JPH0417617A

JPH0417617A - 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0417617A
Application number: JP2121765A
Authority: JP
Inventors: Hodaka Honma; 穂高本間; Yozo Suga; 菅　洋三
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1990-05-11
Filing date: 1990-05-11
Publication date: 1992-01-22
Anticipated expiration: 2010-04-05
Also published as: JPH0730398B2

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、磁束密度の高い一方向性電磁鋼板を安定して
製造する方法に関する。

（従来の技術）一方向性電磁鋼板は、鋼板面が（１１０）面で圧延方向
に＜ｏｏｉ＞軸を有する、いわゆるゴス方位（ミラー指
数で（１１０）　　＜００１＞と表す）をもつ結晶粒か
ら構成されており、軟磁性材料として変圧器あるいは発
電機用の鉄心に使用される。一方向性電磁綱板は、磁気
特性として磁化特性と鉄損特性が良好であることが要求
される。

磁化特性は、かけられた一定の磁場力のもとて鉄心内に
誘起される磁束密度の高低によってその良否が評価され
る。高い磁束密度を持つ一方向性電磁鋼板は、結晶粒の
方位を（１１０）　　＜００１＞に高度に揃えることに
よって得られる。

鉄損特性は、鉄心に所定の交流磁場を与えた場合に熱エ
ネルギーとして消費される電力損失の多寡によってその
良否が評価される。鉄損特性の良否には、磁束密度、板
厚、比抵抗、結晶粒径等の因子が影響する。高い磁束密
度をもつ一方向性電磁鋼板は、電気機器を小型化するこ
とを可能ならしめると共に、鉄損特性を良好ならしめる
ので非常に好ましい。

ところで、一方向性電磁鋼板は、熱間圧延、冷間圧延お
よび焼鈍の適切な組合せによって最終板厚とした鋼板に
、高温の仕上焼鈍を施すことによって（１１０）　　＜
００１＞方位を有する一次再結晶粒が選択的に成長する
、いわゆる、二次再結晶によって得られる。

二次再結晶は、二次再結晶前の鋼板中に微細な析出物、
例えばＭｎＳ　、　ＡｆｆｉＮ　、　ＭｎＳｅ等が存在
することによって達成される。これら鋼板中の微細な析
出物あるいは粒界存在型の元素は、仕上焼鈍中の（１１
０）　　＜００１＞方位以外の二次再結晶粒の成長を抑
え、（１１０）　　＜００１＞方位粒を選択的に成長さ
せる機能を持つ。この様な粒成長の抑制作用を、一般に
インヒビター効果と呼んでいる。従って、当該技術分野
における研究開発の重点課題は、如何なる種類の析出物
を用いて二次再結晶を安定させるか、そして正確な（１
１０）＜００１＞方位粒の存在割合を高めるために、そ
れらの適切な存在状態をいかにして達成するかにある。

現在、工業生産されている代表的な一方向性電ｍ鋼板の
製造方法は３種類ある。

第一の技術は、Ｍ、Ｆ、　　リットマンによる、特公昭
４０−３６５１号公報に開示された、ＭｎＳをインヒビ
ターとして機能させる２回冷延法による製造方法である
。

第二の技術は、出口、板金による特公昭４〇＝１５６４
４号公報に開示された、ＡＺＮ＋ＭｎＳをインヒビター
として機能させる最終冷間圧延を８０％以上の強圧下率
の適用下に行う製造方法である。

第三の技術は、今生等による、特公昭５Ｉ−１３４６９
号公報に開示された、ＭｎＳ　（または、およびＭｎ５
ｅ）＋ｓｂをインヒビターとして機能させる２回冷延法
による製造方法である。

これらの技術においては、何れも析出物を微細、均一に
分散、析出せしめる手段として熱間圧延に先立つ鋳片の
加熱段階での加熱温度を、第一の技術にあっては、１２
６０℃以上、第二の技術にあっては、特開昭４８−５１
８５２号公報に開示されているように、素材におけるＳ
ｉ含有量によるが、３％Ｓｉの場合で１３５０℃１第三
の技術にあっては、特開昭５１−２０７１６号公報に開
示されているように、１２３０℃以上、高い磁束密度を
有する製品が得られる実施例では１３２０℃１といった
極めて高い温度に鋳片を加熱することによって、粗大な
状態で存在する析出物を一旦固溶させ、その後の熱間圧
延或は熱処理中に微細に分散、析出させるようにしてい
る。

鋳片の加熱温度を高くすることには、加熱時の使用エネ
ルギーの増大、ノロと呼ばれる溶融スラグの発生に起因
する歩留の低下ならびに加熱炉の補修頻度が高くなるこ
とによるメインテナンスコストの増大及び設備稼働率の
低下といった問題があるほか、特公昭５７−４１５２６
号公報に開示されているように、二次再結晶不良が発生
するために、連続鋳造鋳片を使用するには種々の対策が
必要であり、さらに、特公昭５９−７７５８号公報に開
示されているように、製品板厚を薄くすると、この二次
再結晶不良が一層増加するなどの問題があった。鋳片の
高温加熱に起因するこれらの問題を解決するための技術
として、特公昭６１−６０８９６号公報に開示された技
術がある。この技術においては、鋳片は１２８０℃未満
、実施例では例えば１１５０℃といった低温に加熱され
るから、上述の従来技術における問題は根本的に解決さ
れる。しかしながら、この技術にあっても、高い磁束密
度を有する製品を安定して製造しうることおよびさらな
る低コスト化のために解決すべき課題がある。

（発明が解決しようとする課題）本発明は、前記した従来技術の問題点に鑑み、きわめて
安定した二次再結晶を実現させることを達成しかつ製品
を低コストで製造しう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ものである。

（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下記の通りである。

（１）重量で、Ｃ：　０．０１〜０．２％、Ｓｉ：１．
５〜４．７％、酸可溶性　Ａｔ　７０．０１０〜０．０
６０％、Ｎ：０、００３〜０．０１３０％、Ｓ≦０．０
１２％、Ｍｎ：０．０６〜０．４５％、残部がＦｅ及び
不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、９００℃以上
１２５０”Ｃ未満の温度域に加熱した後、熱間圧延し、
冷間圧延し、脱炭および一次再結晶のための焼鈍を施し
、焼鈍分離材を塗布した後、仕上焼鈍を施す一方向性電
磁銅板の製造方法において、厚さ方向に少なくとも３５
％の柱状晶域を、少なくとも一方のスラブ表面から有す
る連続鋳造電磁鋼スラブを出発材とすることを特徴とす
る磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法。

（２）厚さ方向に少なくとも３５％の柱状晶域を、少な
くとも一方のスラブ表面から有する連続鋳造１を磁鋼ス
ラブが、水平連続鋳造法によって鋳造され或は、湾曲型
連続鋳造プロセスにおける非垂直部において凝固を完了
せしめられ、等軸晶が厚さ方向中央部から片面側に偏位
せしめられたものである前項１記載の磁束密度の高い一
方向性電磁鋼板の製造方法。

（３）重量で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：１．５
〜４．７％、酸可溶性　ｐ、ｐ　：　　０．０１０〜０
．０６０％、Ｎ：０．０００３〜０．０１３０％、Ｓ≦
０．０１２％、Ｍｎ：０．０６〜０．４５％、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、９００
℃以上１２５０℃未満の温度域に加熱した後、熱間圧延
し、冷間圧延し、脱炭および一次再結晶のための焼鈍を
施し、焼鈍分離材を塗布した後、仕上焼鈍を施す一方向
性ｔＭｉ綱板の製造方法において、厚さ方向に少なくと
も３５％の柱状晶域を、少なくとも一方のスラブ表面か
ら有する連続鋳造電磁鋼スラブを出発材とするとともに
、鋼板を一次再結晶発現後から仕上焼鈍における二次再
結晶発現までの何れかの段階で窒化処理することを特徴
とする磁束密度の高い一方向性電磁網板の製造方法。

（４）厚さ方向に少なくとも３５％の柱状晶域を、少な
くとも一方のスラブ表面から有する連続鋳造電磁鋼スラ
ブが、水平連続鋳造法によって鋳造され或は、湾曲型連
続鋳造プロセスにおける非垂直部において凝固を完了せ
しめられ、等軸晶が厚さ方向中央部から片面側に偏位せ
しめられたものである前項３記載の磁束密度の高い一方
向性電磁鋼板の製造方法。

以下に、本発明の詳細な説明する。

先に述べたように、高配向（１１０）　　＜００１＞方
位粒を安定して発現させるためには、二次再結晶に必要
な析出物を鋼中に均一に存在させる必要がある。鋼中の
析出物に粗密がある場合、たとえば、高配向の（１１０
）　　＜００１＞方位粒出現潜在位置の析出物が密で、
その他の方位粒位置の析出物が疎であると、高配向（１
１０）　　＜００１＞方位粒の成長開始前にその他の方
位粒の成長が始まり、二次再結晶不良或は低配向二次再
結晶になると考えられる。特に製品厚が薄くなり、板厚
方向における一次再結晶粒の個数が少なくなって来ると
、析出物の粗密の悪影響が顕著に現れる。

ところで、本発明が基盤とする析出物形成過程は、鋳造
から一次再結晶にいたる間での、α、Ｔ二相状態におけ
る成分分配に基づく、析出物、特にＡｆｆｉＮの場所的
分布の制御である。ＡｆｆｉＮの溶解度はα相よりもγ
相の方が大きい。α相においては、Ａｊ２Ｎはオストワ
ルド成長をし、あるいはＭｎＳと複合析出をして大きく
なるが、γ相に一度溶解して、γ→α変態を通して析出
したＡＩ！Ｎは微細である。インヒビター強度は微細で
あるほど強い。また、Ａｌはγ相よりα相側に濃度富化
するので、ｉＮの量はα相の方が多い。この様なメカニ
ズムが考えられるので、α、γ二相温度域、即ち９００
℃以上１２５０℃未満の温度でのスラブ加熱は一次再結
晶粒に対するインヒビター分布の場所的不均一を止しさ
せうる。

この様な知見に基づき、本発明者らはさらに研究を進め
た結果、ＡｆＮのインヒビター強度の不均一は、連続鋳
造スラブにおける柱状晶よりも等軸晶の方が大きいこ七
を発見した。柱状晶は凝固速度が速いために、デンドラ
イト凝固の際のアーム間隔が狭いが、等軸晶は逆に広い
。そのため柱状晶域では直径１〜２ｍｍのγ相不析出域
が存在する。鋳片の析出物の状態を観察すると、炭化物
周辺、即ちγ→α変態域ではｉＮが微細に析出している
が、γ相不析出域ではＡｎはＭｎＳ等に付着して大きく
なっていることが判明した。

以下、本発明の実施様態について述べる。

先ず、素材成分であるが、ＡＩとＮは本発明では二次再
結晶に必要な析出物としてＡＩＮを用いているところか
ら必須である。

Ｃは二次再結晶粒の方位集積度を高めるのに必要である
。Ｃを添加すると９００℃以上の温度でγ相が析出し、
それ未満の温度で炭化物相が析出する。冷間圧延時に炭
化物相周辺に不均一な変形が住じ、二次再結晶が良好に
生じ、また方位集積度が高まって磁気特性の良好な一方
向性電磁鋼板が得られる。しかし、Ｃは最終製品のなか
に含まれていると磁気時効などの悪特性を生じさせる原
因となるので製造途中で脱炭を行う。このときＣ量が多
いと脱炭に費やす時間・玉名ルギーが増大し、コスト増
大、生産性低下を招く。前記の理由から、良好な磁気特
性を生ぜしめ、かつコスト上生産性に見合うＣ量として
０．０１〜０．２％と規定した。

Ｓｉが１．５％未満では、仕上焼鈍時に鋼がα＋Ｔ二相
になり、二次再結晶方位が破壊されるので１．５％以上
とする。一方、Ｓｉが４．７％を超えると、鋼板を冷間
圧延するときに割れが大きくなるので、４．７％以下と
する。

ＭｎおよびＳはＭｎＳの形で析出物を形成し、ＡＩＮが
これに付着して析出の分布状態を変えるので制御が必要
である。その量としてＳ≦０．０１２％、Ｍｎ：　０．
０６〜０．４５％の範囲であればＡＩＮの析出状態に悪
影響を及ぼさないので、該条件とした。

ＡＩは二次再結晶に必要インヒビターを形成するために
、最小限０．０１０％必要である。一方、０．０６０％
を超えて添加すると、ＡＩＮの粒径分布が不適切となる
ので上限を０．０６０％とした。

次にＮであるが、０．００３％未満では一次再結晶粒の
大きさを制御できなくなり、０．０１３０％を超えると
ブリスターと呼ばれる鋼板表面の膨れが著しいので、Ｎ
量をＯ，ＯＯ３〜０．０１３０％とした。

一般に、元素は、その傾向の大小はあるが、α／γに分
配されるものであるから、基本的には含有しない方が窒
化物形成には望ましい、特に本発明の効果が著しいのは
、α→γ変態が多い場合であり、Ｓｉ：１．５〜４．７
％の範囲で、この変態が生じる成分系での本発明での意
義が大きい。例えば、Ｓｉ　：　２．０　％”？？ハＣ
として約０．０２％以上、ｓｉ：４．７％ではＣとして
約０．０４２％以上の場合にα→Ｔ変態が生じ、その中
間のＳｉ含有領域ではＣがこの０．０２〜０．０４２％
の範囲にある場合に、本発明の手段が明確な効果を現す
ことになる。

一方、Ｍｎ、　Ｎｉ等のγ生成元素が含まれると、この
変態出現Ｃ量限界値が下がる。

次に、全厚の３５％以上の柱状晶を得るための、鋳造組
織の制御について述べる。

連続鋳造スラブの組織は凝固時に、鋳片内に温度分布が
あるために、一般に柱状晶域と等軸晶域に分かれている
。ここで、前述のように、スラブ加熱時に存在するＴ相
は、凝固の際のデンドライトアームの幹の部分に沿って
析出し、即ち、鋳造組織を反映して析出する。機長３５
ｍの連続鋳造機で、スラブ厚２５０ｍｍ、引き抜き速度
１．４ｍ／ｗｉｎで鋳造した場合、等軸晶の二次デンド
ライトアーム間隔は、１１程度、柱状晶は０．１　ｎ＋
ｍ程度であった。我々の調査では、Ｆｅ−５ｉ−Ｃ合金
においてＴ相は、デンドライトアーム中心（幹の部分）
に沿って析出しており、柱状晶に比べて等軸晶のγ相分
布は、粗密が激しい。

この組織の制御は、鋳型につぎ込まれた溶鋼の温度と凝
固温度の差（ΔＴと称する）によって成されており、差
が大きければ柱状晶が増加し、等軸晶が減少する。前述
した連続鋳造機を用いると、ΔＴ＝２０℃の時等軸晶率
は５％で、Δ丁＝１０℃の時、等軸晶率は２５％であっ
た。また、湾曲型連続鋳造機を用いて、水平部で凝固を
完了させた場合、ΔＴ＝１４℃で、柱状晶は上面は５２
％、下面は２３％だけ存在していた。非垂直部で凝固を
行う場合、等軸晶発生核は溶鋼中で重力により下面側に
沈降し、したがって下面側で等軸晶が発達するので、そ
の骨上面側で柱状晶が発達したと考えられる。水平連続
鋳造機を用いれば、この効果がさらに顕著に現れた鋳片
を得ることができる。

スラブ加熱温度は１２５０℃以上になると、加熱のため
の燃料原単位が高くなるばかりでなく、スラブの表面が
溶融し始めて、ノロと呼ばれるスラグを発生し、設備の
整備、保全のために時間と費用が割かれることになる。

９００℃未満の温度では、熱間圧延における変形抵抗が
増大し、圧延荷重が増大して、生産コストが増大する。

以上の理由により、スラブ加熱温度は９００　”Ｃ以上
１２５０℃未満とした。

ところが、本発明における成分範囲において、９００℃
以上１２５０未満の温度では、組織はα、γ二相共存状
態になる。この様な温度で焼鈍した時には、前述したよ
うに、ＡＩＮの分布に場所的不均一が起こり得る。従っ
て、等軸晶はＴ相が粗密を持って分布するので、ＡＩＮ
の場所的な不均一分布は鋳造直後よりもさらに拡大され
るが、柱状晶ではＡｔＮの分布は均一なままである。

二次再結晶は板厚表面層から核発生し、中心層を侵食し
て板厚を貫通した後に、数ｍｍ−数■の大きさまで粗大
化していく。中心層のＡＩＮ分散が不均一であって、−
次再結晶の大きさが不均一であったとき、表面ゴス核は
、接触した中心層粒の小さいものが、優先的に成長する
。中心層粒径が均一であれば、集合組織的にはゴス方位
粒が成長し易いが、中心層に粗密があると、粒径不均一
の影響が出て、ゴス方位からずれた粒も成長する機会が
増加する。これらの粒が二次再結晶を完了すると、全体
として磁束密度の低い一方向性電磁鋼板ができあがって
しまう。表面ゴス粒が二次再結晶核となる最小の大きさ
は、結晶粒二つないし三つ分の大きさである。本発明を
通して生じる一次再結晶粒の大きさは１０〜３０！！ｍ
程度であるので、板厚０．２２５ｍｍの場合、全厚の３
５％以上の大きさとなる。この時、二次再結晶核は、片
側表面だけあれば十分良好な磁気特性が得られるので、
片側３５％以上の領域でＡＩＮが均一に分散していれば
よい。

即ち鋳片の段階で、少なくとも片側表面から３５％以上
の柱状晶が得られれば、磁束密度の高い一方向性電磁銅
板を得ることができるのである。

成品が薄手化すると、表面層での二次再結晶核の、全厚
に対する大きさの割合が大きくなるので、本発明の効果
がより顕著に現れると共に、より広い柱状晶域が必要と
なる。また、ＡＩＮの場所的な不均一分布は、１０５０
℃以上の熱延板焼鈍でやや緩和されるが、熱延板焼鈍温
度が高いことは生産の原単位を上げることになるので本
発明は製造コストの低下にも効果がある。

（実施例）以下に、本発明の実施例を示す。

実施例１表１の中で、試料番号１〜６，１３〜１８が本発明に相
当する。試料番号１〜１２は、垂直型連続鋳造機で鋳造
された鋳片の中から柱状晶部及び等軸晶部を厚さ４０…
ｍに切り出し、熱延、冷延、−成典結晶焼鈍を経て、Ｍ
ｎＮを５％含む焼鈍分離材を塗布した後に、高温仕上焼
鈍により二次再結晶させた一方向性型′Ｍ！＃ｉｉｌ板
の製造条件と磁気特性である。

磁気特性の指標であるＢ、とは磁化力８０Ａ／ｍ、周波
数５０Ｈｚで励磁したときの磁束密度の値であり、この
値が高いほど二次再結晶が良好に行われたことを意味す
る。

表より柱状晶部の多い素材を用いたときの方が磁気特性
が良好であることがわかる。また、非垂直状態での凝固
による連続鋳造鋳片を用いることによって本発明が容易
に実行できることも明らかである。本実施例においては
、全て熱延板焼鈍を実施しているが、１０５０’Ｃ以下
の温度で熱延板焼鈍を施す場合に、本発明の効果は顕著
であり、就中熱延板焼鈍を行わずに二次再結晶させた場
合に、特に効果がはっきりと現れる。

また、本発明による時は、−次頁結晶温度の変化に対す
る特性の変化が小さいことがわかる。これは、操業上に
おいても本発明による方が、−次頁結晶温度の管理が緩
やかになることを意味し、一方向性電磁鋼板の安定製造
に有利である。

実施例２Ｓｉ：３．２％、Ｃ：　０．０５３％、酸可溶性　へ！
二０．０２７２％、Ｎ　：　０．００７３％、Ｍｎ：　
　０．１２１％、Ｓ：０．００５％、残部Ｆｅの成分を
持ち、柱状晶域が広い方でそれぞれ４０％、２５％の鋳
片と、Ｓｉ：３．３％、Ｃ：０．０５２％、酸可溶性Ａ
ｔ　：　０．０２８１％、Ｎ　：　０．００１１％、Ｍ
ｎ　：　０．１１５％、Ｓ　：　　０．００４％、残部
Ｆｅの成分を持ち、柱状晶域が広い方でそれぞれ４３％
、２２％の鋳片を１１５０℃１１３００″Ｃに加熱し、
熱間圧延、９００℃での熱延板焼鈍、冷間圧延、８３０
℃での一次再結晶焼鈍を行った後に、ＭｎＮを５％含む
焼鈍分離材を塗布して、高温仕上焼鈍を行った一方向性
電磁鋼板の磁気特性を表２に示す。スラブ加熱が高温の
時は本発明の効果が現れず、また磁気特性も悪い。Ｎ量
の少ないＮｏ、２９〜３２も磁気特性が悪い。

実施例３実施例１で用いた湾曲ＣＣ材、垂直ＣＣ材を１１００℃
でスラブ加熱の後、熱間圧延、９５０℃での熱延板焼鈍
、冷間圧延、８３０℃での一次再結晶焼鈍を行ない、Ｍ
ｎＮを５％含む焼鈍分離材を塗布して、高温仕上焼鈍を
行って二次再結晶させた一方向性ｔｍ鋼板の磁気特性を
表３に示す。この時、熱延板の板厚を変えて、冷延圧下
率が一定になる条件で、成品板の板厚を０．１　ｍｍ、
　　０．２　ｌｌｌｍ０．３ｎ＋ｍとなるように圧延を
行った。湾曲ＣＣ材と垂直ＣＣ材の特性の差は、板厚０
．３ｍｍの時は、Ｂ。

で０．５テスラであるが、０．１ｍｍの時は１．１テス
ラまで広がる。薄手材で本発明の効果が顕著になること
が、この実施例から示される。

実施例４実施例１で用いた湾曲ＣＣ材、垂直ＣＣ材を１１００℃
でスラブ加熱の後、熱間圧延、９５０　’Ｃでの熱延板
焼鈍、冷間圧延、８３０℃での一次再結晶焼鈍を行い、
高温仕上焼鈍を行って二次再結晶させた一方向性電磁鋼
板の磁気特性を表４に示す。

この時、焼鈍分離材の中に、窒化の目的で混入するＭｎ
Ｎを添加しなかったものと、５％添加したもの、及び−
次頁結晶焼鈍後仕上焼鈍前にアンモニアを含む雰囲気中
で焼鈍して窒化させたものを比較している。窒化の有無
に関わらず本発明材は比較材より磁気特性が優れている
が、窒化を行わなかったＮα３９は、比較材のＮｏ、４
２と共に一部細粒が発生し二次再結晶不良を起こしてい
る。

（発明の効果）本発明を用いることにより、９００℃以上１２５０℃未
満の低温スラブ加熱による一方向性電磁鋼板の製造にお
いて、二次再結晶がより良好に生し、さらなる安定製造
が可能になる。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）重量で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：１．５
〜４．７％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
、Ｎ：０．００３〜０．０１３０％、Ｓ≦０．０１２％
、Ｍｎ：０．０６〜０．４５％、残部がＦｅ及び不可避
的不純物からなる電磁鋼スラブを、９００℃以上１２５
０℃未満の温度域に加熱した後、熱間圧延し、冷間圧延
し、脱炭および一次再結晶のための焼鈍を施し、焼鈍分
離材を塗布した後、仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の
製造方法において、厚さ方向に少なくとも３５％の柱状
晶域を、少なくとも一方のスラブ表面から有する連続鋳
造電磁鋼スラブを出発材とすることを特徴とする磁束密
度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法。
（２）厚さ方向に少なくとも３５％の柱状晶域を、少な
くとも一方のスラブ表面から有する連続鋳造電磁鋼スラ
ブが、水平連続鋳造法によって鋳造され或は、湾曲型連
続鋳造プロセスにおける非垂直部において凝固を完了せ
しめられ、等軸晶が厚さ方向中央部から片面側に偏位せ
しめられたものである請求項１記載の磁束密度の高い一
方向性電磁鋼板の製造方法。
（３）重量で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：１．５
〜４．７％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
、Ｎ：０．０００３〜０．０１３０％、Ｓ≦０．０１２
％、Ｍｎ：０．０６〜０．４５％、残部がＦｅ及び不可
避的不純物からなる電磁鋼スラブを、９００℃以上１２
５０℃未満の温度域に加熱した後、熱間圧延し、冷間圧
延し、脱炭および一次再結晶のための焼鈍を施し、焼鈍
分離材を塗布した後、仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板
の製造方法において、厚さ方向に少なくとも３５％の柱
状晶域を、少なくとも一方のスラブ表面から有する連続
鋳造電磁鋼スラブを出発材とするとともに、鋼板を一次
再結晶発現後から仕上焼鈍における二次再結晶発現まで
の何れかの段階で窒化処理することを特徴とする磁束密
度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法。
（４）厚さ方向に少なくとも３５％の柱状晶域を、少な
くとも一方のスラブ表面から有する連続鋳造電磁鋼スラ
ブが、水平連続鋳造法によって鋳造され或は、湾曲型連
続鋳造プロセスにおける非垂直部において凝固を完了せ
しめられ、等軸晶が厚さ方向中央部から片面側に偏位せ
しめられたものである請求項３記載の磁束密度の高い一
方向性電磁鋼板の製造方法。