JP2011510166A - 磁気特性に優れた方向性電気鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

磁気特性に優れた方向性電気鋼板及びその製造方法を提供する。より詳細には、成分を調節して製造方法を改善することで、従来類似した成分系では期待することができなかった程度に磁気特性を画期的に改善した方向性電気鋼板及びその製造方法を提供する。この方向性電気鋼板は、Ｓｎ：０．０３〜０．０７重量％、Ｓｂ：０．０１〜０．０５重量％及びＰ：０．０１〜０．０５重量％を必須成分として含む。

Description

本発明は、磁気特性に優れた方向性電気鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、成分を調節して製造方法を改善することで、従来類似した成分系では期待することができなかった程に磁気特性を画期的に改善した方向性電気鋼板及びその製造方法に関する。

電気鋼板は、電気機械や電気器具の素材として使用される珪素鋼板を意味し、大きく分けて、方向性電気鋼板と無方向性電気鋼板とが挙げられる。その中で、方向性電気鋼板は、ゴス（Ｇｏｓｓ）が発見して提案したように、結晶面の方位が｛１１０｝面であり、圧延方向の結晶方位は＜００１＞軸に平行する、いわゆるゴス集合組職を有する結晶粒で構成される。このような鋼板は、圧延方向に磁気特性に優れている。

図１（参考文献：Ａｒａｉ ｋｅｎ等、「Ｒｅｃｅｎｔ Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ Ｓｔｅｅｌ Ｓｈｅｅｔｓ」、日本鉄鋼協会、１９９５，ｐｐ１５）を参照して、方向性電気鋼板の結晶方位が方向性電気鋼板の磁気特性に及ぼす影響を概略的に説明する。図１は、鋼板の実際の結晶方位がゴス方位から外れた程度と鉄損との関係を特定するために単結晶を利用して試験した結果を示す。図１のグラフから分かるように、ゴス方位から約２度（いわゆるβ角の絶対値を意味する。β角については後述する。）程外れた場合に最も低い鉄損を表している。よって、通常、方向性電気鋼板を製造する場合には、角度がなるべく２度に近いことで、結晶方位がゴス方位から外れるように製造している。但し、多結晶素材である電気鋼板の方位は、結晶粒の面積を考慮して、各結晶粒の方位がゴス方位から外れた程度（β角）の絶対値に対して、面積加重平均を計算することで、求めることができる。以下に、記載の便宜のために、上記「各粒子の方位がゴス方位から外れた程度の中でβ角の絶対値に対して求めた面積加重平均」を単に「ゴス方位から外れた程度」と表示する。

ゴス方位から外れた程度は、図２から分かるように、α、β及びγ角と表示されるが、通常は、β角を調節することが電気鋼板の磁気特性の制御に効果的であると知られている。よって、本明細書では、β角に対してゴス方位から外れた程度を上述したように「ゴス方位から外れた程度」と簡単に表示する。

鋼板の方位がゴス方位に近いように鋼板を製造するためには、全ての結晶の方位がゴス方位に一致する必要がある。しかし、スラブを圧延して製造する電気鋼板は、必然的に多結晶系組職を有するしかなく、その結果、結晶の方位は、結晶毎に異なるため、これをゴス方位に近いように一致させるためには特別な作業が必要である。

即ち、多結晶系組職を有する圧延鋼板には、ゴス方位に近い結晶も含まれることはあるが、大部分がゴス方位から大きく外れた方位を有する結晶が含まれるため、これらをそのまま使用する場合は、磁気特性に優れた電気鋼板を得ることが困難になる。よって、上記多結晶系組職の鋼板をゴス方位に近い結晶のみを存在させるように、再結晶化する必要がある。上記再結晶化時に優先的に成長する結晶の方位は、再結晶化温度によって決まることであり、再結晶化温度をうまく制御する場合は、ゴス方位に近い結晶が優先的に成長できるようになる。その結果、再結晶化の前にはゴス方位に近い結晶の分率が小さいが、再結晶化がなされた後は、ゴス方位に近い結晶の分率が大部分を占めるようになる。このような再結晶化を、先に起こる１次再結晶化（後述）と区別するために、２次再結晶化という。

この際、上記２次再結晶化の前には、結晶が均一に分布するようにする１次再結晶化がなされる。上記１次再結晶化は、通常、冷間圧延以後に行われる脱炭焼鈍の直後、または脱炭焼鈍と同時になされ、上記１次再結晶化によって均一かつ適切な粒度の結晶粒が形成されるようになる。もちろん、上記結晶粒の方位は満遍なく分散されており、方向性電気鋼板で最終的に取得しようとするゴス方位を有する結晶粒の分率は非常に低い。

上述したように、上記１次再結晶化された鋼板は、以後ゴス方位を備えるに適した温度で２次再結晶化されることで、磁気特性に優れたゴス方位を備えた鋼板に製造されることができる。ところが、上記１次再結晶化された鋼板のうちそれぞれ異なる方位を有する結晶粒のサイズが異なる場合は、たとえゴス方位を備えるに適した温度で２次再結晶化が起こるとしても、いわゆるサイズ効果、即ち、大きな結晶粒が小さな結晶粒より安定した効果によって、方位に関係なく、大きな結晶粒が優勢に成長する可能性が高くなり、その結果、ゴス方位から外れた結晶粒の分率が高くなる。

従って、結晶粒は、１次再結晶化時に均一かつ適切なサイズで分布されていなければならない。結晶粒のサイズが非常に微細な場合は、結晶界面面積の増加によって界面エネルギーが増加するようになり、結晶粒が不安定になる恐れがある。このような場合は、２次再結晶化が低過ぎる温度で起こって、ゴス方位を備えていない結晶粒が多量に生成される。このような適切な結晶粒のサイズは、添加される元素（抑制剤）の種類によって異なる（後述する）。

また、上記１次再結晶化された結晶粒が適切な温度で再結晶化されると、方向性電気鋼板に適したゴス方位を有した結晶粒が優勢に多量に形成される。よって、上記適切な温度まで結晶粒を昇温する必要があるが、適切な温度までの昇温過程までに不可避に低い温度範囲を経由する。このような低い温度範囲で再結晶化が起こってしまうと、ゴス方位が優勢で多量な結晶粒を得ることはできなくなる。従って、適切な温度まで昇温するまでは再結晶化が起こらないように、結晶粒の成長を抑制する手段が必要となる。鋼板の内部でこのような役割をする手段は、添加された成分の偏析や析出などによって得ることができ、このような役割をする元素を抑制剤という。

結晶を適切な２次再結晶化温度に昇温する前までは、抑制剤は、析出物や偏析の形態で結晶粒界付近に存在することで結晶粒がこれ以上成長することを抑制しており、適切な温度（２次再結晶化温度）に昇温すると、抑制剤は、溶解されるか分解されて結晶粒の自由な成長を助長する役割をする。

上記のような抑制剤として広く用いられたものとして、ＭｎＳやＭｎＳｅなどのような元素を挙げることができる。

その例として、日本国特開昭５１−１３４６９号公報（特許文献１）を挙げることができるが、上記文献では、電気鋼板の製造方法を開示しており、方向性電気鋼板をスラブ加熱、熱間圧延、熱延板焼鈍、１次冷間圧延、中間焼鈍、２次冷間圧延、脱炭焼鈍及び最終焼鈍の過程を通じて製造し、抑制剤としてＭｎＳｅとＳｂを用いる。また、日本国特開昭３０−３６５１号公報（特許文献２）では、方向性電気鋼板の製造技術を開示しており、抑制剤としてＭｎＳを用いて中間焼鈍を含んだ２回の冷間圧延で電気鋼板を提供する。ＭｎＳ系の抑制剤を用いるもう一つの例として、日本国特開昭４０−１５６４４号公報（特許文献３）を挙げることができるが、この方法では、ＭｎＳとＡｌＮを抑制剤として用い、８０％以上の高い圧延率で１回の冷間圧延をして磁束密度の高い製品を得ている。

ところが、上記のようにＭｎＳを抑制剤として用いる方法は、ＭｎＳを形成するためにスラブを非常に高い温度に再加熱しなければならないという問題がある。即ち、スラブ内に存在するＭｎＳは、粗大な析出物として存在する場合が多いので、方向性電気鋼板の製造に用いられる抑制剤の役割をすることができないことがある。よって、ＭｎＳを固溶させた後、均一に分布させる必要があるが、そのためには、スラブをＭｎＳの固溶が可能な温度まで加熱しなければならない。ところが、ＭｎＳの固溶温度は、熱力学的な平衡状態を考慮するとしても、約１３００℃以上と、非常に高い温度であり、実際に、多様な工業的に利用可能なように充分に速い速度でＭｎＳを溶解されるためには、これより遥かに高い温度である約１４００℃まで再加熱する必要がある。

上記のように高い温度でスラブを加熱する場合は、スラブ加熱に使われるエネルギー消耗が激しくなり、スラブの表面が溶融されるという問題が発生して、再加熱炉の補修費が多くかかるだけでなく、加熱炉の寿命が短縮されるという問題をもたらす可能性があった。

従って、スラブの再加熱温度を低下させることができる抑制剤の導入が必要である。このような要求にあわせて提供された抑制剤が窒化物系抑制剤である。上記窒化物系抑制剤の長所は、以下の通りである。脱炭焼鈍と同時に、または脱炭焼鈍の直後に、鋼板を窒素雰囲気に置くことで、窒素が鋼板内部に侵透し易い条件を形成させて、窒素を浸透することができる。侵透した窒素が鋼板中の窒化物形成元素と反応して窒化物を形成し、上記窒化物が抑制剤の役割をする。上記窒化物の例としては、ＡｌＮ、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎなどのような元素を挙げることができる。

冷延板の脱炭焼鈍と同時に、またはその後に適切な温度で冷延板を窒化すればよいので、冷延板の再加熱温度は通常の熱延時の再加熱温度と同様な温度にすればよい。方向性電気鋼板の製造分野では、このような再加熱パターンを「低温再加熱」という。

上述した低温再加熱による方向性電気鋼板を製造する方法の一例としては、日本国特開平１−２３０７２１号公報（特許文献４）、日本国特開平１−２８３３２４号公報（特許文献５）、大韓民国公開特許第９７−４８１８４号公報（特許文献６）、及び大韓民国公開特許第９７−２８３０５号公報（特許文献７）を挙げることができるが、これらの方法では、窒素雰囲気を形成するためにアンモニアガスを用いている。上記アンモニアガスは、通常、約５００℃以上の温度で水素と窒素に分解される性質があるため、このアンモニアの性質を利用して鋼板に窒素を供給する。

ところが、上記のような窒化法を利用する低温再加熱方式も、窒素だけでは磁気特性向上に限界があるという短所があった。

方向性電気鋼板の磁気特性をさらに向上させるための方法としては、抑制剤の役割をする他の元素を添加して、２次再結晶化時にゴス方位に成長する結晶粒の分率をさらに上昇させる手段がある。また、１次再結晶化時にゴス方位を有した結晶の分率を高めて、２次再結晶化時にゴス方位を有した結晶粒の分率を高める手段がある。さらに、２次再結晶化時にサイズ効果によってゴス方位を有することができなかった結晶粒がより大きく成長することを防止するために、１次再結晶化された結晶粒のサイズを均一に分布させる手段などがある。

従来提案された方法としては、鋼板の成分を改善する方法を挙げることができる。即ち、電気鋼板にＳｎ、Ｓｂ及びＰなどの元素を添加する場合は、電気鋼板の磁気特性を大きく向上できるが、その理由は下記の通りである。

即ち、ＳｂとＳｎは、１次再結晶化集合組職において、｛１１０｝＜００１＞方位を有する結晶粒の分率を増加させるという効果があるだけでなく、硫化物を均一に析出させるという効果がある。また、ＳｂとＳｎの添加量が一定水準を超える場合は、脱炭焼鈍時の酸化反応を抑制するという効果を得ることができる。そのため、脱炭焼鈍時の温度を上昇させることができ、その結果、方向性電気鋼板の１次被膜形成をより簡単にすることができる。また、これらの元素は、結晶粒界で析出されて結晶粒の成長を抑制することができるため、２次再結晶化粒の粒子径を小さくすることができる。よって、２次再結晶粒の微細化の形成による磁区微細化の効果も得られる。

また、Ｐは、１次再結晶化時に集合組職を改善する効果があると知られている。即ち、１次再結晶化時にゴス方位を有した結晶粒の分率を高める機能を有する。

方向性電気鋼板にＳｎ、Ｓｂ及びＰなどの元素を添加することは、日本国特開平２−２９４４２８号公報（特許文献８）、日本国特開２００６−２４１５０３号公報（特許文献９）、日本国特開２００７−２５４８２９号公報（特許文献１０）、日本国特開２００７−０５１３３８号公報（特許文献１１）、日本国特開平１１−３３５７９４号公報（特許文献１２）に開示される。

これらの中で、上記日本国特開平２−２９４４２８号公報には、方向性電気鋼板にＰ：０．０００７〜０．０４５重量％を添加した高磁束密度を有する方向性電気鋼板が開示されており、また、上記日本国特開２００６−２４１５０３号公報には、他の成分と共にＰ：０．０１５〜０．０７重量％を含み、必要に応じてＳｂ：０．００５〜０．２重量％及びＳｎ：０．０１〜０．５重量％のうちから選択された１種または２種をさらに添加して、安定した磁気特性を有する珪素鋼板を製造する方法が開示されている。

上記日本国特開２００７−２５４８２９号公報には、必要に応じてＳｎ、Ｓｂ及びＰのうち一種以上を０．０２〜０．３０重量％含む磁気特性に優れた方向性電気鋼板の製造方法が開示されており、また、上記日本国特開２００７−０５１３３８号公報には、Ｐ：０．２重量％以下を添加して、必要に応じてＳｂ：０．００１〜０．０２及びＳｎ：０．００２〜０．１重量％のうちから選択される１種以上の元素をさらに含む４５゜方向の磁気特性に優れた方向性電気鋼板の製造方法が開示されている。

また、上記日本国特開平１１−３３５７９４号公報には、電気鋼板の成分系にＳｎ、Ｓｂ、Ｐ、Ｂ、Ｂｉ、Ｍｏ、Ｔｅ及びＧｅからなる元素のうちから選択された１種以上の元素を０．０００５〜２．０重量％添加した電気鋼板の製造方法が開示されている。

上述したように、上記特許文献では、Ｓｎ、Ｓｂ及びＰなどの元素を添加する構成は開示されているが、これらの範囲は広範囲に記載されており、これらの元素を１種または２種以上含む程度にしか記載されていない。即ち、現在までの研究成果によると、上記Ｓｎ、Ｓｂ及びＰの添加によって電気鋼板の磁気特性を向上することができるという程度だけが開示されており、各元素の適切な含量及びこれらの元素の相互作用による相乗効果については全く開示されていないので、上記元素の適切な添加を通じた電気鋼板の磁気特性向上のための具体的な手段の提供は、未だに不十分である。

そして、上記Ｓｎ、Ｓｂ及びＰを含む電気鋼板は、従来の抑制剤のみが含まれた電気鋼板に比べて１次再結晶化及び２次再結晶化の挙動が異なるようになるが、上述した従来技術は、これに対する解決方法を提供していない。即ち、このような元素を添加する場合は、これらを添加しなかった鋼材に比べて１次再結晶粒のサイズが小さくなって２次再結晶化に対する抑制力は高くなるが、このような点に着目した焼鈍作業の制御方法は、従来技術に開示されていない。

また、上記の事項とは別に、２次再結晶化は、スラブの熱間圧延−熱延板焼鈍−冷間圧延−脱炭焼鈍−最終焼鈍等の電気鋼板の製造方法の一連の過程の中で、最終焼鈍工程で起こるが、上記２次再結晶化のための初期の温度の昇温及び維持時間が過大で、生産性が低下されるという問題がある。

即ち、最終焼鈍は、コイル状の鋼板を高温で加熱すること行われるため、鋼板と鋼板とが付着してしまう恐れがあり、最終焼鈍前にコイル状の鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離制を塗布するが、各コイル状の鋼板の表面はＭｇＯを水分と共にペースト形態で塗布されるので、各コイル状の鋼板に２段階の均熱過程がされる。２段階の均熱過程は、ペーストから水分を除去するための１次均熱過程と、上記１次均熱過程後に２次再結晶化温度にまで鋼板を加熱する昇温過程以後、適切な温度で鋼板を維持する２次均熱過程とに分けられる。

上記１次均熱過程で、ＭｇＯと共存した水分は除去され、鋼板中のＳｉ成分が反応に寄与してＭｇＯとＳｉＯ_２の複合酸化物被膜が鋼板表面に形成されるようになる。

上述したように、２次再結晶化温度によって、優先成長する結晶粒の方位が異なるので、上記２次再結晶化温度は精密に制御されなければならない。即ち、上記ＭｎＳやＡｌＮなどの抑制剤が鋼板内に再固溶されれば、２次再結晶化が起こるようになるので、上記抑制剤はなるべく制限された温度範囲内で急に除去されることが最も好ましい。ところが、昇温を急激にする場合は、上記抑制剤が広い温度範囲で除去される恐れがあるので、多様な方位の結晶粒が共に成長するようになり、ゴス方位に近い結晶粒が優勢で多数であり磁気特性に優れた方向性電気鋼板を得ることは困難になる。よって、従来は、上記２次再結晶化温度まで鋼板を非常に遅く昇温し、特に１０〜１７℃の昇温速度である。このような遅い昇温速度では、２次均熱温度までの昇温に必要な時間を消耗し過ぎて、生産性低下の原因となる。

また、これまで使用されてきた抑制剤であるＡｌＮやＭｎＳは、２次再結晶化時にゴス方位を有した結晶粒の分率を高めるために有用であり、最終方向性電気鋼板の磁気特性には、むしろ有害であるため、２次再結晶化が起こった後は除去されることが好ましい。電気鋼板を雰囲気が制御された高温で維持する場合は、これらの成分が除去されることができるので、上記２次均熱を高温で行うことになる。上記２次均熱では、Ｎ及びＳ成分が減少するだけでなく、島状結晶粒も減少するようになるため、上記過程は非常に有用な工程である。但し、大部分の電気鋼板では、抑制剤であるＡｌＮとＭｎＳなどを多量に形成させるために、鋼中にＮとＳとを多量に溶解した後、１次及び２次再結晶化作業をするため、上記多量含有されたＮとＳの除去に必要な２次均熱時間の過大化が原因となり、生産性の低下につながる。

日本国特開昭５１−１３４６９号公報 日本国特開昭３０−３６５１号公報 日本国特開昭４０−１５６４４号公報 日本国特開平１−２３０７２１号公報 日本国特開平１−２８３３２４号公報 大韓民国公開特許第９７−４８１８４号公報 大韓民国公開特許第９７−２８３０５号公報 日本国特開平２−２９４４２８号公報 日本国特開２００６−２４１５０３号公報 日本国特開２００７−２５４８２９号公報 日本国特開２００７−０５１３３８号公報 日本国特開平１１−３３５７９４号公報

本発明は、上述した従来技術の問題点を解決するためになされたものであり、本発明の一側面によると、上記Ｓｎ、Ｓｂ及びＰの含量を適切な範囲に制御して、元素間の相互関係を適正化し、かつ追加的な磁気特性向上元素を添加することで、磁気特性がより向上された方向性電気鋼板が提供される。

本発明の別の側面によると、本発明による優れた特性を有する電気鋼板を製造するときに発生し易い生産性低下の問題を解決した方向性電気鋼板の製造方法が提供される。

本発明のさらに別の側面によると、上述した成分系に適した加熱パターンを有する方向性電気鋼板の製造方法が提供される。

本発明の一側面によればＳｎ：０．０３〜０．０７重量％、Ｓｂ：０．０１〜０．０５重量％及びＰ：０．０１〜０．０５重量％を必須成分として含む、方向性電気鋼板を提供する。

このとき、Ｐ＋０．５Ｓｂが０．０３７０〜０．０６３０（ここで、ＰとＳは該当元素の含量（重量％）を意味する。）の範囲であることができる。

そして、Ａｓ：１．４０重量％以下、Ｃｕ：０．５０重量％以下、Ｂｉ：０．１重量％以下、Ｔｅ：１．４０重量％以下、Ｎｉ：１．４０重量％以下、Ｃｒ：０．３５重量％以下、Ｐｂ：１．４０重量％以下、及びＭｏ、Ｂ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＺｎからなるグループのうちから選択された少なくとも１種以上：合計１．４０重量％以下のうち１種または２種以上をさらに含むことができる。

また、上記方向性電気鋼板は、Ｓｉ：２．０〜４．０重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２０〜０．０４０重量％及びＭｎ：０．０１〜０．２０重量％をさらに含むことができる。

そして、上記電気鋼板の結晶方位がゴス方位から外れた程度が３度未満であることができる。

また、上記方向性鋼板は、Ｃ：０．０４〜０．０７重量％、Ｎ：１０〜５５ｐｐｍ及びＳ：０．００１０〜０．００５５重量％をさらに含む鋼スラブから製造されることができる。

また、Ｓｎ：０．０３〜０．０７重量％、Ｓｂ：０．０１〜０．０５重量％及びＰ：０．０１〜０．０５重量％を必須成分として含む鋼スラブを熱間圧延、焼鈍及び冷間圧延して鋼板を製造する段階；上記冷間圧延された鋼板を８００〜９５０℃の温度範囲で脱炭焼鈍及び窒化焼鈍する段階；及び上記焼鈍された鋼板を最終焼鈍する段階；を含み、上記最終焼鈍段階が１次均熱する段階、昇温する段階、及び２次均熱する段階を有する場合、初期に１８〜７５℃／ｈｒの昇温速度で昇温温度を昇温した後、９００〜１０２０℃の範囲内で１０〜１５℃／ｈｒの範囲で昇温する、電気鋼板の製造方法を提供する。

このとき、Ｐ＋０．５Ｓｂが０．０３７０〜０．０６３０（ここで、ＰとＳは該当元素の含量（重量％）を意味する。）の範囲であることができる。

そして、上記鋼スラブは、Ａｓ：１．４０重量％以下、Ｃｕ：０．５０重量％以下、Ｂｉ：０．１重量％以下、Ｔｅ：１．４０重量％以下、Ｎｉ：１．４０重量％以下、Ｃｒ：０．３５重量％以下、Ｐｂ：１．４０重量％以下、及びＭｏ、Ｂ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＺｎからなるグループのうちから選択された少なくとも１種以上：合計１．４０重量％以下のうち１種または２種以上をさらに含むことができる。

そして、上記鋼スラブは、Ｓｉ：２．０〜４．０重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２０〜０．０４０重量％、Ｍｎ：０．０１〜０．２０重量％、Ｃ：０．０４〜０．０７重量％、Ｎ：１０〜５５ｐｐｍ及びＳ：０．００１０〜０．００５５重量％をさらに含むことができる。

そして、上記鋼スラブを再加熱する段階は、再固溶されるＮの含量が１０〜４０ｐｐｍの範囲となるように加熱温度を制御することを含むことができる。

また、上記鋼スラブの加熱温度は、１０５０〜１２５０℃の範囲であることができる。

さらに、上記２次均熱温度は、１１５０〜１２５０℃の範囲であることができる。

本発明によれば、添加される成分元素の含量を最適化し、元素間の相乗効果を最大限に利用することで、磁気特性が向上された方向性電気鋼板を製造することができ、また、上記方向性電気鋼板を製造するときに発生し易い生産性低下の問題を解決することができる。

鋼板の結晶方位がゴス方位から外れた程度（図２のベータ角）によって鉄損が変化する現象を示したグラフである。 アルファ（α）、ベータ（β）、ガンマ（γ）角度によって示すゴス方位から外れた程度を概念的に説明するための概念図である。 Ｓｎ、Ｓｂ及びＰ成分を一定の含有範囲内で添加することによって鉄損が改善される現象が従来予測された程度を超えることを示したグラフである。 ＳｂとＰの含量を固定したまま、Ｓｎ含量を増加したときに鉄損が改善される現象を示したグラフである。 ＳｎとＰ含量を固定したまま、Ｓｂ含量を増加したときに鉄損が改善される現象を示したグラフである。 ＳｎとＳｂ含量を固定したまま、Ｐ含量を増加したときに鉄損が改善される現象を示したグラフである。 Ｓｎ含量を固定したまま、ＰとＳｂを増加したときに鉄損が改善される現象を示したグラフである。 図７の現象をＰ＋０．５Ｓｂの数式を利用して表現したグラフである。

以下、本発明の例示的な実施形態を詳しく説明する。

本発明の発明者らは、Ｓｎ、Ｓｂ及びＰを添加する従来の電気鋼板の成分系のＳｎ、Ｓｂ及びＰの量と、これらの元素を共に制御する場合に発生する磁気特性向上効果に対して深く研究した結果、元素の含有範囲と元素間の関係を適切に制御し、上記Ｓｎ、Ｓｂ及びＰ成分に加えてＡｓをさらに添加する場合に、従来期待した効果より顕著に優れた臨界的効果を有することができることを発見し、本発明に至った。

図３に、本発明の概念を示す。図３は、Ｓｎ、ＳｂまたはＰの含量に対して電気鋼板の鉄損が変化することを概念的に示したグラフである。図面の横軸はＳｎ、ＳｂまたはＰの含量を示し、縦軸は鉄損を示す。

図３に示すように、従来の含有範囲で設定された上記Ｓｎ、ＳｂまたはＰ含量範囲によると、鉄損の変化は、適正範囲内で極小点を有する連続的な線の形態を表すと知られていたが、本発明の一実施形態では、上記の従来の含量範囲内で特定の条件を有する場合、鉄損が画期的に減少されることができることを発見した。即ち、図３を参照すると、従来の含有範囲内のＳｎ、ＳｂまたはＰ含量内では、鉄損に大きな差なしに鉄損の変化が連続的な線を表すと予想されるはずだが、本発明者らの実験結果によると、上記成分が一定の含量範囲内である場合では、その効果が従来は予測することができなかった程に顕著に向上する。

また、鉄損の向上された効果は、特定成分範囲内において該当元素の含量のみを制御して得られるものではなく、これらの三つの元素が同時に添加されなければ得られない。即ち、例えば単純にＳｂの含量を従来技術で提示された範囲内で変化させるとしても、図３に示されたものと同一の顕著な効果が得られるわけではなく、ＳｎとＰが同時に適正含量で存在する場合のみに顕著な効果が得られる。よって、これらは同時に添加されなければならず、それぞれの適切な範囲が同時に制御されなければ、本発明で追求する臨界的効果が得られないわけである。これを裏付ける実験結果として、Ｓｎを添加せずにＳｂとＰのみを添加する場合、局所的に小さな結晶粒が存在することが観察されたが、このような局所的に小さな結晶粒は、ゴス方位ではなく他の方位の結晶粒の痕跡と判断され、その結果、電気鋼板への磁気特性を劣化させる恐れがある。しかし、Ｓｎ、Ｓｂ及びＰを同時に添加する場合、均一な２次再結晶粒が得られ、また１次再結晶化された鋼板で集合組職（ＲＤ／／［００１］）が強く成長することを確認することができた。

また、ＰとＳｂは、互いの含量範囲を共に制御する場合、また他の臨界的相乗効果を誘発することができるので、ＰとＳｂの含量は、一つの数式で制御される必要があった。

その結果、本発明では、電気鋼板の成分のうち、上記Ｓｎ、Ｓｂ及びＰの含量を下記のように制御し、かつ下記の数式で表されたＰとＳｂの含量関係を適切な範囲で制御することを特徴とする。

１）Ｓｎ：０．０３〜０．０７重量％
２）Ｓｂ：０．０１〜０．０５重量％
３）Ｐ：０．０１〜０．０５重量％
４）Ｐ＋０．５Ｓｂ：０．０３７０〜０．０６３０（ここで、ＰとＳは各元素の含量（重量％）を意味する）

以下、各元素の含量を定めた理由について説明する。

Ｓｎ：０．０３〜０．０７重量％
Ｓｎは、｛１１０｝＜００１＞方位の２次核の数を増加させて２次結晶粒のサイズを減少させる役割をするが、その結果、Ｓｎを添加すると鉄損を向上させることができる。またＳｎは、結晶粒界に偏析を通じて結晶粒成長を抑制するのに重要な役割をし、これは、ＡｌＮ粒子が粗大化され、Ｓｉ含量を増加するにつれて結晶粒成長を抑制する効果が低下することを補償する。よって、結果的に、相対的に高いＳｉ含有量を有しながらも、｛１１０｝＜００１＞の方位の２次再結晶化集合組職の成功的な形成が保証されることができる。即ち、｛１１０｝＜００１＞方位の２次再結晶化集合組織の完成度を低下させずに、Ｓｉ含有量を増加させるだけでなく、最終厚さを減少させることができる。このようなＳｎの含量は、既に上述したように、他の成分の含量を適切に調整した範囲内で０．０３〜０．０７重量％であることが好ましい。即ち、上述したように、Ｓｎの含量範囲を０．０３〜０．０７重量％に制御するとき、従来は予測することができなかった不連続的かつ顕著な鉄損減少効果を確認することができたので、Ｓｎの含量範囲は上述した範囲で制御することが好ましい。また、Ｓｎ含量が多すぎる場合は、脆性が増加されるという問題もあり得るので、Ｓｎを上述した範囲で制御する場合は、脆性を低下させることができる。

Ｓｂ：０．０１〜０．０５重量％
Ｓｂは、結晶粒界に偏析して１次再結晶粒の過度な成長を抑制する作用がある。Ｓｂを添加して１次再結晶化段階で粒成長を抑制することで、鋼板の厚さ方向による１次再結晶粒のサイズの不均一性を除去し、同時に、２次再結晶粒を安定的に形成させることで、磁気特性により優れた方向性電気鋼板を製造することができる。特に、このようなＳｂの効果は、Ｓｂが０．０１〜０．０５重量％であるときに、従来では予測することができなかった程に大きく向上することができる。上記のように、Ｓｂは、結晶粒界に偏析して１次再結晶粒の過度な成長を抑制する作用があるが、Ｓｂが０．０１重量％以下であれば、その機能が適切に発揮され難く、Ｓｂが０．０５重量％以上で含有されると、１次再結晶粒のサイズが小くなり過ぎて２次再結晶化開始温度が低くなり磁気特性を劣化させるか、または粒成長に対する抑制力が大きくなり過ぎて２次再結晶粒が形成されない可能性もあるためである。

Ｐ：０．０１〜０．０５重量％
Ｐは、低温加熱方式の方向性電気鋼板で１次再結晶粒の成長を促進させ、２次再結晶化温度を高めて最終製品で｛１１０｝＜００１＞方位の集積度を高める。１次再結晶粒が過大すぎる場合は、２次再結晶化が不安定になるが、２次再結晶化が起こる限り、２次再結晶化温度を高めるためにも１次再結晶粒が大きい方が有利である。一方、Ｐは、１次再結晶化された鋼板で｛１１０｝＜００１＞方位を有する結晶粒の数を増加させて最終製品の鉄損を低めるだけでなく、１次再結晶化された鋼板で｛１１１｝＜１１２＞集合組職を強く成長させて、最終製品の｛１１０｝＜００１＞の方位の結晶粒の集積度を増加させるので、磁束密度も高くなる。また、Ｐは、２次再結晶化焼鈍時に約１０００℃の高い温度で結晶粒界に偏析して、析出物の分解を遅滞させて抑制力を補強する作用も有する。このようなＰの含量を０．０１〜０．０５重量％に制限する場合は、鉄損の改善で従来では予測することができなかった顕著な効果が得られる。Ｐの効果が十分に発揮されるためには、Ｐの含量は０．０１重量％以上が必要である。Ｐが０．０５重量％以上になると、１次再結晶粒のサイズがむしろ減少されて、２次再結晶化が不安定になるだけでなく、脆性を増加させて冷間圧延性を阻害するためである。

Ｐ＋０．５Ｓｂ：０．０３７０〜０．０６３０（ＰとＳは各元素の含量（重量％）を意味する）
本発明の発明者らの実験結果によると、それぞれの元素を添加する場合以外にも、Ｐ＋０．５Ｓｂの含量を上述した範囲に制御する場合、さらに優れた鉄損向上効果が得られた。その理由は、いくつかの上記元素が共に添加されて相乗効果が得られ、また、相乗効果が上記数式範囲を満たすときに、他の数値範囲に比べて不連続的に最大化されるためであると判断される。よって、それぞれの元素の含量範囲を制御する以外にも、上記Ｐ＋０．５Ｓｂを上述した範囲に制御することがより好ましい。

電気鋼板の成分を上述した含量範囲に制限する場合は、鋼板の方位がゴス方位に近く形成されるため、磁気特性が大きく向上されることができる。よって、有利な効果を有する本発明の電気鋼板は、Ｓｎ：０．０３〜０．０７重量％、Ｓｂ：０．０１〜０．０５重量％及びＰ：０．０１〜０．０５重量％を必須成分として含む電気鋼板である。また、成分を上記範囲に制限する他にも、Ｐ＋０．５Ｓｂを０．０３７０〜０．０６３０（ここで、ＰとＳは各元素の含量（重量％）を意味する）の範囲に制限することがより好ましい。

また、上述したようにＳｎ、Ｓｂ及びＰなどの成分を制限するに加えて、下記のようにＡｓ、Ｃｕ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｐｂ、Ｍｏ、Ｂ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＺｎからなるグループのうちから選択された１種または２種以上の元素を適正な含量で添加する場合は、２次再結晶化温度の制御が有利であることや、結晶粒のサイズを均一化させることなどの効果によって、磁気特性をさらに向上させることができる。以下、各成分の添加理由について、より詳しく説明する。

Ａｓ：１．４０重量％以下
本発明者らの研究結果によると、Ａｓは、上記Ｐ、Ｓｂ及びＳｎなどの抑制剤の機能を補助して磁気特性をさらに向上させるための元素であり、この元素を添加する場合、２次再結晶化開始温度を増加させ、よって、ゴス方位を有する結晶粒の成長に有利な温度で安定的に２次再結晶化する効果が得られる。但し、Ａｓを１．４０重量％を超えて添加すると、鋼板の焼鈍時に生成される被膜の劣化を避けることができず、磁気特性も劣化されるため、上記Ａｓの含量の上限は１．４０重量％に制限する。また、上記Ａｓの含量が足らずとも、Ａｓを全く添加しない場合に比べて磁気特性が不良になるわけではないが、添加による有利な効果を得難いため、上記有利な効果を得るためには、Ａｓを０．００３重量％以上で添加することがより好ましい。

Ｃｕ：０．５０重量％以下
上記Ｃｕは、熱間圧延段階で微細な粒子で析出して１次再結晶粒の成長に対する抑制剤として作用することができる。特に、脱炭を窒化と同時にを行う工程の場合、Ｃｕの効果はより大きい。同時脱炭窒化は、脱炭後の窒化工程に比べて、１次再結晶粒のサイズの不均一性が増加するが、１次再結晶粒のサイズの不均一性が大きくなれば、過度に成長した結晶粒はサイズ効果によって２次再結晶化されるため、最終製品の磁気特性を劣化させることがある。このような問題点は、硫化物を形成するＣｕを適正量で添加すれば防止することができる。即ち、Ｃｕを微量で添加する場合、硫化物を微細にし、個数を増加させることができる。換言すると、Ｃｕは、熱間圧延段階で硫化物に微細に析出して、１次再結晶粒の過度な粒成長を抑制するので、結晶粒のサイズを均一にすることができ、結果的に、ゴス結晶粒のみが２次再結晶化で選択的に起こすことになるので、磁気特性により優れた方向性電気鋼板を製造することができる。但し、０．５０重量％を超えて添加すると、１次再結晶粒のサイズが 小さくなり過ぎて、２次再結晶化開始温度が低くなり、それによって、磁気特性を劣化させ得るので、上記Ｃｕの添加量の上限は、０．５０重量％に制限するとよい。また、上記Ｃｕの含量が足らずとも、Ｃｕを全く添加しない場合に比べて磁気特性が不良になるわけではないが、Ｃｕの添加による有利な効果を得難いため、上記有利な効果を得るためには、Ｃｕを０．０５重量％以上添加することがより好ましい。

Ｂｉ：０．１重量％以下
本発明では、上記有利な組成に加えて、Ｂｉを０．１重量％以下で添加することが好ましい。本発明者らの研究結果によれば、上記Ｂｉは補助抑制剤として作用して２次再結晶化開始温度を増加させ、２次再結晶化を安定的に形成させるため、上記Ｂｉを添加する場合は、磁気特性により優れた方向性電気鋼板を製造することができる。但し、Ｂｉを０．１重量％を超えて添加すると、鋼板の焼鈍時に生成される被膜の劣化を避けることができず、磁気特性も劣化されるため、上記Ｂｉの含量の上限は、０．１重量％に制限する。また、上記Ｂｉの含量が足らずとも、Ｂｉを全く添加しない場合に比べて磁気特性が不良になるわけではないが、Ｂｉの添加による有利な効果を得難いため、上記有利な効果を得るためには、Ｂｉを０．００５重量％以上添加することがより好ましい。

Ｔｅ：１．４０重量％以下
本発明者らの研究結果によれば、Ｔｅは上記Ｐ、Ｓｂ及びＳｎなどの抑制剤の機能を補助して磁気特性をさらに向上させるための元素であり、Ｔｅの元素を添加する場合、２次再結晶化開始温度を増加させ、よって、ゴス方位を有する結晶粒の形成に有利な温度で安定的に２次再結晶化する効果が得られる。但し、１．４０重量％を超えてＴｅを添加すると、鋼板の焼鈍時に生成される被膜の劣化を避けることができず、磁気特性も劣化されるため、上記Ｔｅの含量の上限は、１．４０重量％に制限する。また、Ｔｅの含量が足りなくても、Ｔｅを全く添加しない場合に比べて磁気特性が不良になるわけではないが、Ｔｅの添加による有利な効果を得難いため、上記有利な効果を得るためには、Ｔｅを０．０１重量％以上添加することがより好ましい。

Ｎｉ：１．４０重量％以下
本発明者らの研究結果によれば、上記Ｎｉは、熱延板組職を改善し、補助抑制剤として作用して２次再結晶化開始温度を増加させ、２次再結晶化を安定的に形成させるので、Ｎｉを添加する場合、磁気特性により優れた方向性電気鋼板を製造することができる。但し、Ｎｉを１．４０重量％を超えて添加すると、鋼板の焼鈍時に生成される被膜の劣化を避けることができず、磁気特性も劣化されるため、上記Ｎｉの含量の上限は、１．４０重量％に制限する。また、Ｎｉの含量が足りなくても、Ｎｉを全く添加しない場合に比べて磁気特性が不良になるわけではないが、Ｎｉの添加による有利な効果を得難いため、上記有利な効果を得るためには、Ｎｉを０．０１重量％以上添加することがより好ましい。

Ｃｒ：０．３５重量％以下
上記Ｃｒは、フェライト形成元素であり、１次再結晶粒を成長させる作用があり、１次再結晶板で｛１１０｝＜００１＞方位の結晶粒の数を増加させることができるので、Ｃｒを添加すれば、鉄損が低くかつ磁束密度が高い方向性電気鋼板を製造することができる。但し、Ｃｒを０．３５重量％を超えて添加すると、同時脱炭、窒化焼鈍工程で鋼板の表面部に緻密な酸化層を形成して浸窒を妨害するようになるので、上記Ｃｒの添加量の上限は、０．３５重量％に制限する。また、Ｃｒの含量が足らずとも、Ｃｒを全く添加しない場合に比べて磁気特性が不良になるわけではないが、Ｃｒの添加による有利な効果を得難いため、上記有利な効果を得るためには、Ｃｒを０．０２重量％以上添加することがより好ましい。

Ｐｂ：１．４０重量％以下
本発明では、上記有利な元素に加えて、Ｐｂを１．４０重量％以下で添加することが好ましい。本発明者らの研究結果によれば、上記Ｐｂは、補助抑制剤として作用して２次再結晶化開始温度を増加させ、２次再結晶化を安定的に形成させるので、Ｐｂを添加する場合、磁気特性により優れた方向性電気鋼板を製造することができる。但し、Ｐｂを１．４０重量％を超えて添加すると、鋼板の焼鈍時に生成される被膜の劣化を避けることができず、磁気特性も劣化されるため、上記Ｐｂの含量の上限は、１．４０重量％に制限する。また、Ｐｂの含量が足りなくても、Ｐｂを全く添加しない場合に比べて磁気特性が不良になるわけではないが、Ｐｂの添加による有利な効果を得難いため、上記有利な効果を得るためには、Ｐｂを０．００５重量％以上添加することがより好ましい。

Ｍｏ、Ｂ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＺｎからなるグループのうちから選択された少なくとも１種以上：合計１．４０重量％以下
本発明では、上記有利な元素に加えて、Ｍｏ、Ｂ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＺｎからなるグループから選択された少なくとも１種以上の元素を合計で１．４０重量％以下で添加することが好ましい。本発明者らの研究結果によれば、これらの元素は、上記Ｐ、Ｓｂ及びＳｎなどの抑制剤の機能を補助して磁気特性をより向上させるための元素であり、これらの元素を添加する場合、２次再結晶化開始温度を増加させ、よって、ゴス方位を有する結晶粒の形成に有利な温度で安定的に２次再結晶化する効果が得られる。但し、１．４０重量％を超えて添加すると、鋼板の焼鈍時に生成される被膜の劣化を避けることができず、磁気特性も劣化されるため、これらの元素の添加量の合計は、１．４０重量％に制限する。また、各添加成分の含量が足りなくても、全く添加しない場合に比べて磁気特性が不良になるわけではないが、添加による有利な効果を得難いため、上記有利な効果を得るためには、これらの元素を合計で０．００３重量％以上添加することがより好ましい。

従って、本発明の電気鋼板のより好ましい組成は、Ｓｎ：０．０３〜０．０７重量％、Ｓｂ：０．０１〜０．０５重量％及びＰ：０．０１〜０．０５重量％を必須成分として含み、必要に応じてＡｓ：１．４０重量％以下、Ｃｕ：０．５０重量％以下、Ｂｉ：０．１重量％以下、Ｔｅ：１．４０重量％以下、Ｎｉ：１．４０重量％以下、Ｃｒ：０．３５重量％以下、Ｐｂ：１．４０重量％以下、及びＭｏ、Ｂ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＺｎからなるグループのうちから選択された少なくとも１種以上：合計１．４０重量％以下のうち１種または２種以上をさらに含むことができる。また、上記元素の含量を上記範囲に制限する他にも、Ｐ＋０．５Ｓｂを０．０３７０〜０．０６３０（ここで、ＰとＳは各元素の含量（重量％）を意味する）の範囲に制限することがより好ましい。

そして、本発明者らの研究結果によると、優れた鉄損を確保するためには、上記のような元素を含む本発明の電気鋼板の結晶方位がゴス方位から外れた程度が３度未満になるようにすることがより好ましい。

電気鋼板には、上述した元素以外にも、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどのように電気鋼板で通常用いられる追加的な元素と、その他不可避に含まれる不純成分が含まれるが、これらの追加的な元素は、通常の電気鋼板で使用される種類の成分とその含量範囲から容易に類推して本発明の電気鋼板に適用することができるので、必ずしも追加的な元素の各含量範囲を限定する必要はなく、上記Ｓｎ、Ｓｂ及びＰの含量、上記Ｓｎ、Ｓｂ及びＰとこれらの関係、そして必要に応じて添加される追加的な元素を上述した範囲に限定することが重要である。

但し、本発明の成分系に適したＳｉ、Ｍｎ及びＡｌなどの追加的な元素のより好ましい例を以下に提供し、簡略に説明する。

Ｓｉ：２．０〜４．０重量％
Ｓｉは、電気鋼板の基本元素として使用され、素材の比抵抗を増加させて磁心損失、即ち、鉄損を低める役割をする。Ｓｉ含量が２．０％未満の場合、比抵抗が減少して鉄損特性が劣化され、４．０重量％超過で含有されたときには、鋼の脆性が大きくなって冷間圧延が極めて難しくなり、２次再結晶粒の形成が不安定になる。よって、Ｓｉは２．０〜４．０重量％に定める。

酸可溶性Ａｌ：０．０２０〜０．０４０重量％
Ａｌは、最終的にＡｌＮ、（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎ、（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎなどの窒化物の形態になって抑制剤として作用する成分であり、その含量が０．０２％未満の場合は、抑制剤への十分な効果を期待することができず、高過ぎる場合は、Ａｌ系の窒化物が非常に粗大に析出、成長するため、抑制剤としての効果が足りなくなる。よって、Ａｌの含量を０．０２０〜０．０４０重量％に定める。

Ｍｎ：０．０１〜０．２０重量％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に比抵抗を増加させて鉄損を減少させる効果があり、Ｓｉと共に窒化処理によって導入される窒素と反応して、（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎの析出物を形成することで、１次再結晶粒の成長を抑制して、２次再結晶化を起こす。しかし、Ｍｎを０．２０重量％以上添加すると、熱延途中にオーステナイト相変態を促進するので、１次再結晶粒のサイズを減少させて２次再結晶化を不安定にする。よって、Ｍｎは０．２０重量％以下にする。また、Ｍｎは、オーステナイト形成元素として熱延板再加熱時にオーステナイト分率を高めて析出物の量を多くし、析出物の微細化とＭｎＳ形成を通じる１次再結晶粒が過大に成長し過ぎないようにする効果があるので、０．０１重量％以上含むことが必要である。よって、Ｍｎは０．０１重量％以上０．２重量％以下に限定する。

Ｃは、冷間圧延後に脱炭焼鈍過程で除去されるものであり、ＮとＳは、２次均熱処理時に雰囲気制御を通じて可能な限り除去されることが好ましいので、上記電気鋼板の成分系では不純物としてみなされる。但し、これらの成分は、冷間圧延されるまでは様々な理由によって電気鋼板内に存在するため、電気鋼板を製造するための鋼スラブ、熱延鋼板及び冷延鋼板（冷間圧延直後の鋼板）では、所定範囲で含まれることがあり、本発明では、下記の範囲内に制御されることがより好ましい。

Ｃ：０．０４〜０．０７重量％
Ｃは、本発明で対象とする方向性電気鋼板の磁気特性の向上に殆ど役に立たない成分であるので、なるべく除去することが好ましい。しかし、Ｃが一定水準以上含まれている場合、圧延過程では、鋼のオーステナイト相変態を促進して、熱間圧延時に熱間圧延組職を形成させて、均一な微細組織を形成させることに役に立つので、上記Ｃは、０．０４重量％以上含まれることが好ましい。しかし、Ｃの含量が多すぎると、粗大な炭化物が生成され、脱炭時に除去が困難になる。よって、Ｃは、最初に上記範囲で含まれることが好ましい。

Ｎ：１０〜５５ｐｐｍ
上記Ｎは、Ａｌなどと反応して結晶粒を再微細化させる元素である。これらの元素が適切に分布される場合は、冷間圧延以後に組織を適切に微細にして適切な１次再結晶粒度を確保することに役立つが、Ｎの含量が多すぎると、１次再結晶粒が過度に微細化されて、その結果、２次再結晶化時に結晶粒の成長をもたらす駆動力が大きくなり、好ましくない方位の結晶粒まで成長し得る。また、Ｎ含量が多すぎると、最終焼鈍過程で除去するのに多くの時間がかかる。よって、上記窒素含量の上限は、５５ｐｐｍに定める。但し、後述するように、スラブ再加熱時に固溶される窒素の含量が１０ｐｐｍ以上にならなければならないので、再固溶されることができるＮの比率を勘案して、上記窒素含量の下限は、１０ｐｐｍに定める。

Ｓ：０．００１０〜０．００５５％
Ｓは、０．００５５％超過でスラブに含有されると、熱間圧延スラブ加熱時に再固溶されて析出するので、１次再結晶粒のサイズを減少させて、２次再結晶化開始温度を低めて、鋼の磁気特性を劣化させる。また、最終焼鈍工程の２次均熱区間で固溶状態のＳを除去するのに多くの時間が必要とされるので、方向性電気鋼板の生産性を落とす。一方、Ｓ含量が０．００５５％未満と低い場合は、冷間圧延前の初期結晶粒のサイズが粗大になる効果があるので、１次再結晶化工程で変形バンドで核が生成される｛１１０｝＜００１＞方位を有する結晶粒の数が増加される。よって、２次再結晶粒のサイズを減少させて、最終製品の磁気特性を向上させるので、Ｓは０．００５５％以下に定める。Ｓは、ＭｎＳを形成して１次再結晶粒のサイズにある程度影響を与えるので、０．００１重量％以上含むことができる。従って、Ｓの範囲を０．００１０〜０．００５５％に限定する。

上述した元素の他にも、方向性電気鋼板に含まれる多様な元素が本発明の電気鋼板の合金元素として含まれることができることは、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者なら理解することができるであろう。通常知られた元素の組み合せとその適用は、当然、本発明の権利範囲に属するものである。

本発明の芳香性電気鋼板は、当該技術分野で広く知られた電気鋼板の通常の製造方法によって製造されることもできるが、下記の製造方法を通じて製造することがより好ましい。以下に、より好ましい製造方法について詳細に説明する。以下で特に説明しない条件は、通常の条件に準ずることにする。

冷間圧延された鋼板を製造する過程までは、通常の製造方法によって製造すれば良い。即ち、鋼スラブを熱間圧延した後、熱延板スラブを焼鈍して、以後、焼鈍された鋼スラブを冷間圧延する過程は、当該技術分野で広く知られた方法の中の一つから選択することができ、必要な場合、それに変形を加えて適用することができる。また、酸洗などの電気鋼板の熱延及び冷延過程で要求される付加的な工程も当然含まれて適用されることができる。

但し、鋼スラブを熱間圧延するために再加熱するときは、再加熱温度を適切に調節して、ＮとＳが不完全固溶体化されるようにすることが好ましい。特に、Ｎの含量は、１０〜４０ｐｐｍになるように制御することが好ましい。即ち、本発明の発明者らの研究結果によれば、全てのＮの含量を適切な範囲に制御することが重要なのではなく、再加熱時に再固溶されて冷却時に析出される窒化物の量を制御することが重要であるため、再加熱時に再固溶されるＮの含量を適切な範囲になるように制御する。即ち、析出される窒化物の量によって結晶粒の微細化程度が異なるが、結晶粒が微細化になり過ぎる場合は、ゴス方位とは異なる方位を有する結晶粒まで成長してしまう可能性があり、逆に結晶粒が粗大化になり過ぎると、２次再結晶化時に好ましくない結晶粒が除去されない可能性がある。よって、上記固溶されるＮの含量を１０〜４０ｐｐｍの範囲に定めることが好ましい。上記固溶されるＮの含量を制御するためのスラブ再加熱温度は、鋼中に含まれたＡｌ含量を考慮して設定されることができるが、本発明で好ましく含まれることができるＡｌ含量を考慮すると、上記再加熱温度は、１０５０〜１２５０℃であることがより好ましい。

以後、冷間圧延までの過程は、上述したように通常の方法の１つから適切に選択して適用すれば良いので、詳しい説明を省略する。但し、方向性電気鋼板を製造するための熱延鋼板の厚さは、通常１．８〜３．５ｍｍであり、冷延鋼板の厚さは、通常０．１８〜０．３５ｍｍであり、熱延板焼鈍のためには、１０００〜１２００℃まで加熱して８５０〜９５０℃で均熱処理した後に冷却する方法を利用する。上記のような過程を経る場合、熱間圧延の後または熱延板焼鈍後の析出物の平均サイズは、３００〜３０００Åである。

冷間圧延された鋼板は、以後、脱炭焼鈍と再結晶化焼鈍を経ることになるが、これについては詳しく説明する。

冷間圧延された鋼板は、アンモニア＋水素＋窒素の混合気体の雰囲気で脱炭及び窒化焼鈍をする。上記の脱炭及び窒化焼鈍方式は、従来の窒化焼鈍方式を容易に適用することができる。窒化焼鈍は、脱炭焼鈍と同時になされることもでき、脱炭焼鈍が終了した後になされることもできる。脱炭を先ずして、以後に窒化焼鈍する方法によると、Ｓｉ_３Ｎ_４や（Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎなどのような析出物が形成されるようになるが、このような析出物は、熱的に不安定であり分解され易く、その結果、抑制剤としての役割をきちんと行うことができないので、ＡｌＮや（Ａｌ_５、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎなどの析出物に変化させるために長期間高温で維持する必要があるが、脱炭と窒化焼鈍を同時にすれば、上記ＡｌＮや（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎが同時に形成されるので、長い処理時間を要しない。よって、脱炭と窒化焼鈍を同時にする方法がより好ましい。しかし、ここで留意すべき点は、脱炭以後に窒化焼鈍をする方法もまた、本発明の有利な特性を備えた電気鋼板を製造するのと同じく有効に使用できるということである。即ち、同時脱炭窒化方法は、本発明の電気鋼板の製造方法においてより簡単かつ有用なだけであり、本発明はそれによって限定されない。

本発明の発明者らの研究結果によると、本発明で提案する範囲にＳｎ、Ｓｂ及びＰの含量を制御する場合は、従来の成分系に比べて結晶粒のサイズ因子が大きく異なって作用するので、これを考慮することがより好ましい。即ち、元素の含量を上述した範囲に制御する場合は、１次再結晶粒のサイズを微細にするだけでなく、同一の１次再結晶化の条件下では、２次再結晶化が上手く起こらないようにすることがある。１次再結晶粒が微細化されれば２次再結晶化が上手く起こるが、これらの元素は同一の１次結晶化粒度下では、２次再結晶化が上手く起こらないようにする効果も有するので、これらの効果のうちどの効果がより優勢に作用するかによって、本発明の２次再結晶化が容易に起こるか、それとも従来の場合より容易ではないように起こるかを決めた後、これを脱炭焼鈍条件に適用する必要がある。本発明の発明者らの研究結果によると、上記１次再結晶粒の微細化による２次再結晶化を促進する駆動力の増加効果がより優勢であるので、上記元素を添加する場合は、１次再結晶化された組職のサイズが微細化になり過ぎないように脱炭焼鈍温度（即ち、１次再結晶化温度）を調節することがより好ましい。従って、脱炭焼鈍温度は、通常の場合より１０〜３０℃程高い温度である８００〜９５０℃程に設定することが好ましい。脱炭焼鈍温度が低い場合は、十分な脱炭焼鈍効果が発生しないだけでなく、結晶粒が微細な状態に維持されて、２次再結晶化時に好ましくない方位の結晶粒が成長することがあり、逆に脱炭焼鈍温度が高過ぎると、１次再結晶粒が過度に成長することがある。本発明の成分系で好ましい１次再結晶粒のサイズは、１８〜２５μｍ程である。また、本発明の組成系の露点はＳｎ、Ｓｂ及びＰを含まない成分系に比べて露点が２〜４℃程低いように５０〜７０℃程にすることが酸化層管理に有利であり、最終製品の結晶粒方位制御や鉄損向上により有利である。

上記脱炭焼鈍を経た鋼板は、上述したように、ＭｇＯを基本成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、コイル状にして長期間最終焼鈍することで、ゴス方位の結晶粒が優勢に分布する電気鋼板に製造されるようになる。その詳細な過程は、上記コイル状の鋼板に塗布された焼鈍分離剤から水分を除去するために、１次均熱過程を経て、以後、既に１次再結晶化された鋼板を２次再結晶化させるために昇温する昇温過程と、後に再結晶化をさらに進行させると同時に、鋼中の不純物を除去するための２次均熱過程とを経る。このとき、制限された温度内で瞬間的に抑制剤が再溶解され、それによって結晶粒の成長の障壁が消えながら、制限された温度範囲内で２次再結晶化が始まるようにするために、昇温速度を非常に遅く制限して昇温を行い、以後に不純物を除去するために２次均熱時間を長期間に設定した。このような従来の方式は、生産性低下の大きな原因となるため、本発明者らは、このような問題を解決するために多方面で原因を分析した結果、１次均熱後に昇温速度を２段階に分けて適用することが好ましいということを確認することができた。

即ち、抑制剤が溶解される温度以下の温度までは速く昇温しても、２次再結晶化が起こらず、初めに速い昇温速度を適用し、２次再結晶化が起こる温度からは従来と類似した遅い冷却速度で昇温すれば、同一の２次再結晶化効果が得られつつ、所要時間が減少されて生産性の向上に効果的である。本発明では、昇温速度を変化して適用する基準温度を９００〜１０２０℃に定める。即ち、１次均熱後には速い昇温速度で鋼板を昇温し、その後、上記基準温度範囲で２次再結晶化を考慮して遅い昇温速度で昇温する。本発明では、上記初期の速い昇温速度区間の昇温速度を１８〜７５℃／ｈｒに定め、２次再結晶化を考慮して遅い昇温速度を１０〜１５℃／ｈｒに定める。また、本発明では、抑制剤として作用する窒素の再固溶される量を既に説明したように制限し、Ｓの全体含量も０．００５５重量％以下に制限することで、これらの成分の除去に必要とされる時間も従来方法に比べてより短くできる。

上記１次均熱温度と２次均熱温度は、通常の均熱温度内で制御すれば良いので、特に制限しない。但し、１次均熱温度の例としては、６５０〜８５０℃の温度範囲を挙げることができ、２次均熱温度の例としては、１１５０〜１２５０℃の範囲を挙げることができ、これらの温度範囲は、鋼板の成分によって、または、本発明の主要な特徴以外の他の些細な部分を変更することによって、少しずつ変更して適用することができる。

つまり、本発明の電気鋼板の製造方法は、上記有利な本発明の組成を持った鋼スラブを再加熱する段階；上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延、熱延板焼鈍及び焼鈍鋼板冷間圧延して鋼板を製造する段階；上記冷間圧延された鋼板を８００〜９５０℃の温度範囲で脱炭焼鈍及び窒化焼鈍する段階；及び上記焼鈍された鋼板を最終焼鈍する段階；を含み、上記最終焼鈍段階が、１次均熱する段階、昇温する段階、及び２次均熱する段階を有する場合、初期に１８〜７５℃／ｈｒの昇温速度で昇温温度を昇温した後、９００〜１０２０℃の範囲内で１０〜１５℃／ｈｒの範囲で昇温する。

以下、添付した図面を通じて、本発明の実施形態をより詳細に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示して具体化するためのものであるだけであり、本発明の範囲を制限するものではない。本発明の精神及び範囲から逸脱することなく、それらを均等の範囲にすること、及び変形することは可能であることが理解される。

＜Ｓｎ、Ｓｂ及びＰ添加量による鉄損変化＞
重量％で、Ｓｉ：３．２６％、Ｃ：０．０５５％、Ｍｎ：０．１２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．００４２％、Ｓ：０．００４５％、そしてＳｎ、Ｓｂ及びＰ含量を表１〜表４のように変化させ、残部Ｆｅとその他不可避に含まれた不純物成分を含む方向性電気鋼板を使用した。電気鋼板のスラブを、再固溶されるＮの量が２５ｐｐｍになる温度１１７０℃で２１０分加熱した後、熱間圧延して、２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１１２０℃まで加熱した後、９２０℃で９０秒間維持し、水に急冷して酸洗した後、０．３０ｍｍの厚さに冷間圧延し冷延板を製造した。８７５℃に維持された炉中に露点温度が６３℃である７５％の水素と２５％の窒素との混合気体と、１％の乾燥アンモニアガスとを同時に投入して、炉内で冷延板を１８０秒間維持して、脱炭及び窒化処理を同時にした。

次に、加熱焼鈍鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍時に、１次均熱温度を７００℃、２次均熱温度を１２００℃にし、昇温速度は、７００〜９５０℃の温度範囲では４５℃／ｈｒ、９５０〜１２００℃の温度範囲では１５℃／ｈｒにした。一方、１２００℃での均熱時間は１５時間にして処理した。最終焼鈍時の雰囲気は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して測定した磁気特性は、表１〜表４の通りである。

上記の表１〜表４の実験結果をより具体的に確認するために、他の成分を固定した状態で、Ｓｎ、Ｓｂ及びＰをそれぞれ変化させながら鉄損が異なることを確認した結果を、図４乃至図６に示した。その中で、図４は、ＳｂとＰの含量を固定した状態でＳｎ含量を変化させた結果を示したグラフである。図４から分かるように、ＳｂとＰ含量が本発明で規定する範囲を外れた場合は、鉄損が特別な臨界的変化なしに連続的な挙動を表していたが、Ｓｂ：０．０２５、Ｐ：０．０３５重量％の場合と、Ｓｂ：０．０２５、Ｐ：０．０４重量％では、Ｓｎが０．０３〜０．０７重量％であるときに鉄損が急激に改善される特別な地点が表れることを確認することができた。よって、ＳｂとＰが共存する条件下で、Ｓｂを０．０３〜０．７重量％に制御するときに、鉄損減少が臨界値を超える効果が得られることを確認することができた。

また、図５は、ＳｎとＰ成分を固定した状態で、Ｓｂ成分によって鉄損が変化することを示したグラフであるが、ＳｎとＰの含量が本発明で規定する範囲を満たす場合に、Ｓｂ含量を０．０１〜０．０５重量％に制御するときに、従来では期待することができない顕著な鉄損改善効果が表れた。

図６も、ＳｎとＳｂを固定した状態で、Ｐ含量によって鉄損が変化することを示したグラフであるが、ＳｎとＳｂが本発明で規定する範囲を満たす場合に、Ｐ含量を０．０１〜０．０５重量％に制御するときに、鉄損特性が不連続的に改善された。

従って、本発明で規定する範囲内でＳｎ、Ｓｂ及びＰを制御するときは、従来では期待することができない顕著な鉄損減少効果があることを確認することができた。

図７は、Ｓｎを０．０５重量％に固定したとき、ＰとＳｎの関係による鉄損の変化を示した図であり、図８は、上記図７のＰとＳｎの関係を数式Ｐ＋０．５Ｓｂに代入したときに、鉄損が改善される効果を示した図であるが、上記数式Ｐ＋０．５Ｓｂが本発明で規定する０．０３７０〜０．０６３０の範囲内で変化したときは、鉄損が顕著に改善されることを確認することができた。

＜スラブ再加熱時の固溶窒素量の制御での効果＞
重量％で、Ｓｉ：３．２３％、Ｃ：０．０５８％、Ｍｎ：０．１２％、Ａｌ：０．０２５％、Ｐ：０．０３２％、Ｎ：０．００５３％及びＳ：０．００４２％、Ｓｂ：０．０３２％、Ｓｎ：０．０４５％、Ｐ：０．０３８％、及び残部Ｆｅと不可避に含有された不純物を含む電気鋼板を使用した。この鋼板のスラブを再加熱するときに再固溶されるＮの量を、表５のように変化させた後、熱間圧延して、２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１１００℃まで加熱した後、９２０℃で９０秒間維持し、水で急冷して酸洗した後、０．３０ｍｍの厚さに冷間圧延し冷延板を製造した。８７５℃に維持された炉中に、露点温度が６５℃である７５％の水素と２５％の窒素との混合気体と、１％の乾燥アンモニアガスとを同時に投入して、炉内で冷延板を１８０秒間維持して、脱炭及び窒化処理を同時にした。

次に、加熱焼鈍鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍時に、１次均熱温度を７００℃、２次均熱温度を１２００℃にし、昇温速度は、７００〜９５０℃の温度範囲では４５℃／ｈｒ、９５０〜１２００℃の温度範囲では１５℃／ｈｒにした。最終焼鈍時の雰囲気は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で１５時間維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して測定した磁気特性は、表５の通りである。

上記表５に示すように、スラブ再加熱時に再固溶されるＮの含量が、本発明の範囲を満たす発明材２５〜２７は、比較材１０９及び１１０に比べて磁気特性が遥かに優れることがわかった。

＜鋼板の厚さが鉄損に及ぼす影響＞
鋼板の厚さが鉄損に及ぼす影響を究明するために、次のような実験を行った。

重量％で、Ｓｉ：３．２３％、Ｃ：０．０５８％、Ｍｎ：０．１２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％、Ｎ：０．００５０％、Ｓ：０．００４５％、Ｓｂ：０．０３２％、Ｓｎ：０．０４５％、Ｐ：０．０３８％、及び残部Ｆｅと不可避に含有された不純物を含む成分系１と、Ｓｉ：３．２５％、Ｃ：０．０５４％、Ｍｎ：０．１１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％、Ｎ：０．００５０％及びＳ：０．００４５％、Ｓｎ、Ｓｂ及びＰを含まずに残部Ｆｅ及び不可避に含有される一部不純物を含む成分系２とを含む方向性電気鋼板を使用した。方向性電気鋼板のスラブを再固溶されるＮの含量が２３ｐｐｍになる温度１１５０℃で２１０分加熱した後、熱間圧延して、２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１１００℃まで加熱した後、９２０℃で９０秒間維持し、水で急冷して酸洗した後、０．３５ｍｍ、０．３０ｍｍ、０．２７ｍｍ、０．２３ｍｍの厚さに冷間圧延し冷延板を製造した。８７５℃に維持された炉中に、露点温度が６３℃である７５％の水素と２５％の窒素との混合気体と、１％の乾燥アンモニアガスとを同時に投入して、炉内で冷延板を１８０秒間維持して、脱炭及び窒化処理を同時にした。

次に、加熱焼鈍鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍時に、１次均熱温度を７００℃、２次均熱温度を１２００℃にし、昇温速度は、７００〜９５０℃の温度範囲では４５℃／ｈｒ、９５０〜１２００℃の温度範囲では１５℃／ｈｒにした。最終焼鈍時の雰囲気は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で１５時間維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して測定した磁気特性は、表６の通りである。

上記表６に示すように、Ｓｂ、Ｓｎ及びＰを添加した成分系１の結果が、Ｓｂ、Ｓｎ及びＰを添加しない成分系２に比べて非常に向上された鉄損を有していることを確認することができた。また、成分系に関係なく、鋼板の厚さが薄くなるにつれて鉄損も向上することを確認することができ、その結果、本発明で定義する成分系を有する発明材は、鋼板の厚さによって鉄損を予想することができ、鋼板の厚さによる鉄損理論値を下記の数式１のように定めることができた。

（数式１）
鉄損［Ｗ／ｋｇ］≦０．４６６７９＋１．７１６２２＊厚さ［μｍ］

＜結晶方位測定＞
重量％で、Ｓｉ：３．１８％、Ｃ：０．０５５６％、Ｍｎ：０．１１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．００４６％、Ｓ：０．００４５％、Ｓｂ：０．０２８％、Ｓｎ：０．０４６％、Ｐ：０．０３７％、及び残部Ｆｅとその他不可避に含有される不純物を含む方向性電気鋼板を使用した。方向性電気鋼板のスラブを、再固溶されるＮの量が２１ｐｐｍになる温度１１５０℃で２１０分加熱した後、熱間圧延して、２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１１００℃まで加熱した後、９２０℃で９０秒間維持し、水で急冷して酸洗した後、０．３０ｍｍの厚さに冷間圧延し冷延板を製造した。８７５℃に維持された炉中に、露点温度が６３℃である７５％の水素と２５％の窒素との混合気体と、１％の乾燥アンモニアガスとを同時に投入して、炉内で冷延板を１８０秒間維持して、脱炭及び窒化処理を同時にした。

次に、加熱焼鈍鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍時に、１次均熱温度を７００℃、２次均熱温度を１２００℃にし、昇温速度は、７００〜９５０℃の温度範囲では４５℃／ｈｒ、９５０〜１２００℃の温度範囲では１５℃／ｈｒにした。最終焼鈍時の雰囲気は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で１５時間維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して測定した磁気特性及びβ角（ＴＤ軸に対し［００１］方位とＲＤ間の角度）の面積加重平均は、表７の通りである。

上記表７に示すように、Ｓｂ、Ｓｎ及びＰ含量が本発明の範囲内に制御された発明材である場合、結晶方位がゴス方位から外れた程度が３度未満であり、その結果、磁気特性も優れたことがわかった。即ち、本発明の一実施形態による電気鋼板は、２次再結晶粒の方位を制御することで磁気特性に優れた方向性電気鋼板を製造することができることを確認することができた。

＜１次再結晶化方法の変形例＞
本発明のより好ましい方法である同時脱炭窒化焼鈍ではなく、脱炭後、窒化焼鈍時に鉄損に及ぼす影響を究明するために、次のような実験を行った。

重量％で、Ｓｉ：３．２３％、Ｃ：０．０５８％、Ｍｎ：０．１２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２５％、Ｎ：０．００５０％、Ｓ：０．００４５％、Ｓｎ：０．０４５％、Ｐ：０．０３８％を含み、Ｓｂを０、０．００５、０．０２５、０．０３５、及び０．０６０％の異なる含量で含み、残部Ｆｅと不可避に含有された不純物を含む方向性電気鋼板を使用した。方向性電気鋼板スラブを、再固溶されるＮの量が２７ｐｐｍになる温度１１７０℃で２１０分加熱した後、再加熱した後に熱間圧延して、２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１１２０℃まで加熱した後、９２０℃で９０秒間維持し、水で急冷して酸洗した後、０．３０ｍｍの厚さに冷間圧延し冷延板を製造した。８６０℃に維持された炉中に、露点温度が６２℃である７５％の水素と２５％の窒素との混合気体で、冷延板を脱炭焼鈍を行った。その後、Ｎ含有量を２００±２０ｐｐｍとして窒化処理を行った。

次に、加熱焼鈍鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍時に、１次均熱温度を７００℃、２次均熱温度を１２００℃にし、昇温速度は昇温温度範囲全体で１５℃／ｈｒにした。最終焼鈍時の雰囲気は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で１５時間維持した後、炉冷した。その後、通常の張力コーティングと平坦化処理を行った。それぞれの条件に対して測定した磁気特性は、表８の通りである。

上記表８に示すように、Ｓｂ、Ｓｎ及びＰを適正量で添加した発明材（成分系１）の結果が、Ｓｂ、Ｓｎ及びＰを適正量で含有しない比較材（成分系２）に比べて、非常に向上された鉄損を有していることを確認することができた。また、窒化方法前の脱炭処理において、１次再結晶化される場合、本発明の成分の含有範囲で鉄損が臨界的に向上されることが分かった。

＜Ａｓ添加による鉄損変化＞
重量％で、Ｓｉ：３．１５％、Ｃ：０．０５８％、Ｍｎ：０．１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００４９％、Ｓ：０．００４％、Ｓｎ：０．０５％、Ｓｂ：０．０３２％、Ｐ：０．０４％を含み、Ａｓを下記９に示された含量で添加し、残部Ｆｅとその他不可避に含まれた不純物を含む方向性電気鋼板を使用した。方向性電気鋼板のスラブを、１１７０℃で２１０分加熱した後、熱間圧延して、２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１１２０℃まで加熱した後、９１０℃で９０秒間維持し、水で急冷して酸洗した後、０．３０ｍｍの厚さに冷間圧延し冷延板を製造した。８７５℃に維持された炉中に、露点温度が６２℃である７５％の水素と２５％の窒素との混合気体と、１％の乾燥アンモニアガスとを同時に投入して、炉内で冷延板を１８０秒間維持して、脱炭及び窒化処理を同時にした。

次に、加熱焼鈍鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍時に、１次均熱温度を７００℃、２次均熱温度を１２００℃にし、昇温速度は、７００〜４５℃／ｈｒの温度範囲では４５℃／ｈｒ、９５０〜１２００℃の温度範囲では１５℃／ｈｒにした。一方、１２００℃での均熱時間は１５時間にして処理した。最終焼鈍時の雰囲気は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には、１００％水素雰囲気で維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して測定した磁気特性は、表９の通りである。

表９に示すように、Ａｓの添加量が本発明で規定する範囲を満たす場合を便宜上発明材と規定し、これを外れる場合を比較材と規定した。上記表９において、発明材４１乃至発明材４３は、Ａｓを本発明で規定する含量範囲で添加した場合を表し、比較材１２１は、Ａｓの含量が過大な場合を表す。発明材の場合は、Ａｓを添加するにつれて鉄損が減少することを確認することができた。しかし、Ａｓ添加量が過多な比較材１２１の場合は、むしろ鉄損が増加して、鉄材の改善に不利に作用することを確認することができた。

従って、上記Ａｓは、１．４０重量％以下に添加されることが有利であることを確認することができた。

＜Ｃｕ添加による鉄損変化＞
重量％で、Ｓｉ：３．０％、Ｃ：０．０５２％、Ｍｎ：０．１２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．００４２％、Ｓ：０．００４５％、Ｓｎ：０．０５％、Ｓｂ：０．０２７％、Ｐ：０．０３９％を含み、Ｃｕを下記表１０に示された異なる含量で添加し、残部Ｆｅとその他不可避に含まれた不純物を含む方向性電気鋼板を使用した。方向性電気鋼板のスラブを、再固溶されるＮの量が２５ｐｐｍになる１１７０℃で２１０分加熱した後、熱間圧延して、２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１１２０℃まで加熱した後、９１０℃で９０秒間維持し、水で急冷して酸洗した後、０．３０ｍｍの厚さに冷間圧延し冷延板を製造した。８７５℃に維持された炉中に、露点温度が６２℃である７５％の水素と２５％の窒素との混合気体と、１％の乾燥アンモニアガスとを同時に投入して、炉内で冷延板を１８０秒間維持して、脱炭及び窒化処理を同時にした。

次に、加熱焼鈍鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍時に、１次均熱温度を７００℃、２次均熱温度を１２００℃にし、昇温速度は、７００〜４５℃／ｈｒの温度範囲では４５℃／ｈｒ、９５０〜１２００℃の温度範囲では１５℃／ｈｒにした。一方、１２００℃での均熱時間は１５時間にして処理した。最終焼鈍時の雰囲気は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して測定した磁気特性は、表１０の通りである。

表１０に示すように、各元素の添加量が本発明で規定する範囲を満たす場合を、便宜上発明材と規定し、これを外れる場合を比較材と規定した。上記の表１０において、発明材４４乃至発明材４８は、Ｃｕを本発明で規定する範囲に添加した場合を表し、比較材１２２はＣｕの含量が過多な場合を表す。特に、発明材４５乃至４８は、本発明で規定するより好ましい範囲、即ち、０．０５重量％以上でＣｕを添加する場合を表し、発明材４４は、上記範囲よりは少なくＣｕを添加した場合を表す。比較的Ｃｕ含量が低い発明材４４は、Ｃｕを全く添加しない一般的な成分系と類似した水準の鉄損を表したが、Ｃｕ添加量が増加した発明材４５乃至４８の場合は、鉄損の減少がより顕著であることを確認することができた。しかし、Ｃｕ添加量が過多な比較材１２２の場合は、むしろ鉄損が増加して、鉄損の改善に不利に作用することを確認することができた。

従って、上記Ｃｕは、０．５０重量％以下に添加されることが有利であることを確認することができた。

＜Ｂｉ添加による鉄損変化＞
重量％で、Ｓｉ：３．１５％、Ｃ：０．０５８％、Ｍｎ：０．１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００４９％、Ｓ：０．００４％、Ｓｎ：０．０５％、Ｓｂ：０．０３２％、Ｐ：０．０４％を含み、Ｂｉを下記表１１に示された異なる含量で添加し、残部Ｆｅとその他不可避に含まれた不純物を含む方向性電気鋼板を使用した。方向性電気鋼板のスラブを、１１７０℃で２１０分加熱した後、熱間圧延して、２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１１２０℃まで加熱した後、９１０℃で９０秒間維持し、水で急冷して酸洗した後、０．３０ｍｍの厚さに冷間圧延し冷延板を製造した。８７５℃に維持された炉中に、露点温度が６２℃である７５％の水素と２５％の窒素との混合気体と、１％の乾燥アンモニアガスとを同時に投入して、炉内で冷延板を１８０秒間維持して、脱炭及び窒化処理を同時にした。

次に、加熱焼鈍鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍時に、１次均熱温度を７００℃、２次均熱温度を１２００℃にし、昇温速度は、７００〜４５℃／ｈｒの温度範囲では４５℃／ｈｒ、９５０〜１２００℃の温度範囲では１５℃／ｈｒにした。一方、１２００℃での均熱時間は１５時間にして処理した。最終焼鈍時の雰囲気は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して測定した磁気特性は、表１１の通りである。

表１１に示すように、Ｂｉの添加量が本発明で規定する範囲を満たす場合を、便宜上発明材と規定し、これから外れる場合を比較材と規定した。上記表１１において、発明材４９乃至発明材５２は、Ｂｉを本発明で規定する範囲で添加した場合を表し、比較材１２３は、Ｂｉの含量が過多な場合を表す。発明材の場合は、Ｂｉを添加するにつれて鉄損が減少することを確認することができた。しかし、Ｂｉ添加量が過多な比較材１２３の場合は、むしろ鉄損が増加して、鉄損の改善に不利に作用することを確認することができた。

従って、上記Ｂｉは、０．１重量％以下に添加されることが有利であることを確認することができた。

＜Ｔｅ添加による鉄損変化＞
重量％で、Ｓｉ：３．１５％、Ｃ：０．０５８％、Ｍｎ：０．１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００４９％、Ｓ：０．００４％、Ｓｎ：０．０５％、Ｓｂ：０．０３２％、Ｐ：０．０４％を含み、Ｔｅを下記表１２に示された異なる含量で添加し、残部Ｆｅとその他不可避に含まれた不純物を含む方向性電気鋼板を使用した。方向性電気鋼板のスラブを、１１７０℃で２１０分加熱した後、熱間圧延して、２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１１２０℃まで加熱した後、９１０℃で９０秒間維持し、水で急冷して酸洗した後、０．３０ｍｍの厚さに冷間圧延し冷延板を製造した。８７５℃に維持された炉中に、露点温度が６２℃である７５％の水素と２５％の窒素との混合気体と、１％の乾燥アンモニアガスとを同時に投入して、炉内で冷延板を１８０秒間維持して、脱炭及び窒化処理を同時にした。

次に、加熱焼鈍鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍時に、１次均熱温度を７００℃、２次均熱温度を１２００℃にし、昇温速度は、７００〜４５℃／ｈｒの温度範囲では４５℃／ｈｒ、９５０〜１２００℃の温度範囲では１５℃／ｈｒにした。一方、１２００℃での均熱時間は１５時間にして処理した。最終焼鈍時の雰囲気は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して測定した磁気特性は、表１２の通りである。

表１２に示すように、各元素の添加量が本発明で規定する範囲を満たす場合を、便宜上発明材と規定し、これから外れる場合を比較材と規定した。上記表１２において、発明材５３乃至発明材５６は、Ｔｅを本発明で規定する範囲内で添加した場合を表し、比較材１２４は、Ｔｅの含量が過多な場合を表す。発明材の場合は、Ｔｅを添加するにつれて鉄損が減少することを確認することができた。しかし、Ｔｅ添加量が過多な比較材１２４の場合は、むしろ鉄損が増加して、鉄損の改善に不利に作用することを確認することができた。

従って、上記Ｔｅは、１．４０重量％以下に添加されることが有利であることを確認することができた。

＜Ｎｉ添加による鉄損変化＞
重量％で、Ｓｉ：３．１％、Ｃ：０．０５１％、Ｍｎ：０．１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２６％、Ｎ：０．００４１％、Ｓ：０．００５％、Ｓｎ：０．０４５％、Ｓｂ：０．０２８％、Ｐ：０．０３８％を含み、Ｎｉを下記表１３に示された異なる含量で添加し、残部Ｆｅとその他不可避に含まれた不純物を含む方向性電気鋼板を使用した。方向性電気鋼板のスラブを、１１７０℃で２１０分加熱した後、熱間圧延して、２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１１２０℃まで加熱した後、９１０℃で９０秒間維持し、水で急冷して酸洗した後、０．３０ｍｍの厚さに冷間圧延し冷延板を製造した。８７５℃に維持された炉中に、露点温度が６２℃である７５％の水素と２５％の窒素との混合気体と、１％の乾燥アンモニアガスとを同時に投入して、炉内で冷延板を１８０秒間維持して、脱炭及び窒化処理を同時にした。

次に、加熱焼鈍鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍時に、１次均熱温度を７００℃、２次均熱温度を１２００℃にし、昇温速度は、７００〜４５℃／ｈｒの温度範囲では４５℃／ｈｒ、９５０〜１２００℃の温度範囲では１５℃／ｈｒにした。一方、１２００℃での均熱時間は１５時間にして処理した。最終焼鈍時の雰囲気は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して測定した磁気特性は、表１３の通りである。

表１３に示すように、Ｎｉの添加量が本発明で規定する範囲を満たす場合を、便宜上発明材と規定し、これから外れる場合を比較材と規定した。上記表１３において、発明材５７乃至発明材６０は、Ｎｉを本発明で規定する範囲内で添加した場合を表し、比較材１２５は、Ｎｉの含量が過多な場合を表す。発明材の場合は、Ｎｉを添加するにつれて鉄損が減少することを確認することができた。しかし、Ｎｉ添加量が過多な比較材１２５の場合は、むしろ鉄損が増加して、鉄損の改善に不利に作用することを確認することができた。

従って、上記Ｎｉは、１．４０重量％以下に添加されることが有利であることを確認することができた。

＜Ｃｒ添加による鉄損変化＞
重量％で、Ｓｉ：３．１０５％、Ｃ：０．０５７％、Ｍｎ：０．０９％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２７％、Ｎ：０．００５１％、Ｓ：０．００５％、Ｓｎ：０．０５％、Ｓｂ：０．０３１％、Ｐ：０．０３７％を含み、Ｃｒを下記表１４に示された異なる含量で添加し、残部Ｆｅとその他不可避に含まれた不純物を含む方向性電気鋼板を使用した。方向性電気鋼板のスラブを、１１７０℃で２１０分加熱した後、熱間圧延して、２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１１２０℃まで加熱した後、９１０℃で９０秒間維持し、水で急冷して酸洗した後、０．３０ｍｍの厚さに冷間圧延し冷延板を製造した。８７５℃に維持された炉中に、露点温度が６２℃である７５％の水素と２５％の窒素との混合気体と、１％の乾燥アンモニアガスとを同時に投入して、炉内で冷延板を１８０秒間維持して、脱炭及び窒化処理を同時にした。

次に、加熱焼鈍鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍時に、１次均熱温度を７００℃、２次均熱温度を１２００℃にし、昇温速度は、７００〜４５℃／ｈｒの温度範囲では４５℃／ｈｒ、９５０〜１２００℃の温度範囲では１５℃／ｈｒにした。一方、１２００℃での均熱時間は１５時間にして処理した。最終焼鈍時の雰囲気は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して測定した磁気特性は、表１４の通りである。

表１４に示すように、各元素の添加量が本発明で規定する範囲を満たす場合を、便宜上発明材と規定し、これから外れる場合を比較材と規定した。上記表１４において、発明材６１乃至発明材６５は、Ｃｒを本発明で規定する範囲内で添加した場合を表し、比較材１２６は、Ｃｒの含量が過多な場合を表す。特に、発明材６２乃至６５は、本発明で規定するより好ましい範囲、即ち、０．０５重量％以上でＣｒを添加する場合を表し、発明材６１は、上記範囲よりは少なく添加した場合を表す。比較的Ｃｒ含量が低い発明材６１は、Ｃｒを全く添加しない一般的な成分系と類似した水準の鉄損を表したが、Ｃｒ添加量が増加した発明材６２乃至６５の場合は、鉄損の減少がより顕著であることを確認することができた。しかし、Ｃｒ添加量が過多な比較材１２６の場合は、むしろ鉄損が増加して、鉄損の改善に不利に作用することを確認することができた。

従って、上記Ｃｒは、０．３５重量％以下に添加されることが有利であることを確認することができた。

＜Ｐｂ添加による鉄損変化＞
重量％で、Ｓｉ：３．１２％、Ｃ：０．０５５％、Ｍｎ：０．１１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２９％、Ｎ：０．００４９％、Ｓ：０．００４５％、Ｓｎ：０．０５％、Ｓｂ：０．０３１％、Ｐ：０．０３９％を含み、Ｐｂを下記表１５に示された異なる含量で添加し、残部Ｆｅとその他不可避に含まれた不純物を含む方向性電気鋼板を使用した。方向性電気鋼板のスラブを、１１７０℃で２１０分加熱した後、熱間圧延して、２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１１２０℃まで加熱した後、９１０℃で９０秒間維持し、水で急冷して酸洗した後、０．３０ｍｍの厚さに冷間圧延し冷延板を製造した。８７５℃に維持された炉中に、露点温度が６２℃である７５％の水素と２５％の窒素の混合気体と、１％の乾燥アンモニアガスとを同時に投入して、炉内で冷延板を１８０秒間維持して、脱炭及び窒化処理を同時にした。

次に、加熱焼鈍鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍時に、１次均熱温度を７００℃、２次均熱温度を１２００℃にし、昇温速度は、７００〜４５℃／ｈｒの温度範囲では４５℃／ｈｒ、９５０〜１２００℃の温度範囲では１５℃／ｈｒにした。一方、１２００℃での均熱時間は１５時間にして処理した。最終焼鈍時の雰囲気は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して測定した磁気特性は、表１５の通りである。

表１５に示すように、Ｐｂの添加量が本発明で規定する範囲を満たす場合を、便宜上発明材と規定し、これから外れる場合を比較材と規定した。上記表１５において、発明材６６乃至発明材６９は、Ｐｂを本発明で規定する範囲内で添加した場合を表し、比較材１２７は、Ｐｂの含量が過多な場合を表す。発明材の場合は、Ｐｂを添加するにつれて鉄損が減少することを確認することができた。しかし、Ｐｂ添加量が過多な比較材１２７の場合は、むしろ鉄損が増加して、鉄損の改善に不利に作用することを確認することができた。

従って、上記Ｐｂは、１．４０重量％以下に添加されることが有利であることを確認することができた。

＜Ｍｏ、Ｂ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＺｎのうちから選択される少なくとも１種の添加による鉄損変化＞
重量％で、Ｓｉ：３．１５％、Ｃ：０．０５８％、Ｍｎ：０．１％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００４９％、Ｓ：０．００４％、Ｓｎ：０．０５％、Ｓｂ：０．０３２％、Ｐ：０．０４％を含み、Ｍｏ、Ｂ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＺｎからなるグループのうちから選択された１種の元素を下記表１６に湿された異なる含量で添加し、残部Ｆｅとその他不可避に含まれた不純物を含む方向性金属鋼板を使用した。方向性電気鋼板のスラブを、１１７０℃で２１０分加熱した後、熱間圧延して、２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１１２０℃まで加熱した後、９１０℃で９０秒間維持し、水で急冷して酸洗した後、０．３０ｍｍの厚さに冷間圧延し冷延板を製造した。８７５℃に維持された炉中に、露点温度が６２℃である７５％の水素と２５％の窒素との混合気体と、１％の乾燥アンモニアガスとを同時に投入して、炉内で冷延板を１８０秒間維持して、脱炭及び窒化処理を同時にした。

次に、加熱焼鈍鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍時に、１次均熱温度を７００℃、２次均熱温度を１２００℃にし、昇温速度は、７００〜４５℃／ｈｒの温度範囲では４５℃／ｈｒ、９５０〜１２００℃の温度範囲では１５℃／ｈｒにした。一方、１２００℃での均熱時間は１５時間にして処理した。最終焼鈍時の雰囲気は１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して測定した磁気特性は、表１６の通りである。

表１６に示すように、各元素の添加量が本発明で規定する範囲を満たす場合を、便宜上発明材と規定し、これから外れる場合を比較材と規定した。上記表１６において、発明材７０乃至発明材７２は、Ｍｏを本発明で規定する範囲内で添加した場合を表し、比較材１２８は、Ｍｏの含量が過多な場合を表す。特に、発明材７１と７２は、本発明で規定するより好ましい範囲、即ち、０．００３重量％以上にＭｏを添加する場合を表し、発明材７０は、上記範囲よりは少なく添加した場合を表す。比較的Ｍｏ含量が低い発明材７０は、Ｍｏを全く添加しない一般的な成分系と類似した水準の鉄損を表したが、Ｍｏ添加量が増加した発明材７１と７２の場合は、鉄損の減少がより顕著であることを確認することができた。しかし、Ｍｏ添加量が過多な比較材１２８の場合は、むしろ鉄損が増加して、鉄損の改善に不利に作用することを確認することができた。

発明材７３乃至発明材７５及び比較材１２９は、鉄損の改善についてＢの影響を観察した結果を表したものであり、発明材７６乃至発明材７８及び比較材１３０は、鉄損の改善についてＧｅの影響を観察した結果を表したものであり、発明材７９乃至発明材８１及び比較材１３１は、鉄損の改善についてＺｎの影響を観察した結果を表したものであり、発明材８２乃至発明材８４及び比較材１３１は、鉄損の改善についてＮｂの影響を観察した結果を表したものであり、そして発明材８５乃至発明材８７及び比較材１３２は、鉄損の改善についてＴｉの影響を観察した結果を表したものであるが、鋼間で鉄損値の減少には若干の差はあったが、発明材と比較材は鉄損の減少で類似した効果を表すことを確認することができた。

従って、上記添加元素は、１．４０重量％以下に添加されることが有利であり、より確実な鉄損向上効果を得るためには、０．００３重量％以上添加されることがより有利であることを確認することができた。

Claims (13)

1. Ｓｎ：０．０３〜０．０７重量％、Ｓｂ：０．０１〜０．０５重量％及びＰ：０．０１〜０．０５重量％を必須成分として含む、方向性電気鋼板。
2. Ｐ＋０．５Ｓｂが０．０３７０〜０．０６３０（但し、ここで、Ｐ及びＳは該当元素の含量（重量％）を意味する。）の範囲である、請求項１に記載の方向性電気鋼板。
3. Ａｓ：１．４０重量％以下、Ｃｕ：０．５０重量％以下、Ｂｉ：０．１重量％以下、Ｔｅ：１．４０重量％以下、Ｎｉ：１．４０重量％以下、Ｃｒ：０．３５重量％以下、Ｐｂ：１．４０重量％以下、及びＭｏ、Ｂ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＺｎからなるグループのうちから選択された少なくとも１種以上：合計１．４０重量％以下のうち１種または２種以上をさらに含む、請求項１または２に記載の方向性電気鋼板。
4. Ｓｉ：２．０〜４．０重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２０〜０．０４０重量％及びＭｎ：０．０１〜０．２０重量％をさらに含む、請求項１または２に記載の方向性電気鋼板。
5. 前記電気鋼板の結晶方位がゴス方位から外れた程度である、β角の絶対値から計算した面積加重平均が３度未満である、請求項１または２に記載の方向性電気鋼板。
6. Ｃ：０．０４〜０．０７重量％、Ｎ：１０〜５５ｐｐｍ及びＳ：０．００１０〜０．００５５重量％をさらに含む鋼スラブから製造される、請求項１または２に記載の方向性電気鋼板。
7. Ｓｎ：０．０３〜０．０７重量％、Ｓｂ：０．０１〜０．０５重量％及びＰ：０．０１〜０．０５重量％を必須成分として含む鋼スラブを熱間圧延、焼鈍及び冷間圧延して鋼板を製造する段階；
   前記冷間圧延された鋼板を８００〜４５℃／ｈｒの温度範囲で脱炭焼鈍及び窒化焼鈍する段階；及び
   前記焼鈍された鋼板を最終焼鈍する段階；を含み、
   前記最終焼鈍段階が、１次均熱する段階、昇温する段階、及び２次均熱する段階を有する場合、初期に１８〜７５℃／ｈｒの昇温速度で昇温温度を昇温した後、９００〜１０２０℃の範囲内で１０〜１５℃／ｈｒの範囲で昇温する、鋼板の製造方法。
8. Ｐ＋０．５Ｓｂが０．０３７０〜０．０６３０（ここで、ＰとＳは該当元素の含量（重量％）を意味する。）の範囲である、請求項７に記載の鋼板の製造方法。
9. 前記鋼スラブは、Ａｓ：１．４０重量％以下、Ｃｕ：０．５０重量％以下、Ｂｉ：０．１重量％以下、Ｔｅ：１．４０重量％以下、Ｎｉ：１．４０重量％以下、Ｃｒ：０．３５重量％以下、Ｐｂ：１．４０重量％以下、及びＭｏ、Ｂ、Ｇｅ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＺｎからなるグループのうちから選択された少なくとも１種以上：合計１．４０重量％以下のうち１種または２種以上をさらに含む、請求項７または８に記載の鋼板の製造方法。
10. 前記鋼スラブは、Ｓｉ：２．０〜４．０重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２０〜０．０４０重量％、Ｍｎ：０．０１〜０．２０重量％、Ｃ：０．０４〜０．０７重量％、Ｎ：１０〜５５ｐｐｍ及びＳ：０．００１０〜０．００５５％をさらに含む、請求項７または８に記載の鋼板の製造方法。
11. 前記鋼スラブを再加熱する段階は、再固溶されるＮの含量が１０〜４０ｐｐｍの範囲になるように加熱温度を制御する、請求項７または８に記載の鋼板の製造方法。
12. 前記鋼スラブの加熱温度は、１０５０〜１２５０℃の範囲である、請求項１１に記載の鋼板の製造方法。
13. 前記２次均熱温度は、１１５０〜１２５０℃の範囲である、請求項７または８に記載の鋼板の製造方法。

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