JPH02259017A - 磁気特性、皮膜特性とも優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

〔産業上の利用分野〕 本発明は磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法に関する。 〔従来の技術〕 一方向性電磁鋼板は、主として変圧器、発電機その他の
電気機器の鉄芯材として用いられ、それが有する磁気特
性として励磁特性と鉄損特性が良好であることの他、良
好な皮膜を有するものでなければならない。 一方向性電磁鋼板は、二次再結晶現象を利用して圧延面
に（１１０）面、圧延方向に＜００１＞軸をもつ所謂ゴ
ス方位を有する結晶粒を発達させることによって得られ
る。 前記二次再結晶現象は、よく知られているように、仕上
焼鈍過程で生じるが、二次再結晶の発現を十分なものと
するためには、仕上焼鈍過程における二次再結晶発現温
度域まで一次再結晶粒の成長を抑制するＡｌＮ＋　Ｍｎ
Ｓ、　ＭｎＳｅ等の微細な析出物所謂インヒビターを鋼
中に存在させる必要がある。 従って、電磁鋼スラブは、インヒビター形成元素例えば
／Ｖ、　Ｍｎ＋　　Ｓ、　Ｓｅ、　　Ｎ等を完全に固溶
させるために、１３５０〜１４００℃といった高温に加
熱される。而して、電磁鋼スラブ中に完全に固溶せしめ
られたインヒビター形成元素は、熱延板或は最終冷間圧
延前の中間板厚の段階で焼鈍によって、ｋｌ　Ｎ　、　
ＭｎＳ　、　Ｍ１５ｅとして微細に析出せしめられる。 このようなプロセスを採るとき、電磁鋼スラブは前述の
ように高温に加熱されるから、溶融スケール（ノロ）の
発生が多量なものとなり、加熱炉補修の頻度を高めてメ
インテナンスコストを高くするのみならず設備稼動率を
低下せしめさらに、燃料原単位を高くする等の問題があ
る。かかる問題を解決すべく、電磁鋼スラブの加熱温度
を低いものとし得る一方向性電磁鋼板の製造方法の研究
が進められている。例えば特公昭６１−６０８９６号公
報には、Ｍｎ含有量を０．０８〜０．４５％、Ｓ含有量
を０、００７％以下として（Ｍｎ〕（Ｓ）積を低くしさ
らに、Ａ７．　　Ｐ、　Ｎを含有せしめた電磁鋼スラブ
を素材とすることにより、スラブ加熱温度を１２８０℃
未満とし得る製造プロセスが提案されている。 現在、工業化されている一方向性電磁鋼板の製造プロセ
スは、成分とプロセッシングの組合せで幾通りかあり、
得られる製品特性もそれぞれ特徴を有している。 例えば、ＭｎＳをインヒビターとして機能せしめる製造
プロセスは、２回冷延法であって、得られる製品の磁束
密度（Ｂｅ値）は１．８４〜１．９６　Ｔ程度である。 ＡｌＮを主インヒビターとして機能せしめる製造プロセ
スは、１回冷延法であり得られる製品の磁束密度（Ｂ、
値）は１．８９　Ｔ以上と高く鉄損特性も優れている。 製造者の理想としては、同一素材から低いレベルの鉄損
を維持しながら需要家の要請に応じて種々の磁束密度レ
ベルの製品を供給できる簡潔な製造プロセスが望ましい
。 このような製造プロセスの１つとして、特開昭６１−１
０４０２５号公報に、最終冷間圧延における圧下率を変
えることによって種々の磁束密度レベルの製品を製造す
る技術が開示されている。しかしながら、最終板厚まで
同一の条件で処理し、最終製品において種々の磁束密度
レベルのものとすることができれば、プロダクトミック
スその他の点で極めて有利である。 （発明が解決しようとする課題） 本発明はスラブ加熱温度を１２００℃未満の低いものと
する製造プロセスを前提とし、簡潔υ。 ロセスで従来提案されている方法より更に安定して磁気
特性、グラス皮膜の優れる一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。 〔課題を解決するための手段〕 本発明の要旨とするところは、第１に重量％でＣ；　０
．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ；２．５〜４．５％。 Ｍｎ；０．０８〜０．４５％、Ｓ≦０．０１２％、　ｓ
ｏｌ、Ｎ、０．０１０〜０．０６０％、Ｎ≦０．０１０
％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる電磁鋼スラブ
を１２００″Ｃ以下に加熱後、熱延し、得られた熱延板
を必要に応じて熱延板焼鈍した後、１回または中間焼鈍
をはさむ２回以上の冷延により最終板厚とし、次いで脱
炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布の後最終仕上焼鈍を行うに際し
、脱炭焼鈍から最終仕上焼鈍の昇温過程で窒化処理を行
う工程を含み、且つ最終仕上焼鈍開始前までの脱炭焼鈍
及び窒化処理過程で生成される鋼板表面酸化層による鋼
板酸素量を５００〜７５０　ｐｐｍとすることを特徴と
する特許 の製造方法にある。第２に最終仕上焼鈍中における鋼板
表面の追加酸化による酸素量の増量が２、９６　ｔ　−
Ａ±５ｏｐｐ川（ｔ；綱板厚み、Ａ；鋼板成分Ａｌ量ｐ
ｐｍ＞に制御されるように焼鈍分離剤のＭｇＯの水和水
分量、添加剤、焼鈍雰囲気ガスを調整することを特徴と
する特許 た一方向性電磁鋼板の製造方法にある。 以下に本発明を詳細に説明する。 本発明者らは電磁鋼スラブの加熱温度を１２００゜Ｃ以
下とする製造プロセスを前提として脱炭焼鈍から最終仕
上焼鈍の前段工程で窒化処理を行ってインヒビクー生成
を行う製造方法の中で工業的に磁気特性、皮膜特性を更
に安定して向上できるプロセスについて研究を行った。 その結果、スラブ加熱段階ではインヒビクー形成元素と
して、例えばＡｌ，　Ｎ，　Ｍｎ，　　Ｓを鋼中に完全
に固溶させることなく、脱炭焼鈍の途中あるいは脱炭焼
鈍後のストリップを連続的に通板中及び／又は仕上焼鈍
昇温過程でコイル状態で窒化処理を行うことによって（
Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを主組成とするインヒビター形成処理を
し、引続き二次再結晶，、グラス皮膜形成，純化を完了
させることからなる製造方法において、最終仕上焼鈍開
始前までのストリップを連続通板させた後の鋼板表面の
酸素量（酸化膜量）を制御することと、仕上焼鈍昇温過
程での追加酸化量を制御することによって、（Ａ７，Ｓ
ｔ）Ｎを主組成とするインヒビターの形成と分解、グラ
ス形成反応が理想的に行われ、これにより均一な優れた
グラス皮膜が得られかつ、磁気特性も安定して向上でき
ることを見出した。 次に、本発明の製造プロセスについて説明する。 電磁網スラブは、転炉或は電気炉等の溶解炉で鋼を溶製
し、必要に応じて溶鋼を真空脱ガス処理し、次いで連続
鋳造によって或は造塊後分塊圧延することによって得ら
れる。 然る後、熱間圧延に先立つスラブ加熱がなされる。本発
明のプロセスにおいては、スラブの加熱温度は１２００
゜Ｃ未満の低いものとして加熱エネルギの消費量を少な
くするとともに、鋼中のＭＮを完全には固溶させずに不
完全固溶状態とする。 また、さらに固溶温度の高いＭｎＳは、上記スラブ加熱
温度では当然のことながら不完全固溶状態となる。加熱
後、電磁鋼スラブは熱間圧延され、そのまま或は必要に
応じて焼鈍された後１回または中間焼鈍を介挿する２回
以上の冷間圧延を施され、最終板厚とされる。前記熱延
板焼鈍或は中間焼鈍は、９００〜１１５０゜Ｃの温度域
で短時間行われる。然る後、脱炭焼鈍を８００〜９００
゜Ｃの温度域で湿潤水素・窒素混合雰囲気下に行う。 処で、本発明においては、スラブ加熱温度は１２００℃
未満と低いため、二次再結晶に必要なインヒビターを冷
間圧延以前の工程で造り込むことは不可能である。従っ
て、二次再結晶に必要なインヒビターは、脱炭焼鈍（一
次再結晶）完了以降から仕上焼鈍における二次再結晶発
現以前までに造り込む必要がある。その手段として、鋼
中にＮを侵入させることによって、インヒビターとして
機能する（Ａｌ，Ｓｔ）Ｎを形成させる。鋼中にＮを侵
入させる手段としては、従来技術で提案されているよう
に仕上焼鈍昇温過程での雰囲気ガスからのＮの侵入を利
用するか、脱炭焼鈍後段領域あるいは脱炭焼鈍完了後の
ストリップを連続ラインでＮＨ３等の窒化源となる雰囲
気ガスを用いて行う。 窒化処理を均一化するための改善技術として、ルーズな
ストリップコイルとして鋼の窒化処理を行うことが試み
られているが鋼板の表面状態、焼鈍分離剤の性状、添加
剤等の条件によっては窒化の不均一さやグラス皮膜の不
安定性が存在する問題があり、未だ十分とは言えない。 本発明者らはこの技術をさらに詳細に検討した結果、綱
板表面に脱炭焼鈍および連続的な窒化焼鈍過程で形成す
る酸素量、即ち酸化膜量と質が後の仕上焼鈍過程での雰
囲気ガスからの窒化やインヒビターの抜は及びグラス皮
膜の形成過程で多大な影響をもたらすことを確かめ、こ
れらのコントロールにより最終成品での磁気特性、グラ
ス皮膜特性を著しく改善できるという新しい知見を得た
。 次に本発明を実験結果に基づいてさらに詳細に説明する
。 供試材としてＣ　；　０．　０　５　２％，ＳｉＨ３．
３５％。 Ｍｎ　；　０．　１　４％，Ｓ．０．００６％，　ｓｏ
ｌ．　Ｎ　；　０．０３２％，Ｃｒ；０．１２％，残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを１１５
０℃に加熱、熱延し、１１２０℃で焼鈍後酸洗し、冷延
して最終板厚０．２９ｍｍのコイルとした。このコイル
を４分割し、脱炭焼鈍−焼鈍分離剤塗布のための連続焼
鈍ラインにおいて前段の脱炭領域でＮ２２５％＋１１□
７５％中でＰ１１□０／Ｐ）ｌｚを０．２８．　ｏ、＋
ｉｏ＋　０．５０．０．６０と変えて鋼板表面酸化膜に
よる酸素量を変えて焼鈍後、焼鈍分離剤として水和水分
１．５％のＭｇＯにＴｉ０□５％とフェロ窒化マンガン
５％を添加してなるスラリーを塗布、乾燥後、コイルに
巻取った。次いでこのコイルに１２００℃Ｘ２０Ｈｒの
最終焼鈍を施した後、コロイド状シリカとリン酸アルミ
ニウムを主成分とする張力付与型の絶縁皮膜処理を行っ
た。 なお、この工程の途中、脱炭焼鈍完了後の鋼板からサン
プルを切出し、焼鈍分離剤を塗布後、ラボ実験により、
第１図に示すような焼鈍サイクルで窒化処理を含む最終
仕上焼鈍を行い、昇温過程でサンプルを引き出して、鋼
板の窒化状況等についての調査を行った。 結果を第２図及び第１表に示す。 第２図に示す如く、鋼板酸素量が４５０ｐｐｍと少ない
ものは仕上焼鈍での窒化速度が極端に遅く、逆に８００
ｐｐｍと多い場合は窒化速度が遅く、脱Ｎ速度が著しく
速い傾向が見られた。 次に最終成品の特性はグラス皮膜は酸素量が多すぎても
少なずぎても不均一で欠陥部が多く、磁性も同様に酸素
量５５０，６５０ｐｐｍ以外では良いものは得られず、
窒化速度、脱Ｎ速度とグラス皮膜との関連がかなり大き
いと思われる結果となった。 次に本発明の限定理由について述べる。 Ｃは、その含有量が０．０２５％未満になると二次再結
晶が不安定となりかつ、二次再結晶した場合でも製品の
磁束密度（Ｂ１１値）が１．８０　Ｔに満たない低いも
のとなる。 一方、Ｃの含有量が０．０７５％を超えて多くなり過ぎ
ると、脱炭焼鈍時間が長大なものとなり、生産性を著し
く損なう。 Ｓｉば、その含を量が２．５％未満になると低鉄損の製
品を得難く、一方、Ｓｔの含有量が４．５％を超えて多
くなり過ぎると材料の冷間圧延時に、割れ、破断が多発
し、安定した冷間圧延作業を不可能にする。 本発明の出発材料の成分系における特徴の一つは、Ｓを
０．０１’　２％以下、好ましくは０．００７％以下と
する点にある。従来、公知の技術、例えば特公昭４Ｏ−
Ｌ１５６４４号公報或は特公昭４７２５２５０号公報に
開示されている技術においては、Ｓは、二次再結晶を生
起させるに必要な析出物の一つであるＭｎＳの形成元素
として必須であった。前記公知技術において、Ｓが最も
効果を発揮する含有量範囲があり、それは熱間圧延に先
立って行われるスラブの加熱段階でＭｎＳを固溶できる
量として規定されていた。しかしながら、インヒビター
として（ＡＺ、５ｔ）Ｎを用いる本発明においては、Ｍ
ｎＳは特に必要としない。むしろ、ＭｎＳが増加するこ
とは、磁気特性上好ましくない。従って、本発明におい
ては、Ｓの含有量は０．０１２％以下、好ましくは０．
００７％以下である。 ＭはＮと結合してＡｌＮを形成するが、本発明において
は、後工程即ち一次再結晶完了後に鋼を窒化することに
より（Ａｌ、５ｉ）Ｎを形成せしめることを必須として
いるから、フリーのＡｌｌが一定量以上必要である。そ
のため、ｓｏＺ、Ａｌとして０．０１０〜０．０６０％
添加する。 Ｍｎは、その含有量が少な過ぎると二次再結晶が不安定
となり、一方、多過ぎると高い磁束密度をもつ製品を得
難くなる。適正な含有量は、０．０８〜０．４５％であ
る。 なお、微量のＣｕ、　Ｃｒ＋　　Ｐ　、　Ｂ、　Ｔ＋を
鋼中に含有せしめることは、本発明の趣旨を損なうもの
ではない。 次に本発明における重要な要素である鋼板の

〔０〕量は
仕上焼鈍過程で窒化処理を行う場合は脱炭焼鈍後、連続
ラインで脱炭焼鈍直後に窒化処理を行う場合は窒化処理
後で５００〜７５０　ｐｐｍである。５００ｐｐｍ未満
の場合、グラス皮膜が充分に形成されず、密着性が劣化
する。又、仕上焼鈍で窒化処理を行う場合には窒化量を
減少させ−るため好ましくない。これは、工業的に脱炭
、−次回結晶を満足した状態で酸化量を制御する場合、
温度９時間、ＰＨ２０／ＰＨ２が大きな因子となるが、
前二者を変えることは望ましくなく、必然的にｐＨ□Ｏ
／　Ｐ　ｏｘの変更に顧ることになる。このため低Ｐ　
１１２０／　Ｐ　Ｉｌｚでの焼鈍においては表面の酸化
層が緻密な５ｉ０２を形成するため、窒化に対して悪影
響をもたらすものと思われる。

〔０〕量が７５０ｐｐ＋
ｎを越えるとグラス皮膜に過酸化特有のシモフリ、ガス
マーク等の欠陥が多発する。又仕上焼鈍中に窒化工程を
含む場合、窒化量が減少し、且つインヒビターの減少速
度を早めるため、二次再結晶不良となって磁性を劣化す
る。５００〜７５０ｐｐｍの範囲であれば磁気特性、グ
ラス皮膜とも安定して良い結果が得られる。 次に第２の要素として、仕上焼鈍過程での追加酸化量を
２．９６ｔ−Ａ±５０（ｔ：板厚節、Ａ：鋼板Ａｌ量ｐ
ｐｍ）以下とする。これは脱炭〜仕上焼鈍過程で窒化さ
れたＡｌ酸成分二次再結晶の段階でＮ　２０　ｓの形で
皮膜中に除去される反応があるからである。本発明にお
いては鋼成分として０．０１０〜０．０６０％のＭを必
須条件としており、これによる酸素消費量を無視するわ
けにはいがない。このため、仕上焼鈍開始前の鋼板の〔
０〕量を５００〜７５０　ｐｐｍに維持しつつ、仕上焼
鈍昇温過程での追加酸化量を２．９，６ｔ−Ａ±５０ｐ
ｐｍ以内に制御する必要が生じてくるわけである。 追加酸化量がこれより少ないと、脱炭〜窒化処理で生成
した酸化膜の（０〕の一部がＡｌの酸化反応に消費され
、フォルステライト皮膜形成のためのＳｉＯ□成分とし
て残存しなくなり、この結果、グラス皮膜形成不良現象
であるスパングル、スケール状グラス皮膜が生じ、著し
い皮膜密着性の低下をもたらす。 逆にこれより追加酸化量が多いと、鋼板表面のＳｉ０ｇ
膜の厚みを増大し、窒化反応のバリヤーとなって窒化量
を抑えて、目的の窒化量レベルに到達しないばかりか、
表面の過酸化傾向をもたらして、インヒビターの（ｊＶ
、５ｔ）ＮやＭｎＳの分解反応を早めるため、良好な磁
気特性が得られなくなる。、−また、グラス皮膜の形成
においても強度の酸化過度現象によるシモフリ、スケー
ル、ガスマークの増大をもたらし、商品価値を失うこと
になる。 次に本発明の窒化処理は次の様にして行われる。 まず、脱炭焼鈍の後段あるいは脱炭焼鈍終了後、連続ラ
イン中で窒化する場合は、温度は７００〜９００℃好ま
しくは８００℃前後である。９００℃を越えると鋼板の
集合組織が変化するため、二次再結晶不良となる。窒化
時間は生産性を考慮してインラインで行う場合３０〜６
０秒で完了させるのが好ましい。雰囲気は１１□或いは
ｌＩ２＋Ｎ２にＮｌｌ３を添加するのが効率的であり、
この混合ガスの酸化度は低い方が望ましい。これは前述
の如く脱炭時に形成された酸化層の追加酸化による酸化
膜の増大や変質が生じないためで、酸化度が低いほど効
率よく窒化を完了できる。 次に仕上焼鈍の昇温過程で窒化して（Ａｌ、５ｔ）Ｎを
生成する場合には、充分な処理時間が確保できるため、
Ｎｚ＋Ｈｚ或いはＮ２の雰囲気ガスで充分であり、酸化
度は連続ラインでの窒化と同様に低いほど窒化が均一に
且つ、充分な量を確保できる。 焼鈍分離剤は前述の様に追加酸化を制御する必要上、Ｍ
ｇＯとしては水和水分の低いものが良く、本発明では水
和水分２％以下のものが好結果を得ることができる。 添加剤としては、グラス形成の反応促進効果の大きいＴ
ｉＯ２，フェロ窒化マンガンの他に、特に連続ラインで
窒化を行ったコイルの場合、仕上焼鈍中での窒化はほと
んど必要としないため、雰囲気ガスからの窒化抑制効果
のある、はう酸ソーダ等のＳ化合物や硫酸アンチモン、
硫酸ストロンチウム、硫化ストロンチウム等のＳ化合物
を添加して使用される。 仕上焼鈍は１１００”Ｃ以上の高温で行い、二次再結晶
粒を発達させ、良好な絶縁皮膜を形成せしめると共に純
化し、優れた磁気特性を得る。 （実施例） 実施例１ 供試材としてＣ；　０．０５０％、Ｓｔ；３．３５％Ｍ
ｎ　；　０．１４％、Ｓ、０．００６％、　ｓｏｌ、Ｎ
　；　０．０２８％、Ｃｒ；０．１２％、残部Ｆｅ及び
不可避的不純物からなる素材スラブを１１５０℃に加熱
し、熱延し、１１２０℃で焼鈍後酸洗し、次いで冷間圧
延により最終板厚０．２９　ｍｍのコイルとした。この
コイルを４分割後連続ラインにおいて前段で８３０℃Ｘ
１５０秒間湿潤Ｎ２＋Ｈ２雰囲気で脱炭焼鈍し、後段Ｄ
ｒｙ　Ｎｚ　＋Ｈ２＋ＮＨ３混合ガスにより７３０℃×
２０秒間の叶ｙ雰囲気で窒化処理を行う際に、前段の脱
炭領域におけるＰ　）ＩｚＯ／　Ｐ　Ｈｚを０．３０　
　（Ｎｏ、１）。 ０．４０　　（Ｎｏ、２）、　　０．４８　　（Ｎｏ、
３）、　　０．６２　　（Ｎｏ、４）と変えて処理した
。次いで同ライン内で焼鈍分離剤として水和水分１．５
％のＭｇＯを主成分とし、ＴｉＯ□５％配合した分離剤
を塗布し、コイルに巻取った後１２００℃″ＣＸ２０１
Ｉｒの最終仕上焼鈍を行った。 この実験における連続ストリップ焼鈍での前段脱炭処理
領域通過後の鋼板表面

〔０〕量、後段窒化処理領域通過
後の

〔０〕量及び窒化量、仕上焼鈍後の鋼板のグラス皮
膜と磁気特性の調査結果を同第２表に示す。 第２表の結果の如＜　ＰＨｇＯ／ＰＨｔ　Ｏ，４０，０
，４８で前段の脱炭を行ったものは窒化量がほぼ目標ど
うり達成でき、グラス皮膜、磁性とも非常に良好な結果
が得られた。これに対し、Ｐ　ＨｔＯ／　Ｐ　ｌ１ｚＯ
０３０で脱炭処理をしたものは、窒化量がやや不足して
磁性レベルが悪く、Ｐ）１２０／Ｐｉｔ□０．６２では
窒化量が極端に少なくなって二次再結晶不良となった。 又、グラス皮膜はこの場合、両者とも欠陥部がコイル全
長で見られ不良であった。 実施例２ 実施例１と同様にして得た最終板厚０．２９　ｍｍの冷
延コイルを連続焼鈍ラインに於て焼鈍炉内に於ける雰囲
気ガスの酸化度ｐ　ｔ＋、ｏ、”　Ｐ　ｌｉｔを０．４
０としてを８３０℃Ｘ１５０秒間の脱炭焼鈍を行い、焼
鈍分離剤としてＭｇＯに５％ＴｉＯ□＋５％フェロ窒化
マンガンを添加してなる焼鈍分離剤を塗布し、乾燥後コ
イルに巻取った。 次いで１２００℃Ｘ２０Ｈｒの最終仕上焼鈍を行い、コ
ロイド状シリカとリン酸アルミニウムを主成分とする絶
縁皮膜剤を塗布し、ヒートフラットニングを行って最終
成品とした。この際の脱炭焼鈍終了後の鋼板の

〔０〕量
、最終成品のグラス皮膜及び磁気特性の調査結果を第３
表に示す。 鋼板酸素量が５２０〜７３０のものはグラス皮膜、磁性
とも非常に良い結果が得られたのに対し、３９０　ｐｐ
ｍのコイルはほとんどグラス皮膜の生成がなく細粒が散
見された。又８８０ｐｐｍのものは、全面的に細粒とな
った。 実施例３ 実施例１，２と同様にして調整した素材を冷延段階で最
終板厚０．２２ｍｍとした。次いでこのコイルを連続焼
鈍ラインで８５０℃Ｘ１２０秒、Ｎ２＋Ｈ２雰囲気中で
ＰＨ，Ｏ／ＰＩ１．０．４６として焼鈍し、鋼板酸素量
を５８０ｐｐｍとなるようにコントロールし、焼鈍分離
剤として水和水分１．５〜７．０％のＭｇＯを主成分と
し、Ｔｉ０ｚ５％と窒化補助剤としてフェロ窒化マンガ
ン５％を添加した焼鈍分離剤を塗布後乾燥し、コイルに
巻取った後、１２００℃Ｘ２０Ｈｒの最終仕上焼鈍を行
った。この実験に際し、同様に処理したコイルを別の焼
鈍炉内で仕上焼鈍昇温途中板温９００℃でコイルを引出
し、鋼板の追加酸化の状況の調査を行った。 結果を第４表に示す。 仕上焼鈍途中９００　’Ｃでの追加酸化量が１４０゜１
８０　ｐｐｍのものはグラス皮膜、磁性とも極めて良好
な結果が得られたのに対し、追加酸化量が２．９６ｔ／
Ａ±５０ｐｐｍの範囲内でなかった６０ｐＰｍ＋　３３
０　ｐｐｍのものはグラス皮膜、磁性とも不良で特に３
３０ｐｐｍのものは、昇温過程での窒化量が少なく極度
に悪い結果となった。 （発明の効果） 本発明によれば簡潔なプロセスで、従来提案されている
方法より更に安定して磁気特性、グラス皮膜の優れた一
方向性電磁鋼板を製造することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明における最終仕上焼鈍途中の引出し実験
におけるヒートサイクル、雰囲気ガス及びサンプル途中
引出し条件を示す図、第２図は引出し実験における各脱
炭条件別の最終仕上焼鈍途中の窒素量の変化を示す図で
ある。 Ａ／？７！；Ｚ＋／ｈ２５％

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％でＣ；０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ；
   ２．５〜４．５％、Ｍｎ；０．０８〜０．４５％、Ｓ≦
   ０．０１２％、ｓｏｌ．Ａｌ；０．０１０〜０．０６０
   ％、Ｎ≦０．０１０％、残部Ｆｅおよび不可避の不純物
   からなる電磁鋼スラブを１２００℃以下に加熱後、熱延
   し、得られた熱延板を１回または中間焼鈍をはさむ２回
   以上の冷延により最終板厚とし、次いで脱炭焼鈍、焼鈍
   分離剤塗布の後最終仕上焼鈍を行うに際し、脱炭焼鈍か
   ら最終仕上焼鈍の昇温過程で窒化処理を行う工程を含み
   、且つ最終仕上焼鈍開始前までの脱炭焼鈍及び窒化処理
   過程で生成される鋼板表面酸化層による鋼板酸素量を５
   ００〜７５０ｐｐｍとすることを特徴とする磁気特性、
   皮膜特性とも優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
2. （２）熱延板をそのまま或いは焼鈍した後、１回または
   中間焼鈍をはさむ２回以上の冷延により最終板厚とする
   請求項１記載の磁気特性、皮膜特性とも優れた一方向性
   電磁鋼板の製造方法。
3. （３）最終仕上焼鈍中における鋼板表面の追加酸化によ
   る酸素量の増量が２．９６ｔ・Ａ±５０ｐｐｍ（ｔ；綱
   板厚みｍｍ、Ａ；鋼板成分Ａｌ量ｐｐｍ）の範囲に制御
   されるように焼鈍分離剤のＭｇＯの水和水分量、添加剤
   、焼鈍雰囲気ガスを調整する請求項１または２記載の磁
   気特性、皮膜特性とも優れた一方向性電磁鋼板の製造方
   法。