JP2000017334A - 低鉄損でかつ高磁束密度を有する方向性及び無方向性電磁鋼板の製造方法並びに連続焼鈍設備 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 この発明は、磁場を利用することにより、
低鉄損と高磁束密度を兼ね備えた電磁鋼板を工業的に安
定製造できる新規技術の提案を目的とする。 【解決手段】 重量％でＣ：0.095 ％以下、Si：1.5 〜
7.0 ％、Mn：0.03〜2.50％を含有する鋼スラブを熱間圧
延及び冷間圧延し、連続１次再結晶焼鈍及び最終仕上げ
焼鈍する一連の工程によって方向性電磁鋼板を製造する
にあたり、最終冷間圧延前の鋼板を構成する結晶の平均
結晶粒径を10μｍ以上とし、昇温時における500 ℃以
上の平均昇温速度を４℃／ｓ以上とすること、焼鈍温
度を700 〜900 ℃の範囲内にすること、少なくとも50
0 ℃以上において、1.5 Ｔ以上の交流ないし直流の磁場
を0.03秒間以上の間、圧延方向の向きに鋼板に印加する
こと、及び、少なくとも磁場印加時に負荷する鋼板張
力を2.0 kgf ／mm² 以下とすることを満足する連続１次
再結晶焼鈍を行うことを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、変圧器や発電機
および電動機の鉄心に利用される方向性及び無方向性電
磁鋼板の製造方法並びに連続焼鈍設備に関するものであ
り、特に、変圧器の小型化に適した高磁束密度電磁鋼板
の鉄損特性を改善する。

【０００２】

【従来の技術】Siを含有し、かつ結晶方位が｛110 ｝<0
01> 方位や｛100 ｝<001> 方位に配向した方向性電磁鋼
板は、優れた軟磁気特性を有することから商用周波数域
での各種鉄芯材料として広く用いられている。

【０００３】この電磁鋼板の特性としては、一般に50 H
z の周波数で1.7 Ｔに磁化させたときの損失であるＷ
_17/50 （Ｗ／kg）で表わされるところの鉄損が低いこと
が重要であり、実機における特性評価においても、大型
変圧器の鉄芯や巻鉄芯の鉄損はＷ_17/50 の値が低い材料
が優れている結果を得ている。

【０００４】ここで、上述の結晶方位の配向を向上させ
た磁束密度の高い方向性電磁鋼板は、変圧器の小型化に
有利なため、近年の省エネルギー志向により年々その使
用量は増加する傾向がある。

【０００５】方向性電磁鋼板は、鋼中にインヒビターと
呼ばれる成分を含有させ、鋼スラブを高温に加熱してイ
ンヒビターを鋼中に固溶させた後、熱間圧延を施し、微
細にインヒビターを析出させ、２次再結晶と称される現
象を利用して前述の結晶方位を得る工程によって製造す
る方法が一般的であり、高磁束密度を有する方向性電磁
鋼板においてはインヒビターとして、通常はAlＮとMnＳ
もしくはAlＮとMnSeを使用する。

【０００６】しかしながら、上記方法は、鋼スラブ中に
インヒビターを微細に析出させるため、高温スラブ加熱
を行わなければならず、これは高コストと高度な温度制
御を必要とする。

【０００７】このため、インヒビターを用いない方向性
電磁鋼板についての研究開発も行われている。

【０００８】かかる方向性電磁鋼板は、最終仕上げ焼鈍
において２次再結晶現象を利用して結晶の方位を特定の
方位に揃えることにより達成され、その製造技術は、ひ
とえに２次再結晶粒の結晶方位の高度な集積技術に負っ
ている。

【０００９】２次再結晶粒の結晶方位を集積させるに
は、１次再結晶集合組織を制御することが重要であり、
具体的には、２次再結晶する結晶方位の粒の１次再結晶
密度を増加させることと、２次再結晶する結晶方位を有
する結晶粒が成長しやすい結晶方位の１次再結晶密度を
増加させることとの双方を満足させることが必要であ
る。

【００１０】このような１次再結晶集合組織の制御の方
法としては、従来から１次再結晶焼鈍の昇温速度や焼鈍
雰囲気などの適正化を図る数多くの研究がなされてきた
が、近年、磁場中における再結晶技術を用いて集合組織
を制御する技術が開発されて注目されるようになった。

【００１１】すなわち、特開昭61−52318 号公報には、
１次再結晶の初期段階において、400 ℃以上かつ磁気変
態点以下の温度範囲内で50エルステッド以上の交流もし
くは直流磁場を、鋼板の圧延方向に平行に付与し方向性
電磁鋼板の磁束密度および鉄損を向上させる技術が開示
されている。

【００１２】しかし、この技術では、高磁束密度を安定
して得ることが困難であり、しばしば磁束密度の劣る方
向性電磁鋼板が製造される場合があったので、工業化に
は至らなかった。

【００１３】さらに、特開平５−39526 号公報において
は、上掲公報に開示された技術に加えて、400 〜800 ℃
の昇温における昇温速度を10℃／ｓ以上とする技術及び
１次再結晶焼鈍の回復ないし再結晶の初期段階に鋼板の
圧延方向に磁場を印加する技術が開示されているが、こ
れらの技術においても安定して高磁束密度を得ることが
困難であった。特に、脱炭・１次再結晶焼鈍のための工
業的生産設備として用いられている連続焼鈍設備にこれ
らの技術を適用した場合、大部分の方向性電磁鋼板の製
品で磁束密度が劣る傾向にあった。

【００１４】尚、上述したところは、方向性電磁鋼板の
場合の問題点について説明したが、無方向性電磁鋼板の
場合でも同様な問題点があり、即ち、無方向性電磁鋼板
の場合にも、優れた磁気的特性を得る方法として１次再
結晶集合組織の制御を行うことが重要であり、従来の製
造方法では、高磁束密度を安定して得ることが困難であ
るという問題点等があった。

【００１５】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、かかる磁
場を利用し１次再結晶集合組織を制御し、ひいては２次
再結晶を制御し、低鉄損と高磁束密度を兼ね備えた電磁
鋼板を工業的に安定して製造できる新規な技術を提案す
ることを目的とする。

【００１６】

【課題を解決するための手段】この発明は、強磁場下に
おける方向性電磁鋼板の１次再結晶集合組織について、
これまで以上により詳細に検討し、特に、研究室での実
験と工場設備での生産との差異を検討したところ、連続
焼鈍を行う工場設備では、研究室での実験の場合のよう
に磁場のみを印加する状態で焼鈍するのではなく、鋼板
に比較的大きな張力が作用した状態で焼鈍されること、
および再結晶時に磁場と高張力の双方が鋼板に印加され
た状態で焼鈍する場合では、磁場のみを印加する場合に
比べて優れた磁気特性を得るには好ましくない集合組織
になることを見出した。

【００１７】そして、本発明者らは、最終冷間圧延前の
鋼板を構成する結晶の粒径と、連続一次再結晶焼鈍時に
印加する磁場及び鋼板張力の適正化を図り、１次再結晶
集合組織を適正に制御することで、良好な磁気特性が得
られることを見出し、これをもとに、その他多くの工夫
を加えこの発明を完成させるに至ったのである。

【００１８】すなわち、第１の発明の方法は、重量％で
Ｃ：0.095 ％以下、Si：1.5 〜7.0％、Mn：0.03〜3.50
％、必要によりインヒビター成分を含有する鋼スラブを
熱間圧延し、１回もしくは２回以上の冷間圧延で最終板
厚とし、連続１次再結晶焼鈍を施し最終仕上げ焼鈍によ
り磁気特性を得る一連の工程によって方向性電磁鋼板を
製造するにあたり、最終冷間圧延前の鋼板を構成する結
晶の平均結晶粒径を10μｍ以上とし、下記〜の条件
を満足する連続１次再結晶焼鈍を行うことを特徴とする
ものである。

【００１９】記 昇温時における500 ℃以上の平均昇温速度を４℃／ｓ
以上とすること、 焼鈍温度を700 〜900 ℃の範囲内にすること、 少なくとも500 ℃以上において、1.5 Ｔ以上の交流な
いし直流の磁場を0.03秒間以上の間、圧延方向の向きに
鋼板に印加すること、及び、 少なくとも磁場印加時に負荷する鋼板張力を2.0 kgf
／mm² 以下とすること

【００２０】また、鋼スラブに、Ｓ，Se，Al，Sb，Bi，
Cu，Cr，Ni，Sn，Geの中から選択した１種もしくは２種
以上を、重量％でＳ、Se，Alを各0.010 〜0.035 ％、S
b，Biを各0.0005〜0.0800％、Cu，Cr，Ni，SnまたはGe
においては各0.0010〜1.3000重量％を含有させることが
好ましい。

【００２１】さらに、最終冷間圧延後から最終仕上げ焼
鈍前までの間、または最終仕上げ焼鈍後に、鋼板表面に
複数の溝を形成させることが好ましい。

【００２２】さらにまた、連続１次再結晶焼鈍時の500
〜800 ℃の温度範囲にて、４Ｔ以上の交流もしくは直流
磁場を少なくとも0.5 〜25秒間の範囲内で印加し、かつ
鋼板張力を0.01〜1.00 kgf／mm² の範囲に規制すること
が好ましい。

【００２３】加えて、脱炭焼鈍後、２次再結晶開始まで
の間で窒化処理を施して、鋼中のＮ含有量を50〜250 pp
m の範囲にすることが好ましい。

【００２４】また、第２の発明の方法は、重量％でSiを
0.1 〜7.0 ％、Mnを0.03〜3.50％を含有し、Ｃを0.060
％以下、Ｎを0.004 ％以下、Ｓを0.004 ％以下に規制し
た鋼スラブを熱間圧延し、１回もしくは２回以上の冷間
圧延で最終板厚とし、連続１次再結晶焼鈍を施して磁気
特性を得る一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造
するにあたり、最終冷間圧延前の鋼板を構成する結晶の
平均結晶粒径を10μｍ以上とし、下記〜の条件を満
足する連続１次再結晶焼鈍を行うことを特徴とするもの
である。

【００２５】記 昇温時における500 ℃以上の平均昇温速度を４℃／ｓ
以上とすること、 焼鈍温度を700 〜1100℃の範囲内とすること、 少なくとも500 ℃以上において、1.5 Ｔ以上の交流な
いし直流の磁場を0.03秒間以上の間、圧延方向の向きに
鋼板に印加すること、及び、 少なくとも磁場印加時に負荷する鋼板張力を2.0 kgf
／mm² 以下とすること

【００２６】さらに、連続１次再結晶焼鈍時の500 〜80
0 ℃の温度範囲にて、４Ｔ以上の交流もしくは直流磁場
を少なくとも0.5 〜25秒間の範囲内で印加し、かつ鋼板
張力を0.01〜1.00 kgf／mm² の範囲に規制することが好
ましい。

【００２７】さらにまた、第３の発明の連続焼鈍設備
は、鋼板の走行方向に1.5 Ｔ以上の磁場を印加する磁場
発生装置と、鋼板張力を低減する張力制御装置とを１次
再結晶温度域に設けることが好ましい。

【００２８】尚、この発明でいうところの冷間圧延と
は、鋼の再結晶温度以下の温度で行う圧延をいい、具体
的には温間圧延も含まれる。

【００２９】

【発明の実施の形態】次に、この発明を完成するに至っ
た経緯を実験例に基づいて以下で説明する。 ・実験１ Ｃ：0.063 wt％、Si：3.34wt％、Mn：0.07wt％、Se：0.
07wt％、Sb：0.025 wt％、Ｂ：0.0025wt％、Ｎ：0.0065
wt％を含有し、厚さ220 mmのけい素スラブを熱間圧延に
より板厚2.2 mmの熱延板に仕上げた。

【００３０】ついで、この熱延板に1020℃で１分間の熱
延板焼鈍を施した後、ミスト水を噴射して急冷し、さら
に、最高板温度240 ℃の温間圧延により0.34mm厚の鋼板
とした。この鋼板から、圧延方向および圧延直角方向に
それぞれ幅30mm、長さ400 mmの寸法に切り出した試料５
を多数採取して研究室実験用の供試材とし、図１に示す
張力と磁場を同時に印加できる研究用焼鈍炉体４内を、
55％のＨ₂ ガス、露点50℃、残部Ｎ₂ ガスバランスの湿
水素雰囲気にし、この雰囲気中にて、850 ℃で均熱時間
２分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を施した。この脱炭・１
次再結晶焼鈍において、昇温時のみ、均熱時のみ、及び
昇温時と均熱時の双方の３条件下で、種々の程度の磁場
及び荷重（鋼板張力）を印加した。

【００３１】その後、圧延方向に長く切り出した試料に
ついては、１次再結晶集合組織を調査するとともに、28
0 mmの長さに切断し、10％のTiＯ₂ と２％のとSr(OH)₂
を含有するMgＯからなる焼鈍分離剤を試料に塗布し最終
仕上げ焼鈍を施した。最終仕上げ焼鈍は、Ｎ₂ 単独の雰
囲気下において30℃／ｈの昇温速度で840 ℃に昇温しこ
の温度で20時間保持した後、25％Ｎ₂ ガスと75％Ｈ₂ ガ
スの混合雰囲気で1050℃まで12℃／ｈの昇温速度で昇温
し、以後Ｈ₂ ガス単独雰囲気で1200℃まで昇温してこの
温度で５時間保持し、その後冷却した。

【００３２】冷却後は未反応分離剤を除去し、コロイグ
ルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成分とする
絶縁張力コーティングを塗布し、800 ℃で焼き付け磁気
特性を測定した。また、圧延直角方向に長い試料につい
ては集合組織を調査するにとどめた。

【００３３】圧延方向に長く切り出した上記試料につい
て磁気特性を測定した結果の一部を表１および図２、図
３に示す。

【００３４】尚、表１の昇温速度は、脱炭・１次再結晶
焼鈍の昇温時における500 〜850 ℃の温度範囲での昇温
速度を意味し、また、図２では、脱炭・１次再結晶焼鈍
の昇温時において、500 〜850 ℃の温度範囲での昇温速
度を10〜15℃／ｓとし、この間に８Ｔの磁場を印加した
場合（図２中で「○」で示す。）と、磁場を印加しない
場合（図２中で「●」で示す。）において、鋼板に負荷
する張力の大きさが磁気特性に及ぼす影響を示し、さら
に、図３では、脱炭・１次再結晶焼鈍の昇温時におい
て、500 〜850 ℃間の昇温速度を10〜15℃／ｓとし、こ
の間に0.2 kgf ／mm² の張力を鋼板に負荷した場合に、
印加する磁場の強度が磁気特性に及ぼす影響を示した。
ここで、前記張力は、鋼板に負荷する荷重を、その負荷
方向と垂直な方向の鋼板の断面積で割った値とし、前記
張力の変更は前記荷重を変えることにより行った。

【００３５】

【表１】

【００３６】表１より、磁場のみを印加した場合（条件
記号ｃ）は、磁場も張力も印加しない場合（条件記号
ａ）に比較して極めて優れた磁気特性が得られているこ
とがわかる。

【００３７】これに対し、磁場および強い張力を併せて
適用した場合（条件記号ｅ）では、磁気特性は大幅に劣
化している。

【００３８】また、磁場を印加し、かつ適正な張力を負
荷する期間としては、脱炭・１次再結晶焼鈍の昇温時
（少なくとも500 〜850 ℃の温度範囲）であれば、ほぼ
十分であることが表１の条件記号ｇからわかる。

【００３９】さらに、磁場を印加せずに強い張力のみを
負荷する場合（条件記号ｄ）では、磁場も張力も印加し
ない場合（条件記号ａ）に比較し、逆に磁気特性が劣化
しているが、その劣化の程度は磁場および強い張力を併
せて適用した場合（条件記号ｅ）に比較して軽度であ
る。

【００４０】また、前記昇温速度が速く、前記張力が小
さく、磁場の強さが大きい場合（条件記号ｇ）は、極め
て磁気特性が優れているのがわかる。

【００４１】加えて、前記昇温速度が速い場合（条件記
号ａ）は、前記昇温速度が遅い場合（条件記号ｆ）に比
較して磁気特性が良好であり、また、磁場及び張力を適
正範囲であるものの、前記昇温速度が遅い場合（条件記
号ｂ）は、磁場も張力も印加しない場合（条件記号ａ）
よりも却って磁気特性が劣化することも分かった。

【００４２】次に、このような好結果をうるための、磁
場の強度の範囲および規制すべき張力の範囲と磁気特性
との関係について、図２および図３に示した。

【００４３】図２より、張力としては2.0 kgf ／mm² 以
下に規制すること、また、図３より、印加すべき磁場の
強度としては1.5 Ｔ以上の値とすることによって、優れ
た磁気特性が得られることがわかる。

【００４４】そして、上記のような結果を得た理由につ
いて、脱炭・１次再結晶焼鈍板の集合組織を含め、数多
くの調査を行い以下の結論を得た。

【００４５】すなわち、第１には、磁場の印加により磁
気特性が変化したのは、脱炭・１次再結晶焼鈍における
回復および再結晶現象が磁場の印加により影響されたた
めであるという点である。

【００４６】これについては、従来よりよく知られてい
る現象である。例えば、磁場の印加により回復及び再結
晶が遅れ、また、昇温速度を増加させることによっても
同等の作用、すなわち｛111 ｝<112> の方位を有する結
晶粒の再結晶を遅らせ、結果的に｛hk0 ｝<001> 方位を
有する結晶の再結晶粒を、鋼板の集合組織において優勢
ならしめることであるといれている。

【００４７】しかしながら、鋼板に負荷する張力の効果
については明確でない。特に、図２に示されるように、
強磁場が存在しているもとで鋼板に強い張力を負荷する
場合には、磁気特性が極端に劣化する傾向がある。

【００４８】このことが、通常、鋼板の炉内走行のため
に、鋼板に張力が必然的に負荷される工業的な連続焼鈍
において、磁気特性の不安定と大幅な劣化をもたらした
原因であった。

【００４９】しかしながら、比較的弱い張力を鋼板に負
荷しつつ高磁場を印加した場合には磁気特性の向上が認
められた。

【００５０】こうした張力がもたらす作用について、再
結晶集合組織の観点から検討を加えた結果では、再結晶
時に鋼板に圧延方向の高張力を加えると、再結晶の前駆
段階のセルの再配列時に局部的なせん断力が作用し、前
述の｛111 ｝<112> の方位の結晶粒や、｛hk0 ｝<001>
方位の結晶粒の方位が、最大せん断応力方向に回転する
傾向が一般に認められるようになる。

【００５１】しかし、ここで高張力に併せて鋼板に強磁
場が印加されると、最大せん断応力の方向に回転した結
晶方位を有する結晶の再結晶がすこぶる優勢となり、そ
の結果、１次再結晶集合組織において｛111 ｝<112> 方
位や｛hk0 ｝<001> 方位の強度が減少し、これより大き
くずれた方位の再結晶集合組織が優勢となる。この結
果、通常の(110) 001 方位から大きくずれた２次再結
晶粒が生成し、磁気特性が大幅に劣化する結果となるこ
とがわかった。

【００５２】これに対して、鋼板に比較的弱い張力を負
荷した場合には、<001> 方位の配向性が高まるという結
果を得た。この結果は、磁場と張力が再結晶に協同的に
作用したためであり、従来明確でなかった極めて特殊な
作用によって生じるものである。

【００５３】次に、第２には、上述したような磁場を適
用する場合に必要な時間を調査したところ、磁場の程度
にも依存するが、少なくとも0.03秒間以上の印加が必要
であることがわかった。さらに、こうした磁場による作
用は、再結晶時の昇温速度は、遅すぎると十分に発揮さ
れないため、少なくとも500 ℃以上の温度範囲での平均
昇温速度を４℃／ｓ以上とすることが必要であることも
わかった。

【００５４】尚、ここでいう平均昇温速度とは、鋼板温
度として500 ℃から再結晶が完全に終了するまでの700
℃までの平均昇温速度をいう。即ち、昇温時における少
なくとも500 ℃以上の温度範囲での平均昇温速度が４℃
／ｓ以上であればよいため、昇温を一定の速度で行う必
要は必ずしもなく、昇温の途中で昇温速度を適宜変更す
ることができる。

【００５５】ここで、昇温の途中において再結晶前に30
秒間以内の徐熱または温度保持を行い、その後10℃／ｓ
で急熱する処理は、集合組織の改善効果が極めて大き
く、磁気特性も良好な製品が得られる。

【００５６】さらに、第３には、上記のような強磁場の
作用を得るには、最終冷間圧延前の鋼板を構成する結晶
の平均結晶粒径を10μｍ以上とすることが必要であるこ
とがわかった。

【００５７】すなわち、最終冷間圧延前の鋼板を構成す
る結晶の平均結晶粒径が10μｍ未満である場合、１次再
結晶焼鈍において、再結晶する結晶は、圧延前における
旧結晶粒界の位置から優先的に再結晶する傾向が強くな
り、この場合には強磁場の影響がほとんど認められなく
なるからである。尚、磁場の種類については、直流磁場
の方がより好ましいが、交流磁場でもよい。

【００５８】以上の実験と調査をもとに鋭意研究を行っ
た結果としてこの発明を完成したものである。以下に、
この発明に従う方向性電磁鋼板あるいは無方向性電磁鋼
板の製造方法を上記成分組成及び上記製造条件に限定し
た理由を説明する。

【００５９】まず、方向性電磁鋼板の製造方法（第１発
明）で成分組成を限定した理由について説明する。

【００６０】Ｃ：0.095 wt％以下 Ｃは、α−γ変態による組織調整するためには有効な成
分であるが、Ｃ含有量が0.095 wt％を超えると脱炭焼鈍
工程において脱炭不良を招き、磁気特性が劣化する。し
たがって、Ｃ含有量は0.095 wt％以下とする。

【００６１】Si：1.5 〜7.0 wt％ Siは、電気抵抗を増加させ鉄損を低減させるために必須
の成分であり、このためには1.5 wt％以上含有させるこ
とが必要であるが、7.0 wt％を超えて含有させると加工
性が劣化し製品の製造や製品の加工が極めて困難にな
る。したがって、Si含有量は1.5 〜7.0 wt％の範囲とす
る。

【００６２】Mn：0.03〜3.50wt％ Mnは、Siと同様に電気抵抗を高め、また、製造時の熱間
加工性を向上させるので重要な成分であるため、0.03wt
％以上含有させることが必要であるが、3.50wt％を超え
て含有させるとγ変態を誘起して磁気特性が劣化する。
したがって、Mn含有量は0.03〜3.50wt％の範囲とする。

【００６３】上記成分の他に、２次再結晶を誘起させる
ためのインヒビターを必要に応じ鋼中に含有させること
ができる。インヒビター成分としては、Ｓ，Se，Al，S
b，Bi，Cu，Cr，Ni，Sn，Ge, Te，Ｐ，Pb，Zn，In，Ｐ
などがあり、この中で特に、Ｓ，Se，Al，Sb，Bi，Cu，
Cr，Ni，Sn，Geの１種もしくは２種以上を選択して用い
るのが好ましく、この場合、鋼スラブに、Ｓ，Se，Alを
各0.010 〜0.035 wt％、Sb，Biを各0.0005〜0.0800wt
％、Cu，Cr，Ni，SnまたはGeを各0.0010〜1.3000wt％含
有させることがより好適である。

【００６４】また、Ｎ含有量が30ppm 未満の場合は、脱
炭焼鈍後、２次再結晶開始までの間で窒化処理を施し
て、鋼中のＮ含有量を適正化を図ることもできる。この
場合、Ｎ含有量は150 〜250 ppm の範囲にするのがより
好適である。

【００６５】次に、無方向性電磁鋼板の製造方法（第２
発明）で成分組成を限定した理由について説明する。

【００６６】Ｃ：0.060 wt％以下 無方向性電磁鋼板においては、Ｃ含有量が0.060 wt％を
超えると脱炭・１次再結晶焼鈍工程においてもＣの十分
な除去がなされず、願著な磁気特性の劣化を招くため、
その含有量は0.060 wt％以下とする。

【００６７】また、Ｃ含有量が0.006 wt％以下であれば
脱炭焼鈍をあえて行う必要はなく、１次再結晶のみの工
程としてもよく、この場合には、表面の内部酸化層の生
成を抑制することが可能となるので、磁気特性の更なる
向上効果が得られる。

【００６８】Si：1.5 〜7.0 wt％ Siは、電気抵抗を増加させ鉄損を低減させるために必須
の成分であり、このためには1.5 wt％以上含有させるこ
とが必要であるが、7.0 wt％を超えて含有させると加工
性が劣化し製品の製造や製品の加工が極めて困難にな
る。したがって、その含有量は1.5 〜7.0 wt％の範囲と
する。

【００６９】Mn：0.03〜3.50wt％ Mnは、Siと同様に電気抵抗を高め、また、製造時の熱間
加工性を向上させるので重要な成分であるため、0.03wt
％以上含有させることが必要であるが、3.50wt％を超え
て含有させるとγ変態を誘起して磁気特性が劣化する。
したがって、その含有量は0.03〜3.50wt％の範囲とす
る。

【００７０】Ｎ：0.004 wt％以下 Ｎは、Ｃと同様、鋼中に存在して磁気特性を劣化させる
成分であり、かつＣと異なり製造の途中での低減が困難
である。この磁気特性の劣化を回避するためには0.004
wt％以下とすることが必要である。

【００７１】Ｓ：0.004 wt％以下 Ｓは、鋼中に存在して１次再結晶粒の成長を抑制し鉄損
を劣化させる成分であり、これを回避するためには0.00
4 wt％以下に規制することが必要である。

【００７２】さらに、第１及び第２の発明の製造方法で
それぞれ製造条件を限定した理由について説明する。ま
ず、第１及び第２の発明とも、各上記成分に調整された
鋼スラブを、1200℃程度の通常の温度で加熱した後、熱
間圧延に供される。特に第１発明では、鋼スラブ中に、
必要に応じて含有させるインヒビターを固溶させるた
め、通常以上の高温（1350〜1450℃程度）に加熱するの
が好ましい。

【００７３】この後、第１及び第２の発明とも、鋼板を
冷間圧延するが、冷間圧延は、熱延板焼鈍後の１回冷間
圧延法、熱延板焼鈍後に中間焼鈍を挟む２回以上の冷間
圧延法または熱延板焼鈍を省略または低温化した中間焼
鈍を挟む２回以上の冷間圧延法のいずれの圧延法によっ
ても行うことができる。

【００７４】また、各焼鈍においては必要に応じて焼鈍
後に急冷処理を施すことができる。ここで急冷処理と
は、自然放冷よりも早い冷却速度となるように気体およ
び／または液体を冷却媒として鋼板に吹き付けて鋼板を
冷却させる処理であり、例えばＮ₂ ガスを吹き付けた
り、ミスト水やジェット水を吹き付けて鋼板を冷却させ
る処理のことをいう。

【００７５】さらに、第１の発明においては、焼鈍雰囲
気の酸化性を高めて鋼板表層部を脱炭する公知の手段も
有効に作用するため、この手段を用いることができる
が、このときの脱炭量は0.005 〜0.025 wt％の範囲にす
ることがよい。

【００７６】かかる脱炭処理によって鋼板表層部のＣ含
有量が低下し、焼鈍時のγ変態量が低減するため、２次
再結晶の核が生成する板厚表層部のインヒビターの抑制
力が強化され、より好ましい２次再結晶を得ることがで
きる。

【００７７】ここで、第１及び第２の発明とも、最終冷
間圧延前の鋼板を構成する結晶の平均結晶粒径を10μｍ
以上とすることが必須である。

【００７８】すなわち、最終冷間圧延前の鋼板を構成す
る結晶の平均結晶粒径が10μｍ未満であると、１次再結
晶焼鈍において、再結晶する結晶は、圧延前における旧
結晶粒界の位置から優先的に再結晶する傾向が強くな
り、この場合には強磁場の影響がほとんど認められなく
なり、この発明における強磁場による磁気特性向上効果
が得られなくなるからである。

【００７９】したがって、第１及び第２の発明とも、最
終冷間圧延前の焼鈍において、温度、時間などを工夫し
て最終冷間圧延前の鋼板を構成する結晶の平均結晶粒径
を10μｍ以上にすることを必須とする。

【００８０】また、冷間圧延の圧下率については、従来
から公知のように、第１の発明においては、最終冷間圧
延の圧下率を80〜95％の範囲又は40〜70％の範囲とする
冷間圧延を採用することができ、第２の発明においては
最終圧延の圧下率を 5〜40％の範囲又は55〜90％の範囲
とする冷間圧延を採用することができる。

【００８１】さらに、最終冷間圧延においては、公知の
ように温間圧延やパス間時効を行うことも可能で、これ
によりさらに磁気特性を向上させることも可能である。
なお、最終冷間圧延後に、磁区細分化を図るため、公知
のように鋼板表面に線状の溝を形成することもまた可能
である。

【００８２】かかる方法により最終冷間板厚とした鋼板
は、第１発明は、１次再結晶焼鈍を施され、また、第２
発明は、１次再結晶焼鈍を施したのち最終仕上げ焼鈍に
供される。

【００８３】第１及び第２の発明は、いずれも上記１次
再結晶焼鈍を以下で説明する条件に従って行うことを主
な特徴とする。まず第１の条件としては、第１及び第２
の発明とも、かかる焼鈍は連続焼鈍で行う。これは、工
業的に鋼板を短時間に大量処理するために必須の技術だ
からである。

【００８４】第２の条件としては、１次再結晶焼鈍の温
度を、第１発明では700 〜900 ℃、第２発明では700 〜
1100℃の範囲とすることが必要である。即ち、第１及び
第２の発明とも、700 ℃未満では１次再結晶を十分に生
じさせることができず、また、第１発明では、900 ℃を
超えると１次再結晶粒径が粗大化して良好な２次再結晶
が得られず、磁気特性が劣化するからであり、第２発明
では、1100℃を超えると、結晶粒径が過剰に粗大化し鉄
損が劣化するからである。

【００８５】第３の条件としては、第１及び第２の発明
とも、１次再結晶焼鈍の昇温における500 ℃以上700 ℃
までの鋼板の平均昇温速度を４℃／ｓ以上とすることが
必要である。即ち、平均昇温速度が４℃／ｓ未満である
場合、強磁場による１次再結晶集合組織の改善効果が現
れず、良好な磁気特性を得ることができないからであ
る。

【００８６】第４の条件としては、１次再結晶焼鈍の少
なくとも昇温過程500 ℃以上において、1.5 Ｔ以上の強
磁場を少なくとも0.03秒間、鋼板に対し、圧延方向の向
きに印加することが必要である。即ち、500 ℃以上の温
度にすれば、鋼板は回復・再結晶するようになり、さら
に、強磁場の作用と相まって、１次再結晶集合組織が改
善されて磁気特性の改善効果が現れるからである。ここ
に、このような、磁場の作用は1.5 Ｔ以上の大きさで顕
著になり、かつ0.03秒間以上磁場を印加することが必要
である。

【００８７】尚、磁場の形態としては、直流磁場でも交
流磁場でもよく、また、磁場の適用は、必ずしも１次再
結晶時のみに限定されるわけではなく、昇温過程におけ
る550 ℃前後から１次再結晶時が開始されるまでを含む
焼鈍範囲であればいずれも有効である。

【００８８】そして、第５の条件は、第１及び第２の発
明のいずれにおいても最も留意すべき必須の要件であ
り、具体的には、強磁場の印加時に鋼板に負荷する張力
を2.0kgf ／mm² 以下に規制する点にある。

【００８９】これは、工業的な連続焼鈍設備において
は、鋼板走行のためある程度の張力を鋼板に負荷せざる
をえないが、少なくとも磁場印加時には張力を2.0 kgf
／mm²以下に低減することが磁気特性の改善効果を得る
上で必要となる。

【００９０】即ち、張力が2.0 kgf ／mm² を超えると、
再結晶方位が大きくずれ集合組織の劣化が甚だしく、磁
気特性の劣化を招くからである。さらに、この範囲の中
でも、特に0.1 〜1.0 kgf ／mm² の範囲で張力を負荷す
ることによって極めて良好な磁気特性の製品を得ること
が可能となる。

【００９１】さらにまた、第１及び第２の発明とも、か
かる強磁場の作用をさらに有効に発揮させるための手法
として、下記の２種類の方法を採用することができる。

【００９２】すなわち、第１は、１次再結晶焼鈍の500
〜800 ℃の温度範囲において、４Ｔ以上の直流磁場を少
なくとも0.5 〜25秒間の範囲内で印加し、かつ鋼板に対
し 0.1〜0.5 kgf ／mm² の張力に規制する方法であり、
第２は、１次再結晶焼鈍の昇温過程中、550 ℃以上再結
晶開始までの温度域において、３℃／ｓ以下となる徐熱
または温度保持を30秒間以内で行い、引き続いて10℃／
ｓ以上の急熱処理を４Ｔ以上の直流磁場の印加の下でか
つ0.1 〜1.0 kgf ／mm² の張力に規制する方法であり、
これらの方法によって、より有利に強磁場による１次再
結晶集合組織改の善効果を高めることができる。

【００９３】１次再結晶焼鈍は、必要に応じて脱炭焼鈍
を兼ねることが可能である。この後、第２発明の場合に
は、必要に応じて鋼板表面に絶縁コーティングを塗布し
製品とする。また、第１発明の場合には、必要に応じ
て、MgＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し
てから最終仕上げ焼鈍に供されたり、連続焼鈍による最
終仕上げ焼鈍に供され、２次再結晶化し、最終製品に近
い状態にする。

【００９４】ここで、焼鈍分離剤に公知のようにAl₂O₃
や塩化物を配合し、最終仕上げ焼鈍後に一般に形成され
るフォルステライト被膜の形成を抑制し、その後、張力
被膜を形成させることも可能である。かかる張力被膜と
しては、セラミックス被膜、ガラス質被膜、めっきなど
により形成する金属被膜、及びこれらの混合物などによ
るあらゆる公知の被膜を適合することができる。

【００９５】また、前述したように、１次再結晶焼鈍後
から２次再結晶開始までの間で鋼中にＮを50〜250 ppm
の範囲で含有させる窒化処理を施すことも可能である。
この場合、脱炭焼鈍後、NH₃ 含有雰囲気中で熱処理をし
たり、窒化物を焼鈍分離剤中に含有させたり、最終仕上
げ焼鈍雰囲気を窒化雰囲気としたりする公知の技術が適
用できる。

【００９６】さらに、最終冷間圧延後から最終仕上げ焼
鈍前の間、または最終仕上げ焼鈍後に、鋼板表面に複数
の溝を形成させることにより、公知のような磁区細分化
処理を施すこともできる。

【００９７】最終仕上げ焼鈍後は、必要に応じて絶縁コ
ーティングを塗布してから焼き付け、さらに平坦化焼鈍
を施し製品とする。

【００９８】加えて、平坦化焼鈍後の鋼板には鉄損の低
減を図るため、公知の磁区細分化処理としてプラズマジ
ェットやレーザー頗射を線状に施したり、突起ロールに
よる線状の凹みを設けたりする処理を施すこともでき
る。

【００９９】最後に、第３の発明は、上記連続焼鈍を行
うための設備であり、具体的には、鋼板の走行方向に1.
5 Ｔ以上の磁場を印加する磁場発生装置と、鋼板張力を
低減する張力制御装置とを１次再結晶温度域に設けたも
のである。

【０１００】ここでいう磁場発生装置とは、例えば、図
４に示すように、走行する鋼板を取り巻く超伝導コイル
１や相対する一対の磁場発生装置など、各種の方法によ
って被処理材（鋼板）９の走行方向11に磁場を印加する
装置を意味するが、少なくとも1.5 Ｔ以上の強磁場を鋼
板に印加させることができることが必要である。

【０１０１】また、磁場発生装置の設置位置について
は、焼鈍炉の炉体の中に設置するタイプであっても、ま
た、炉体の外に設置するタイプであってもよい。さら
に、磁場発生装置の設置位置は、鋼板が１次再結晶する
位置を含んでいれば、焼鈍設備の如何なる位置でも可能
である。

【０１０２】また、張力制御装置としては、図４に示す
ようなピンチロール10を用いて張力を低減する設備や段
差ロールを用いる設備などがある。さらに、これらの設
備に加えて、磁場の強度や鋼板走行時の張力を制御する
設備を負荷することが好ましいことはいうまでもない。

【０１０３】尚、この発明の連続焼鈍方法や連続焼鈍設
備は、方向性電磁鋼板の１次再結晶焼鈍のみに限られる
ものでなく、広く鉄鋼製品やAl，Cuなどの非鉄金属製品
の連続焼鈍方法や連続焼鈍設備に適用することも可能で
ある。

【０１０４】

【実施例】次に、第１及び第２の発明の方法に従って方
向性及び無方向性電磁鋼板を製造し、磁気特性を評価し
たので以下で説明する。 ・実施例１( 第１発明） 表２に示す鋼塊記号Ａ〜Ｊの成分組成の溶鋼を連続鋳造
で鋳込み厚み250 mmのスラブとし、鋼塊記号Ａ〜Ｇのス
ラブは1420℃の温度に、記号Ｈ〜Ｊのスラブは1180℃の
温度に加熱した後、スラブの幅を40mm減少させる幅圧下
を行い、さらに厚みを230 mmに減厚した後、熱間圧延を
施した。熱間圧延は、粗圧延で35mm、仕上げ圧延で2.4
mmの厚さにした。このとき、熱間圧延終了温度は 930〜
950 ℃であり、熱間圧延終了後、55〜65℃／ｓの速度で
ジェット水噴流をかけることにより急冷し、 600〜630
℃の温度で巻取った。

【０１０５】

【表２】

【０１０６】その後、記号Ａ〜Ｃの各コイルは1100℃で
60秒間の均熱と急冷を伴う熱延板焼鈍を、記号Ｄ〜Ｇの
各コイルは1000℃で40秒間の均熱と急冷を伴う熱延板焼
鈍を、記号Ｈ〜Ｊの各コイルは980 ℃で60秒間の均熱と
急冷を伴う熱延板焼鈍を施した。このとき、焼鈍雰囲気
として空燃比0.95で露点45℃の燃焼ガスを用い、鋼板表
層を脱炭焼鈍し、Ｃ含有量を記号Ａ〜Ｃでは0.020 wt
％、記号Ｄ〜Ｇでは0.015 wt％、記号Ｈ〜Ｊでは0.005
wt％低減した。

【０１０７】次いで、記号Ａ〜Ｃおよび記号Ｈ〜Ｊのコ
イルは、最高板温度230 ℃の温間圧延により0.34mmの最
終板厚に圧延され、Ｄ〜Ｇのコイルは第１回目の冷間圧
延により1.6 mm厚に圧延した後、1100℃で50秒間の均熱
と急冷を伴う中間焼鈍を施した後、最高板温度220 ℃の
温間圧延により0.22mmの最終板厚に圧延した。このと
き、各コイルの最終冷間圧延前の鋼板の平均結晶粒径を
表３に示すが、いずれも10μｍを超えていた。

【０１０８】さらに、各コイルは、脱脂後、図４に示す
磁場発生装置と張力制御装置を加熱帯に備える連続焼鈍
設備で、850 ℃で２分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を施し
たが、各コイルを３分割して、それぞれ磁場を印加しな
い条件ａ、4.5 Ｔの直流の強磁場を印加する条件ｂ、及
び4.5 Ｔの直流の強磁場を印加しかつ走行コイルの張力
を低減する条件ｃで処理した。ここで、条件ａ及びｂに
おける走行コイルの張力は全長にわたって5.0 〜5.5 kg
f ／mm² とし、また、条件ｃでは、加熱帯での張力低減
設備の設置範囲内でおいて前記張力を0.5 kgf ／mm² に
低減した。また、強磁場はコイルの昇温時の550 〜700
℃の温度範囲で印加し、500 ℃以上におけるコイルの昇
温速度は、いずれのコイルも12〜14℃／ｓの範囲内であ
った。

【０１０９】さらにまた、記号ＢおよびＥのコイルにつ
いては、連続脱炭・１次再結晶焼鈍後に５％のアンモニ
アと残部Ｎ₂ 雰囲気中での窒化処理によって、鋼中のＮ
含有量を100 〜120 ppm 増加させた。

【０１１０】その後、５％のTiO₂を含有するMgO を焼鈍
分離剤としてコイル表面に塗布し、Ｎ₂ 単独の雰囲気中
で昇温して850 ℃の温度で保持し、ついで1150℃までは
25％Ｎ₂ と75％Ｈ₂ の混合雰囲気中、それ以後はＨ₂ 単
独雰囲気中で昇温し、1200℃で５時間保持する最終仕上
げ焼鈍を施した後、未反応分離剤を除去した。

【０１１１】そして、これらのコイルは、さらに50％の
コロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成
分とする絶縁コーティングを塗布し800 ℃で焼き付け製
品とした。

【０１１２】但し、最終板厚0.22mmに圧延した鋼板にお
いては、さらに鋼板表面にプラズマジェットを圧延方向
に５mm間隔で線状に照射し製品とした。各製品より圧延
方向に沿って100 ×400 mmのサイズのＳＳＴ試験片を切
り出し、1.7 Ｔの磁束密度における鉄損の値Ｗ_17/50 お
よび磁束密度Ｂ₈ を測定した。これらの値を表３に併せ
て示す。

【０１１３】

【表３】

【０１１４】表３に示す測定結果から、適正な強磁場印
加の下で脱炭１次再結晶焼鈍を施した発明例の製品は、
極めて優れた磁気特性を有しているのがわかる。

【０１１５】・実施例２（第１発明） 表２中の鋼塊記号Ｅで示される組成の溶鋼を電磁攪拌し
つつ連続鋳造機で鋳込み厚み220 mmのスラブを６本製造
した。鋳込み後の各スラブは誘導加熱炉に装入し、Ｎ₂
ガス中で１時間で1390℃まで昇温し、その後、粗圧延で
45mmとし、仕上げ圧延で2.0 mmの板厚まで熱間圧延し
た。このとき、熱間圧延終了温度は970 〜990 ℃であっ
た。また、コイル巻取りまでの冷却速度は65℃／ｓとし
た。さらに、コイルの巻取り温度は550 ℃とした。

【０１１６】その後、６本のコイルは200 ℃で予熱した
のち、500 ℃まで15秒間で昇温し、さらに15℃／ｓの昇
温速度で昇温し、それぞれ、1100℃で10, 30, 60秒間保
持、1150℃で５, 20, 40秒間保持した後、ミスト水を噴
射し急冷した。ついで、酸洗しゼンジマー圧延機によっ
てスタンド出側の板温として最高温度が250 ℃となる温
間圧延と、150 〜230 ℃で10〜40分間のパス間時効を行
い、最終板厚0.27mmに圧延した。圧延後、鋼板表面に圧
延方向から85°の方向に延びる深さ20μｍ、幅150 μｍ
の溝を、圧延方向への繰り返し間隔５mmで設けた。

【０１１７】さらにその後、図４の磁場発生装置と張力
制御装置を加熱帯に設置した連続焼鈍設備で、830 ℃、
２分間の脱炭１次再結晶焼鈍を施した。このとき、各コ
イルを２分割し、一方は磁場の印加および張力低減を行
わずに脱炭１次再結晶焼鈍を施し、他方は500 ℃〜630
℃の間で４Ｔの直流の強磁場を印加し、この間の張力を
通常の3.0 kgf ／mm² から0.15kgf ／mm² に低減した。

【０１１８】脱炭１次再結晶焼鈍後、７％のTiO₂と２％
の硫酸ストロンチウム(SrSO₄) と２％のSnO₂とを含有す
るMgO を焼鈍分離剤としてコイル表面に塗布し、最終仕
上げ焼鈍を施した。最終仕上げ焼鈍は、昇温速度を35℃
／ｈとし、昇温時900 ℃まではＮ₂ 単独の雰囲気、その
後、1150℃までは30％Ｎ₂ と70％Ｈ₂ の混合雰囲気、以
後Ｈ₂ 単独雰囲気で昇温後、1180℃で５時間保持するこ
とにより行い、その後、未反応分離剤を除去した。

【０１１９】これらのコイルは、さらに60％のコロイダ
ルシリカを含有するリン酸アルミニウムを主成分とする
絶縁コーティングを塗布し800 ℃で焼き付け製品とし
た。

【０１２０】各製品より圧延方向に沿ってエプスタイン
サイズの試験片を切り出し、800 ℃で３時間の歪取焼鈍
を施した後、1.7 Ｔの磁束密度における鉄損の値Ｗ
_17/50 および磁束密度Ｂ₈ を測定した。これらの測定結
果を表４に示す。

【０１２１】

【表４】

【０１２２】表４に示す測定結果から、発明例はいずれ
も優れた磁気特性を有しているのが分かる。

【０１２３】・実施例３（第２発明） 3.12wt％のSi、1.2 wt％のMn、0.008 wt％のＰ、0.78wt
％のAl、0.12wt％のCuからなり、不純物として0.003 wt
％のＣ、0.002 wt％のＮ、0.001 wt％のＯ、0.001 wt％
のＳからなる無方向性電磁鋼板製造用スラブを1200℃に
加熱し、2.2 mmの板厚に熱間圧延した。その後、1000
℃、60秒間の熱延板焼鈍を施して120 ℃の温間圧延で0.
35mmの最終板厚に圧延した。熱延板焼鈍後の鋼板の平均
結晶粒径は48μｍであった。

【０１２４】この後、鋼板を前後部に２分割し、図４の
磁場発生装置と張力制御装置を加熱帯に設置した連続焼
鈍設備で、1000℃、40秒間の１次再結晶焼鈍を施した。
このとき、鋼板の前部には、磁場の印加および張力低減
を行わずに脱炭１次再結晶焼鈍を施し、鋼板の後部に
は、500 〜800 ℃の温度範囲で５Ｔの強磁場を印加し、
この温度範囲での張力を通常の3.2 kgf ／mm² から0.15
kgf ／mm² に低減した。また、800 〜1000℃の温度範囲
での焼鈍速度はいずれも14℃／ｓとした。

【０１２５】各鋼板は、この後、リン酸アルミニウムを
主成分とする絶縁コーテイングを塗布し300 ℃で焼き付
け製品とした。各製品より圧延方向および圧延直角方向
に沿ってエプスタインサイズの試験片を切り出し、1.5
Ｔの磁束密度における鉄損の値_15/50 および磁束密度Ｂ
₅₀を測定した。これらの測定結果を表５に示す。

【０１２６】

【表５】

【０１２７】表５の測定結果から、発明例は優れた磁気
特性を有しているのが分かる。

【０１２８】

【発明の効果】以上詳述したように、第１及び第２発明
の方法に従えば、それぞれ高磁束密度でかつ低鉄槙の優
れた方向性及び無方向性電磁鋼板が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】１次再結晶処理に及ぼす強磁場および張力の作
用を確認するための実験的な設備の概略図である。

【図２】１次再結晶時に負荷する張力に対して磁気特性
の変化を測定した図である。

【図３】１次再結晶焼鈍に印加する磁場の強度に対して
磁気特性の変化を測定した図である。

【図４】連続焼鈍設備に設置するこの発明の磁場発生装
置ならびに張力制御装置の一例を示すための図である。

【符号の説明】

1 超伝導コイル 2 ヒーター 3 チャック 4 炉体 5 試料 6 雰囲気ガス流入口 7 雰囲気ガス排出口 8 荷重 9 被処理材 10 ピンチロール対 11 走行方向

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/50 Ｃ２２Ｃ 38/50 (72)発明者 黒沢 光正 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA01 AA02 DA01 DA02 FA00 HA03 JA04 KA00 LA01 MA00 PA05 PA09 RA03 RA04 SA05 UA02

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％でＣ：0.095 ％以下、Si：1.5 〜
   7.0 ％、Mn：0.03〜3.50％、必要によりインヒビター成
   分を含有する鋼スラブを熱間圧延し、１回もしくは２回
   以上の冷間圧延で最終板厚とし、連続１次再結晶焼鈍を
   施し最終仕上げ焼鈍により磁気特性を得る一連の工程に
   よって方向性電磁鋼板を製造するにあたり、 最終冷間圧延前の鋼板を構成する結晶の平均結晶粒径を
   10μｍ以上とし、下記〜の条件を満足する連続１次
   再結晶焼鈍を行うことを特徴とする低鉄損でかつ高磁束
   密度を有する方向性電磁鋼板の製造方法。 記 昇温時における500 ℃以上の平均昇温速度を４℃／ｓ
   以上とすること、 焼鈍温度を700 〜900 ℃の範囲内にすること、 少なくとも500 ℃以上において、1.5 Ｔ以上の交流な
   いし直流の磁場を0.03秒間以上の間、圧延方向の向きに
   鋼板に印加すること、及び、 少なくとも磁場印加時に負荷する鋼板張力を2.0 kgf
   ／mm² 以下とすること
2. 【請求項２】 鋼スラブに、Ｓ，Se，Al，Sb，Bi，Cu，
   Cr，Ni，Sn，Geの中から選択した１種もしくは２種以上
   を、重量％でＳ、Se，Alを各0.010 〜0.035％、Sb，Bi
   を各0.0005〜0.0800％、Cu，Cr，Ni，SnまたはGeにおい
   ては各0.0010〜1.3000重量％を含有させることを特徴と
   する請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 最終冷間圧延後から最終仕上げ焼鈍前ま
   での間、または最終仕上げ焼鈍後に、鋼板表面に複数の
   溝を形成させることを特徴とする請求項１又は２に記載
   の方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 連続１次再結晶焼鈍時の500 〜800 ℃の
   温度範囲にて、４Ｔ以上の交流もしくは直流磁場を少な
   くとも0.5 〜25秒間の範囲内で印加し、かつ鋼板張力を
   0.01〜1.00 kgf／mm² の範囲に規制することを特徴とす
   る請求項１、２又は３に記載の方向性電磁鋼板の製造方
   法。
5. 【請求項５】 脱炭焼鈍後、２次再結晶開始までの間で
   窒化処理を施して、鋼中のＮ含有量を50〜250 ppm の範
   囲にすることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項
   記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】 重量％でSiを0.1 〜7.0 ％、Mnを0.03〜
   3.50％を含有し、Ｃを0.060 ％以下、Ｎを0.004 ％以
   下、Ｓを0.004 ％以下に規制した鋼スラブを熱間圧延
   し、１回もしくは２回以上の冷間圧延で最終板厚とし、
   連続１次再結晶焼鈍を施して磁気特性を得る一連の工程
   によって無方向性電磁鋼板を製造するにあたり、 最終冷間圧延前の鋼板を構成する結晶の平均結晶粒径を
   10μｍ以上とし、下記〜の条件を満足する連続１次
   再結晶焼鈍を行うことを特徴とする低鉄損でかつ高磁束
   密度を有する無方向性電磁鋼板の製造方法。 記 昇温時における500 ℃以上の平均昇温速度を４℃／ｓ
   以上とすること、 焼鈍温度を700 〜1100℃の範囲内とすること、 少なくとも500 ℃以上において、1.5 Ｔ以上の交流な
   いし直流の磁場を0.03秒間以上の間、圧延方向の向きに
   鋼板に印加すること、及び、 少なくとも磁場印加時に負荷する鋼板張力を2.0 kgf
   ／mm² 以下とすること
7. 【請求項７】 連続１次再結晶焼鈍時の500 〜800 ℃の
   温度範囲にて、４Ｔ以上の交流もしくは直流磁場を少な
   くとも0.5 〜25秒間の範囲内で印加し、かつ鋼板張力を
   0.01〜1.00 kgf／mm² の範囲に規制することを特徴とす
   る請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
8. 【請求項８】 鋼板の走行方向に1.5 Ｔ以上の磁場を印
   加する磁場発生装置と、鋼板張力を低減する張力制御装
   置とを１次再結晶温度域に設けることを特徴とする連続
   焼鈍設備。