JP6228956B2 - 低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、発電機や変圧器などの電子機器の鉄心材料として用いられる方向性電気鋼板の製造に関し、特に、Ｓｎを主な結晶粒成長抑制剤として活用することにより１次再結晶集合組織においてＧｏｓｓ集合組織の分率を高め、最終高温焼鈍後の２次結晶粒のサイズを適正化することにより磁性を向上させた低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板およびその製造方法に関する。

方向性電気鋼板は、圧延方向に対して鋼片の集合組織が｛１１０｝<００１>のＧｏｓｓ集合組織を示しており、一方向或いは圧延方向に磁気的特性に優れた軟磁性材料である。このようなＧｏｓｓ集合組織を形成するためには、製鋼段階における成分制御、熱間圧延におけるスラブ再加熱及び熱間圧延工程因子の制御、熱延板焼鈍、１次再結晶焼鈍、２次再結晶焼鈍などの様々な工程条件が非常に精密かつ厳格に管理されなければならない。

これと共にＧｏｓｓ集合組織を形成する因子中の一つであるインヒビターは、１次再結晶粒の無分別な成長を抑制しかつ２次再結晶発生の際にＧｏｓｓ集合組織のみが成長できるようにする結晶粒成長抑制剤として非常に重要な機能を行うものである。２次再結晶焼鈍の後に優れたＧｏｓｓ集合組織を有する最終鋼板を得るためには２次再結晶が起こる直前まですべての１次再結晶粒の成長が抑制されなければならず、このための十分な抑制力を得るためにはインヒビターの量が十分に多くなければならず、その分布も均一でなければならない。また、高温の２次再結晶焼鈍（最終高温焼鈍）の間に２次再結晶が共に起こるようにするためには、インヒビターは、その熱的安定性が優れていて容易に分解されないものでなくてはならない。２次再結晶は最終高温焼鈍の際にインヒビターが適正な温度区間で分解されるか或いは抑制力を失うことにより発生する現象であって、この場合、Ｇｏｓｓ結晶粒などの特定の結晶粒が比較的短時間内に急激に成長する。

通常、方向性電気鋼板の品質は、代表的な磁気的特性である磁束密度と鉄損によって評価でき、Ｇｏｓｓ集合組織の精密度が高いほど磁気的特性に優れる。また、品質が優れた方向性電気鋼板は、諸特性による高効率の電力機器の製造が可能であって、電力機器の小型化と共に高効率化を得ることができる。

方向性電気鋼板の鉄損を低めるための研究開発は、まず、磁束密度を高めるための研究開発から行われた。初期の方向性電気鋼板は、Ｍ．Ｆ．Ｌｉｔｔｍａｎが提示したＭｎＳを結晶粒成長抑制剤として使用し、２回の冷間圧延法で製造された。これによれば、２次再結晶は比較的安定的に形成されたが、磁束密度はあまり高くなく、鉄損も高い方であった。

その後、田口や板倉により、ＡｌＮとＭｎＳとの複合析出物を結晶粒成長抑制剤として用い、８０％以上の冷間圧延率で１回強冷間圧延して方向性電気鋼板を製造する技術が提案された。これは強力な結晶粒成長抑制剤と強冷間圧延によって圧延方向への｛１１０｝<００１>方位の配向度を向上させて高磁束密度を得る技術であって、履歴損失が大幅改善されて低鉄損特性が得られるようになった。

一般に、鋼板の厚さを減少させることは、渦電流損失を減らして鉄損を低めるのに有効である。この方法は冷間圧延の際にさらに変形させて得ることができるが、この場合、結晶粒成長駆動力が増加するので、元来の結晶粒成長抑制剤では結晶粒成長を十分に抑制することができず、２次再結晶が不安定に行われるという問題がある。

このような結晶粒成長駆動力と抑制力のバランスを取りながら厚さを減少させるためには、最終冷間圧延の際に適正な冷間圧延率で圧延を行わなければならず、このような適正な冷間圧延率は結晶粒成長抑制剤の抑制力によって異なる。

田口が提示したＡｌＮとＭｎＳとの複合析出物を結晶粒成長抑制剤として用いる場合は約８７％の冷間圧延率が適正であり、Ｌｉｔｔｍａｎが提示したＭｎＳ析出物を結晶粒成長抑制剤として用いる場合は約５０〜７０％の冷間圧延率が適正である。ところが、このような厳しい冷間圧延条件は生産工程の負担として作用する。

前述した技術の他にも、方向性電気鋼板の磁気的特性をさらに向上させるための一環として、析出物による結晶粒成長抑制力を用いる技術とは異なり、析出物と類似水準の抑制力を得ることが可能な合金元素を添加する技術が提案されている。

これに関連し、１回の強冷間圧延による結晶粒成長抑制力の弱化を補強するために、ＢやＴｉを添加する技術が提案された。ところが、Ｂを添加する技術は、微少量の添加によって製鋼段階で制御することが困難であり、添加されたＢが鋼中で粗大なＢＮを形成し易い。また、Ｔｉを添加する技術は、固溶温度１３００℃以上のＴｉＮまたはＴｉＣが形成されて２次再結晶後にも存在することにより、鉄損をむしろ増加させる要因として作用することもある。

結晶粒成長抑制力を向上させるための別の方法として、ＭｎＳｅとＳｂを結晶粒成長抑制剤として用いて方向性電気鋼板を製造する技術を挙げることができる。ところが、この方法は、結晶粒成長抑制力が高くて高い磁束密度を得ることができるという利点があるが、素材自体が相当硬くてなっており１回の冷間圧延によっては製造が不可能である。よって、必須的に中間焼鈍を経由して２回の冷間圧延を行わなければならず、有毒性かつ高価なＳｂやＳｅを使用するため、有毒物質取り扱いのための別途の設備が必須的であるから、製造コストが上昇するという欠点がある。

別の提案として、ＳｎとＣｒを複合して添加し、１２００℃以下の温度でスラブを加熱し、熱間圧延、中間焼鈍、１回または２回の冷間圧延、脱炭焼鈍を行い、しかる後に、アンモニアガスを用いて窒化処理する、方向性電気鋼板の製造方法が提案された。ところが、これは低鉄損高磁束密度の薄物の方向性電気鋼板を製造するための非常に厳しい製造基準、すなわち酸可溶性Ａｌと素鋼の窒素含量によって熱延板焼鈍温度を厳しく制御しなければならない制約があり、熱延板焼鈍工程の負担が伴い、有毒性のＣｒをＳｎと複合して添加しなければならないために製造コストが高くなる上、酸素親和力が強力なＣｒによって脱炭及び窒化焼鈍工程で形成される酸化層が相当緻密に形成されることにより、脱炭が容易でなく、窒化がうまく行われないという欠点がある。

一方、特許文献１には、鋼板にＳｂ、Ｐ、Ｓｎなどの元素を添加して電気鋼板の磁性を向上させた技術が開示されている。この技術は、具体的には、Ｐ：０．０１５〜０．０７ｗｔ％を含み、必要に応じてＳｂ：０．００５〜０．２ｗｔ％およびＳｎ：０．０１〜０．５ｗｔ％の中から選択された１種または２種をさらに添加することにより安定な磁気特性が得られることを提示している。

また、特許文献２には、Ｓｂ、Ｐ、Ｓｎを単独で或いは複合して添加する技術が開示されている。この技術は必要に応じてＳｎ、Ｓｂ、Ｐの少なくとも１種以上を０．０２〜０．３０ｗｔ％で含有して磁気特性を向上させることを提示している。

また、特許文献３には、Ｐを０．２ｗｔ％以下で素鋼中に添加し、必要に応じてＳｂ：０．００１〜０．０２ｗｔ％およびＳｎ：０．００２〜０．１ｗｔ％の中から選ばれる１種以上の元素をさらに含む方向性電気鋼板の製造方法が開示されており、磁気的特性は圧延方向に対して４５°方向に優秀に現れるという特徴がある。

また、特許文献４には、電気鋼板の成分系にＳｂ、Ｐ、Ｓｎ、Ｂ、Ｂｉ、Ｍｏ、Ｔｅ、Ｇｅなどの元素の中から選択された１種以上の元素を０．０００５〜２．０％添加する電気鋼板の製造方法が開示されている。

上述したような技術は、Ｓｂ、Ｐ、Ｓｎ、Ｂなどの合金元素を添加して方向性電気鋼板を製造するための概略的な構成は記載されているが、合金元素の範囲があまりに広範囲に記載されており、それぞれの合金元素が単独で添加されることによる効果が主流となるのではなく、大部分は２種以上の合金元素のうち１種以上を含むという程度にのみ記述されている。また、上述の合金元素を主結晶粒成長抑制剤として活用するための具体的な方案については提案されていない。すなわち、現在の技術によれば、ＳｂやＰ、Ｓｎ、Ｂなどの合金元素のうち１種以上を添加することにより磁性が向上できるという程度のみ知られているだけで、各合金元素を主な結晶粒成長抑制剤として活用するための適正な含量および工程条件やこれに対する原因関係の詳細な解明は未だ行われていない。それだけでなく、前述したように合金元素を添加した技術は方向性電気鋼板の１次再結晶および２次再結晶の挙動が異なるにもかかわらず、これに対する解決方案を全く提供していないというのが実情である。

特開第２００６−２４１５０３号公報 特開第２００７−２５４８２９号公報 特開第２００７−０５１３３８号公報 特開平１１−３３５７９４号公報

本発明は、上述した従来の技術の諸般問題点を解消するために案出されたもので、その目的は、製鋼段階でＳｎを添加するが、主な結晶粒成長抑制剤として活用可能な適正な範囲に制御して１次再結晶組織におけるＧｏｓｓ集合組織の分率を高め、２次再結晶粒のサイズを適正化することにより磁性を向上させた低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板及びその製造方法を提供することにある。

また、本発明の他の目的は、スラブ加熱温度を制御して素鋼の中のＮの固溶量を制御し、Ｓｎの主な結晶粒成長抑制剤としての効果を極大化するために、脱炭焼鈍前の昇温条件を制御し、結晶粒成長駆動力と抑制力のバランスが保たれるように脱炭焼鈍温度条件を適切に制御して適正サイズの１次再結晶粒を形成することにより生産性の低下をもたらすことなく、極めて優れた磁性を有する方向性電気鋼板を製造することが可能な方法を提供することにある。

上記課題を解決するために、本発明に係る低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｃ：０．０４〜０．０７％、およびＳｎ：０．０８〜０．１０％を含有し、残部がＦｅ及びその他不可避な不純物からなるスラブを加熱し、熱間圧延した後、熱延板焼鈍し、冷間圧延した後、脱炭及び窒化焼鈍を行い、次いで２次再結晶焼鈍を行う過程を含み、Ｓｎが主な結晶粒成長抑制剤として活用されることを特徴とする。

前記脱炭及び窒化焼鈍は、１次再結晶粒のサイズを１８〜２５μｍに制御することができるように８００〜９５０℃の温度範囲で行われ、脱炭焼鈍前の昇温の際に６００℃以上７００℃以下の温度で維持することが好ましく、脱炭焼鈍前の昇温の際に６００〜７００℃の温度領域における昇温速度は１℃／ｓ×［Ｓｎ（重量％）］以上１２℃／ｓ×［Ｓｎ（重量％）］以下に制御されることが特に好ましい。

また、本発明の方向性電気鋼板の製造方法は、熱間圧延前にスラブを１０５０〜１２５０℃の温度で加熱し、スラブの加熱は素鋼の中のＮの固溶量が２０〜５０ｐｐｍの範囲となるように制御することが好ましい。

また、本発明の方向性電気鋼板の製造方法は、２次再結晶された鋼板において結晶方位の絶対値の面積加重平均でβ角度が３°未満となるように制御し、２次再結晶された鋼板の平均結晶粒サイズが１〜２ｃｍとなるように制御することを特徴とする。

上記課題を解決するために、本発明に係る低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．００５〜０．０５％、およびＳｎ：０．０８〜０．１０％を含有し、残部がＦｅ及びその他不可避な不純物からなることを特徴とする。

本発明の方向性電気鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｃ：０．０４〜０．０７％、およびＳｎ：０．０８〜０．１０％を含有し、残部がＦｅ及びその他不可避な不純物からなるスラブを用いて製造できる。

本発明の方向性電気鋼板は、２次再結晶された鋼板において結晶方位の絶対値の面積加重平均でβ角度が３°未満であり、２次再結晶された鋼板の平均結晶粒サイズが１〜２ｃｍであることを特徴とする。

本発明によれば、適正量で添加されるＳｎが主な結晶粒成長抑制剤として作用して１次再結晶集合組織でＧｏｓｓ方位を有する結晶粒の分率が増加することにより、最終２次再結晶後の｛１１０｝<００１>方位への集積度が非常に高く、結晶粒サイズが微細なＧｏｓｓ集合組織から構成された超低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板を製造することができる。

また、本発明によれば、スラブ再加熱の際に固溶されるＮの含量を制御し、脱炭焼鈍前の昇温条件を制御してＳｎの主な結晶粒成長抑制剤としての効果を極大化し、脱炭焼鈍を通常の条件よりやや高い温度範囲で行って１次再結晶粒が適正なサイズに形成されるようにすることにより、結晶粒成長駆動力と抑制力のバランスを適切に維持させて２次再結晶を安定化することにより極めて優れた磁性を有する方向性電気鋼板を製造することができる。

以下、本発明について詳細に説明する。

本発明者らは、方向性電気鋼板の製造において多様な合金元素が磁性に及ぼす種類別影響と、各合金元素が添加された成分系におけるスラブ加熱及び脱炭焼鈍などの工程条件が磁性に及ぼす影響について研究し、実験を重ねて調査した結果、Ｓｎを０．０８〜０．１０重量％で添加して主な結晶粒成長抑制剤として活用すると、１次再結晶集合組織でＧｏｓｓ方位を有する結晶粒の分率が増加し、最終２次再結晶後の｛１１０｝<００１>方位への集積度が非常に高く結晶粒サイズが微細なＧｏｓｓ集合組織から構成された２次再結晶組織が確保されて鉄損が極めて低く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という事実が判明した。

また、本発明者らは、Ｓｎが上記の組成範囲で添加される成分系のスラブを用いて２次再結晶を安定的に起こすためには、スラブ再加熱の際に固溶されるＮの含量を２０〜５０ｐｐｍに制御し、Ｇｏｓｓ集合組織を有する結晶粒を除いた他の結晶粒の粒界にＳｎが優先偏析するように脱炭焼鈍前の昇温の際に６００〜７００℃の温度で維持させ、結晶粒成長駆動力と抑制力のバランスが保たれるように脱炭焼鈍を通常の条件よりやや高い温度範囲（８００〜９５０℃）で行って１次再結晶粒を１８〜２５μｍのサイズに形成させなければならないという事実に注目し、本発明を完成することができた。

本発明は、重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｃ：０．０４〜０．０７％、およびＳｎ：０．０８〜０．１０％を含有し、残部がＦｅ及びその他不可避な不純物からなるスラブを１０５０〜１２５０℃で加熱して素鋼の中のＮの固溶量を２０〜５０ｐｐｍの範囲に制御し、熱間圧延した後、９００〜１２００℃の温度で熱延板焼鈍を行い、しかる後に、冷間圧延を行い、６００℃以上７００℃以下の温度で維持した後、昇温して８００〜９５０℃の温度で脱炭及び窒化焼鈍を行って１次再結晶粒のサイズを１８〜２５μｍに制御した後、２次再結晶焼鈍を行い、２次再結晶された鋼板の平均結晶粒サイズが１〜２ｃｍとなるように制御することにより、磁性に優れた方向性電気鋼板を製造するもので、Ｓｎが主な結晶粒成長抑制剤として活用されることを特徴とする。

本発明において、ＳｎはＧｏｓｓ結晶粒を除いた他の結晶粒の粒界に偏析して結晶粒界の移動を妨害する主な結晶粒成長抑制剤として作用し、安定的な２次再結晶を起こすためにはＳｎが０．０８〜０．１０％の適正量で添加されなければならない。上述したような適正量のＳｎが添加されると、１次再結晶集合組織の｛１１０｝<００１>方位のＧｏｓｓ結晶粒の分率が増加して集積度が向上し、２次再結晶集合組織に成長するＧｏｓｓ方位の核が多くなる。

本発明は、上述したような適正量のＳｎが添加される成分系のスラブを用いたものであって、このようなスラブの再加熱の際にＮの固溶量が２０〜５０ｐｐｍの範囲となるようにスラブ加熱温度を制御し、Ｇｏｓｓ結晶粒を除いた他の結晶粒の粒界にＳｎが優先偏析するようにするために、脱炭焼鈍前の昇温の際に６００〜７００℃の温度で維持させ、結晶成長駆動力と抑制力のバランスが保たれるように脱炭焼鈍温度を制御して１次再結晶粒を１８〜２５μｍの適正サイズに形成させ、最終製品で２次再結晶粒のサイズを１〜２ｃｍに適正化し、その結果としてＧｏｓｓ集合組織の核生成場所が増大し、最終鋼板のβ角度が３°以下になって極めて優れた磁気的特性を有する方向性電気鋼板を製造することができる。ここで、β角度は２次再結晶集合組織の圧延直角方向を軸として［１００］方向と圧延方向間のずれ角度である。

まず、本発明の成分限定理由について説明する。

［Ｓｉ：２．０〜４．５重量％］
Ｓｉは電気鋼板の基本組成であって、素材の比抵抗を増加させて鉄損を低める役割を果たす。Ｓｉの含量が２．０％未満の場合は、比抵抗が減少して鉄損特性が劣化し、高温焼鈍の際にフェライトとオーステナイト間の相変態が発生して２次再結晶が不安定になる上、集合組織が激しく毀損してしまう。Ｓｉの含量が４．５％を超えて過剰含有される場合は、電気鋼板の機械的特性である脆性が増加し、靭性が減少して圧延過程中に板破断発生率が激しくなり、２次再結晶の形成が不安定になる。よって、Ｓｉは２．０〜４．５重量％に限定することが好ましい。

［Ａｌ：０．００５〜０．０４重量％］
Ａｌは、熱間圧延と熱延板焼鈍の際に微細に析出されたＡｌＮ以外にも、冷間圧延後の焼鈍工程でアンモニアガスによって導入された窒素イオンが鋼中に固溶状態で存在するＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎと結合して（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎ形態の窒化物を形成することにより、強力な結晶粒成長抑制剤の役割を果たす。Ａｌの含量が０．００５％未満の場合は、形成される個数と体積が相当低い水準であるため、抑制剤への十分な効果を期待することができず、Ａｌの含量が０．０４０％を超える場合は、粗大な窒化物を形成することにより結晶粒成長抑制力が低下する。よって、Ａｌの含量は０．００５〜０．０４０重量％に限定する。

［Ｍｎ：０．０２重量％以下］
ＭｎはＳｉと同様に比抵抗を増加させて渦電流損を減少させることにより鉄損を低減させる効果もあり、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により、１次再結晶粒の成長を抑制して２次再結晶を起こすのに重要な元素である。ところが、０．２０％を超えて添加する場合は、鋼板の表面にＦｅ_２ＳｉＯ_４以外に（Ｆｅ、Ｍｎ）及びＭｎ酸化物が多量に形成され、高温焼鈍中に形成されるベースコーティングの形成を妨害して表面品質を低下させることになり、高温焼鈍工程でフェライトとオーステナイト間の相変態を誘発するため、集合組織が激しく毀損して磁気的特性が大きく劣化する。よって、Ｍｎは０．２０重量％以下とする。

［Ｎ：０．０１０重量％以下］
ＮはＡｌと反応してＡｌＮを形成する重要な元素であって、製鋼段階で０．０１０重量％以下で添加することが好ましい。０．０１重量％を超えて添加されると、熱間圧延後の工程で窒素拡散によるブリスターという表面結果をもたらし、スラブ状態で窒化物が過剰形成されて圧延が難しくなり、次の工程が複雑になり、製造コストを上昇させるので、０．０１％以下に抑制する。一方、（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎ及びＡｌＮなどの窒化物を形成するためにさらに必要なＮは冷間圧延後の焼鈍工程でアンモニアガスを用いて鋼中に窒化処理を施して補強する。

［Ｃ：０．０４〜０．０７重量％］
Ｃはフェライト及びオーステナイト間の相変態を引き起こす元素であって、脆性が強くて圧延性が良くない電気鋼板の圧延性向上のために必須的な元素であるが、最終製品に残存する場合、磁気的時効効果により形成される炭化物が磁気的特性を悪化させる元素であるため、適正な含量に制御されることが好ましい。上述したＳｉ含量の範囲でＣが０．０４％未満で含有されると、フェライトおよびオーステナイト間の相変態がまともに作用しないため、スラブ及び熱間圧延微細組織の不均一化を引き起こす。したがって、Ｃの最小含量は０．０４％以上とすることが好ましい。一方、熱延板焼鈍熱処理の後に鋼板内に存在する残留炭素によって冷間圧延中の転位の固着を活性化させてせん断変形帯を増加させてＧｏｓｓ核の生成場所を増加させて１次再結晶微細組織のＧｏｓｓ結晶粒の分率を増加させるようにＣの含量を高めることが有利であろうと考えられるが、上述したＳｉ含量の範囲でＣが０．０７％を超えて含有されると、別途の工程や設備を追加しなければ、脱炭及び焼鈍工程で十分な脱炭を得ることができない上、これにより引き起こされる相変態現象により２次再結晶集合組織が激しく毀損してしまうことになり、ひいては最終製品を電力機器に適用するときに磁気時効による磁気的特性の劣化現象をもたらす。よって、Ｃは最大０．０７％で含有されることが好ましい。

［Ｓ：０．０１０重量％以下］
Ｓは０．０１％を超えて含有されると、ＭｎＳの析出物がスラブ内で形成されて結晶粒成長を抑制することになり、鋳造の際にスラブの中心部に偏析して以後の工程での微細組織を制御することが難しい。また、本発明では、ＭｎＳを主な結晶粒成長抑制剤として用いるのではないため、Ｓが不可避に混入される含量を超過して析出されることは好ましくない。よって、Ｓの含量は０．０１０重量％以下にすることが好ましい。

［Ｓｎ：０．０８〜０．１０重量％］
Ｓｎは本発明で核心となる合金元素であって、結晶粒界に偏析して結晶粒界の移動を妨害して結晶粒の成長を抑制する抑制剤として作用する。また、１次再結晶集合組織において｛１１０｝<００１>方位のＧｏｓｓ結晶粒の分率を増加させ、｛１１１｝及び｛４１１｝などのＧｏｓｓ集合組織が容易に成長できるようにするのに役立つ集合組織を監視することにより、２次再結晶集合組織に成長するＧｏｓｓ方位の核が多くなるようにする。よって、適正量のＳｎが添加されると、２次再結晶微細組織のサイズが減少し、これにより最終製品で結晶粒のサイズが小さくなって渦電流損が減少するので、磁性に画期的に優れた方向性電気鋼板を製造することができる。

このように、Ｓｎは結晶粒界への偏析によって結晶粒の成長を抑制するのに重要な役割を果たすものである。これは、微細化された１次再結晶微細組織の結晶粒成長駆動力を抑制する効果を向上させる上、２次再結晶集合組織の形成のための高温焼鈍過程中に（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎ及びＡｌＮなどの結晶粒成長抑制を引き起こす粒子が粗大化して結晶粒成長抑制力を減少させ、Ｓｉ含量の増加により結晶粒成長抑制効果を有する粒子が数的に減少して結晶粒成長抑制力が弱化することを防止する。これは結果的に、低いＳｉ含量だけでなく、高いＳｉ含量においても２次再結晶集合組織の形成に成功することを保証する。

また、Ｓｎは、薄物化のために最終製品の厚さを減少させるために圧延率を高めようとする場合において、粒子による結晶粒成長抑制力を有する薄物方向性電気鋼板の問題点として指摘されている粒子の熱的不安定性を補償して２次再結晶集合組織の成長に成功することを保証することができる。よって、適正量のＳｎ添加は、１次再結晶集合組織におけるＧｏｓｓ集合組織の分率を高め、結晶粒成長抑制力を増加させるため、さらに優れた集合組織、安定的な結晶粒成長抑制力、薄物化による鉄損減少効果を同時に得ることができるようにし、結果として集積度が非常に高いＧｏｓｓ結晶粒から構成された２次再結晶集合組織を確保することができる。

このようなＳｎが０．０８重量％未満で含有される場合、本発明者らの研究実績から確認してみた結果、磁気的特性が向上する効果はあるが、Ｇｏｓｓ集合組織の集積度が向上する効果は少なく、むしろ基地内に存在する粒子による結晶粒成長抑制力を保証する効果が少なくて磁性向上の効果は微々たる水準に過ぎなかった。

逆にＳｎが０．１０重量％を超えて含有される場合、結晶粒成長抑制力が過剰に増加して相対的に結晶粒成長駆動力を増加させるために、１次再結晶微細組織の結晶粒サイズを減少させなければならないから、脱炭焼鈍を低温で行わなければならず、これにより適切な酸化層により制御することが難しくなって良好な表面を確保することができない。また、機械的特性の観点から粒界偏析元素の過剰偏析により脆性が増加して製造過程中に板破断を引き起こすおそれもあるので、Ｓｎは０．０８〜０．１０重量％で含有されることが好ましい。

［Ｐ：０．００５〜０．０５重量％］
ＰはＳｎと類似の効果を示す元素であって、結晶粒界に偏析して結晶粒界の移動を妨害しかつ結晶粒の成長を抑制する補助的な役割が可能であり、微細組織の観点から｛１１０｝<００１>集合組織を改善する効果がある。Ｐの含量が０．００５重量％未満の場合は、添加の効果がなく、Ｐの含量が０．０５重量％を超える場合は、脆性が増加して圧延性が大きく悪くなるので、０．００５〜０．０５重量％に限定することが好ましい。

上述の組成を有するスラブを用いて製造された方向性電気鋼板は、Ｇｏｓｓ集合組織の核生成場所の増大によりＧｏｓｓ集合組織と圧延方向の方位関係の一つであるβ方位(β角度：ＴＤ方位を軸として［００１］方位とＲＤ方位間の角度)が３°以内に確保されて極めて優れた磁気的特性を有する。

以下、本発明の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法について説明する。

まず、熱間圧延に先立ってスラブを再加熱するが、スラブ再加熱は、固溶されるＮ及びＳが不完全溶体化する温度範囲で行うことが好ましい。Ｎ及びＳが完全溶体化する温度でスラブを加熱すると、熱延板焼鈍熱処理の後に窒化物または硫化物が微細に多量形成され、これにより後続工程の冷間圧延を１回の強冷間圧延によって実施することが不可能であり、追加の工程を必要とするので製造コストが上昇し、１次再結晶粒のサイズが相当微細になるため、適切な２次再結晶を実現することができなくなる。

本発明者らは、多様な実験と研究により、素鋼の中のＮの総含量を制御するよりはスラブの再加熱によって固溶されるＮの固溶量を制御することがさらに重要であり、スラブの再加熱によって素鋼内に固溶されるＮの含量が２０〜５０ｐｐｍとなるようにスラブ加熱条件を制御することが磁性の向上に極めて有効であることを見出した。

スラブの再加熱によって固溶されるＮは、脱炭及び窒化焼鈍工程で形成される追加的なＡｌＮのサイズ及び量を左右する。ＡｌＮのサイズが同一の場合に形成される量があまりに多い場合は、結晶粒成長抑制力が増加してＧｏｓｓ集合組織からなる適切な２次再結晶微細組織を得ることができなくなる。逆にＡｌＮの量があまりに少ない場合は、１次再結晶微細組織の結晶粒成長駆動力が増加して上述の現象と同様に適切な２次再結晶微細組織を得ることができなくなる。したがって、スラブの再加熱によって素鋼内に固溶されるＮの含量が２０〜５０ｐｐｍとなるように、スラブ加熱条件を制御することが好ましい。

スラブの再加熱によって固溶されるＮの含量は素鋼内に含有されているＡｌの含量を考慮しなければならないが、これは、結晶粒成長抑制剤として用いられる窒化物が（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎ及びＡｌＮであるためである。純粋３％珪素含有鋼板のＡｌとＮとの固溶度に関連し、固溶温度の相関関係式はＩｗａｙａｍａが提案し、次のとおりである。

Ｉｗａｙａｍａによる固溶度の式によれば、酸可溶性Ａｌが０．０２８重量％、Ｎが０．００５０重量％であると仮定した場合、理論上の固溶温度Ｔ（Ｋ）は１２５８℃であって、このためには電気鋼板のスラブを約１３００℃で加熱しなければならない。

ところが、スラブを１２８０℃以上の温度で加熱すると、鋼板に低融点の珪素と基地金属の鉄の化合物である鉄かんらん石（Ｆｅ_２ＳｉＯ_４、Fayalite）が生成されながら鋼板の表面が溶け出して熱間圧延作業性が低下し、溶け出した金渋のせいで加熱炉を補修しなければならないという問題が発生する。したがって、加熱炉の補修による操業中断を減らし、冷間圧延と１次再結晶集合組織の適切な制御ができるようにスラブを１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱して不完全溶体化させることが好ましい。

上述したような範囲の温度でスラブを加熱した後、熱間圧延する。熱間圧延された熱延板内には応力によって圧延方向に延伸された変形組織が存在し、熱延中にＡｌＮやＭｎＳなどが析出する。

冷間圧延の前に均一な再結晶微細組織と微細なＡｌＮの析出物分布を有するためには、もう一度スラブ加熱温度以下まで熱延板を加熱し、変形した組織を再結晶させ、かつ十分なオーステナイト相を確保してＡｌＮ及びＭｎＳなどの結晶粒成長抑制剤の固溶を促進することが好ましい。このような熱延板焼鈍はオーステナイトの分率を最大にするために９００〜１２００℃の温度まで加熱し、亀裂熱処理を施した後、冷却する方法を取ることが好ましい。熱延板焼鈍された鋼板内析出物の平均サイズは２００〜３０００Åの範囲を有するように形成される。

熱延板焼鈍の後にはリーバス圧延機或いはタンデム圧延機を用いて冷間圧延を行って０．１０ｍｍ以上０．５０ｍｍ以下の冷延板を製造する。冷間圧延を行うに際しては中間に変形した組織のアニーリング（中間焼鈍）を行わず初期熱延厚さから直ちに最終製品の厚さにまで圧延する１回の強冷間圧延が最も好ましい。１回の強冷間圧延によって｛１１０｝<００１>方位の集積度が低い方位は変形方位に回転し、｛１１０｝<００１>方位に最もよく配列されたＧｏｓｓ結晶粒のみ冷却圧延板に存在する。よって、２回以上の圧延方法では、集積度の低い方位も冷間圧延板に存在して最終高温焼鈍の際に一緒に２次再結晶されるので、磁束密度と鉄損が劣化する。よって、冷間圧延は１回の強冷間圧延によって冷間圧延率が８７％以上となるように圧延することが最も好ましい。

このように冷間圧延された板は、脱炭及び窒化焼鈍を行う。これにより、炭素を一定の水準以下に除去して磁気時効を防止し、変形した組織が再結晶されるようにし、アンモニアガスを用いて窒化処理を行う。窒化処理はアンモニアガスを用いて鋼板に窒素イオンを導入することにより、主析出物である（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎ及びＡｌＮなどの窒化物を形成することができる。このような窒化処理は、脱炭及び再結晶を済ませた後に行われるか、或いは脱炭と同時に窒化処理を一緒に行うことができるようにアンモニアガスを同時に用いて行われてもよく、いずれも本発明の効果を発揮するのには問題がない。

本発明ではＳｎを主な結晶粒成長抑制剤として活用することを技術的思想とし、このためにはＧｏｓｓ集合組織を有する結晶粒を除いた他の結晶粒の粒界にＳｎが優先偏析するようにする必要がある。

本発明者らは、Ｇｏｓｓ集合組織を有する結晶粒を除いた他の結晶粒の粒界にＳｎが効果的に偏析できる工程条件について研究と実験を重ねた結果、Ｓｎが６００℃以上７００℃以下の温度で結晶粒界に効果的に粒界偏析するという事実を見出した。特に、脱炭焼鈍前の昇温の際に６００℃以上７００℃以下の温度で維持することにより、主な結晶粒成長抑制剤としての機能を極大化することができることを確認した。

脱炭焼鈍前の昇温過程において６００℃未満の温度で維持してもＳｎの粒界偏析は発生せず、７００℃を超える温度では結晶粒の集合組織を問わず選択的な粒界偏析が起こらなくなる。上述した理由によりＳｎの粒界偏析のための脱炭焼鈍前の昇温過程の維持熱処理は６００℃以上７００℃以下の温度範囲で行うことが好ましい。

また、本発明者らは、脱炭焼鈍前の昇温速度が磁性に及ぼす影響について調査した結果、６００〜７００℃の温度領域で昇温速度をＳｎの含量に応じて１℃／ｓ×［Ｓｎ（重量％）］以上１２℃／ｓ×［Ｓｎ（重量％）］以下に制御することが好ましいという事実を見出することができた。

脱炭焼鈍前の昇温の際に６００〜７００℃の温度領域で昇温速度を１℃／ｓ×［Ｓｎ（重量％）］未満にすると、焼鈍時間及び設備が商業的生産に適さない程度に長くなり、逆に脱炭焼鈍前の昇温の際に６００〜７００℃の温度領域で昇温速度が１２℃／ｓ×［Ｓｎ（重量％）］を超えると、Ｓｎによって、Ｇｏｓｓ集合組織を有する結晶粒の粒界にまで偏析し、Ｇｏｓｓ集合組織を有する結晶粒の選択的結晶粒成長抑制力を失ってしまうという問題点が生ずる。

これと共に、本発明者らは、Ｓｎを添加したスラブを用いて方向性電気鋼板を製造しようとする場合、結晶粒成長抑制力と結晶粒成長駆動力間のバランスが異なるように作用し、これを厳密に考慮すべき必要があることに着目し、これについて研究した結果、本発明で提示する成分系において極めて優れた磁性が確保されるためには、結晶粒成長駆動力と結晶粒成長抑制力のバランスが適切に調節されなければならず、このためには１次再結晶粒のサイズを１８μｍ以上２５μｍ以下に制御しなければならないという事実を見出した。

上述したように１次再結晶粒のサイズを１８μｍ以上２５μｍ以下に制御するためには、脱炭焼鈍は、本発明より低いＳｎ含量を含有する通常の成分系からなるスラブを用いた場合に比べて最小１０℃以上、最大３０℃以上高い温度範囲で実施しなければならない。

以下、上述したような知見についてさらに具体的に説明する。本発明の組成範囲を有するスラブを用いて方向性電気鋼板を製造しようとする場合、Ｓｎが１次再結晶粒のサイズを微細にする効果と、Ｓｎが結晶粒界に偏析して結晶粒成長抑制力を強化する効果が同時に発生する。すなわち、本発明の組成範囲を有するスラブを用いて方向性電気鋼板を製造しようとする場合、再結晶粒のサイズが微細化して２次再結晶がよく起こるという効果が発生するが、同じ１次再結晶粒のサイズ条件ではＳｎは２次再結晶がよく起こらないように作用するので、結晶粒成長駆動力と結晶粒成長抑制力のうちどの因子がさらに優勢に作用するかを綿密に検討し、脱炭焼鈍の温度条件を解明しなければならない必要がある。本発明者らは、これについての研究及び実験結果から、本発明の成分組成範囲では結晶粒成長駆動力の増加因子が結晶粒成長抑制力の増加因子より強く作用して２次再結晶が速く起ころうとする傾向が強いことを確認することができた。

すなわち、本発明でのような含量で粒界偏析元素Ｓｎを添加した場合において、脱炭焼鈍を通常の温度範囲で実施すると、１次再結晶組織が微細になって一般な成分系を用いた場合より結晶粒成長駆動力が強くなるおそれがあるので、脱炭焼鈍を通常の温度範囲より高い温度範囲で行って１次再結晶微細組織を安定化させる必要がある。

よって、本発明では、脱焼焼鈍の温度範囲を通常の場合に比べて最小１０℃以上、最大３０℃以上高い８００〜９５０℃、より好ましくは８５０〜９５０℃に設定する必要がある。脱炭焼鈍温度が８００℃より低い場合は、１次再結晶粒のサイズがあまりに小さくなって結晶粒成長駆動力が大きくなり、低温での焼鈍熱処理により脱炭に長時間がかかって生産が低下する。また、鋼板の表面にＦｅ_２ＳｉＯ_４が相当緻密に形成されて脱炭及び内部酸化層の形成が遅延し、ＳｉＯ_２酸化層が狭い領域で緻密に形成されてベースコーティング欠陥が発生する。逆に脱炭焼鈍温度が９５０℃を超える場合は、再結晶粒と窒化物が粗大に成長して結晶成長駆動力があまりに低下してしまい、安定な２次再結晶が形成されない。

したがって、本発明では、上述したように結晶粒成長駆動力と結晶粒成長抑制力のバランスを適切に調節し、Ｇｏｓｓ集合組織からなる適切な２次再結晶を得ることができるように１次再結晶粒が１８〜２５μｍの適正サイズに形成されるようにする。

最後に、一般に、方向性電気鋼板の製造の際に、鋼板にＭｇＯを基本とする焼鈍分離剤を塗布した後、最終高温焼鈍して２次再結晶を起こすことにより鋼板の｛１１０｝面が圧延面に対して平行であり、<００１>方向が圧延方向に対して平行な｛１１０｝<００１>集合組織を形成して磁気特性に優れた方向性電気鋼板を製造する。最終高温焼鈍の目的は、大まかに言うと、２次再結晶による｛１１０｝<００１>集合組織の形成、脱炭の際に形成された酸化層とＭｇＯの反応によるガラス質の皮膜形成による絶縁性付与、および磁気特性を害する不純物の除去である。最終高温焼鈍の方法では、２次再結晶が起こる前の昇温区間では窒素と水素の混合ガスで維持して粒子成長抑制剤としての窒化物を保護することにより２次再結晶がよく発達することができるようにし、２次再結晶の完了後には１００％の水素雰囲気で長時間維持して不純物を除去する。

本発明の組成範囲を有するスラブを用いて上述の方法で製造された方向性電気鋼板は、Ｇｏｓｓ集合組織の核生成場所の増大により、Ｇｏｓｓ集合組織と圧延方向の方位関係中の一つであるβ方位（β角度；ＴＤ方位を軸として［００１］方位とＲＤ方位間の角度）が３°以内に確保され、２次再結晶された鋼板の平均結晶粒サイズが１〜２ｃｍに形成されて極めて優れた磁気的特性を有する。

以下、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する。

（実施例１）
重量％で、Ｓｉ：３．２％、Ｃ：０．０５５％、Ｍｎ：０．０９９％、Ｓ：０．００４５％、Ｎ：０．００４３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２８％、Ｐ：０．０２８％、およびＳｎを含有し、残部がＦｅとその他不可避な不純物からなるスラブを真空溶解させた後、インゴットを製造した。Ｓｎの含量は下記表１に示すように変化させた。次いで、１２００℃の温度で加熱した後、厚さ２．３ｍｍに熱間圧延した。熱間圧延された熱延板は１０５０℃の温度で加熱し、９５０℃で１８０秒間維持して焼鈍した後、水冷した。熱延焼鈍板は酸洗した後、０．２３ｍｍの厚さとなるように１回強冷間圧延し、冷間圧延された板は８７０℃の温度で湿潤水素、窒素及びアンモニアの混合ガス雰囲気中で１８０秒間維持して窒素含量が２００ｐｐｍとなるように同時脱炭及び窒化焼鈍した。この鋼板に焼鈍分離剤としてのＭｇＯを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気で行い、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で１０時間以上維持した後、炉冷した。それぞれの条件について磁気的特性を測定した。その結果を下記表１に示す。

表１から確認することができるように、Ｓｎが０．０８〜０．１０重量％の範囲で含有される発明材１〜７は、比較材１〜１１に比べて鉄損が低く磁束密度が高い。

比較材１〜１１においても、Ｓｎの添加量に比例して鉄損が低くなり磁束密度が高くなる傾向性はある程度認められるが、特にＳｎが０．０８％以上添加されると、急激に鉄損が低くなり磁束密度は高くなることを確認することができる。これは、Ｓｎが０．０８％以上０．１０％以下で添加される場合、主な結晶粒成長抑制剤として作用するためである。

（実施例２）
重量％で、Ｓｉ：３．２％、Ｃ：０．０５５％、Ｍｎ：０．０９９％、Ｓ：０．００４５％、 Ｎ：０．００４３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２８％、Ｐ：０．０２８％、およびＳｎを含有し、残部がＦｅとその他不可避な不純物からなるスラブを真空溶解させた後、インゴットを製造した。Ｓｎの含量は下記表２に示すように変化させた。次いで、１２００℃の温度で加熱した後、厚さ２．３ｍｍに熱間圧延した。熱間圧延された熱延板は１０５０℃の温度で加熱し、９５０℃で１８０秒間維持して焼鈍した後、水冷した。熱延焼鈍板は酸洗した後、下記表２に示すような多様な厚さとなるように１回強冷間圧延し、冷間圧延された板は８７０℃の温度で湿潤水素、窒素及びアンモニアの混合ガス雰囲気中で１８０秒間維持して窒素の含量が２００ｐｐｍとなるように同時脱炭及び窒化焼鈍した。この鋼板に焼鈍分離剤としてのＭｇＯを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気とし、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で１０時間以上維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して磁気的特性（Ｗ_{１７／５０}、Ｂ_８）を測定した。その結果を下記表２に示す。

表２から確認することができるように、最終製品の厚さを問わず、Ｓｎが０．０８〜０．１０重量％の範囲で含有される発明材８〜１１はいずれも、同一の厚さに製造された比較材１２〜１９に比べて鉄損が低く磁束密度が高く、最終製品の厚さが薄くなるほど磁気的特性の向上効果は大きくなる傾向を示す。

（実施例３）
重量％で、Ｓｉ：３．２％、Ｃ：０．０５５％、Ｍｎ：０．０９９％、Ｓ：０．００４５％、Ｎ：０．００４３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２８％、Ｐ：０．０２８％、およびＳｎを含有し、残部がＦｅとその他不可避な不純物からなるスラブを真空溶解させた後、インゴットを製造した。Ｓｎの含量は下記表３に示すように変化させた。次いで、１２００℃の温度で加熱した後、厚さ２．３ｍｍに熱間圧延した。熱間圧延された熱延板は１０５０℃の温度で加熱し、９５０℃で１８０秒間維持して焼鈍した後、水冷した。熱延板の焼鈍の際に熱処理中の湿潤雰囲気で脱炭を行った。水冷した熱延焼鈍板は、酸洗した後、０．２３ｍｍの厚さとなるように１回強冷間圧延した。冷間圧延された板は８７０℃の温度で湿潤水素、窒素及びアンモニアの混合ガス雰囲気中で１８０秒間維持して窒素含量が２００ｐｐｍとなるように同時脱炭及び窒化焼鈍した。この鋼板に焼鈍分離剤としてのＭｇＯを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気で行い、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で１０時間以上維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して磁気的特性（Ｗ_{１７／５０}、Ｂ_８）を測定した。その結果を下記表３に示す。また、２次再結晶粒の｛１１０｝<００１>以上の方位からずれた角度の絶対値を計算した後、すべての位置で面積加重平均してβ角度を測定し、２次再結晶粒のサイズを測定した。その結果を表３に共に示す。２次再結晶粒のサイズは、２次再結晶された鋼板の表面から観察される２次再結晶微細組織の最長長さと最短長さを加えた値を半分に分けて各２次再結晶粒のサイズを算出した後、算出された各２次再結晶粒のサイズを平均した値で求めた。

表３から確認することができるように、Ｓｎが０．０８〜０．１０重量％の範囲で含有される発明材２、４、６および７は、Ｇｏｓｓ集合組織の核生成場所の増大効果により、Ｇｏｓｓ方位からずれた程度を示す最終鋼板のβ角度が３°未満であって、配向性が著しく向上し、２次再結晶粒が１〜２ｃｍの適正なサイズに形成されて磁性に優れたが、Ｓｎが本発明の範囲から外れる比較材２〜８および１１は最終鋼板のβ角度が３°を超えて磁性に劣った。

（実施例４）
重量％で、Ｓｉ：３．２％、Ｃ：０．０５４％、Ｍｎ：０．０９３％、Ｓ：０．００４６％、Ｎ：０．００４２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２９％、Ｐ：０．０２５％、およびＳｎを含有し、残部がＦｅとその他不可避な不純物からなるスラブを真空溶解させた後、インゴットを製造した。この際、Ｓｎの含量は下記表４に示すように変化させた。次いで、１２００℃の温度で加熱した後、厚さ２．３ｍｍに熱間圧延した。熱間圧延された熱延板は１０５０℃の温度で加熱し、９５０℃で１８０秒間維持して焼鈍した後、水冷した。熱延板の焼鈍の際に、熱処理中の湿潤雰囲気で脱炭を行った。水冷した熱延焼鈍板は、酸洗した後、０．２３ｍｍの厚さとなるように１回強冷間圧延した。冷間圧延された板は、８６５℃まで昇温する途中で６００℃から７００℃まで昇温速度を異ならせて昇温を行い、８６５℃の温度で湿潤水素、窒素及びアンモニアの混合ガス雰囲気中で１８０秒間維持して窒素含量が２００ｐｐｍとなるように同時脱炭及び窒化焼鈍した。この鋼板に焼鈍分離剤としてのＭｇＯを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍は、１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気で行い、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で１０時間以上維持した後、炉冷した。それぞれの条件に対して、脱炭及び窒化焼鈍の際に６００℃以上７００℃以下の温度領域で測定した昇温速度と最終焼鈍後に測定した磁気的特性（Ｗ_{１７／５０}、Ｂ_８）を表４に示した。

表４から確認することができるように、Ｓｎが０．０８〜０．１０重量％の範囲で含有され、脱炭及び窒化焼鈍の際に６００〜７００℃の温度領域で昇温速度を１℃／ｓ×［Ｓｎ（重量％）］以上１２℃／ｓ×［Ｓｎ（重量％）］以下に制御し、Ｇｏｓｓ集合組織を有する結晶粒界にＳｎが選択的に粒界偏析できるように制御した発明材１２〜１４が比較材２９〜３４に比べてさらに磁性に優れていた。

Claims (6)

1. 重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｎ：０．０８〜０．１０％を含有し、残部がＦｅ及びその他不可避な不純物からなるスラブを加熱し、熱間圧延した後、熱延板焼鈍し、次いで冷間圧延した後、脱炭焼鈍してから窒化焼鈍するか又は脱炭焼鈍と同時に窒化焼鈍した後、次いで２次再結晶焼鈍を行う過程を含み、Ｓｎが主な結晶粒成長抑制剤として活用され、
   前記冷間圧延は、８７％以上の冷間圧延率で１回の圧延を行い、
   前記脱炭焼鈍は８００〜９５０℃の温度範囲で行い、
   前記脱炭焼鈍および窒化焼鈍において、脱炭焼鈍の前に、６００℃以上７００℃以下の温度で維持する過程をさらに含み、前記６００℃以上７００℃以下の温度領域における昇温速度は他の温度領域における昇温速度より遅く制御し、
   前記脱炭及び窒化焼鈍は、６００〜７００℃の温度領域における昇温速度が１℃／ｓ×［Ｓｎ（重量％）］以上１２℃／ｓ×［Ｓｎ（重量％）］以下に制御されることを特徴とする、低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法。
2. １次再結晶粒のサイズを１８〜２５μｍに制御することを特徴とする、請求項１に記載の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法。
3. 熱間圧延前のスラブの加熱温度は１０５０〜１２５０℃とすることを特徴とする、請求項１又は２に記載の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法。
4. 熱間圧延前のスラブの加熱は素鋼の中のＮの固溶量が２０〜５０ｐｐｍの範囲となるように加熱温度を制御することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法。
5. ２次再結晶された鋼板において結晶方位の絶対値の面積加重平均でβ角度が３°未満となるように制御することを特徴とし、β角度は、２次再結晶集合組織の圧延直角方向を軸として［１００］方向と圧延方向との間のずれ角度である、請求項１〜４のいずれか１項に記載の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法。
6. ２次再結晶された鋼板の平均結晶粒サイズが１〜２ｃｍとなるように制御することを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の低鉄損高磁束密度方向性電気鋼板の製造方法。