WO2011007817A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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義行 牛神
宣憲 藤井
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新日本製鐵株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet suitable for an iron core or the like of electrical equipment.
  • Oriented electrical steel sheet is a soft magnetic material and is used for iron cores of electrical equipment such as transformers.
  • the grain-oriented electrical steel sheet contains about 7% by mass or less of Si.
  • the crystal grains of the grain-oriented electrical steel sheet are highly accumulated in ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientations by Miller index. Control of crystal grain orientation is performed by utilizing an abnormal grain growth phenomenon called secondary recrystallization.
  • the inhibitor has a function of preferentially growing crystal grains of ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation in the primary recrystallization structure and suppressing the growth of other crystal grains.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet capable of industrially and stably producing a grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density.
  • the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to the first aspect of the present invention includes Si: 0.8 mass% to 7 mass%, acid-soluble Al: 0.01 mass% to 0.065 mass%, N: 0.0. 004% by mass to 0.012% by mass, Mn: 0.05% by mass to 1% by mass, and B: 0.0005% by mass to 0.0080% by mass, selected from the group consisting of S and Se Hot rolling of a silicon steel material containing at least one kind in a total amount of 0.003% to 0.015% by weight, a C content of 0.085% by weight or less, and the balance being Fe and inevitable impurities Performing a step of obtaining a hot-rolled steel strip, annealing the hot-rolled steel strip to obtain an annealed steel strip, and cold-rolling the cold-rolled steel strip by cold rolling at least once.
  • a step of obtaining a strip, and decarburization annealing of the cold-rolled steel strip, which has undergone primary recrystallization A step of applying an annealing separator mainly composed of MgO to the decarburized and annealed steel strip, and a step of causing secondary recrystallization by finish annealing of the decarburized and annealed steel strip. And a step of performing a nitriding treatment for increasing the N content of the decarburized and annealed steel strip between the start of the decarburized annealing and the development of secondary recrystallization in the finish annealing,
  • the step of rolling includes a step of holding the silicon steel material in a temperature range of 1000 ° C. to 800 ° C. for 300 seconds or longer, and a step of performing finish rolling after that.
  • the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to the second aspect of the present invention is the method according to the first aspect, wherein when the silicon steel material does not contain Se, before the step of performing the hot rolling.
  • the method includes heating the silicon steel material to a temperature equal to or lower than a temperature T1 (° C.) represented by the following formula (1).
  • T1 14855 / (6.82-log ([Mn] ⁇ [S]))-273 (1)
  • [Mn] represents the Mn content (mass%) of the silicon steel material
  • [S] represents the S content (mass%) of the silicon steel material.
  • the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to the third aspect of the present invention is the method according to the first aspect, in the case where S is not contained in the silicon steel material, before the step of performing the hot rolling.
  • the method includes heating the silicon steel material to a temperature equal to or lower than a temperature T2 (° C.) represented by the following formula (2).
  • T2 10733 / (4.08-log ([Mn] ⁇ [Se]))-273 (2)
  • [Mn] represents the Mn content (mass%) of the silicon steel material
  • [Se] represents the Se content (mass%) of the silicon steel material.
  • a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to a fourth aspect of the present invention is a method according to the first aspect, in which the hot rolling is performed when the silicon steel material contains S and Se. Before, it has the process of heating the said silicon steel raw material to the temperature below T1 (degreeC) represented by Formula (1) and the temperature T2 (degreeC) represented by Formula (2), It is characterized by the above-mentioned. To do.
  • a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to a fifth aspect of the present invention is the method according to any one of the first to fourth aspects, wherein the nitriding treatment is performed by changing the N content of the steel strip after nitriding [ N] is performed under a condition satisfying the following formula (3).
  • [N] indicates the N content (mass%) of the steel strip after nitriding
  • [Al] indicates the acid-soluble Al content (mass%) of the steel strip after nitriding
  • B] shows the B content (mass%) of the steel strip after the nitriding treatment
  • [Ti] shows the Ti content (mass percent) of the steel strip after the nitriding treatment.
  • the grain-oriented electrical steel sheet manufacturing method is the method according to any one of the first to fourth aspects, wherein the nitriding treatment is performed by changing the N content of the steel strip after the nitriding treatment [ N] is performed under a condition satisfying the following formula (4). [N] ⁇ 2/3 [Al] +14/11 [B] +14/47 [Ti] (4)
  • FIG. 1 is a flowchart showing a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet.
  • FIG. 2 is a diagram showing the results of the first experiment (relationship between precipitates in the hot-rolled steel strip and magnetic properties after finish annealing).
  • FIG. 3 is a diagram showing the results of the first experiment (relationship between the amount of B not precipitated as BN and the magnetic properties after finish annealing).
  • FIG. 4 is a diagram showing the results of the first experiment (relationship between hot rolling conditions and magnetic properties after finish annealing).
  • FIG. 5 is a diagram showing the results of the second experiment (relationship between precipitates in the hot-rolled steel strip and magnetic properties after finish annealing).
  • FIG. 1 is a flowchart showing a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet.
  • FIG. 2 is a diagram showing the results of the first experiment (relationship between precipitates in the hot-rolled steel strip and magnetic properties after finish annealing).
  • FIG. 3 is a
  • FIG. 6 is a diagram showing the results of the second experiment (relationship between the amount of B not precipitated as BN and the magnetic properties after finish annealing).
  • FIG. 7 is a diagram showing the results of the second experiment (relationship between hot rolling conditions and magnetic properties after finish annealing).
  • FIG. 8 is a diagram showing the results of a third experiment (relationship between precipitates in a hot-rolled steel strip and magnetic properties after finish annealing).
  • FIG. 9 is a diagram showing the results of the third experiment (relationship between the amount of B not precipitated as BN and the magnetic properties after finish annealing).
  • FIG. 10 is a diagram showing the results of the third experiment (relationship between hot rolling conditions and magnetic properties after finish annealing).
  • FIG. 11 is a diagram showing the relationship between the amount of BN deposited, the holding temperature, and the holding time.
  • FIG. 1 is a flowchart showing a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet.
  • step S1 hot rolling of a silicon steel material having a predetermined composition containing B is performed.
  • a hot-rolled steel strip is obtained by hot rolling.
  • step S2 the hot-rolled steel strip is annealed to make uniform the structure in the hot-rolled steel strip and adjust the inhibitor precipitation.
  • Annealed steel strip is obtained by annealing.
  • step S3 the annealed steel strip is cold-rolled. Cold rolling may be performed only once, or multiple times of cold rolling may be performed while intermediate annealing is performed therebetween.
  • a cold rolled steel strip is obtained by cold rolling.
  • annealing may be performed in intermediate annealing, omitting the annealing of the hot-rolled steel strip before cold rolling. That is, the annealing (step S2) may be performed on the hot-rolled steel strip, or may be performed on the steel strip before the final cold rolling after being cold-rolled once.
  • step S4 After cold rolling, decarburization annealing of the cold rolled steel strip is performed in step S4. During the decarburization annealing, primary recrystallization occurs. Moreover, a decarburized annealing steel strip is obtained by decarburization annealing. Next, in step S5, an annealing separator mainly composed of MgO (magnesia) is applied to the surface of the decarburized steel strip, and finish annealing is performed. During this final annealing, secondary recrystallization occurs, and a glass film mainly composed of forsterite is formed on the surface of the steel strip, and purification is performed.
  • MgO magnesia
  • a secondary recrystallization structure aligned in the Goss orientation is obtained.
  • a finish-annealed steel strip is obtained by finish annealing.
  • a nitriding treatment for increasing the amount of nitrogen in the steel strip is performed (step S6).
  • the silicon steel materials include Si: 0.8 mass% to 7 mass%, acid-soluble Al: 0.01 mass% to 0.065 mass%, N: 0.004 mass% to 0.012% by mass, and Mn: 0.05% by mass to 1% by mass, further containing a predetermined amount of S and / or Se, and B, and having a C content of 0.085% by mass or less Yes, and the balance is made of Fe and inevitable impurities.
  • step S1 the conditions of hot rolling (step S1) to generate precipitates in a form effective as an inhibitor in the hot rolled steel strip.
  • the present inventors by adjusting the hot rolling conditions, when B in the silicon steel material is mainly precipitated as MnS and / or MnSe as BN precipitates, the inhibitor is thermally stabilized, It has been found that the grain structure of primary recrystallization is sized.
  • the present inventors have obtained the knowledge that a grain-oriented electrical steel sheet having good magnetic properties can be stably produced, and have completed the present invention.
  • the hot rolled steel strip was annealed.
  • cold rolling was performed to obtain a cold rolled steel strip having a thickness of 0.22 mm.
  • the cold-rolled steel strip was heated at a rate of 15 ° C./s, and decarburized and annealed at a temperature of 840 ° C. to obtain a decarburized and annealed steel strip.
  • the decarburized and annealed steel strip was annealed in an ammonia-containing atmosphere to increase the nitrogen in the steel strip to 0.022% by mass.
  • the annealing separator which has MgO as a main component was apply
  • FIG. 2 shows the value (mass%) obtained by converting the amount of MnS precipitated into the amount of S
  • the vertical axis shows the value (mass%) obtained by converting the amount of precipitated BN into B.
  • the horizontal axis corresponds to the amount (mass%) of S deposited as MnS.
  • a white circle indicates that the magnetic flux density B8 is 1.88T or more, and a black square indicates that the magnetic flux density B8 is less than 1.88T.
  • the magnetic flux density B8 was low in the sample in which the amount of MnS and BN deposited was less than a certain value. This indicates that secondary recrystallization was unstable.
  • FIG. 3 shows the B content (mass%), and the vertical axis shows the value (mass%) obtained by converting the precipitation amount of BN into B.
  • a white circle indicates that the magnetic flux density B8 is 1.88T or more, and a black square indicates that the magnetic flux density B8 is less than 1.88T.
  • FIG. 3 in the sample in which the amount of B not precipitated as BN is a certain value or more, the magnetic flux density B8 is low. This indicates that secondary recrystallization was unstable.
  • FIG. 4 The horizontal axis in FIG. 4 indicates the Mn content (% by mass), and the vertical axis indicates the slab heating temperature (° C.) during hot rolling.
  • a white circle indicates that the magnetic flux density B8 is 1.88T or more, and a black square indicates that the magnetic flux density B8 is less than 1.88T.
  • the curve in FIG. 4 has shown the solution temperature T1 (degreeC) of MnS represented by following formula (1). As shown in FIG. 4, it was found that a high magnetic flux density B8 can be obtained in a sample subjected to slab heating at a temperature that is determined according to the Mn content.
  • T1 14855 / (6.82-log ([Mn] ⁇ [S]))-273 (1)
  • [Mn] represents the Mn content (mass%)
  • [S] represents the S content (mass%).
  • the present inventors investigated conditions effective for precipitation of BN.
  • Si 3.3 mass%
  • C 0.06 mass%
  • acid-soluble Al 0.027 mass%
  • N 0.006 mass%
  • Mn 0.1 mass%
  • S A silicon steel slab containing 0.007% by mass and B: 0.0014% by mass with the balance being Fe and inevitable impurities and having a thickness of 40 mm was obtained.
  • the silicon steel slab was heated at a temperature of 1200 ° C., and rough rolled at 1100 ° C. to a thickness of 15 mm. Thereafter, it was kept in a furnace at 1050 ° C. to 800 ° C. for a certain time.
  • the hot rolled steel strip was annealed.
  • cold rolling was performed to obtain a cold rolled steel strip having a thickness of 0.22 mm.
  • the cold-rolled steel strip was heated at a rate of 15 ° C./s, and decarburized and annealed at a temperature of 840 ° C. to obtain a decarburized and annealed steel strip.
  • the decarburized and annealed steel strip was annealed in an ammonia-containing atmosphere to increase the nitrogen in the steel strip to 0.022% by mass.
  • the annealing separator which has MgO as a main component was apply
  • FIG. 5 shows the value (mass%) obtained by converting the precipitation amount of MnSe into the amount of Se
  • the vertical axis shows the value (mass%) obtained by converting the precipitation amount of BN into B.
  • the horizontal axis corresponds to the amount (% by mass) of Se precipitated as MnSe.
  • a white circle indicates that the magnetic flux density B8 is 1.88T or more, and a black square indicates that the magnetic flux density B8 is less than 1.88T.
  • the magnetic flux density B8 was low in the sample in which the amount of MnSe and BN deposited was less than a certain value. This indicates that secondary recrystallization was unstable.
  • FIG. 6 shows B content (mass%), and a vertical axis
  • shaft shows the value (mass%) which converted the precipitation amount of BN into B.
  • a white circle indicates that the magnetic flux density B8 is 1.88T or more, and a black square indicates that the magnetic flux density B8 is less than 1.88T.
  • the magnetic flux density B8 was low in the sample in which the amount of B not precipitated as BN was a certain value or more. This indicates that secondary recrystallization was unstable.
  • FIG. 7 The horizontal axis in FIG. 7 represents the Mn content (% by mass), and the vertical axis represents the slab heating temperature (° C.) during hot rolling.
  • a white circle indicates that the magnetic flux density B8 is 1.88T or more, and a black square indicates that the magnetic flux density B8 is less than 1.88T.
  • the curve in FIG. 7 has shown the solution temperature T2 (degreeC) of MnSe represented by following formula (2). As shown in FIG. 7, it was found that a high magnetic flux density B8 can be obtained in a sample subjected to slab heating at a temperature determined according to the Mn content.
  • the present inventors investigated conditions effective for precipitation of BN.
  • Si 3.3% by mass
  • C 0.06% by mass
  • acid-soluble Al 0.028% by mass
  • N 0.007% by mass
  • Mn 0.1% by mass
  • Se A silicon steel slab containing 0.007% by mass and B: 0.0014% by mass with the balance being Fe and inevitable impurities and having a thickness of 40 mm was obtained.
  • the silicon steel slab was heated at a temperature of 1200 ° C., and rough rolled at 1100 ° C. to a thickness of 15 mm. Thereafter, it was kept in a furnace at 1050 ° C. to 800 ° C. for a certain time.
  • the hot rolled steel strip was annealed.
  • cold rolling was performed to obtain a cold rolled steel strip having a thickness of 0.22 mm.
  • the cold-rolled steel strip was heated at a rate of 15 ° C./s, and decarburized and annealed at a temperature of 840 ° C. to obtain a decarburized and annealed steel strip.
  • the decarburized and annealed steel strip was annealed in an ammonia-containing atmosphere to increase the nitrogen in the steel strip to 0.022% by mass.
  • the annealing separator which has MgO as a main component was apply
  • FIG. 8 shows the sum (mass%) of the value obtained by multiplying the value obtained by converting the precipitation amount of MnS into the amount of S and the value obtained by converting the precipitation amount of MnSe into the amount of Se by 0.5.
  • the vertical axis indicates the value (mass%) obtained by converting the amount of precipitated BN into B.
  • a white circle indicates that the magnetic flux density B8 is 1.88T or more, and a black square indicates that the magnetic flux density B8 is less than 1.88T.
  • the magnetic flux density B8 was low in the sample in which the amount of MnS, MnSe, and BN deposited was less than a certain value. This indicates that secondary recrystallization was unstable.
  • FIG. 9 shows the B content (mass%), and the vertical axis shows the value (mass%) obtained by converting the precipitation amount of BN into B.
  • a white circle indicates that the magnetic flux density B8 is 1.88T or more, and a black square indicates that the magnetic flux density B8 is less than 1.88T.
  • the magnetic flux density B8 was low in the sample in which the amount of B not precipitated as BN was a certain value or more. This indicates that secondary recrystallization was unstable.
  • FIG. 10 The horizontal axis in FIG. 10 indicates the Mn content (% by mass), and the vertical axis indicates the slab heating temperature (° C.) during hot rolling.
  • a white circle indicates that the magnetic flux density B8 is 1.88T or more, and a black square indicates that the magnetic flux density B8 is less than 1.88T.
  • the two curves in FIG. 10 indicate the solution temperature T1 (° C.) of MnS represented by the formula (1) and the solution temperature T2 (° C.) of MnSe represented by the formula (2).
  • T1 ° C.
  • BN is preferentially complex-precipitated with MnS and MnSe as nuclei when MnS and MnSe are present, and the precipitation nose is 800 ° C to 1000 ° C. It turned out to be.
  • the present inventors investigated conditions effective for precipitation of BN.
  • Si 3.3 mass%
  • C 0.06 mass%
  • acid-soluble Al 0.027 mass%
  • N 0.007 mass%
  • Mn 0.1 mass%
  • S A silicon steel slab containing 0.006% by mass
  • Se 0.008% by mass
  • B 0.0017% by mass, the balance being Fe and inevitable impurities, and having a thickness of 40 mm was obtained.
  • the silicon steel slab was heated at a temperature of 1200 ° C., and rough rolled at 1100 ° C. to a thickness of 15 mm. Thereafter, it was kept in a furnace at 1050 ° C. to 800 ° C. for a certain time.
  • B in a solid solution state is easily segregated at the grain boundary, and BN that is single-deposited after hot rolling is often fine.
  • These solid solution B and fine BN suppress the grain growth at the time of primary recrystallization as a strong inhibitor in a low temperature range where decarburization annealing is performed, and locally inhibit in a high temperature range where finish annealing is performed.
  • the crystal grain structure becomes a mixed grain structure. Therefore, since the primary recrystallized grains are small in the low temperature range, the magnetic flux density of the grain-oriented electrical steel sheet becomes low. In addition, since the crystal grain structure becomes a mixed grain structure in a high temperature range, secondary recrystallization becomes unstable.
  • the silicon steel material used in this embodiment is Si: 0.8 mass% to 7 mass%, acid-soluble Al: 0.01 mass% to 0.065 mass%, N: 0.004 mass% to 0.012 mass %, Mn: 0.05% by mass to 1% by mass, S and Se: 0.003% by mass to 0.015% by mass in total, and B: 0.0005% by mass to 0.0080% by mass, C content is 0.085 mass% or less, and the remainder consists of Fe and inevitable impurities.
  • Si content increases the electric resistance and decreases the iron loss.
  • Si content shall be 7 mass% or less, it is preferable that it is 4.5 mass% or less, and it is still more preferable that it is 4 mass% or less.
  • Si content shall be 0.8 mass% or more, it is preferable that it is 2 mass% or more, and it is still more preferable that it is 2.5 mass% or more.
  • C is an element effective in controlling the primary recrystallization structure, but has an adverse effect on the magnetic properties. For this reason, in this embodiment, decarburization annealing is performed (step S4) before finish annealing (step S5). However, if the C content exceeds 0.085% by mass, the time required for decarburization annealing becomes long, and the productivity in industrial production is impaired. For this reason, C content shall be 0.85 mass% or less, and it is preferable that it is 0.07 mass% or less.
  • Acid-soluble Al combines with N and precipitates as (Al, Si) N and functions as an inhibitor. Secondary recrystallization is stabilized when the content of acid-soluble Al is in the range of 0.01 mass% to 0.065 mass%. For this reason, content of acid-soluble Al shall be 0.01 mass% or more and 0.065 mass% or less. Moreover, it is preferable that content of acid-soluble Al is 0.02 mass% or more, and it is still more preferable that it is 0.025 mass% or more. Moreover, it is preferable that content of acid-soluble Al is 0.04 mass% or less, and it is still more preferable that it is 0.03 mass% or less.
  • B binds to N and precipitates together with MnS or MnSe as BN and functions as an inhibitor. Secondary recrystallization is stabilized when the B content is in the range of 0.0005 mass% to 0.0080 mass%. For this reason, B content shall be 0.0005 mass% or more and 0.0080 mass% or less. Further, the B content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.0015% or more. Further, the B content is preferably 0.0040% or less, and more preferably 0.0030% or less.
  • N binds to B or Al and functions as an inhibitor.
  • N content When the N content is less than 0.004% by mass, a sufficient amount of inhibitor cannot be obtained. For this reason, N content shall be 0.004 mass% or more, it is preferable that it is 0.006 mass% or more, and it is still more preferable that it is 0.007 mass% or more.
  • N content exceeds 0.012% by mass, pores called blisters are generated in the steel strip during cold rolling. For this reason, N content shall be 0.012 mass% or less, it is preferable that it is 0.010 mass% or less, and it is still more preferable that it is 0.009 mass% or less.
  • Mn, S, and Se generate MnS and MnSe that are nuclei from which BN is compositely precipitated, and the composite precipitate functions as an inhibitor. Secondary recrystallization is stabilized when the Mn content is in the range of 0.05 mass% to 1 mass%. For this reason, Mn content shall be 0.05 mass% or more and 1 mass% or less. Moreover, it is preferable that Mn content is 0.08 mass% or more, and it is still more preferable that it is 0.09 mass% or more. The Mn content is preferably 0.50% by mass or less, and more preferably 0.2% by mass or less.
  • Ti forms coarse TiN and affects the precipitation amount of BN and (Al, Si) N functioning as an inhibitor.
  • Ti content exceeds 0.004% by mass, it is difficult to obtain good magnetic properties. For this reason, it is preferable that Ti content is 0.004 mass% or less.
  • the silicon steel material may further contain one or more selected from the group consisting of Cr, Cu, Ni, P, Mo, Sn, Sb, and Bi within the following range.
  • Cr improves the oxide layer formed at the time of decarburization annealing, and is effective for forming a glass film accompanying the reaction between this oxide layer at the time of finish annealing and MgO which is the main component of the annealing separator.
  • MgO which is the main component of the annealing separator.
  • Cr content shall be 0.3 mass% or less.
  • Cu increases specific resistance and reduces iron loss. However, this effect is saturated when the Cu content exceeds 0.4% by mass. In addition, surface flaws called “copper hege” may occur during hot rolling. For this reason, Cu content was 0.4 mass% or less.
  • Ni increases specific resistance and reduces iron loss. Ni also improves the magnetic properties by controlling the metal structure of the hot-rolled steel strip. However, when the Ni content exceeds 1% by mass, secondary recrystallization becomes unstable. For this reason, Ni content shall be 1 mass% or less.
  • P increases specific resistance and reduces iron loss. However, if the P content exceeds 0.5 mass%, breakage tends to occur during cold rolling accompanying embrittlement. For this reason, P content shall be 0.5 mass% or less.
  • Mo improves surface properties during hot rolling. However, when the Mo content exceeds 0.1% by mass, this effect is saturated. For this reason, Mo content shall be 0.1 mass% or less.
  • Sn and Sb are grain boundary segregation elements. Since the silicon steel material used in this embodiment contains Al, Al may be oxidized by moisture released from the annealing separator depending on the conditions of finish annealing. In this case, the inhibitor strength varies depending on the site in the grain-oriented electrical steel sheet, and the magnetic characteristics may vary. However, when a grain boundary segregating element is contained, oxidation of Al can be suppressed. That is, Sn and Sb suppress the variation in magnetic characteristics by suppressing the oxidation of Al.
  • Bi stabilizes precipitates such as sulfides and strengthens the function as an inhibitor.
  • the Bi content exceeds 0.01% by mass, the glass film formation is adversely affected. For this reason, Bi content shall be 0.01 mass% or less.
  • the silicon steel material (slab) of the above components is manufactured by, for example, melting steel with a converter or an electric furnace, vacuum degassing the molten steel as necessary, and then performing continuous casting. Can do. Moreover, it can replace with continuous casting and can also produce even if it performs after-agglomeration partial rolling.
  • the thickness of the silicon steel slab is, for example, 150 mm to 350 mm, preferably 220 mm to 280 mm. Also, a so-called thin slab having a thickness of 30 mm to 70 mm may be produced. When a thin slab is produced, rough rolling when obtaining a hot-rolled steel strip can be omitted.
  • step S1 slab heating is performed and hot rolling (step S1) is performed.
  • BN is combined with MnS and / or MnSe, and the slab is so formed that the precipitation amounts of BN, MnS, and MnSe in the hot-rolled steel strip satisfy the following formulas (6) to (8). It is preferable to set conditions for heating and hot rolling.
  • B asBN represents the amount (mass%) of B precipitated as BN
  • S asMnS represents the amount (mass%) of S precipitated as MnS
  • Se asMnSe precipitated as MnSe. The amount (% by mass) of Se is shown.
  • MnS and MnSe function as nuclei in which BN is compositely precipitated. Therefore, in order to sufficiently precipitate BN and improve the magnetic characteristics, it is preferable to control the amount of precipitation so that the formula (8) is satisfied.
  • Equation (6) and Equation (8) are derived from FIGS. 2, 5, and 8.
  • FIG. 2 shows that when B asBN is 0.0005 mass% or more and S asMnS is 0.002 mass% or more, a good magnetic flux density with a magnetic flux density B8 of 1.88 T or more can be obtained.
  • FIG. 5 shows that when B asBN is 0.0005 mass% or more and Se asMnSe is 0.004 mass% or more, a good magnetic flux density with a magnetic flux density B8 of 1.88 T or more can be obtained.
  • FIG. 5 shows that when B asBN is 0.0005 mass% or more and Se asMnSe is 0.004 mass% or more, a good magnetic flux density with a magnetic flux density B8 of 1.88 T or more can be obtained.
  • the method of holding in the temperature range of 1000 ° C. to 800 ° C. is not particularly limited.
  • the following method is effective. First, rough rolling is performed, and the steel strip is wound into a coil shape. Next, it is held or gradually cooled by equipment such as a coil box. Thereafter, finish rolling is performed in a temperature range of 1000 ° C. to 800 ° C. while rewinding the steel strip.
  • the method for depositing MnS and / or MnSe is not particularly limited.
  • iii) When S is not contained in the silicon steel slab Temperature T2 (° C.) represented by the formula (2)
  • T1 14855 / (6.82-log ([Mn] ⁇ [S]))-273 (1)
  • T2 10733 / (4.08-log ([Mn] ⁇ [Se]))-273 (2)
  • the solution temperatures T1 and T2 substantially coincide with the upper limit of the slab heating temperature at which the magnetic flux density B8 of 1.88 T or more is obtained.
  • the slab heating is preferably performed at a temperature T1 and / or a temperature T2 or lower. Further, when the temperature of the slab heating is equal to or lower than the temperature T3 or T4, a preferable amount of MnS or MnSe precipitates during the slab heating, so that BN is complexly precipitated around these to easily form an effective inhibitor. It becomes possible.
  • step S1 After the hot rolling (step S1), the hot rolled steel strip is annealed (step S2). Next, cold rolling is performed (step S3). As described above, the cold rolling may be performed only once, or multiple times of cold rolling may be performed while performing intermediate annealing. In cold rolling, the final cold rolling rate is preferably 80% or more. This is to develop a good primary recrystallization texture.
  • step S4 decarburization annealing is performed.
  • C contained in the steel strip is removed.
  • Decarburization annealing is performed in a humid atmosphere, for example. Further, for example, it is preferable to carry out for a time such that the crystal grain size obtained by primary recrystallization is 15 ⁇ m or more in the temperature range of 770 ° C. to 950 ° C. This is to obtain good magnetic properties.
  • step S5 application of an annealing separator and finish annealing are performed (step S5). As a result, crystal grains oriented in the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation are preferentially grown by secondary recrystallization.
  • nitriding is performed between the start of decarburization annealing and the development of secondary recrystallization in finish annealing (step S6). This is to form an inhibitor of (Al, Si) N.
  • This nitriding treatment may be performed during decarburization annealing (step S4) or may be performed during finish annealing (step S5).
  • annealing may be performed in an atmosphere containing a gas having nitriding ability such as ammonia.
  • the nitriding treatment may be performed either in the heating zone of the continuous annealing furnace or in the soaking zone, and the nitriding treatment may be performed in a stage after the soaking zone.
  • powder having nitriding ability such as MnN may be added to the annealing separator.
  • the composition of (Al, Si) N in the steel strip after nitriding is adjusted by adjusting the degree of nitriding in nitriding (step S6).
  • the degree of nitridation so that the following formula (3) is satisfied according to the Al content and the B content, and the content of Ti unavoidably present, and the following formula (4) More preferably, control is performed so that Equations (3) and (4) show that the preferred amount of N to immobilize B as an effective BN as an inhibitor, and the preferred N to immobilize Al as an effective AlN or (Al, Si) N as an inhibitor. Shows the amount.
  • [N] represents the N content (mass%) of the steel strip after nitriding
  • [Al] represents the acid-soluble Al content (mass%) of the steel strip after nitriding
  • [B ] Shows B content (mass%) of the steel strip after nitriding
  • [Ti] shows Ti content (mass%) of the steel strip after nitriding.
  • the method of finish annealing is not particularly limited. However, in this embodiment, since the inhibitor is strengthened by BN, it is preferable that the heating rate in the temperature range of at least 1000 ° C. to 1100 ° C. is set to 15 ° C./h or less in the heating process of finish annealing. Also, instead of controlling the heating rate, it is also effective to perform isothermal annealing for 10 hours or more at a predetermined temperature in a temperature range of at least 1000 ° C. to 1100 ° C.
  • a grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties can be manufactured stably.
  • the hot rolled steel strip was annealed at 1100 ° C.
  • cold rolling was performed to obtain a cold rolled steel strip having a thickness of 0.22 mm.
  • decarburization annealing was performed in a humid atmosphere gas at 830 ° C. for 100 seconds to obtain a decarburized annealing steel strip.
  • the decarburized and annealed steel strip was annealed in an ammonia-containing atmosphere to increase the nitrogen in the steel strip to 0.024 mass%.
  • an annealing separator containing MgO as a main component was applied, and finish annealing was performed by heating to 1200 ° C. at a rate of 15 ° C./h.
  • the magnetic characteristic (magnetic flux density B8) after finish annealing was measured.
  • the magnetic properties (magnetic flux density B8) were measured according to JIS C2556. The results are shown in Table 1.
  • the decarburized and annealed steel strip was annealed in an ammonia-containing atmosphere to increase the nitrogen in the steel strip to 0.022% by mass.
  • an annealing separator containing MgO as a main component was applied, and finish annealing was performed by heating to 1200 ° C. at a rate of 15 ° C./h.
  • the magnetic characteristic (magnetic flux density B8) was measured like the 4th experiment. The results are shown in Table 2.
  • Example No. 1 maintained at a predetermined temperature in the intermediate stage of hot rolling. 2A1-No. In 2A4, a good magnetic flux density was obtained, but Comparative Example No. 2B1-No. In 2B4, the magnetic flux density was low.
  • Example No. 1 held at a predetermined temperature for a predetermined time in an intermediate stage of hot rolling.
  • 3B-No. In 3D a good magnetic flux density was obtained.
  • 3A and no. 3E-No. In 3G the magnetic flux density was low.
  • Example No. 2 in which the N content after nitriding satisfies the relationship of the formula (3) and the relationship of the formula (4).
  • 4C a particularly good magnetic flux density was obtained.
  • Example No. 4B Example No. The magnetic flux density was slightly lower than 4C.
  • Example No. The magnetic flux density was slightly lower than 4B.
  • Example No. using a slab having an appropriate composition was used.
  • 5A-No. In 5O a good magnetic flux density was obtained, but in Comparative Example No. At 5P, the magnetic flux density was low.
  • the hot rolled steel strip was annealed at 1100 ° C.
  • cold rolling was performed to obtain a cold rolled steel strip having a thickness of 0.22 mm.
  • decarburization annealing was performed in a humid atmosphere gas at 830 ° C. for 100 seconds to obtain a decarburized annealing steel strip.
  • the decarburized and annealed steel strip was annealed in an ammonia-containing atmosphere to increase the nitrogen in the steel strip to 0.024 mass%.
  • an annealing separator containing MgO as a main component was applied, and finish annealing was performed by heating to 1200 ° C. at a rate of 15 ° C./h.
  • the magnetic characteristic (magnetic flux density B8) was measured like the 4th experiment. The results are shown in Table 6.
  • Example 6A the comparative example No. in which the slab does not contain B
  • Example 6B the magnetic flux density was low, but the slab contained an appropriate amount of B. 6B-No.
  • 6E a good magnetic flux density was obtained.
  • a hot rolled steel strip having a thickness of 2.3 mm was obtained.
  • finish rolling was performed at 1020 ° C. without annealing.
  • a hot rolled steel strip having a thickness of 2.3 mm was obtained.
  • the hot rolled steel strip was annealed at 1100 ° C.
  • cold rolling was performed to obtain a cold rolled steel strip having a thickness of 0.22 mm.
  • decarburization annealing was performed in a humid atmosphere gas at 830 ° C. for 100 seconds to obtain a decarburized annealing steel strip.
  • the decarburized and annealed steel strip was annealed in an ammonia-containing atmosphere to increase the nitrogen in the steel strip to 0.022% by mass.
  • an annealing separator containing MgO as a main component was applied, and finish annealing was performed by heating to 1200 ° C. at a rate of 15 ° C./h.
  • the magnetic characteristic (magnetic flux density B8) was measured like the 4th experiment. The results are shown in Table 7.
  • Example No. maintained at a predetermined temperature in the intermediate stage of hot rolling. 7A1-No. In 7A3, good magnetic flux density was obtained, but Comparative Example No. 7B1-No. In 7B3, the magnetic flux density was low.
  • Example No. 1 held at a predetermined temperature for a predetermined time in an intermediate stage of hot rolling.
  • 8B-No. In 8D a good magnetic flux density was obtained.
  • Comparative Example No. in which the holding temperature or holding time deviates from the scope of the present invention.
  • 8A and no. 8E-No. At 8G the magnetic flux density was low.
  • the hot rolled steel strip was annealed at 1100 ° C.
  • cold rolling was performed to obtain a cold rolled steel strip having a thickness of 0.22 mm.
  • decarburization annealing was performed in a humid atmosphere gas at 830 ° C. for 100 seconds to obtain a decarburized annealing steel strip.
  • the decarburized and annealed steel strip was annealed in an ammonia-containing atmosphere to increase the nitrogen in the steel strip to 0.015 mass% to 0.022 mass%.
  • an annealing separator containing MgO as a main component was applied, and finish annealing was performed by heating to 1200 ° C. at a rate of 15 ° C./h.
  • the magnetic characteristic (magnetic flux density B8) was measured like the 4th experiment. The results are shown in Table 9.
  • Example 9C As shown in Table 9, an example No. in which the N content after the nitriding treatment satisfies the relationship of the formula (3) and the relationship of the formula (4).
  • 9C a particularly good magnetic flux density was obtained.
  • Example 9B Example No. The magnetic flux density was slightly lower than 4C.
  • Example No. using a slab having an appropriate composition was used.
  • 10A-No. In 10O a good magnetic flux density was obtained, but in Comparative Example No. At 10P, the magnetic flux density was low.
  • the hot rolled steel strip was annealed at 1100 ° C.
  • cold rolling was performed to obtain a cold rolled steel strip having a thickness of 0.22 mm.
  • decarburization annealing was performed in a humid atmosphere gas at 830 ° C. for 100 seconds to obtain a decarburized annealing steel strip.
  • the decarburized and annealed steel strip was annealed in an ammonia-containing atmosphere to increase the nitrogen in the steel strip to 0.024 mass%.
  • an annealing separator containing MgO as a main component was applied, and finish annealing was performed by heating to 1200 ° C. at a rate of 15 ° C./h.
  • the magnetic characteristic (magnetic flux density B8) was measured like the 4th experiment. The results are shown in Table 11.
  • Example 11A the comparative example No. in which the slab does not contain B
  • Example 11A although the magnetic flux density was low, the slab contained an appropriate amount of B. 11B-No. In 11E, a good magnetic flux density was obtained.
  • a hot rolled steel strip having a thickness of 2.3 mm was obtained.
  • finish rolling was performed at 1020 ° C. without annealing.
  • a hot rolled steel strip having a thickness of 2.3 mm was obtained.
  • the hot rolled steel strip was annealed at 1100 ° C.
  • cold rolling was performed to obtain a cold rolled steel strip having a thickness of 0.22 mm.
  • decarburization annealing was performed in a humid atmosphere gas at 830 ° C. for 100 seconds to obtain a decarburized annealing steel strip.
  • the decarburized and annealed steel strip was annealed in an ammonia-containing atmosphere to increase the nitrogen in the steel strip to 0.022% by mass.
  • an annealing separator containing MgO as a main component was applied, and finish annealing was performed by heating to 1200 ° C. at a rate of 15 ° C./h.
  • the magnetic characteristic (magnetic flux density B8) was measured like the 4th experiment. The results are shown in Table 12.
  • Example No. maintained at a predetermined temperature in the intermediate stage of hot rolling. 12A1-No. In 12A4, a good magnetic flux density was obtained, but Comparative Example No. 12B1-No. In 12B4, the magnetic flux density was low.
  • Example No. 1 held at a predetermined temperature for a predetermined time in an intermediate stage of hot rolling. 13B-No. In 13D, a good magnetic flux density was obtained. However, Comparative Example No. in which the holding temperature or holding time deviates from the scope of the present invention. 13A and No. 13E-No. At 13G, the magnetic flux density was low.
  • the hot rolled steel strip was annealed at 1100 ° C.
  • cold rolling was performed to obtain a cold rolled steel strip having a thickness of 0.22 mm.
  • decarburization annealing was performed in a humid atmosphere gas at 830 ° C. for 100 seconds to obtain a decarburized annealing steel strip.
  • the decarburized and annealed steel strip was annealed in an ammonia-containing atmosphere to increase the nitrogen in the steel strip to 0.014 mass% to 0.022 mass%.
  • an annealing separator containing MgO as a main component was applied, and finish annealing was performed by heating to 1200 ° C. at a rate of 15 ° C./h.
  • the magnetic characteristic (magnetic flux density B8) was measured like the 4th experiment. The results are shown in Table 14.
  • Example No. 5 in which the N content after the nitriding treatment satisfies the relationship of the formula (3) and the relationship of the formula (4).
  • 14C a particularly good magnetic flux density was obtained.
  • the relationship of Formula (3) is satisfied, the relationship of Formula (4) is not satisfied.
  • 14B Example No. The magnetic flux density was slightly lower than 14C.
  • Example No. The magnetic flux density was slightly lower than 14B.
  • Example No. using a slab having an appropriate composition was used.
  • 15A-No. 15E, and no. 15G-No. In 15O a good magnetic flux density was obtained, but in Comparative Example No. 1, the Ni content was higher than the upper limit of the range of the present invention.
  • the magnetic flux density was low.
  • Example No. 1 Comparative Example No. About the sample of 16A, decarburization annealing was performed for 100 second in the humid atmosphere gas of 830 degreeC, and the decarburization annealing steel strip was obtained.
  • Example No. about the sample of 16B decarburization annealing was performed for 100 seconds in the humid atmosphere gas of 830 degreeC, and also it annealed in ammonia containing atmosphere, and obtained N22 content 0.022 mass% decarburization annealing steel strip. It was.
  • the decarburization annealing was performed for 100 second in the humid atmosphere gas of 860 degreeC, and the decarburization annealing steel strip whose N content is 0.022 mass% was obtained. In this way, three types of decarburized and annealed steel strips were obtained.
  • the present invention can be used, for example, in the electrical steel sheet manufacturing industry and the electrical steel sheet utilizing industry.

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Abstract

　脱炭焼鈍（ステップＳ４）の開始から仕上げ焼鈍（ステップＳ５）における二次再結晶の発現までの間に、脱炭焼鈍鋼帯のＮ含有量を増加させる窒化処理（ステップＳ６）を行う。また、熱間圧延（ステップＳ１）では、珪素鋼素材を１０００℃～８００℃の温度域に３００秒間以上保持し、その後に、仕上げ圧延を行う。

Description

方向性電磁鋼板の製造方法
　本発明は、電気機器の鉄芯等に好適な方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
　方向性電磁鋼板は軟磁性材料であり、変圧器（トランス）等の電気機器の鉄芯等に用いられる。方向性電磁鋼板には、７質量％以下程度のＳｉが含有されている。方向性電磁鋼板の結晶粒は、ミラー指数で｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積している。結晶粒の方位の制御は、二次再結晶とよばれる異常粒成長現象を利用して行われている。
　二次再結晶の制御には、二次再結晶前の一次再結晶により得られる組織（一次再結晶組織）の調整、及びインヒビターとよばれる微細析出物又は粒界偏析元素の調整が重要である。インヒビターは、一次再結晶組織のなかで、｛１１０｝＜００１＞方位の結晶粒を優先的に成長させ、他の結晶粒の成長を抑制する機能を持つ。
　そして、従来、インヒビターを効果的に析出させることを目的とした種々の提案がされている。
　しかしながら、従来の技術では、高い磁束密度の方向性電磁鋼板を工業的に安定して製造することが困難である。
特公昭３０－００３６５１号公報 特公昭３３―００４７１０号公報 特公昭５１―０１３４６９号公報 特公昭６２―０４５２８５号公報 特開平０３－００２３２４号公報 米国特許第３９０５８４２号公報 米国特許第３９０５８４３号公報 特開平０１－２３０７２１号公報 特開平０１－２８３３２４号公報 特開平１０－１４０２４３号公報 特開２０００－１２９３５２号公報 特開平１１－０５０１５３号公報 特開２００１－１５２２５０号公報 特開２０００－２８２１４２号公報 特開平１１－３３５７３６号公報
Trans. Met. Soc. AIME, 212(1958)p769/781 日本金属学会誌２７（１９６３）ｐ１８６ 鉄と鋼５３（１９６７）ｐ１００７／１０２３ 日本金属学会誌４３（１９７９年）ｐ１７５／１８１、同４４（１９８０年）ｐ４１９／４２４ Materials Science Forum204-206(1996)p593/598 IEEE Trans. Mag. MAG-13 p1427
　本発明は、高い磁束密度の方向性電磁鋼板を工業的に安定して製造することができる方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明の第１の観点に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、Ｓｉ：０．８質量％～７質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０１質量％～０．０６５質量％、Ｎ：０．００４質量％～０．０１２質量％、Ｍｎ：０．０５質量％～１質量％、及びＢ：０．０００５質量％～０．００８０質量％を含有し、Ｓ及びＳｅからなる群から選択された少なくとも１種を総量で０．００３質量％～０．０１５質量％含有し、Ｃ含有量が０．０８５質量％以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼素材の熱間圧延を行って熱間圧延鋼帯を得る工程と、前記熱間圧延鋼帯の焼鈍を行って、焼鈍鋼帯を得る工程と、前記焼鈍鋼帯を１回以上、冷間圧延して冷間圧延鋼帯を得る工程と、前記冷間圧延鋼帯の脱炭焼鈍を行って、一次再結晶が生じた脱炭焼鈍鋼帯を得る工程と、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を前記脱炭焼鈍鋼帯に塗布する工程と、前記脱炭焼鈍鋼帯の仕上げ焼鈍により、二次再結晶を生じさせる工程と、を有し、更に、前記脱炭焼鈍の開始から仕上げ焼鈍における二次再結晶の発現までの間に、前記脱炭焼鈍鋼帯のＮ含有量を増加させる窒化処理を行う工程を有し、前記熱間圧延を行う工程は、前記珪素鋼素材を１０００℃～８００℃の温度域に３００秒間以上保持する工程と、その後に、仕上げ圧延を行う工程と、を有することを特徴とする。
　本発明の第２の観点に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、第１の観点に係る方法において、前記珪素鋼素材にＳｅが含有されていない場合、前記熱間圧延を行う工程の前に、下記式（１）で表される温度Ｔ１（℃）以下の温度まで前記珪素鋼素材を加熱する工程を有することを特徴とする。
　T1=14855/(6.82-log([Mn]×[S]))-273　・・・（１）
　ここで、［Ｍｎ］は前記珪素鋼素材のＭｎ含有量（質量％）を示し、［Ｓ］は前記珪素鋼素材のＳ含有量（質量％）を示す。
　本発明の第３の観点に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、第１の観点に係る方法において、前記珪素鋼素材にＳが含有されていない場合、前記熱間圧延を行う工程の前に、下記式（２）で表される温度Ｔ２（℃）以下の温度まで前記珪素鋼素材を加熱する工程を有することを特徴とする。
　T2=10733/(4.08-log([Mn]×[Se]))-273　・・・（２）
　ここで、［Ｍｎ］は前記珪素鋼素材のＭｎ含有量（質量％）を示し、［Ｓｅ］は前記珪素鋼素材のＳｅ含有量（質量％）を示す。
　本発明の第４の観点に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、第１の観点に係る方法において、前記珪素鋼素材にＳ及びＳｅが含有されている場合、前記熱間圧延を行う工程の前に、式（１）で表される温度Ｔ１（℃）以下、かつ式（２）で表される温度Ｔ２（℃）以下の温度まで前記珪素鋼素材を加熱する工程を有することを特徴とする。
　本発明の第５の観点に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、第１～第４の観点のいずれかに係る方法において、前記窒化処理を、前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量［Ｎ］が、下記式（３）を満たす条件下で行うことを特徴とする。
　[N]≧14/27[Al]+14/11[B]+14/47[Ti]　・・・（３）
　ここで、［Ｎ］は前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量（質量％）を示し、［Ａｌ］は前記窒化処理後の鋼帯の酸可溶性Ａｌ含有量（質量％）を示し、［Ｂ］は前記窒化処理後の鋼帯のＢ含有量（質量％）を示し、［Ｔｉ］は前記窒化処理後の鋼帯のＴｉ含有量（質量％）を示す。
　本発明の第６の観点に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、第１～第４の観点のいずれかに係る方法において、前記窒化処理を、前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量［Ｎ］が、下記式（４）を満たす条件下で行うことを特徴とする。
　[N]≧2/3[Al]+14/11[B]+14/47[Ti]　・・・（４）
　本発明によれば、適切にＢＮをＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅに複合析出させ、適切なインヒビターを形成することができるため、高い磁束密度を得ることができる。また、これらの工程は、工業的に安定して実行することができる。
図１は、方向性電磁鋼板の製造方法を示すフローチャートである。 図２は、第１の実験の結果（熱間圧延鋼帯中の析出物と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係）を示す図である。 図３は、第１の実験の結果（ＢＮとして析出していないＢの量と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係）を示す図である。 図４は、第１の実験の結果（熱間圧延の条件と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係）を示す図である。 図５は、第２の実験の結果（熱間圧延鋼帯中の析出物と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係）を示す図である。 図６は、第２の実験の結果（ＢＮとして析出していないＢの量と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係）を示す図である。 図７は、第２の実験の結果（熱間圧延の条件と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係）を示す図である。 図８は、第３の実験の結果（熱間圧延鋼帯中の析出物と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係）を示す図である。 図９は、第３の実験の結果（ＢＮとして析出していないＢの量と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係）を示す図である。 図１０は、第３の実験の結果（熱間圧延の条件と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係）を示す図である。 図１１は、ＢＮの析出量と保持温度及び保持時間との関係を示す図である。
　本発明者らは、Ｂを含有する所定の組成の珪素鋼素材から方向性電磁鋼板を製造する場合、Ｂの析出形態が二次再結晶の挙動に影響するのではないかと考え、種々の実験を行った。ここで、方向性電磁鋼板の製造方法の概略について説明する。図１は、方向性電磁鋼板の製造方法を示すフローチャートである。
　先ず、図１に示すように、ステップＳ１において、Ｂを含有する所定の組成の珪素鋼素材の熱間圧延を行う。熱間圧延により、熱間圧延鋼帯が得られる。その後、ステップＳ２において、熱間圧延鋼帯の焼鈍を行って、熱間圧延鋼帯内の組織の均一化及びインヒビターの析出の調整を行う。焼鈍により、焼鈍鋼帯が得られる。続いて、ステップＳ３において、焼鈍鋼帯の冷間圧延を行う。冷間圧延は１回のみ行ってもよく、複数回の冷間圧延を、間に中間焼鈍を行いながら行ってもよい。冷間圧延により、冷間圧延鋼帯が得られる。なお、中間焼鈍を行う場合、冷間圧延前の熱延鋼帯の焼鈍を省略して、中間焼鈍において焼鈍（ステップＳ２）を行ってもよい。つまり、焼鈍（ステップＳ２）は、熱延鋼帯に対して行ってもよく、一度冷間圧延した後の最終冷間圧延前の鋼帯に対して行ってもよい。
　冷間圧延後には、ステップＳ４において、冷間圧延鋼帯の脱炭焼鈍を行う。この脱炭焼鈍の際に、一次再結晶が生じる。また、脱炭焼鈍により、脱炭焼鈍鋼帯が得られる。次いで、ステップＳ５において、ＭｇＯ（マグネシア）を主成分とする焼鈍分離剤を脱炭処理鋼帯の表面に塗布して、仕上げ焼鈍を行う。この仕上げ焼鈍の際に、二次再結晶が生じ、鋼帯の表面にフォルステライトを主成分とするグラス被膜が形成され、純化が行われる。二次再結晶の結果、Ｇｏｓｓ方位に揃った二次再結晶組織が得られる。仕上げ焼鈍により、仕上げ焼鈍鋼帯が得られる。更に、脱炭焼鈍の開始から仕上げ焼鈍における二次再結晶の発現までの間には、鋼帯の窒素量を増加させる窒化処理を行っておく（ステップＳ６）。
　このようにして方向性電磁鋼板を得ることができる。
　また、詳細は後述するが、珪素鋼素材としては、Ｓｉ：０．８質量％～７質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０１質量％～０．０６５質量％、Ｎ：０．００４質量％～０．０１２質量％、及びＭｎ：０．０５質量％～１質量％を含有し、更に、所定量のＳ及び／又はＳｅ、並びにＢを含有し、Ｃ含有量が０．０８５質量％以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものを用いる。
　そして、本発明者らは、種々の実験の結果、熱間圧延（ステップＳ１）の条件を調整して、熱間圧延鋼帯中にインヒビターとして有効な形態の析出物を発生させることが重要であることを見出した。具体的には、本発明者らは、熱間圧延の条件の調整により、珪素鋼素材中のＢが主としてＢＮ析出物としてＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅに複合析出すると、インヒビターが熱的に安定化し、一次再結晶の粒組織が整粒化することを見出した。そして、本発明者らは、磁気特性の良好な方向性電磁鋼板を安定して製造することができるという知見を得て、本発明を完成させた。
　ここで、本発明者らが行った実験について説明する。
　（第１の実験）
　第１の実験では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７質量％、Ｎ：０．００８質量％、Ｍｎ：０．０５質量％～０．１９質量％、Ｓ：０．００７質量％、及びＢ：０．００１０質量％～０．００３５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる種々の珪素鋼スラブを得た。次いで、珪素鋼スラブを１１００℃～１２５０℃の温度で加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延では、粗圧延を１０５０℃で行った後、仕上げ圧延を１０００℃で行って厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。そして、熱間圧延鋼帯に冷却水を噴射して５５０℃まで冷却し、その後、大気中で冷却した。続いて、熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、１５℃／ｓの速度で冷間圧延鋼帯を加熱し、８４０℃の温度で脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０２２質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を行った。このようにして種々の試料を作製した。
　そして、熱間圧延鋼帯中の析出物と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係を調査した。この結果を図２に示す。図２の横軸はＭｎＳの析出量をＳの量に換算した値（質量％）を示し、縦軸はＢＮの析出量をＢに換算した値（質量％）を示す。横軸はＭｎＳとして析出したＳの量（質量％）に相当する。また、白丸は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ以上であったことを示し、黒四角は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ未満であったことを示している。図２に示すように、ＭｎＳ及びＢＮの析出量が一定値未満の試料では、磁束密度Ｂ８が低かった。このことは、二次再結晶が不安定であったことを示す。
　更に、ＢＮとして析出していないＢの量と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係を調査した。この結果を図３に示す。図３の横軸はＢ含有量（質量％）を示し、縦軸はＢＮの析出量をＢに換算した値（質量％）を示す。また、白丸は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ以上であったことを示し、黒四角は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ未満であったことを示している。図３に示すように、ＢＮとして析出していないＢの量が一定値以上である試料では、磁束密度Ｂ８が低かった。このことは、二次再結晶が不安定であったことを示す。
　更に、磁気特性が良好な試料について析出物の形態を調査した結果、ＭｎＳを核としてＢＮがＭｎＳの周辺に複合析出していることが判明した。このような複合析出物が二次再結晶を安定化させるインヒビターとして有効である。
　また、熱間圧延の条件と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係を調査した。この結果を図４に示す。図４の横軸はＭｎ含有量（質量％）を示し、縦軸は熱間圧延時のスラブ加熱の温度（℃）を示す。また、白丸は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ以上であったことを示し、黒四角は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ未満であったことを示している。また、図４中の曲線は、下記式（１）で表わされるＭｎＳの溶体化温度Ｔ１（℃）を示している。図４に示すように、Ｍｎ含有量に応じて定まる温度以下でスラブ加熱を行った試料において、高い磁束密度Ｂ８が得られることが判明した。更に、この温度はＭｎＳの溶体化温度Ｔ１とほぼ一致していることも判明した。つまり、スラブ加熱を、ＭｎＳが完全固溶しない温度域で行うことが有効であることが判明した。
　T1=14855/(6.82-log([Mn]×[S]))-273　・・・（１）
　ここで、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）を示し、［Ｓ］はＳ含有量（質量％）を示す。
　更に、ＭｎＳ及びＢＮの析出挙動を調査した結果、ＢＮはＭｎＳが存在する場合に、ＭｎＳを核として優先的に複合析出すること、及びその析出ノーズが８００℃～１０００℃であることが判明した。
　また、本発明者らは、ＢＮの析出に有効な条件について調査した。この調査では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７質量％、Ｎ：０．００６質量％、Ｍｎ：０．１質量％、Ｓ：０．００７質量％、及びＢ：０．００１４質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、厚さが４０ｍｍの珪素鋼スラブを得た。次いで、珪素鋼スラブを１２００℃の温度で加熱し、１１００℃で粗圧延を行って厚さを１５ｍｍとした。その後、１０５０℃～８００℃の炉に一定時間保持した。続いて、仕上げ圧延を行って２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。そして、熱間圧延鋼帯を室温まで水冷し、析出物の調査を行った。この結果、粗圧延と仕上げ圧延との間に、１０００℃～８００℃の温度域に３００秒間以上保持すると、良好な複合析出物が生じることが判明した。
　（第２の実験）
　第２の実験では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８質量％、Ｎ：０．００７質量％、Ｍｎ：０．０５質量％～０．２０質量％、Ｓｅ：０．００７質量％、及びＢ：０．００１０質量％～０．００３５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる種々の珪素鋼スラブを得た。次いで、珪素鋼スラブを１１００℃～１２５０℃の温度で加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延では、粗圧延を１０５０℃で行った後、仕上げ圧延を１０００℃で行って厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。そして、熱間圧延鋼帯に冷却水を噴射して５５０℃まで冷却し、その後、大気中で冷却した。続いて、熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、１５℃／ｓの速度で冷間圧延鋼帯を加熱し、８４０℃の温度で脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０２２質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を行った。このようにして種々の試料を作製した。
　そして、熱間圧延鋼帯中の析出物と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係を調査した。この結果を図５に示す。図５の横軸はＭｎＳｅの析出量をＳｅの量に換算した値（質量％）を示し、縦軸はＢＮの析出量をＢに換算した値（質量％）を示す。横軸はＭｎＳｅとして析出したＳｅの量（質量％）に相当する。また、白丸は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ以上であったことを示し、黒四角は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ未満であったことを示している。図５に示すように、ＭｎＳｅ及びＢＮの析出量が一定値未満の試料では、磁束密度Ｂ８が低かった。このことは、二次再結晶が不安定であったことを示す。
　更に、ＢＮとして析出していないＢの量と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係を調査した。この結果を図６に示す。図６の横軸はＢ含有量（質量％）を示し、縦軸はＢＮの析出量をＢに換算した値（質量％）を示す。また、白丸は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ以上であったことを示し、黒四角は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ未満であったことを示している。図６に示すように、ＢＮとして析出していないＢの量が一定値以上である試料では、磁束密度Ｂ８が低かった。このことは、二次再結晶が不安定であったことを示す。
　更に、磁気特性が良好な試料について析出物の形態を調査した結果、ＭｎＳｅを核としてＢＮがＭｎＳｅの周辺に複合析出していることが判明した。このような複合析出物が二次再結晶を安定化させるインヒビターとして有効である。
　また、熱間圧延の条件と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係を調査した。この結果を図７に示す。図７の横軸はＭｎ含有量（質量％）を示し、縦軸は熱間圧延時のスラブ加熱の温度（℃）を示す。また、白丸は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ以上であったことを示し、黒四角は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ未満であったことを示している。また、図７中の曲線は、下記式（２）で表わされるＭｎＳｅの溶体化温度Ｔ２（℃）を示している。図７に示すように、Ｍｎ含有量に応じて定まる温度以下でスラブ加熱を行った試料において、高い磁束密度Ｂ８が得られることが判明した。更に、この温度はＭｎＳｅの溶体化温度Ｔ２とほぼ一致していることも判明した。つまり、スラブ加熱を、ＭｎＳｅが完全固溶しない温度域で行うことが有効であることが判明した。
　T2=10733/(4.08-log([Mn]×[Se]))-273　・・・（２）
　ここで、［Ｓｅ］はＳｅ含有量（質量％）を示す。
　更に、ＭｎＳｅ及びＢＮの析出挙動を調査した結果、ＢＮはＭｎＳｅが存在する場合に、ＭｎＳｅを核として優先的に複合析出すること、及びその析出ノーズが８００℃～１０００℃であることが判明した。
　また、本発明者らは、ＢＮの析出に有効な条件について調査した。この調査では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８質量％、Ｎ：０．００７質量％、Ｍｎ：０．１質量％、Ｓｅ：０．００７質量％、及びＢ：０．００１４質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、厚さが４０ｍｍの珪素鋼スラブを得た。次いで、珪素鋼スラブを１２００℃の温度で加熱し、１１００℃で粗圧延を行って厚さを１５ｍｍとした。その後、１０５０℃～８００℃の炉に一定時間保持した。続いて、仕上げ圧延を行って２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。そして、熱間圧延鋼帯を室温まで水冷し、析出物の調査を行った。この結果、粗圧延と仕上げ圧延との間に、１０００℃～８００℃の温度域に３００秒間以上保持すると、良好な複合析出物が生じることが判明した。
　（第３の実験）
　第３の実験では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６質量％、Ｎ：０．００９質量％、Ｍｎ：０．０５質量％～０．２０質量％、Ｓ：０．００５質量％、Ｓｅ：０．００７質量％、及びＢ：０．００１０質量％～０．００３５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる種々の珪素鋼スラブを得た。次いで、珪素鋼スラブを１１００℃～１２５０℃の温度で加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延では、粗圧延を１０５０℃で行った後、仕上げ圧延を１０００℃で行って厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。そして、熱間圧延鋼帯に冷却水を噴射して５５０℃まで冷却し、その後、大気中で冷却した。続いて、熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、１５℃／ｓの速度で冷間圧延鋼帯を加熱し、８４０℃の温度で脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０２２質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を行った。このようにして種々の試料を作製した。
　そして、熱間圧延鋼帯中の析出物と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係を調査した。この結果を図８に示す。図８の横軸はＭｎＳの析出量をＳの量に換算した値とＭｎＳｅの析出量をＳｅの量に換算した値に０．５を乗じて得られる値との和（質量％）を示し、縦軸はＢＮの析出量をＢに換算した値（質量％）を示す。また、白丸は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ以上であったことを示し、黒四角は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ未満であったことを示している。図８に示すように、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ及びＢＮの析出量が一定値未満の試料では、磁束密度Ｂ８が低かった。このことは、二次再結晶が不安定であったことを示す。
　更に、ＢＮとして析出していないＢの量と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係を調査した。この結果を図９に示す。図９の横軸はＢ含有量（質量％）を示し、縦軸はＢＮの析出量をＢに換算した値（質量％）を示す。また、白丸は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ以上であったことを示し、黒四角は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ未満であったことを示している。図９に示すように、ＢＮとして析出していないＢの量が一定値以上である試料では、磁束密度Ｂ８が低かった。このことは、二次再結晶が不安定であったことを示す。
　更に、磁気特性が良好な試料について析出物の形態を調査した結果、ＭｎＳ又はＭｎＳｅを核としてＢＮがＭｎＳ又はＭｎＳｅの周辺に複合析出していることが判明した。このような複合析出物が二次再結晶を安定化させるインヒビターとして有効である。
　また、熱間圧延の条件と仕上げ焼鈍後の磁気特性との関係を調査した。この結果を図１０に示す。図１０の横軸はＭｎ含有量（質量％）を示し、縦軸は熱間圧延時のスラブ加熱の温度（℃）を示す。また、白丸は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ以上であったことを示し、黒四角は磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ未満であったことを示している。また、図１０中の２つの曲線は、式（１）で表わされるＭｎＳの溶体化温度Ｔ１（℃）、及び式（２）で表わされるＭｎＳｅの溶体化温度Ｔ２（℃）を示している。図１０に示すように、Ｍｎ含有量に応じて定まる温度以下でスラブ加熱を行った試料において、高い磁束密度Ｂ８が得られることが判明した。更に、この温度は、ＭｎＳの溶体化温度Ｔ１及びＭｎＳｅの溶体化温度Ｔ２とほぼ一致していることも判明した。つまり、スラブ加熱を、ＭｎＳ及びＭｎＳｅが完全固溶しない温度域で行うことが有効であることが判明した。
　更に、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ及びＢＮの析出挙動を調査した結果、ＢＮはＭｎＳ及びＭｎＳｅが存在する場合に、ＭｎＳ及びＭｎＳｅを核として優先的に複合析出すること、及びその析出ノーズが８００℃～１０００℃であることが判明した。
　また、本発明者らは、ＢＮの析出に有効な条件について調査した。この調査では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７質量％、Ｎ：０．００７質量％、Ｍｎ：０．１質量％、Ｓ：０．００６質量％、Ｓｅ：０．００８質量％、及びＢ：０．００１７質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、厚さが４０ｍｍの珪素鋼スラブを得た。次いで、珪素鋼スラブを１２００℃の温度で加熱し、１１００℃で粗圧延を行って厚さを１５ｍｍとした。その後、１０５０℃～８００℃の炉に一定時間保持した。続いて、仕上げ圧延を行って２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。そして、熱間圧延鋼帯を室温まで水冷し、析出物の調査を行った。この結果、粗圧延と仕上げ圧延との間に、１０００℃～８００℃の温度域に３００秒間以上保持すると、良好な複合析出物が生じることが判明した。
　これらの第１～第３の実験の結果から、ＢＮの析出形態を制御することによって、安定して方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させることができることがわかる。ＢがＢＮとしてＭｎＳ又はＭｎＳｅと複合析出しない場合に二次再結晶が不安定になって良好な磁気特性が得られない理由は今のところ明らかになっていないが、次のように考えられる。
　一般的に、固溶状態のＢは粒界に偏析しやすく、熱間圧延後に単独析出したＢＮは微細であることが多い。これらの固溶状態のＢ及び微細なＢＮは、脱炭焼鈍が行われる低温度域では強力なインヒビターとして一次再結晶時に粒成長を抑制し、仕上げ焼鈍が行われる高温度域では局所的にインヒビターとして機能しなくなり、結晶粒組織が混粒組織となる。従って、低温度域では一次再結晶粒が小さいので、方向性電磁鋼板の磁束密度が低くなってしまう。また、高温度域では結晶粒組織が混粒組織となるため、二次再結晶が不安定になってしまう。
　次に、これらの知見に基づきなされた本発明の実施形態について説明する。
　先ず、珪素鋼素材の成分の限定理由について説明する。
　本実施形態で用いる珪素鋼素材は、Ｓｉ：０．８質量％～７質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０１質量％～０．０６５質量％、Ｎ：０．００４質量％～０．０１２質量％、Ｍｎ：０．０５質量％～１質量％、Ｓ及びＳｅ：総量で０．００３質量％～０．０１５質量％、並びにＢ：０．０００５質量％～０．００８０質量％を含有し、Ｃ含有量が０．０８５質量％以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
　Ｓｉは、電気抵抗を高めて鉄損を低下させる。しかし、Ｓｉ含有量が７質量％を超えていると、冷間圧延が極めて困難となり、冷間圧延時に割れが生じやすくなる。このため、Ｓｉ含有量は７質量％以下とし、４．５質量％以下であることが好ましく、４質量％以下であることが更に好ましい。また、Ｓｉ含有量が０．８質量％未満であると、仕上げ焼鈍時にγ変態が生じ、方向性電磁鋼板の結晶方位が損なわれてしまう。このため、Ｓｉ含有量は０．８質量％以上とし、２質量％以上であることが好ましく、２．５質量％以上であることが更に好ましい。
　Ｃは、一次再結晶組織を制御に有効な元素であるが、磁気特性に悪影響を及ぼす。このため、本実施形態では、仕上げ焼鈍（ステップＳ５）前に脱炭焼鈍を行う（ステップＳ４）。しかし、Ｃ含有量が０．０８５質量％を超えていると、脱炭焼鈍にかかる時間が長くなり、工業生産における生産性が損なわれてしまう。このため、Ｃ含有量は０．８５質量％以下とし、０．０７質量％以下であることが好ましい。
　酸可溶性Ａｌは、Ｎと結合して（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎとして析出し、インヒビターとして機能する。酸可溶性Ａｌの含有量が０．０１質量％～０．０６５質量％の範囲内にある場合に二次再結晶が安定する。このため、酸可溶性Ａｌの含有量は０．０１質量％以上０．０６５質量％以下とする。また、酸可溶性Ａｌの含有量は０．０２質量％以上であることが好ましく、０．０２５質量％以上であることが更に好ましい。また、酸可溶性Ａｌの含有量は０．０４質量％以下であることが好ましく、０．０３質量％以下であることが更に好ましい。
　Ｂは、Ｎと結合してＢＮとしてＭｎＳ又はＭｎＳｅと複合析出し、インヒビターとして機能する。Ｂ含有量が０．０００５質量％～０．００８０質量％の範囲内にある場合に二次再結晶が安定する。このため、Ｂ含有量は０．０００５質量％以上０．００８０質量％以下とする。また、Ｂ含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．００１５％以上であることが更に好ましい。また、Ｂ含有量は０．００４０％以下であることが好ましく、０．００３０％以下であることが更に好ましい。
　Ｎは、Ｂ又はＡｌと結合してインヒビターとして機能する。Ｎ含有量が０．００４質量％未満であると、十分な量のインヒビターを得ることができない。このため、Ｎ含有量は０．００４質量％以上とし、０．００６質量％以上であることが好ましく、０．００７質量％以上であることが更に好ましい。一方、Ｎ含有量が０．０１２質量％を超えていると、冷間圧延時に鋼帯中にブリスターとよばれる空孔が生じる。このため、Ｎ含有量は０．０１２質量％以下とし、０．０１０質量％以下であることが好ましく、０．００９質量％以下であることが更に好ましい。
　Ｍｎ、Ｓ及びＳｅは、ＢＮが複合析出する核となるＭｎＳ及びＭｎＳｅを生成し、複合析出物がインヒビターとして機能する。Ｍｎ含有量が０．０５質量％～１質量％の範囲内にある場合に二次再結晶が安定する。このため、Ｍｎ含有量は０．０５質量％以上１質量％以下とする。また、Ｍｎ含有量は０．０８質量％以上であることが好ましく、０．０９質量％以上であることが更に好ましい。また、Ｍｎ含有量は０．５０質量％以下であることが好ましく、０．２質量％以下であることが更に好ましい。
　また、Ｓ及びＳｅの含有量が総量で０．００３質量％～０．０１５質量％の範囲内にある場合に二次再結晶が安定する。このため、Ｓ及びＳｅの含有量は総量で０．００３質量％以上０．０１５質量％以下とする。また、熱間圧延における割れの発生を防止する観点から、下記式（５）が満たされることが好ましい。なお、Ｓ又はＳｅのいずれかのみが珪素鋼素材に含有されていてもよく、Ｓ及びＳｅの双方が含有されていてもよい。Ｓ及びＳｅの双方が含有されている場合、ＢＮの析出をより安定的に促進し、磁気特性を安定的に向上させることができる。
　[Mn]/([S]+[Se])≧4　・・・（５）
　Ｔｉは、粗大なＴｉＮを形成して、インヒビターとして機能するＢＮ及び（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの析出量に影響を及ぼす。Ｔｉ含有量が０．００４質量％を超えていると、良好な磁気特性を得にくい。このため、Ｔｉ含有量は０．００４質量％以下であることが好ましい。
　珪素鋼素材に、更に、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｐ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｓｂ、及びＢｉからなる群から選択された一種以上が下記の範囲で含有されていてもよい。
　Ｃｒは、脱炭焼鈍時に形成される酸化層を改善し、仕上げ焼鈍時におけるこの酸化層と焼鈍分離剤の主成分であるＭｇＯとの反応に伴うグラス被膜の形成に有効である。しかし、Ｃｒ含有量が０．３質量％を超えていると、脱炭が著しく阻害される。このため、Ｃｒ含有量は０．３質量％以下とする。
　Ｃｕは、比抵抗を高めて鉄損を低減させる。しかし、Ｃｕ含有量が０．４質量％を超えるとこの効果が飽和する。また、熱間圧延時に「カッパーヘゲ」とよばれる表面疵が生じることもある。このため、Ｃｕ含有量は０．４質量％以下とした。
　Ｎｉは、比抵抗を高めて鉄損を低減させる。また、Ｎｉは、熱間圧延鋼帯の金属組織を制御して磁気特性を向上させる。しかし、Ｎｉ含有量が１質量％を超えていると、二次再結晶が不安定になる。このため、Ｎｉ含有量は１質量％以下とする。
　Ｐは、比抵抗を高めて鉄損を低減させる。しかし、Ｐ含有量が０．５質量％を超えていると、脆化に伴って冷間圧延時に破断が生じやすくなる。このため、Ｐ含有量は０．５質量％以下とする。
　Ｍｏは、熱間圧延時の表面性状を改善する。しかし、Ｍｏ含有量が０．１質量％を超えるとこの効果が飽和してしまう。このため、Ｍｏ含有量は０．１質量％以下とする。
　Ｓｎ及びＳｂは、粒界偏析元素である。本実施形態で用いられる珪素鋼素材はＡｌを含有しているため、仕上げ焼鈍の条件によっては焼鈍分離剤から放出される水分によりＡｌが酸化される場合がある。この場合、方向性電磁鋼板内の部位によってインヒビター強度にばらつきが生じ、磁気特性もばらつくことがある。しかし、粒界偏析元素が含有されている場合には、Ａｌの酸化を抑制することができる。つまり、Ｓｎ及びＳｂは、Ａｌの酸化を抑制して磁気特性のばらつきを抑制する。但し、Ｓｎ及びＳｂの含有量が総量で０．３０質量％を超えていると、脱炭焼鈍時に酸化層が形成されにくくなり、仕上げ焼鈍時におけるこの酸化層と焼鈍分離剤の主成分であるＭｇＯとの反応に伴うグラス被膜の形成が不十分となる。また、脱炭が著しく阻害される。このため、Ｓｎ及びＳｂの含有量は総量で０．３質量％以下とする。
　Ｂｉは、硫化物等の析出物を安定化してインヒビターとしての機能を強化する。しかし、Ｂｉ含有量が０．０１質量％を超えていると、グラス被膜の形成に悪影響が及ぶ。このため、Ｂｉ含有量は０．０１質量％以下とする。
　次に、本実施形態における各処理について説明する。
　上記の成分の珪素鋼素材（スラブ）は、例えば、転炉又は電気炉等により鋼を溶製し、必要に応じて溶鋼を真空脱ガス処理し、次いで、連続鋳造を行うことによって作製することができる。また、連続鋳造に代えて、造塊後分塊圧延を行っても作製することができる。珪素鋼スラブの厚さは、例えば１５０ｍｍ～３５０ｍｍとし、２２０ｍｍ～２８０ｍｍとすることが好ましい。また、厚さが３０ｍｍ～７０ｍｍの所謂薄スラブを作製してもよい。薄スラブを作製した場合は、熱間圧延鋼帯を得る際の粗圧延を省略することができる。
　珪素鋼スラブの作製後には、スラブ加熱を行い、熱間圧延（ステップＳ１）を行う。そして、本実施形態では、ＢＮをＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅと複合析出させ、熱間圧延鋼帯におけるＢＮ、ＭｎＳ、及びＭｎＳｅの析出量が下記式（６）～（８）を満たすように、スラブ加熱及び熱間圧延の条件を設定することが好ましい。
　ＢａｓＢＮ≧０．０００５　・・・（６）
　［Ｂ］－ＢａｓＢＮ≦０．００１　・・・（７）
　ＳａｓＭｎＳ＋０．５×ＳｅａｓＭｎＳｅ≧０．００２　・・・（８）
　ここで、「ＢａｓＢＮ」はＢＮとして析出したＢの量（質量％）を示し、「ＳａｓＭｎＳ」はＭｎＳとして析出したＳの量（質量％）を示し、「ＳｅａｓＭｎＳｅ」はＭｎＳｅとして析出したＳｅの量（質量％）を示している。
　Ｂについては、式（６）及び式（７）が満たされるように、その析出量及び固溶量を制御することが好ましい。インヒビターの量を確保するためには、一定量以上のＢＮを析出させておくことが好ましい。また、固溶しているＢの量が多い場合、その後の工程で不安定な微細析出物を形成して一次再結晶組織に悪影響を及ぼすことがある。
　ＭｎＳ及びＭｎＳｅは、ＢＮが複合析出する核として機能する。従って、ＢＮを十分に析出させて磁気特性を向上させるために、式（８）が満たされるように、その析出量を制御することが好ましい。
　式（７）に表わされる条件は、図３、図６、及び図９から導き出したものである。図３、図６、及び図９から、［Ｂ］－ＢａｓＢＮが０．００１質量％以下の場合に、磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ以上の良好な磁束密度が得られることがわかる。
　式（６）及び式（８）に表わされる条件は、図２、図５、及び図８から導き出したものである。図２からＢａｓＢＮが０．０００５質量％以上、かつＳａｓＭｎＳが０．００２質量％以上の場合に、磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ以上の良好な磁束密度が得られることがわかる。同様に、図５からＢａｓＢＮが０．０００５質量％以上、かつＳｅａｓＭｎＳｅが０．００４質量％以上の場合に、磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ以上の良好な磁束密度が得られることがわかる。同様に、図８からＢａｓＢＮが０．０００５質量％以上、かつＳｅａｓＭｎＳｅ＋０．５×ＳｅａｓＭｎＳｅが０．００２質量％以上の場合に、磁束密度Ｂ８が１．８８Ｔ以上の良好な磁束密度が得られることがわかる。そして、ＳａｓＭｎＳが０．００２質量％以上であれば、必然的に、ＳｅａｓＭｎＳｅ＋０．５×ＳｅａｓＭｎＳｅは０．００２質量％以上となり、ＳｅａｓＭｎＳｅが０．００４質量％以上であれば、必然的に、ＳｅａｓＭｎＳｅ＋０．５×ＳｅａｓＭｎＳｅは０．００２質量％以上となる。従って、ＳｅａｓＭｎＳｅ＋０．５×ＳｅａｓＭｎＳｅが０．００２質量％以上であることが好ましい。
　また、熱間圧延では、十分な量のＢＮを析出させるために、図１１に示すように、その途中に、１０００℃～８００℃の温度域で３００秒間以上保持することが必要である。保持温度が８００℃未満であると、Ｂ及びＮの拡散速度が小さく、ＢＮの析出に要する時間が長くなる。一方、保持温度が１０００℃を超えていると、ＢＮが溶けやすくなり、ＢＮの析出量が十分でなく、高い磁束密度が得られない。また、保持時間が３００秒間未満であると、Ｂ及びＮが拡散する距離が短く、ＢＮの析出量が不十分となる。
　１０００℃～８００℃の温度域に保持する方法は特に限定するものではない。例えば、次の方法が有効である。先ず、粗圧延を行い、鋼帯をコイル状に巻き取る。次いで、コイルボックス等の設備で保持又は徐冷する。その後、鋼帯を巻き戻しながら、１０００℃～８００℃の温度域で仕上げ圧延する。
　ＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅを析出させる方法も特に限定するものではない。例えば、スラブ加熱の温度を以下の条件を満たすように設定することが好ましい。
　（i）珪素鋼スラブにＳ及びＳｅが含有されている場合
　　式（１）で表される温度Ｔ１（℃）以下、式（２）で表される温度Ｔ２（℃）以下
　（ii）珪素鋼スラブにＳｅが含有されていない場合
　　式（１）で表される温度Ｔ１（℃）以下
　（iii）珪素鋼スラブにＳが含有されていない場合
　　式（２）で表される温度Ｔ２（℃）以下
　T1=14855/(6.82-log([Mn]×[S]))-273　・・・（１）
　T2=10733/(4.08-log([Mn]×[Se]))-273　・・・（２）
　このような温度でスラブ加熱を行うと、スラブ加熱時にはＭｎＳ及びＭｎＳｅが完全には固溶せず、熱間圧延中にＭｎＳ及びＭｎＳｅの析出が促進されるからである。図４、図７、及び図１０からわかるように、溶体化温度Ｔ１及びＴ２は、１．８８Ｔ以上の磁束密度Ｂ８が得られるスラブ加熱温度の上限とほぼ一致している。
　また、スラブ加熱の温度を以下の条件も満たすように設定することが更に好ましい。スラブ加熱中に、好ましい量のＭｎＳ又はＭｎＳｅを析出させるためである。
　（i）珪素鋼スラブにＳｅが含有されていない場合
　　下記式（９）で表される温度Ｔ３（℃）以下
　（ii）珪素鋼スラブにＳが含有されていない場合
　　下記式（１０）で表される温度Ｔ４（℃）以下
　T3=14855/（6.82-log（([Mn]-0.0034)×([S]-0.002)））-273　・・・（９）
　T4=10733/（4.08-log（([Mn]-0.0028)×([Se]-0.004)））-273　・・・（１０）
　スラブ加熱の温度が高すぎる場合、ＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅが完全に固溶することがある。この場合、熱間圧延時にＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅを析出させることが困難になる。従って、スラブ加熱は、温度Ｔ１及び／又は温度Ｔ２以下で行うことが好ましい。更に、スラブ加熱の温度が温度Ｔ３又はＴ４以下であると、好ましい量のＭｎＳ又はＭｎＳｅがスラブ加熱中に析出するため、これらの周辺にＢＮを複合析出させて、容易に有効なインヒビターを形成することが可能となる。
　熱間圧延（ステップＳ１）後には、熱間圧延鋼帯の焼鈍を行う（ステップＳ２）。次いで、冷間圧延を行う（ステップＳ３）。上記のように、冷間圧延は１回のみ行ってもよく、複数回の冷間圧延を、間に中間焼鈍を行いながら行ってもよい。冷間圧延では、最終冷間圧延率を８０％以上とすることが好ましい。これは、良好な一次再結晶集合組織を発達させるためである。
　その後、脱炭焼鈍を行う（ステップＳ４）。この結果、鋼帯に含まれるＣが除去される。脱炭焼鈍は、例えば、湿潤雰囲気中で行う。また、例えば、７７０℃～９５０℃の温度域で一次再結晶により得られる結晶粒径が１５μｍ以上となるような時間で行うことが好ましい。これは、良好な磁気特性を得るためである。続いて、焼鈍分離剤の塗布及び仕上げ焼鈍を行う（ステップＳ５）。この結果、二次再結晶により｛１１０｝＜００１＞方位を向く結晶粒が優先的に成長する。
　また、脱炭焼鈍の開始から仕上げ焼鈍における二次再結晶の発現までの間に、窒化処理を行っておく（ステップＳ６）。これは、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎのインヒビターを形成するためである。この窒化処理は、脱炭焼鈍（ステップＳ４）中に行ってもよく、仕上げ焼鈍（ステップＳ５）中に行ってもよい。脱炭焼鈍中に行う場合、例えばアンモニア等の窒化能のあるガスを含有する雰囲気中で焼鈍を行えばよい。また、連続焼鈍炉の加熱帯又は均熱帯のいずれで窒化処理を行ってもよく、また、均熱帯よりも後の段階で窒化処理を行ってもよい。仕上げ焼鈍中に窒化処理を行う場合、例えばＭｎＮ等の窒化能のある粉末を焼鈍分離剤中に添加すればよい。
　二次再結晶をより安定的に行わせるためには、窒化処理（ステップＳ６）における窒化の程度を調整して、窒化処理後の鋼帯中の（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの組成を調整することが望ましい。例えば、Ａｌ含有量及びＢ含有量、並びに不可避的に存在するＴｉの含有量に応じて、下記式（３）が満たされるように、窒化の程度を制御することが好ましく、下記式（４）が満たされるように制御することが更に好ましい。式（３）及び式（４）は、Ｂをインヒビターとして有効なＢＮとして固定するために好ましいＮの量、並びにＡｌをインヒビターとして有効なＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎとして固定するために好ましいＮの量を示している。
　[N]≧14/27[Al]+14/11[B]+14/47[Ti]　・・・（３）
　[N]≧2/3[Al]+14/11[B]+14/47[Ti]　・・・（４）
　ここで、［Ｎ］は前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量（質量％）を示し、［Ａｌ］は窒化処理後の鋼帯の酸可溶性Ａｌ含有量（質量％）を示し、［Ｂ］は窒化処理後の鋼帯のＢ含有量（質量％）を示し、［Ｔｉ］は窒化処理後の鋼帯のＴｉ含有量（質量％）を示す。
　仕上げ焼鈍（ステップＳ５）の方法も特に限定するものではない。但し、本実施形態では、ＢＮによりインヒビターが強化されているので、仕上げ焼鈍の加熱過程において、少なくとも１０００℃～１１００℃の温度域での加熱速度を１５℃／ｈ以下とすることが好ましい。また、加熱速度の制御に代えて、少なくとも１０００℃～１１００℃の温度域の所定の温度で１０ｈ以上恒温焼鈍を行うことも有効である。
　このような本実施形態によれば、安定して優れた磁気特性の方向性電磁鋼板を製造することができる。
　次に、本発明者らが行った実験について説明する。これらの実験における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。
　（第４の実験）
　第４の実験では、Ｓｅが含有されていない場合のＢ含有量の影響を確認した。
　第４の実験では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８質量％、Ｎ：０．００８質量％、Ｍｎ：０．１質量％、Ｓ：０．００６質量％、及び表１に示す量のＢ（０質量％～０．００５質量％）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１１８０℃で加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延では、１１００℃で粗圧延を行った後、９５０℃に３００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、９００℃で仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０２４質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、仕上げ焼鈍後の磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。磁気特性（磁束密度Ｂ８）は、ＪＩＳ　Ｃ２５５６に準じて測定した。この結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、スラブがＢを含まない比較例Ｎｏ．１Ａでは、磁束密度が低かったが、スラブが適当な量のＢを含む実施例Ｎｏ．１Ｂ～Ｎｏ．１Ｅでは、良好な磁束密度が得られた。
　（第５の実験）
　第５の実験では、Ｓｅが含有されていない場合のＭｎ含有量及びスラブ加熱温度の影響を確認した。
　第５の実験では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８質量％、Ｎ：０．００７質量％、Ｓ：０．００７質量％、Ｂ：０．００１５質量％、及び表２に示す量のＭｎ（０．０５質量％～０．２質量％）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１２００℃で加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延では、一部の試料（実施例Ｎｏ．２Ａ１～Ｎｏ．２Ａ４）では、１１００℃で粗圧延を行った後、１０００℃に５００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。また、他の一部の試料（比較例Ｎｏ．２Ｂ１～Ｎｏ．２Ｂ４）では、１１００℃で粗圧延を行った後、焼鈍を行うことなく１０２０℃で仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０２２質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、熱間圧延の中間段階で所定温度に保持した実施例Ｎｏ．２Ａ１～Ｎｏ．２Ａ４では、良好な磁束密度が得られたが、このような保持を行わなかった比較例Ｎｏ．２Ｂ１～Ｎｏ．２Ｂ４では、磁束密度が低かった。
　（第６の実験）
　第６の実験では、Ｓｅが含有されていない場合の熱間圧延での保持温度及び保持時間の影響を確認した。
　第６の実験では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８質量％、Ｎ：０．００６質量％、Ｍｎ：０．１２質量％、Ｓ：０．００６質量％、及びＢ：０．００１５質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１２００℃で加熱した。その後、スラブを１０５０℃～７００℃に１００秒間～５００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、仕上げ焼鈍を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０２１質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、熱間圧延の中間段階で所定温度に所定時間保持した実施例Ｎｏ．３Ｂ～Ｎｏ．３Ｄでは、良好な磁束密度が得られた。しかし、保持する温度又は保持する時間が本発明範囲から外れる比較例Ｎｏ．３Ａ及びＮｏ．３Ｅ～Ｎｏ．３Ｇでは、磁束密度が低かった。
　（第７の実験）
　第７の実験では、Ｓｅが含有されていない場合の窒化処理後のＮ含有量の影響を確認した。
　第７の実験では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８質量％、Ｎ：０．００６質量％、Ｍｎ：０．１５質量％、Ｓ：０．００６質量％、及びＢ：０．００２質量％を含有し、不純物であるＴｉの含有量が０．００１４質量％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１２００℃で加熱した。その後、スラブを９５０℃に３００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０１２質量％～０．０２２質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、窒化処理後のＮ含有量が式（３）の関係及び式（４）の関係を満たす実施例Ｎｏ．４Ｃでは、特に良好な磁束密度が得られた。一方、式（３）の関係は満たすが式（４）の関係を満たさない実施例Ｎｏ．４Ｂでは、実施例Ｎｏ．４Ｃよりも磁束密度が若干低かった。また、式（３）の関係及び式（４）の関係を満たさない実施例Ｎｏ．４Ａでは、実施例Ｎｏ．４Ｂよりも磁束密度が若干低かった。
　（第８の実験）
　第８の実験では、Ｓｅが含有されていない場合のスラブの成分の影響を確認した。
　第８の実験では、先ず、表５に示す成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１２００℃で加熱した。その後、スラブを９５０℃に３００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８６０℃のアンモニア含有湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行ってＮ含有量が０．０２３質量％の脱炭焼鈍鋼帯を得た。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５に示すように、適切な組成のスラブを用いた実施例Ｎｏ．５Ａ～Ｎｏ．５Ｏでは、良好な磁束密度が得られたが、Ｓ含有量が本発明範囲の下限未満の比較例Ｎｏ．５Ｐでは、磁束密度が低かった。
　（第９の実験）
　第９の実験では、Ｓが含有されていない場合のＢ含有量の影響を確認した。
　第９の実験では、先ず、Ｓｉ：３．２質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７質量％、Ｎ：０．００８質量％、Ｍｎ：０．１２質量％、Ｓｅ：０．００８質量％、及び表６に示す量のＢ（０質量％～０．００４３質量％）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１１８０℃で加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延では、１１００℃で粗圧延を行った後、９５０℃に３００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、９００℃で仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０２４質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６に示すように、スラブがＢを含まない比較例Ｎｏ．６Ａでは、磁束密度が低かったが、スラブが適当な量のＢを含む実施例Ｎｏ．６Ｂ～Ｎｏ．６Ｅでは、良好な磁束密度が得られた。
　（第１０の実験）
　第１０の実験では、Ｓが含有されていない場合のＭｎ含有量及びスラブ加熱温度の影響を確認した。
　第１０の実験では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６質量％、Ｎ：０．００７質量％、Ｓｅ：０．００９質量％、Ｂ：０．００１５質量％、及び表７に示す量のＭｎ（０．１質量％～０．２１質量％）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１２００℃で加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延では、一部の試料（実施例Ｎｏ．７Ａ１～Ｎｏ．７Ａ３）では、１１００℃で粗圧延を行った後、１０００℃に５００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。また、他の一部の試料（比較例Ｎｏ．７Ｂ１～Ｎｏ．７Ｂ３）では、１１００℃で粗圧延を行った後、焼鈍を行うことなく１０２０℃で仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０２２質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表７に示すように、熱間圧延の中間段階で所定温度に保持した実施例Ｎｏ．７Ａ１～Ｎｏ．７Ａ３では、良好な磁束密度が得られたが、このような保持を行わなかった比較例Ｎｏ．７Ｂ１～Ｎｏ．７Ｂ３では、磁束密度が低かった。
　（第１１の実験）
　第１１の実験では、Ｓが含有されていない場合の熱間圧延での保持温度及び保持時間の影響を確認した。
　第１１の実験では、先ず、Ｓｉ：３．２質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７質量％、Ｎ：０．００６質量％、Ｍｎ：０．１２質量％、Ｓｅ：０．００８質量％、及びＢ：０．００１７質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１２００℃で加熱した。その後、スラブを１０５０℃～７００℃に１００秒間～５００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、仕上げ焼鈍を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０２１質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表８に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８に示すように、熱間圧延の中間段階で所定温度に所定時間保持した実施例Ｎｏ．８Ｂ～Ｎｏ．８Ｄでは、良好な磁束密度が得られた。しかし、保持する温度又は保持する時間が本発明範囲から外れる比較例Ｎｏ．８Ａ及びＮｏ．８Ｅ～Ｎｏ．８Ｇでは、磁束密度が低かった。
　（第１２の実験）
　第１２の実験では、Ｓが含有されていない場合の窒化処理後のＮ含有量の影響を確認した。
　第１２の実験では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７質量％、Ｎ：０．００８質量％、Ｍｎ：０．１２質量％、Ｓｅ：０．００７質量％、及びＢ：０．００１６質量％を含有し、不純物であるＴｉの含有量が０．００１３質量％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１１８０℃で加熱した。その後、スラブを９５０℃に３００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０１５質量％～０．０２２質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表９に示すように、窒化処理後のＮ含有量が式（３）の関係及び式（４）の関係を満たす実施例Ｎｏ．９Ｃでは、特に良好な磁束密度が得られた。一方、式（３）の関係は満たすが式（４）の関係を満たさない実施例Ｎｏ．９Ｂでは、実施例Ｎｏ．４Ｃよりも磁束密度が若干低かった。また、式（３）の関係及び式（４）の関係を満たさない実施例Ｎｏ．９Ａでは、実施例Ｎｏ．９Ｂよりも磁束密度が若干低かった。
　（第１３の実験）
　第１３の実験では、Ｓが含有されていない場合のスラブの成分の影響を確認した。
　第１３の実験では、先ず、表１０に示す成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１２００℃で加熱した。その後、スラブを９５０℃に３００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８６０℃のアンモニア含有湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行ってＮ含有量が０．０２３質量％の脱炭焼鈍鋼帯を得た。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表１０に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　表１０に示すように、適切な組成のスラブを用いた実施例Ｎｏ．１０Ａ～Ｎｏ．１０Ｏでは、良好な磁束密度が得られたが、Ｓｅ含有量が本発明範囲の下限未満の比較例Ｎｏ．１０Ｐでは、磁束密度が低かった。
　（第１４の実験）
　第１４の実験では、Ｓ及びＳｅが含有されている場合のＢ含有量の影響を確認した。
　第１４の実験では、先ず、Ｓｉ：３．２質量％、Ｃ：０．０５質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８質量％、Ｎ：０．００８質量％、Ｍｎ：０．１質量％、Ｓ：０．００６質量％、Ｓｅ：０．００６質量％、及び表１１に示す量のＢ（０質量％～０．００４５質量％）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１１８０℃で加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延では、１１００℃で粗圧延を行った後、９５０℃に３００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、９００℃で仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０２４質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表１１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　表１１に示すように、スラブがＢを含まない比較例Ｎｏ．１１Ａでは、磁束密度が低かったが、スラブが適当な量のＢを含む実施例Ｎｏ．１１Ｂ～Ｎｏ．１１Ｅでは、良好な磁束密度が得られた。
　（第１５の実験）
　第１５の実験では、Ｓ及びＳｅが含有されている場合のＭｎ含有量及びスラブ加熱温度の影響を確認した。
　第１５の実験では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７質量％、Ｎ：０．００６質量％、Ｓ：０．００６質量％、Ｓｅ：０．００４質量％、Ｂ：０．００１５質量％、及び表１２に示す量のＭｎ（０．０５質量％～０．２質量％）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１２００℃で加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延では、一部の試料（実施例Ｎｏ．１２Ａ１～Ｎｏ．１２Ａ４）では、１１００℃で粗圧延を行った後、１０００℃に５００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。また、他の一部の試料（比較例Ｎｏ．１２Ｂ１～Ｎｏ．１２Ｂ４）では、１１００℃で粗圧延を行った後、焼鈍を行うことなく１０２０℃で仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０２２質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表１２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表１２に示すように、熱間圧延の中間段階で所定温度に保持した実施例Ｎｏ．１２Ａ１～Ｎｏ．１２Ａ４では、良好な磁束密度が得られたが、このような保持を行わなかった比較例Ｎｏ．１２Ｂ１～Ｎｏ．１２Ｂ４では、磁束密度が低かった。
　（第１６の実験）
　第１６の実験では、Ｓ及びＳｅが含有されている場合の熱間圧延での保持温度及び保持時間の影響を確認した。
　第１６の実験では、先ず、Ｓｉ：３．１質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６質量％、Ｎ：０．００６質量％、Ｍｎ：０．１２質量％、Ｓ：０．００６質量％、Ｓｅ：０．００７質量％、Ｂ：０．００１５質量％を含有するスラブを作製した。次いで、スラブを１２００℃で加熱した。その後、スラブを１０５０℃～７００℃に１００秒間～５００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、仕上げ焼鈍を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０２１質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表１３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　表１３に示すように、熱間圧延の中間段階で所定温度に所定時間保持した実施例Ｎｏ．１３Ｂ～Ｎｏ．１３Ｄでは、良好な磁束密度が得られた。しかし、保持する温度又は保持する時間が本発明範囲から外れる比較例Ｎｏ．１３Ａ及びＮｏ．１３Ｅ～Ｎｏ．１３Ｇでは、磁束密度が低かった。
　（第１７の実験）
　第１７の実験では、Ｓ及びＳｅが含有されている場合の窒化処理後のＮ含有量の影響を確認した。
　第１７の実験では、先ず、Ｓｉ：３．３質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８質量％、Ｎ：０．００６質量％、Ｍｎ：０．１５質量％、Ｓ：０．００５質量％、Ｓｅ：０．００７質量％、及びＢ：０．００２質量％を含有し、不純物であるＴｉの含有量が０．００１４質量％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１２００℃で加熱した。その後、スラブを９５０℃に３００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。続いて、脱炭焼鈍鋼帯をアンモニア含有雰囲気中で焼鈍して鋼帯中の窒素を０．０１４質量％～０．０２２質量％まで増加させた。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表１４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　表１４に示すように、窒化処理後のＮ含有量が式（３）の関係及び式（４）の関係を満たす実施例Ｎｏ．１４Ｃでは、特に良好な磁束密度が得られた。一方、式（３）の関係は満たすが式（４）の関係を満たさない実施例Ｎｏ．１４Ｂでは、実施例Ｎｏ．１４Ｃよりも磁束密度が若干低かった。また、式（３）の関係及び式（４）の関係を満たさない実施例Ｎｏ．１４Ａでは、実施例Ｎｏ．１４Ｂよりも磁束密度が若干低かった。
　（第１８の実験）
　第１８の実験では、Ｓ及びＳｅが含有されている場合のスラブの成分の影響を確認した。
　第１８の実験では、先ず、表１５に示す成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１２００℃で加熱した。その後、スラブを９５０℃に３００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。その後、８６０℃のアンモニア含有湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行ってＮ含有量が０．０２３質量％の脱炭焼鈍鋼帯を得た。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表１５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
　表１５に示すように、適切な組成のスラブを用いた実施例Ｎｏ．１５Ａ～Ｎｏ．１５Ｅ、及びＮｏ．１５Ｇ～Ｎｏ．１５Ｏでは、良好な磁束密度が得られたが、Ｎｉ含有量が本発明範囲の上限よりも高い比較例Ｎｏ．１５Ｆ、並びにＳ含有量及びＳｅ含有量が本発明範囲の下限未満の比較例Ｎｏ．１５Ｐでは、磁束密度が低かった。
　（第１９の実験）
　第１９の実験では、Ｓ及びＳｅが含有されている場合の窒化処理の影響を確認した。
　第１９の実験では、先ず、Ｓｉ：３．２質量％、Ｃ：０．０６質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２７質量％、Ｎ：０．００７質量％、Ｍｎ：０．１４質量％、Ｓ：０．００６質量％、Ｓｅ：０．００５質量％、及びＢ：０．００１５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを作製した。次いで、スラブを１２００℃で加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延では、粗圧延を行った後、９５０℃に３００秒間、保持する焼鈍を行い、その後に、仕上げ圧延を行った。このようにして厚さが２．３ｍｍの熱間圧延鋼帯を得た。続いて、１１００℃で熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。次いで、冷間圧延を行って厚さが０．２２ｍｍの冷間圧延鋼帯を得た。
　その後、比較例Ｎｏ．１６Ａの試料については、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍鋼帯を得た。また、実施例Ｎｏ．１６Ｂの試料については、８３０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行い、更に、アンモニア含有雰囲気中で焼鈍してＮ含有量が０．０２２質量％の脱炭焼鈍鋼帯を得た。また、実施例Ｎｏ．１６Ｃの試料については、８６０℃の湿潤雰囲気ガス中で１００秒間、脱炭焼鈍を行ってＮ含有量が０．０２２質量％の脱炭焼鈍鋼帯を得た。このようにして、３種類の脱炭焼鈍鋼帯を得た。
　次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１５℃／ｈの速度で１２００℃まで加熱して仕上げ焼鈍を行った。そして、第４の実験と同様にして、磁気特性（磁束密度Ｂ８）を測定した。この結果を表１６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
　表１６に示すように、脱炭焼鈍後に窒化処理を行った実施例Ｎｏ．１６Ｂ、及び脱炭焼鈍中に窒化処理を行った実施例Ｎｏ．１６Ｃでは、良好な磁束密度が得られた。しかし、窒化処理を行わなかった比較例Ｎｏ．１６Ａでは、磁束密度が低かった。なお、表１６中の比較例Ｎｏ．１６Ａの「窒化処理」の欄の数値は、脱炭焼鈍鋼帯の組成から得られた値である。
　本発明は、例えば、電磁鋼板製造産業及び電磁鋼板利用産業において利用することができる。

Claims (16)

  1. 　Ｓｉ：０．８質量％～７質量％、酸可溶性Ａｌ：０．０１質量％～０．０６５質量％、Ｎ：０．００４質量％～０．０１２質量％、Ｍｎ：０．０５質量％～１質量％、及びＢ：０．０００５質量％～０．００８０質量％を含有し、Ｓ及びＳｅからなる群から選択された少なくとも１種を総量で０．００３質量％～０．０１５質量％含有し、Ｃ含有量が０．０８５質量％以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼素材の熱間圧延を行って熱間圧延鋼帯を得る工程と、
    　前記熱間圧延鋼帯の焼鈍を行って、焼鈍鋼帯を得る工程と、
    　前記焼鈍鋼帯を１回以上、冷間圧延して冷間圧延鋼帯を得る工程と、
    　前記冷間圧延鋼帯の脱炭焼鈍を行って、一次再結晶が生じた脱炭焼鈍鋼帯を得る工程と、
    　ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を前記脱炭焼鈍鋼帯に塗布する工程と、
    　前記脱炭焼鈍鋼帯の仕上げ焼鈍により、二次再結晶を生じさせる工程と、
    　を有し、
    　更に、前記脱炭焼鈍の開始から仕上げ焼鈍における二次再結晶の発現までの間に、前記脱炭焼鈍鋼帯のＮ含有量を増加させる窒化処理を行う工程を有し、
    　前記熱間圧延を行う工程は、
    　前記珪素鋼素材を１０００℃～８００℃の温度域に３００秒間以上保持する工程と、
    　その後に、仕上げ圧延を行う工程と、
    　を有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 　前記珪素鋼素材にＳｅが含有されていない場合、前記熱間圧延を行う工程の前に、下記式（１）で表される温度Ｔ１（℃）以下の温度まで前記珪素鋼素材を加熱する工程を有することを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
    　T1=14855/(6.82-log([Mn]×[S]))-273　・・・（１）
    　ここで、［Ｍｎ］は前記珪素鋼素材のＭｎ含有量（質量％）を示し、［Ｓ］は前記珪素鋼素材のＳ含有量（質量％）を示す。
  3. 　前記珪素鋼素材にＳが含有されていない場合、前記熱間圧延を行う工程の前に、下記式（２）で表される温度Ｔ２（℃）以下の温度まで前記珪素鋼素材を加熱する工程を有することを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
    　T2=10733/(4.08-log([Mn]×[Se]))-273　・・・（２）
    　ここで、［Ｍｎ］は前記珪素鋼素材のＭｎ含有量（質量％）を示し、［Ｓｅ］は前記珪素鋼素材のＳｅ含有量（質量％）を示す。
  4. 　前記珪素鋼素材にＳ及びＳｅが含有されている場合、前記熱間圧延を行う工程の前に、下記式（１）で表される温度Ｔ１（℃）以下、かつ下記式（２）で表される温度Ｔ２（℃）以下の温度まで前記珪素鋼素材を加熱する工程を有することを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
    　T1=14855/(6.82-log([Mn]×[S]))-273　・・・（１）
    　T2=10733/(4.08-log([Mn]×[Se]))-273　・・・（２）
    　ここで、［Ｍｎ］は前記珪素鋼素材のＭｎ含有量（質量％）を示し、［Ｓ］は前記珪素鋼素材のＳ含有量（質量％）を示し、［Ｓｅ］は前記珪素鋼素材のＳｅ含有量（質量％）を示す。
  5. 　前記窒化処理を、前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量［Ｎ］が、下記式（３）を満たす条件下で行うことを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
    　[N]≧14/27[Al]+14/11[B]+14/47[Ti]　・・・（３）
    　ここで、［Ｎ］は前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量（質量％）を示し、［Ａｌ］は前記窒化処理後の鋼帯の酸可溶性Ａｌ含有量（質量％）を示し、［Ｂ］は前記窒化処理後の鋼帯のＢ含有量（質量％）を示し、［Ｔｉ］は前記窒化処理後の鋼帯のＴｉ含有量（質量％）を示す。
  6. 　前記窒化処理を、前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量［Ｎ］が、下記式（３）を満たす条件下で行うことを特徴とする請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
    　[N]≧14/27[Al]+14/11[B]+14/47[Ti]　・・・（３）
    　ここで、［Ｎ］は前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量（質量％）を示し、［Ａｌ］は前記窒化処理後の鋼帯の酸可溶性Ａｌ含有量（質量％）を示し、［Ｂ］は前記窒化処理後の鋼帯のＢ含有量（質量％）を示し、［Ｔｉ］は前記窒化処理後の鋼帯のＴｉ含有量（質量％）を示す。
  7. 　前記窒化処理を、前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量［Ｎ］が、下記式（３）を満たす条件下で行うことを特徴とする請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
    　[N]≧14/27[Al]+14/11[B]+14/47[Ti]　・・・（３）
    　ここで、［Ｎ］は前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量（質量％）を示し、［Ａｌ］は前記窒化処理後の鋼帯の酸可溶性Ａｌ含有量（質量％）を示し、［Ｂ］は前記窒化処理後の鋼帯のＢ含有量（質量％）を示し、［Ｔｉ］は前記窒化処理後の鋼帯のＴｉ含有量（質量％）を示す。
  8. 　前記窒化処理を、前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量［Ｎ］が、下記式（３）を満たす条件下で行うことを特徴とする請求項４に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
    　[N]≧14/27[Al]+14/11[B]+14/47[Ti]　・・・（３）
    　ここで、［Ｎ］は前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量（質量％）を示し、［Ａｌ］は前記窒化処理後の鋼帯の酸可溶性Ａｌ含有量（質量％）を示し、［Ｂ］は前記窒化処理後の鋼帯のＢ含有量（質量％）を示し、［Ｔｉ］は前記窒化処理後の鋼帯のＴｉ含有量（質量％）を示す。
  9. 　前記窒化処理を、前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量［Ｎ］が、下記式（４）を満たす条件下で行うことを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
    　[N]≧2/3[Al]+14/11[B]+14/47[Ti]　・・・（４）
    　ここで、［Ｎ］は前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量（質量％）を示し、［Ａｌ］は前記窒化処理後の鋼帯の酸可溶性Ａｌ含有量（質量％）を示し、［Ｂ］は前記窒化処理後の鋼帯のＢ含有量（質量％）を示し、［Ｔｉ］は前記窒化処理後の鋼帯のＴｉ含有量（質量％）を示す。
  10. 　前記窒化処理を、前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量［Ｎ］が、下記式（４）を満たす条件下で行うことを特徴とする請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
    　[N]≧2/3[Al]+14/11[B]+14/47[Ti]　・・・（４）
    　ここで、［Ｎ］は前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量（質量％）を示し、［Ａｌ］は前記窒化処理後の鋼帯の酸可溶性Ａｌ含有量（質量％）を示し、［Ｂ］は前記窒化処理後の鋼帯のＢ含有量（質量％）を示し、［Ｔｉ］は前記窒化処理後の鋼帯のＴｉ含有量（質量％）を示す。
  11. 　前記窒化処理を、前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量［Ｎ］が、下記式（４）を満たす条件下で行うことを特徴とする請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
    　[N]≧2/3[Al]+14/11[B]+14/47[Ti]　・・・（４）
    　ここで、［Ｎ］は前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量（質量％）を示し、［Ａｌ］は前記窒化処理後の鋼帯の酸可溶性Ａｌ含有量（質量％）を示し、［Ｂ］は前記窒化処理後の鋼帯のＢ含有量（質量％）を示し、［Ｔｉ］は前記窒化処理後の鋼帯のＴｉ含有量（質量％）を示す。
  12. 　前記窒化処理を、前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量［Ｎ］が、下記式（４）を満たす条件下で行うことを特徴とする請求項４に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
    　[N]≧2/3[Al]+14/11[B]+14/47[Ti]　・・・（４）
    　ここで、［Ｎ］は前記窒化処理後の鋼帯のＮ含有量（質量％）を示し、［Ａｌ］は前記窒化処理後の鋼帯の酸可溶性Ａｌ含有量（質量％）を示し、［Ｂ］は前記窒化処理後の鋼帯のＢ含有量（質量％）を示し、［Ｔｉ］は前記窒化処理後の鋼帯のＴｉ含有量（質量％）を示す。
  13. 　前記珪素鋼素材が、更に、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｃｕ：０．４質量％以下、Ｎｉ：１質量％以下、Ｐ：０．５質量％以下、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｓｎ：０．３質量％以下、Ｓｂ：０．３質量％以下、及びＢｉ：０．０１質量％以下からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  14. 　前記珪素鋼素材が、更に、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｃｕ：０．４質量％以下、Ｎｉ：１質量％以下、Ｐ：０．５質量％以下、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｓｎ：０．３質量％以下、Ｓｂ：０．３質量％以下、及びＢｉ：０．０１質量％以下からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  15. 　前記珪素鋼素材が、更に、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｃｕ：０．４質量％以下、Ｎｉ：１質量％以下、Ｐ：０．５質量％以下、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｓｎ：０．３質量％以下、Ｓｂ：０．３質量％以下、及びＢｉ：０．０１質量％以下からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  16. 　前記珪素鋼素材が、更に、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｃｕ：０．４質量％以下、Ｎｉ：１質量％以下、Ｐ：０．５質量％以下、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｓｎ：０．３質量％以下、Ｓｂ：０．３質量％以下、及びＢｉ：０．０１質量％以下からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項４に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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