インヒビターレス法に関するものであるため、インヒビター形成成分である、Ｎ、Ａｌ、及びＳの含有量は極力抑制する必要がある。具体的には、Ｎ含有量は０．００５０％未満、Ａｌ含有量は０．０１００％未満、及びＳ含有量は０．００５０％未満とする必要がある。Ｎ含有量は好ましくは０．００４５％未満とする。Ａｌ含有量は好ましくは０．００８０％未満とする。Ｓ含有量は好ましくは０．００４０％未満とする。これら３つの元素の含有量の下限は特に限定されず、これら４つの元素の含有量は、それぞれ０．００００％であってもよい。ただし、Ｎ、Ａｌ、及びＳを、上記含有量範囲の上限値を満たす範囲で適度に含有することで、二次再結晶を安定化させて、磁気特性を向上させる効果がある。よって、Ｎ含有量は好ましくは０．００１０％以上とする。Ａｌ含有量は好ましくは０．００１０％以上とする。Ｓ含有量は好ましくは０．００１０％以上とする。
　上記成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなるが、任意で以下の元素を含有してもよい。すなわち、磁気特性のさらなる改善を目的として、Ｓｅ：０．０００１～０．００５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｐ：０．００５～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～１．５０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｍｏ：０．００５～０．１００％、Ｓｎ：０．００５～０．５００％、Ｓｂ：０．００５～０．５００％、及びＢｉ：０．００１～０．０５０％からなる群から選択される一種以上を添加してもよい。
　次に、本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法における、各工程について説明する。まず、上記成分組成を有する鋼スラブに加熱を施す。ここで、スラブ加熱温度は１０００～１３００℃の範囲とすることが好ましい。スラブ加熱温度が１０００℃に満たないと、熱延性が劣化する。また、インヒビターを用いない場合、１３００℃を超えるスラブ加熱温度は、もはや効果がなく、製造コストが増大するほか、結晶粒が粗大化して磁気特性が劣化する。
　その後、鋼スラブを熱間圧延して、熱延板を得る。その後、必要に応じて熱延板に熱延板焼鈍を施す。その後、熱延板に、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、冷延板を得る。
　その後、冷延板に脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍板を得る。ここで、脱炭焼鈍時の焼鈍温度は７５０～９５０℃の範囲であることが好ましく、焼鈍温度での保持時間は８０～２００秒の範囲とすることが好ましい。焼鈍温度が７５０℃以上、かつ、保持時間が８０秒以上であれば、脱炭が十分に進行する。また、焼鈍温度が９５０℃以下、かつ、保持時間が２００秒以下であれば、一次再結晶粒が粗大化することがないため、二次再結晶化が抑制されず、磁気特性が劣化することがない。
　脱炭焼鈍時の雰囲気はＨ２＋Ｎ２雰囲気とすることが好ましい。脱炭焼鈍時の酸化性（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）は、０．１～０．６の範囲とすることが好ましい。ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２が０．１以上であれば、脱炭が十分に進行する。また、ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２が０．６以下であれば、ＦｅＯが形成されることがなく、被膜特性が劣化することがない。
　次いで、脱炭焼鈍板に焼鈍分離剤を塗布する。焼鈍分離剤としては、ＭｇＯを主体とする公知又は任意のものを用いることができる。焼鈍分離剤には、被膜特性及び磁気特性の改善を目的として、Ｌｉ、Ｎａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｋ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｒ、Ｂａ、及びランタノイドの酸化物、水酸化物、硼酸塩、炭酸塩、硝酸塩、燐酸塩、硫酸塩、及びハロゲン化物のうち一種以上からなる添加剤を添加してもよい。その場合、添加剤の添加量は、ＭｇＯ：１００質量部に対して０．０１～１５質量部の範囲とすることが好ましい。添加量が０．０１質量部以上であれば、十分な添加効果を得ることができる。また、添加量が１５質量部以下であれば、磁気特性が劣化することがない。
　その後、脱炭焼鈍板を巻き取ってコイルを得て、コイルに対して仕上げ焼鈍を施す。仕上げ焼鈍は、室温から９５０℃までの二次再結晶焼鈍と、その後１１００～１３００℃で５～５０時間保持する純化焼鈍と、からなる。二次再結晶焼鈍は、二次再結晶を促進するための焼鈍であり、純化焼鈍は、不純物を純化するための焼鈍である。
　本実施形態では、仕上げ焼鈍において、コイルの最熱点及び最冷点の両方で、室温から８５０℃までの加熱速度Ｈ１が１０．０℃／ｈ以上であり、かつ、８５０℃から９５０℃までの加熱速度Ｈ２が１５．０℃／ｈ以下であることが重要である。なお、仕上げ焼鈍開始時のコイル温度は室温であるため、加熱速度Ｈ１は、仕上げ焼鈍時の温度から８５０℃までの加熱速度を意味する。室温は特に限定されず、例えば－１０℃～５０℃程度の範囲であり得る。
　加熱速度Ｈ１が１０．０℃／ｈに満たないと、二次再結晶の駆動力が減少し、磁気特性が劣化する。よって、加熱速度Ｈ１は１０．０℃／ｈ以上とする。加熱速度Ｈ１の上限は特に限定されないが、工業的には加熱速度Ｈ１は３０．０℃／ｈ以下であり得る。
　加熱速度Ｈ２が１５．０℃／ｈを超えると、二次再結晶の駆動力が過剰となり、磁気特性が劣化する。よって、加熱速度Ｈ２は１５．０℃／ｈ以下とする。加熱速度Ｈ２の下限は特に限定されないが、生産性の観点から、加熱速度Ｈ２は２．０℃／ｈ以上とすることが好ましい。
　なお、仕上げ焼鈍中の室温から９５０℃までの焼鈍雰囲気は、Ｎ２又はＡｒの不活性雰囲気とすることが好ましい。
　本実施形態では、仕上げ焼鈍において、コイルの最熱点及び最冷点の両方で、１０００℃から１１００℃までの加熱速度Ｈ３が５．０℃／ｈ以上３０．０℃／ｈ以下であることが好ましい。加熱速度Ｈ３が５．０℃／ｈ以上であれば、被膜形成が適切に進行し、優れた被膜特性を得ることができる。また、加熱速度Ｈ３が３０．０℃／ｈ以下であれば、被膜形成が過剰となることがなく、点状欠陥を生じる等の被膜特性の劣化を招くことがない。
　仕上げ焼鈍中の９５０℃以上の焼鈍雰囲気は、Ｈ２＋Ｎ２雰囲気とすることが好ましい。
　コイルの最熱点及び最冷点の位置は、炉構造及びコイル形状等から伝熱計算によって一意に定まる。上記加熱速度を求める方法は、常法であればいずれも好適に使用することができ、特に限定しない。例えば、コイルの最熱点及び最冷点の位置に熱電対を巻き込んで実測してもよいし、過去の仕上げ焼鈍実績から予測モデルを作成し、焼鈍温度や時間などの仕上げ焼鈍条件から計算してもよい。
　また、コイルの最熱点と最冷点とで加熱速度のバラつきを低減する方法は、特に限定されないが、例えば、コイル厚を低減してもよいし、二次再結晶温度域に達する前に均熱処理を施してもよいし、炉床ヒーターを用いて、コイル最冷点に近い炉床から加熱を施してもよい。コイル厚を低減する方法は、単純にコイルの質量を低減してもよいし、コイルの質量は低減せず、コイル外径及び内径を拡大してもよい。
　純化焼鈍における焼鈍温度は、コイルの最熱点において１１００～１３００℃の範囲内であることが好ましく、焼鈍温度での保持時間は５～５０時間の範囲内であることが好ましい。最熱点における焼鈍温度が１１００℃以上、かつ、保持時間が５時間以上であれば、純化が十分に進行するため、磁気特性が向上する。また、最熱点における焼鈍温度が１３００℃以下、かつ、保持時間が５０時間以下であれば、コイルが座屈することがなく、形状が劣化しない。
　その後、必要に応じて、絶縁コーティング、平坦化焼鈍、及び磁区細分化処理を施して、方向性電磁鋼板とする。
　なお、本発明に従う方向性電磁鋼板の製造方法において、本明細書に記載のない項目は、いずれも常法を用いることができる。
　［実施例１］
　表２に示す成分組成を有する鋼スラブを１２８０℃に加熱した。次いで、鋼スラブに熱間圧延を施して、板厚２．４ｍｍの熱延板を得た。その後、熱延板に冷間圧延を施して、板厚０．２３ｍｍの冷延板を得た。次いで、冷延板に、Ｈ２＋Ｎ２雰囲気、酸化性（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．３、焼鈍温度が８４０℃、焼鈍温度での保持時間が１２０秒間の条件で脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍板を得た。次いで、脱炭焼鈍板の表面に、ＭｇＯ：１００質量部に対してＴｉＯ２：５．０質量部を添加した焼鈍分離剤を塗布した後、脱炭焼鈍板を巻き取って、板幅が１２００ｍｍで厚さが５００ｍｍのコイルを得た。
　次いで、コイルに対して仕上げ焼鈍を施した。この際、炉床ヒーターを用いて炉床から加熱を施しつつ、コイルの最熱点及び最冷点において、室温から８５０℃までの加熱速度Ｈ１及び８５０℃から９５０℃までの加熱速度Ｈ２は表２に示す値とした。また、１０００℃から１１００℃までの加熱速度Ｈ３は、コイルの最熱点において２０．０℃／ｈとし、このとき、コイルの最冷点においては１２℃／ｈ～１８℃／ｈの範囲であった。さらにコイルの加熱を続け、最熱点が１２００℃に到達後、１０時間保持する条件で、仕上げ焼鈍を実施した。仕上げ焼鈍における雰囲気は、９５０℃以下では不活性ガス雰囲気、９５０℃以上ではＨ２＋Ｎ２混合雰囲気とした。なお、コイルの最熱点及び最冷点の位置は、炉構造及びコイル形状等から伝熱計算によって一意に定まる。そこで、コイルの最熱点及び最冷点における加熱速度Ｈ１、Ｈ２、及びＨ３は、各位置に熱電対を巻き込んで実測した。
　続いて、コイルの最熱点及び最冷点から試験片を採取し、各試験片の磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）を評価した。なお、磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０は、ＪＩＳ　Ｃ　２５５０に従って測定した。測定結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から明らかなように、本発明例によれば、長手方向及び幅方向にわたって均一に磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができた。これに対し、本発明を外れた比較例は、長手方向及び幅方向にわたって均一に磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができなかった。
　［実施例２］
　質量％で、Ｃ：０．０４０％、Ｓｉ：３．２０％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｎ：０．００３０％、Ａｌ：０．００６０％、及びＳ：０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを１２８０℃に加熱した。
　次いで、鋼スラブに熱間圧延を施して、板厚２．６ｍｍの熱延板を得た。その後、熱延板に冷間圧延を施して、板厚０．２７ｍｍの冷延板を得た。次いで、冷延板に、Ｈ２＋Ｎ２雰囲気、酸化性（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．３２、焼鈍温度が８４０℃、焼鈍温度での保持時間が１２０秒間の条件で脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍板を得た。次いで、脱炭焼鈍板の表面に、ＭｇＯ：１００質量部に対してＴｉＯ２：２．５質量部を添加した焼鈍分離剤を塗布した後、脱炭焼鈍板を巻き取って、板幅が１１５０ｍｍで表３に示す厚さを有するコイルを得た。
　次いで、コイルに対して仕上げ焼鈍を施した。この際、室温から８５０℃までの加熱速度Ｈ１は、コイルの最熱点において２０．０℃／ｈとし、このとき、コイルの最冷点においては１２℃／ｈ～１８℃／ｈの範囲であった。８５０℃から９５０℃までの加熱速度Ｈ２は、コイルの最熱点において５．０℃／ｈとし、このとき、コイルの最冷点においては４℃／ｈ～１３℃／ｈの範囲であった。また、コイルの最熱点及び最冷点において、１０００℃から１１００℃までの加熱速度Ｈ３は表３に示す値とした。さらにコイルの加熱を続け、最熱点が１２００℃に到達後、１０時間保持する条件で、仕上げ焼鈍を実施した。仕上げ焼鈍における雰囲気は、９５０℃以下では不活性ガス雰囲気、９５０℃以上ではＨ２＋Ｎ２混合雰囲気とした。なお、コイルの最熱点及び最冷点の位置は、炉構造及びコイル形状等から伝熱計算によって一意に定まる。そこで、コイルの最熱点及び最冷点における加熱速度Ｈ１、Ｈ２、及びＨ３は、予め予測モデルを作成し、これを用いて計算した。
　続いて、コイルの最熱点及び最冷点から試験片を採取し、各試験片の被膜特性（均一性及び密着性）を評価した。なお、均一性は、被膜外観を目視観察し、均一であれば「優」、やや不均一であれば「可」、不均一であれば「劣」として評価した。また、密着性は、試験片を種々の直径の丸棒に巻き付け、被膜が剥離しない最小の直径（曲げ剥離径）によって評価した。評価結果を表３に示す。
　なお、コイルの最熱点及び最冷点からそれぞれ採取した試験片の磁気特性（磁束密度Ｂ８及び鉄損Ｗ１７／５０）は、実施例１と同様に測定した。実施例２は、加熱速度Ｈ１及び加熱速度Ｈ２が本発明範囲を満足する発明例であるため、最熱点の磁束密度Ｂ８は１．８８～１．９５Ｔの範囲であり、鉄損Ｗ１７／５０は０．７９～１．０５Ｗ／ｋｇの範囲であり、いずれも良好な値であった。また、最冷点の磁束密度Ｂ８は１．８８～１．９４Ｔの範囲であり、鉄損Ｗ１７／５０は０．８１～１．０３Ｗ／ｋｇの範囲であり、いずれも良好な値であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３から明らかなように、加熱速度Ｈ３が本発明の範囲を満足する好適な発明例では、長手方向及び幅方向にわたって均一に磁気特性が優れることに加え、長手方向及び幅方向にわたって均一に被膜特性にも優れた方向性電磁鋼板を製造することができた。これに対し、加熱速度Ｈ３が本発明の範囲を外れた発明例では、長手方向及び幅方向にわたって均一に磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することはできたものの、長手方向及び幅方向にわたって均一に被膜特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することはできなかった。
　本発明によれば、インヒビターレス法であっても、長手方向及び幅方向にわたって均一に磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができる。
 

Claims (3)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０１０～０．１００％、Ｓｉ：１．００～５．００％、Ｍｎ：０．０１０～０．５００％、Ｎ：０．００５０％未満、Ａｌ：０．０１００％未満、及びＳ：０．００５０％未満を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延して、熱延板を得る工程と、
    　前記熱延板に、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、冷延板を得る工程と、
    　前記冷延板に脱炭焼鈍を施して、脱炭焼鈍板を得る工程と、
    　前記脱炭焼鈍板に焼鈍分離剤を塗布した後、前記脱炭焼鈍板を巻き取って、コイルを得る工程と、
    　前記コイルに対して仕上げ焼鈍を施す工程と、
    を有し、
    　前記仕上げ焼鈍において、前記コイルの最熱点及び最冷点の両方で、室温から８５０℃までの加熱速度Ｈ１が１０．０℃／ｈ以上であり、かつ、８５０℃から９５０℃までの加熱速度Ｈ２が１５．０℃／ｈ以下であることを特徴とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 　前記仕上げ焼鈍において、前記コイルの最熱点及び最冷点の両方で、１０００℃から１１００℃までの加熱速度Ｈ３が５．０℃／ｈ以上３０．０℃／ｈ以下である、請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｓｅ：０．０００１～０．００５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｐ：０．００５～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．０１～１．５０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｍｏ：０．００５～０．１００％、Ｓｎ：０．００５～０．５００％、Ｓｂ：０．００５～０．５００％、及びＢｉ：０．００１～０．０５０％からなる群から選択される一種以上を含む、請求項１又は２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
     
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