(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.08％以下, Si：2.0 〜8.0 ％およびMn：0.005 〜3.0 ％を含み、Alを 100 ppm未満、Ｎ, Ｓ, Seをそれぞれ 50ppm以下に低減した溶鋼を用いて製造した鋼スラブを、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を行ったのち１回の冷間圧延を行うか、あるいは熱延板焼鈍を行うかまたは行わずに中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行ったのち、一次再結晶焼鈍を行い、ついで必要に応じて焼鈍分離剤を適用して最終仕上焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
スラブ加熱温度条件や熱間圧延仕上げ温度条件、さらに実施する場合は熱延後のスキンパス圧延条件および熱延板焼鈍温度条件を組み合わせることにより、最終冷間圧延前の鋼板について、全板厚の平均結晶粒径に対する厚さ方向各位置での平均結晶粒径の変動幅を、全板厚にわたり、−50〜50％の範囲内に制御することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
鋼スラブが、さらに、質量％で、Ni：0.005〜1.50％、Sn：0.01〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005〜0.50％およびCr：0.01〜1.50％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、変圧器の鉄心などに使用して好適な磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
方向性電磁鋼板の製造に際しては、インヒビターと呼ばれる析出物を使用して、最終仕上焼鈍中にゴス方位粒と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位粒を優先的に二次再結晶させることが、一般的な技術として使用されている。
例えば、特公昭40−15644 号公報には、インヒビターとしてAlＮ，MnＳを使用する方法が、また特公昭51−13469 号公報には、インヒビターとしてMnＳ, MnSeを使用する方法が開示され、いずれも工業的に実用化されている。
これらとは別に、CuSeとＢＮを添加する技術が特公昭58−42244 号公報に、またTi，Zr，Ｖ等の窒化物を使用する方法が特公昭46−40855 号公報に開示されている。
【０００３】
これらのインヒビターを用いる方法は、安定して二次再結晶粒を発達させるのに有用な方法であるが、析出物を微細に分散させなければならないので、熱延前のスラブ加熱を1300℃以上の高温で行うことが必要とされる。
しかしながら、スラブの高温加熱は、設備コストが嵩むことの他、熱延時に生成するスケール量も増大することから歩留りが低下し、また設備のメンテナンスが煩雑になる等の問題がある。
【０００４】
これに対して、インヒビターを使用しないで方向性電磁鋼板を製造する方法が、特開昭64−55339 号、特開平２−57635 号、特開平７−76732 号および特開平７−197126号各公報に開示されている。これらの技術に共通していることは、表面エネルギー差を駆動力として｛１１０｝面を優先的に成長させることを意図していることである。
表面エネルギー差を有効に利用するためには、表面の寄与を大きくするために板厚を薄くすることが必然的に要求される。例えば、特開昭64−55339 号公報に開示の技術では板厚が 0.2mm以下に、また特開平２−57635 号公報に開示の技術では板厚が0.15mm以下に、それぞれ制限されている。
しかしながら、現在使用されている方向性電磁鋼板の板厚は0.20mm以上がほとんどであるため、上記したような表面エネルギーを利用した方法で通常の方向性電磁鋼板を製造することは難しい。
【０００５】
その他にも、インヒビター成分を使用しないで、熱延圧下率を30％以上、熱延板厚を 1.5mm以下とすることによって二次再結晶させる技術が、特開平11−61263 号公報で提案されているが、この技術で得られるゴス方位の集積度は、従来のインヒビターを使用する技術に比較すると、低いものでしかなかった。
【０００６】
この点、発明者らは、上記したような、熱延前の高温スラブ加熱に付随する問題点を回避したインヒビターを使用しない製造技術であって、しかもインヒビターを使用せず、表面エネルギー差を利用する方法に必然的に付随する、鋼板板厚が限定されるという問題点をも解決した、方向性電磁鋼板の新規な製造技術を開発し、特開2000−129356号公報において提案した。
【０００７】
この技術は、インヒビター成分を含有しない素材を用いて、ゴス方位結晶粒を二次再結晶により発達させる技術であり、一次再結晶後の集合組織を制御することによって二次再結晶を発現させるという思想に立脚したものである。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記特開2000−129356号公報に開示した方向性電磁鋼板の製造技術の改良に係り、一次再結晶後の集合組織の制御を安定化することによって、より安定して磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を製造しようとするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：0.08％以下, Si：2.0〜8.0 ％およびMn：0.005〜3.0 ％を含み、Alを 100 ppm未満、Ｎ, Ｓ, Seをそれぞれ 50ppm以下に低減した溶鋼を用いて製造した鋼スラブを、熱間圧延し、ついで熱延板焼鈍を行ったのち１回の冷間圧延を行うか、あるいは熱延板焼鈍を行うかまたは行わずに中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行ったのち、一次再結晶焼鈍を行い、ついで必要に応じて焼鈍分離剤を適用して最終仕上焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法において、
スラブ加熱温度条件や熱間圧延仕上げ温度条件、さらに実施する場合は熱延後のスキンパス圧延条件および熱延板焼鈍温度条件を組み合わせることにより、最終冷間圧延前の鋼板について、全板厚の平均結晶粒径に対する厚さ方向各位置での平均結晶粒径の変動幅を、全板厚にわたり、−50〜50％の範囲内に制御することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１０】
２．鋼スラブが、さらに、質量％で、Ni：0.005 〜1.50％、Sn：0.01〜0.50％、Sb：0.005 〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005 〜0.50％およびCr：0.01〜1.50％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする上記１記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
本発明では、インヒビターを使用しないで二次再結晶を発現させる方法を利用する。
さて、発明者らは、ゴス方位粒が二次再結晶する理由について鋭意研究を重ねた結果、一次再結晶組織における方位差角が20〜45°である粒界が重要な役割を果たしていることを発見し、Acta Material 45巻（1997）1285頁に報告した。
【００１２】
すなわち、方向性電磁鋼板の二次再結晶直前の状態である一次再結晶組織を解析し、様々な結晶方位を持つ各々の結晶粒の周囲の粒界について、粒界方位差角が20〜45°である粒界の全体に対する割合を調査したところ、ゴス方位が最も高い頻度を持つことが解明された。方位差角が20〜45°の粒界は、C. G. Dunnらによる実験データ（AIME Transaction 188巻（1949）368 頁）によれば、高エネルギー粒界である。この高エネルギー粒界は粒界内の自由空間が大きく乱雑な構造をしている。粒界拡散は粒界を通じて原子が移動する過程であるので、粒界中の自由空間の大きい、高エネルギー粒界の方が粒界拡散は速い。
二次再結晶は、インヒビターと呼ばれる析出物の拡散律速による成長に伴って発現することが知られている。高エネルギー粒界上の析出物は、仕上焼鈍中に優先的に粗大化が進行するので、優先的にピン止めがはずれて粒界移動を開始し、ゴス粒が成長する機構を示した。
【００１３】
発明者らは、この研究をさらに発展させて、ゴス方位粒の二次再結晶の本質的要因は、一次再結晶組織中の高エネルギー粒界の分布状態にあり、インヒビターの役割は、高エネルギー粒界と他の粒界の移動速度差を生じさせることにあることを見い出した。
従って、この理論に従えば、インヒビターを用いなくとも、粒界の移動速度差を生じさせることができれば、二次再結晶させることが可能となる。
【００１４】
さて、鋼中に存在する不純物元素は、粒界とくに高エネルギー粒界に偏析し易いため、不純物元素を多く含む場合には、高エネルギー粒界と他の粒界の移動速度に差がなくなっているものと考えられる。
この点、素材の高純度化によって、上記したような不純物元素の影響を排除することができれば、高エネルギー粒界の構造に依存する本来的な移動速度差が顕在化して、ゴス方位粒の二次再結晶が可能になるものと考えられる。
【００１５】
さらに、粒界移動速度差を利用して安定した二次再結晶を可能とするためには、一次再結晶組織をできる限り均一な粒径分布に保つことが肝要である。というのは、均一な粒径分布が保たれている場合には、ゴス方位粒以外の結晶粒は粒界移動速度の小さい低エネルギー粒界の頻度が大きいため、粒成長が抑制されている状態、いわゆるTexture Inhibition効果の発揮により、粒界移動速度が大きい高エネルギー粒界の頻度が最大であるゴス方位粒の選択的粒成長としての二次再結晶が進行するからである。
これに対し、粒径分布が一様でない場合には、隣接する結晶粒同士の粒径差を駆動力とする正常粒成長が起こるため、粒界移動速度差と異なる要因で成長する結晶粒が選択されるために、Texture Inhibition効果が発揮されずに、ゴス方位粒の選択的粒成長が起こらなくなる。
【００１６】
ところが、工業生産の上では、インヒビター成分を完全に除去することは実用上困難なので、不可避的に含有されてしまうが、熱延加熱温度が高い場合には、加熱後に固溶した微量不純物としてのインヒビター成分が熱延時に不均一に微細析出する結果、粒界移動が局所的に抑制されて粒径分布が極めて不均一になり、二次再結晶の発達が阻害される。そのためインヒビター成分を低減することが第一であるが、不可避的に混入する微量のインヒビター成分の微細析出を回避して無害化するためには、熱延前の加熱温度を圧延可能な範囲で、できる限り低めに抑えることが有効である。
【００１７】
さらに、発明者らは、一次再結晶の粒径分布を一様にするために必要な製造条件について鋭意研究を行った結果、最終の冷間圧延前の結晶粒径の一様性が極めて重要であることが判明した。
すなわち、発明者らは、インヒビターを使用しない技術による一方向性電磁鋼板の製造条件を種々に変化させたところ、最終製品の磁気特性を大きく劣化させる条件があることを見出した。その多くは、二次再結晶が生じないか、生じても鋼板全面を覆いつくしていない状態であった。
【００１８】
そこで、その原因を解明すべく鋭意検討を重ねた結果、その原因は一次再結晶の粒径分布が不均一でTexture Inhibition効果が不十分であったためであることが判明した。このような問題には、スラブ成分、スラブ加熱温度、熱間圧延仕上げ圧延時の鋼板温度、熱延板焼鈍温度および均熱時間、中間焼鈍温度および均熱時間など種々の条件が影響を及ぼしていると考えられる。
しかしながら、さらなる発明者らの研究により、かような弊害の有無は、最終冷延前の焼鈍後における結晶粒の板厚方向の均一性で整理できることが解明された。
【００１９】
すなわち、発明者らは、最終冷間圧延前の鋼板の断面を圧延方向から観察した結果、不適切な製造条件で製造されたものは、鋼板の表層に粗大な結晶粒が形成されていたり、中心部に微細な結晶粒が多い領域があるなど、板厚方向の結晶粒の均一性が損なわれていることを突き止めた。
そして、このような鋼板を冷間圧延して最終製品の板厚とし、さらに一次再結晶焼鈍を行ったとき、表層の粗大粒の領域での一次再結晶が粗大かつ不均一なものになったり、中心部の微細結晶粒領域にやはり粗大な一次再結晶粒が成長するなどして、Texture Inhibition効果が損なわれてしまうことが判明した。
【００２０】
上記の知見は、逆に、最終冷延前の結晶粒径を一様に制御するような製造条件を採用すれば、製品としたときの磁気特性を有利に改善できることを示唆しており、この結晶粒径の板厚方向の一様性を確保することがインヒビターを使用しない一方向性電磁鋼板の製造方法において極めて重要となる。
【００２１】
さて、本発明では、結晶粒径の板厚方向の均一性は次のように評価した。
まず、最終冷間圧延前の鋼板の断面の結晶組織を圧延方向から光学顕微鏡で観察し、写真撮影する。次に、この写真上の結晶組織を板厚の20％毎に層状に区分し、それぞれの領域における結晶粒径を、観察面積を結晶粒の個数で割った面積に相当する円の直径として算出する。この時、測定誤差を防止する意味から、観察領域の結晶粒の個数は1000個以上になるようにした。従って、１枚の顕微鏡写真で結晶粒の個数が1000個に満たない場合は、複数枚の別視野の写真で計数して合計した。このようにして、全板厚において５層の領域の個々の平均結晶粒径を求め、さらに全板厚での平均結晶粒径を、５層の個々の平均結晶粒径をさらに平均することにより求めた。ついで、各層の平均結晶粒径から全板厚の平均結晶粒径を減じ、その全板厚の平均結晶粒径に対する割合を百分率で求め、これを変動幅として定義した。例えば、板厚方向の各層の結晶粒径の平均値が127, 113, 105, 108, 143 μm であった場合、全厚の平均値は 119.2μm であり、これに対する各層の変動幅は 6.5, −5.2,  −11.9, −9.4, 20.0 ％となる。
【００２２】
そして、この変動幅と得られる磁気特性との関係について綿密な調査を行った結果、この平均結晶粒径の変動幅が−50〜50％の範囲内であれば優れた磁気特性の製品を安定して製造できることが究明されたのである。
【００２３】
次に、本発明において、素材であるスラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％（mass％）を意味する。
Ｃ：0.08％以下
Ｃ量が0.08％を超えると、磁気時効の起こらない 50ppm以下まで低減することが困難になるので、Ｃは0.08％以下に制限した。
Si：2.0 〜8.0 ％
Siは、鋼の電気抵抗を増大し鉄損を低減するのに有用な元素であるので、2.0％以上含有させる。しかしながら、含有量が 8.0％を超えると加工性が著しく低下して冷間圧延が困難となる。そこでSi量は 2.0〜8.0 ％の範囲に限定した。
Mn：0.005 〜3.0 ％
Mnは、熱間加工性を改善するために有用な元素であるが、含有量が 0.005％未満ではその添加効果に乏しく、一方 3.0％を超えると磁束密度の低下を招くので、Mn量は 0.005〜3.0 ％の範囲とする。
【００２４】
Al：100 ppm 未満、Ｎ, Ｓ, Seはそれぞれ 50ppm以下
また、不純物元素であるAlは 100 ppm未満、Ｎ, Ｓ, Seについても 50ppm以下、好ましくは 30ppm以下に低減することが、良好に二次再結晶させる上で不可欠である。その他、窒化物形成元素であるTi, Nb, Ｂ, Ta, Ｖ等についても、それぞれ 50ppm以下に低減することが鉄損の劣化を防止し、良好な加工性を確保する上で有効である。
【００２５】
以上、必須成分および抑制成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ni：0.005 〜1.50％、Sn：0.01〜0.50％、Sb：0.005 〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005 〜0.50％、Cr：0.01〜1.50％のうちから選んだ少なくとも１種
Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させる有用元素である。しかしながら、含有量が0.01％未満では磁気特性の向上量が小さく、一方1.50％を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化するので、Ni量は 0.005〜1.50％とした。
また、Sn，Sb，Cu, Ｐ, Crはそれぞれ、鉄損の向上に有用な元素であるが、いずれも上記範囲の下限値に満たないと鉄損の向上効果が小さく、一方上限量を超えると二次再結晶粒の発達が阻害されるので、それぞれSn：0.01〜0.50％，Sb：0.005 〜0.50％，Cu：0.01〜1.50％，Ｐ：0.005 〜0.50％，Cr：0.01〜1.5 ％の範囲で含有させる必要がある。このうち、Sbは、Texture Inhibition効果を高めるので、特に有用である。
【００２６】
次に、本発明の製造工程について説明する。
上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、転炉、電気炉などを用いる公知の方法で精錬し、必要があれば真空処理などを施したのち、通常の造塊法や連続鋳造法を用いてスラブを製造する。また、直接鋳造法を用いて 100mm以下の厚さの薄鋳片を直接製造してもよい。
スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱延に供してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延を行っても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
熱間圧延前のスラブ加熱温度は1250℃以下に抑えることが、熱延時に生成するスケール量を低減する上で特に望ましい。また、結晶組織の微細化および不可避的に混入するインヒビター成分の弊害を無害化して、均一な整粒一次再結晶組織を実現する意味でもスラブ加熱温度の低温化が望ましい。
【００２７】
ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。冷間圧延を１回しか行わない場合には、この熱延板焼鈍は不可欠である。ゴス組織を製品板において高度に発達させるためには、熱延板焼鈍温度は 800〜1100℃の範囲が好適である。というのは、熱延板焼鈍温度が 800℃未満では熱延でのバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を実現することが困難になり、二次再結晶の発達が阻害され、一方熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、不可避的に混入するインヒビター成分が固溶し冷却時に不均一に再析出するために、整粒一次再結晶組繊を実現することが困難となり、やはり二次再結晶の発達が阻害されるからである。また、熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎることも、整粒の一次再結晶組織を実現する上で極めて不利である。
【００２８】
冷間圧延が１回の場合には、この熱延板焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径が、一方２回以上の場合には、最終冷間圧延前の中間焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径が、先に述べたように、全板厚の平均結晶粒径に対する厚さ方向各位置での平均結晶粒径の変動幅で、−50〜50％の範囲を満足していないと、仕上焼鈍後に良好な磁気特性が得られない。
例えば、熱延板焼鈍温度が低温の場合には、板厚中央付近のバンド組織の再結晶が促進されず、表層付近の結晶粒が大きく、中央付近の結晶粒が小さくなる。また、Ｃ添加量が0.03％よりも多く、熱延板焼鈍温度が1000℃以下の場合には、板厚の 1/4付近の結晶粒が小さく、表層が大きくなる場合がある。
さらに、熱延仕上げ圧延温度が低い場合や、熱延後の板の形状矯正や熱延板焼鈍での粒成長性の向上等のためにスキンパス圧延を行った場合には、板厚中央付近の結晶粒の成長が促進され、表層よりも大きい結晶粒となる傾向がある。
【００２９】
これら以外にも、不純物元素であるAl, Ｓ, Ｎ等の残存量とスラブ加熱温度など、板厚方向の特定の領域の結晶粒の成長を促進または抑制する条件がある。
これらの条件を適宜組み合わせることにより、板厚方向の平均結晶粒径の分布を上記の範囲に制御することが必要である。
【００３０】
なお、最終冷間圧延前の平均結晶粒径の測定については、少なくとも全厚を５層以上に区分し、それぞれの層について平均結晶粒径を求める。さらに全厚についての平均結晶粒径を求め、各層の平均結晶粒径から全板厚の平均結晶粒径を減じ、これを全厚の平均結晶粒径で除し、100 倍することにより各層の平均結晶粒径の全厚に対する変動幅とする。この変動幅がすべての区域で−50〜50％の範囲に収まるように、上述した条件を組み合わせて制御する必要がある。
【００３１】
最終冷延後の脱炭焼鈍は、湿潤雰囲気を使用して 700〜1000℃の温度で行うことが好適である。また、脱炭焼鈍後に浸珪法によってにSi量を増加させる技術を併用してもよい。
その後、MgＯを主体とする焼鈍分離剤を適用して、最終仕上焼鈍を施すことにより二次再結晶組織を発達させるとともにフォルステライト被膜を形成させる。あるいは、焼鈍分離剤をMgＯ以外の無機鉱物、例えばアルミナやシリカ等にして最終仕上焼鈍を行い、フォルステライト被膜を形成させずに、打ち抜き加工を向上させることもできる。
最終仕上焼鈍は、二次再結晶発現のために 800℃以上で行う必要があるが、800 ℃までの加熱速度は磁気特性に大きな影響を与えないので任意の条件でよい。
【００３２】
その後、平坦化焼鈍を施して形状を矯正する。
上記の平坦化焼鈍の前または後に、鉄損の改善を目的として、鋼板表面に張力を付与する絶縁コーティングを施すことが有利である。
さらに、公知の磁区細分化技術を適用できることはいうまでもない。
【００３３】
【実施例】
実施例1
表１に種々の成分組成になる鋼スラブを、1120〜1380℃の範囲の種々の温度に加熱したのち、熱間圧延により 2.1mm厚の熱延板とした。この際、仕上げ圧延温度を 850〜980 ℃の範囲内で変化させ、さらに熱延板焼鈍を 960, 1000, 1050℃で30秒保持する条件とを種々組み合わせて実施した。得られた鋼板の断面を顕微鏡観察し、結晶粒径を求めたところ、熱延仕上げ温度と熱延板焼鈍温度との組み合わせで、鋼板の断面の板厚方向の結晶粒径の分布が均一あるいは不均一になることが確認された。
ついで、酸洗後、冷間圧延によって0.30mmの最終板厚に仕上げたのち、脱脂し、湿潤水素雰囲気中にて 840℃, 120 秒の一次再結晶焼鈍を行った。この一次再結晶焼鈍後、Ｃ量は 0.003％以下まで低減されていた。
その後、最高温度：1200℃の仕上焼鈍を施したのち、張力コーティングの形成と平坦化焼鈍を行って製品とした。
かくして得られた製品板の磁束密度（Ｂ8 ）および鉄損（Ｗ17/50 ）を測定した結果を表１に併記する。
【００３４】
【表１】
0004239457.tif 000002
【００３５】
同表に示したとおり、熱延板焼鈍後の鋼板板厚方向にわたる平均結晶粒径の変動幅が−50〜50％の範囲を満足している場合にのみ、良好な磁気特性を得ることができた。
【００３６】
実施例２
種々の成分組成になる鋼スラブを、1180℃に加熱後、熱間圧延によって 2.2mm厚の熱延板とした。この際、仕上げ圧延温度を 850〜980 ℃の範囲内で変化させた。ついで、1000℃, 30秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗後、冷延圧延により 1.8mmの中間板厚に仕上げたのち、1050℃, 60秒間の中間焼鈍を施し、この中間焼鈍後の鋼板の結晶を観察して平均結晶粒径を求めた。ここで板厚平均の結晶粒径の変動幅が−50〜50％の範囲にあるものだけを選んだところ、表２に示す成分のみが残った。
ついで、180 ℃の温間での圧延によって0.23mmの最終板厚に仕上げたのち、磁区細分化のために電解エッチングによって鋼板の片面に幅方向に溝を形成し、脱脂後、湿潤水素雰囲気中にて 840℃, 120 秒の一次再結晶焼鈍を行った。この一次再結晶焼鈍後、Ｃ量は 0.003％以下まで低減されていた。
その後、最高温度：1200℃の仕上焼鈍を施したのち、張力コーティングの形成と平坦化焼鈍を行って製品とした。
かくして得られた製品板の磁束密度（Ｂ8 ）および鉄損（Ｗ17/50 ）を測定した結果を表２に併記する。
【００３７】
【表２】
0004239457.tif 000003
【００３８】
同表に示したとおり、本発明の成分組成範囲を満足するもののみが良好な磁気特性を示した。
【００３９】
【発明の効果】
かくして、本発明に従い、最終冷間圧延前の鋼板の板厚方向にわたる平均結晶粒径を適正に制御することにより、インヒビターを使用せずに方向性電磁鋼板を製造する場合に、より安定して優れた磁気特性を得ることができる。