JPH06228646A - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の安定製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明は電気機器の鉄心に用いられる一方向
性電磁鋼板の磁気特性の高位安定化を図ることを目的と
する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．
０６０％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００３
０％未満を含有したスラブを１２８０℃未満の温度で加
熱し、熱延を行い、引き続き、通常の工程で一方向性電
磁鋼板を製造する方法において、Ｍｎ：０．０２〜０．
８％、Ｃｕ：０．０１〜０．４％のうち何れか一方また
は両方をさらに含有せしめると共に、Ｔｉ量，Ｚｒ量，
Ｎ量を所定の関係を満す範囲内に制御し、熱延後最終仕
上焼鈍の二次再結晶開始までの間に窒化処理を施すこと
を特徴とし、さらには、Ｓｎ添加、所定温度範囲での熱
延板焼鈍を施すこと、脱炭焼鈍完了後最終仕上焼鈍開始
までの間の一次再結晶粒の平均粒径制御を行うことを特
徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、トランス等の鉄心とし
て使用される磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】一方向性電磁鋼板は、主にトランスその
他の電気機器の鉄心材料として使用されており、励磁特
性、鉄損特性等の磁気特性に優れていることが要求され
る。励磁特性を表す数値としては、通常磁場の強さ８０
０Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ₈が使用される。また、鉄
損特性を表す数値としては、周波数５０Hzで１．７テス
ラー（Ｔ）まで磁化した時の１kg当りの鉄損Ｗ_17/50 を
使用している。磁束密度は、鉄損特性の最大支配因子で
あり、一般的にいって磁束密度が高いほど鉄損特性が良
好になる。なお、一般的に磁束密度を高くすると二次再
結晶粒が大きくなり、鉄損特性が不良となる場合があ
る。これに対しては、磁区制御により、二次再結晶粒の
粒径に拘らず、鉄損特性を改善することができる。

【０００３】この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工
程で二次再結晶を起こさせ、鋼板面に｛１１０｝、圧延
方向に〈００１〉軸を持ったいわゆるゴス組織を発達さ
せることにより製造されている。良好な磁気特性を得る
ためには、磁化容易軸である〈００１〉を圧延方向に高
度に揃えることが必要である。

【０００４】このような高磁束密度一方向性電磁鋼板の
製造技術として代表的なものに特公昭４０−１５６４４
号公報及び特公昭５１−１３４６９号公報記載の方法が
ある。前者においては主なインヒビターとしてＭｎＳ及
びＡｌＮを、後者ではＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等を用い
ている。従って現在の技術においてはこれらのインヒビ
ターとして機能する析出物の大きさ、形態及び分散状態
を適正に制御することが不可欠である。ＭｎＳに関して
言えば、現在の工程では熱延前のスラブ加熱時にＭｎＳ
を一旦完全固溶させた後、熱延時に析出する方法がとら
れている。二次再結晶に必要な量のＭｎＳを完全固溶す
るためには１４００℃程度の温度が必要である。これは
普通鋼のスラブ加熱温度に比べて２００℃以上も高く、
この高温スラブ加熱処理には以下に述べるような不利な
点がある。 １）方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱炉が必要。 ２）加熱炉のエネルギー原単位が高い。 ３）溶融スケール量が増大し、いわゆるノロかき出し等
に見られるように操業上の悪影響が大きい。

【０００５】このような問題点を回避するためにはスラ
ブ加熱温度を普通鋼並みに下げれば良いわけであるが、
このことは同時にインヒビターとして有効なＭｎＳの量
を少なくするかあるいは全く用いないことを意味し、必
然的に二次再結晶の不安定化をもたらす。このため低温
スラブ加熱化を実現するためには何らかの形でＭｎＳ以
外の析出物等によりインヒビターを強化し、仕上焼鈍時
の正常粒成長の抑制を充分にする必要がある。

【０００６】このようなインヒビターとしては硫化物の
他、窒化物、酸化物及び粒界析出元素等が考えられ、公
知の技術として例えば次のようなものがあげられる。特
公昭５４−２４６８５号公報ではＡｓ，Ｂｉ，Ｓｎ，Ｓ
ｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有することにより、スラ
ブ加熱温度を１０５０〜１３５０℃の範囲にする方法が
開示され、特開昭５２−２４１１６号公報ではＡｌの
他、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ等の
窒化物生成元素を含有することによりスラブ加熱温度を
１１００〜１２６０℃の範囲にする方法を開示してい
る。また、特開昭５７−１５８３２２号公報ではＭｎ含
有量を下げ、Ｍｎ／Ｓの比率を２．５以下にすることに
より低温スラブ加熱化を行い、さらにＣｕの添加により
二次再結晶を安定化する技術を開示している。

【０００７】これらインヒビターの補強と組み合わせて
金属組織の側から改良を加えた技術も開示された。すな
わち特開昭５７−８９４３３号公報ではＭｎに加えＳ，
Ｓｅ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｂ等の元素を加え、こ
れにスラブの柱状晶率と二次冷延圧下率を組み合わせる
ことにより１１００〜１２５０℃の低温スラブ加熱化を
実現している。さらに特開昭５９−１９０３２４号公報
ではＳあるいはＳｅに加え、Ａｌ及びＢと窒素を主体と
してインヒビターを構成し、これに冷延後の一次再結晶
焼鈍時にパルス焼鈍を施すことにより二次再結晶を安定
化する技術を公開している。このように方向性電磁鋼板
製造における低温スラブ加熱化実現のためには、これま
でに多大な努力が続けられてきている。

【０００８】さて、特開昭５９−５６５２２号公報にお
いてはＭｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００７％
以下にすることにより低温スラブ加熱化を可能にする技
術が開示された。この方法により高温スラブ加熱時のス
ラブ結晶粒粗大化に起因する製品の線状二次再結晶不良
発生の問題が解消された。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】低温スラブ加熱による
方法は元来、製造コストの低減を目的としているもの
の、当然のことながら良好な磁気特性を安定して得る技
術でなければ、工業化できない。本発明者らは、低温ス
ラブ加熱の工業化のため、最終仕上焼鈍前の一次再結
晶の平均粒径制御と、熱延後、最終仕上焼鈍の二次再
結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施すことを柱とす
る技術を構築してきた。この窒化処理により形成される
窒化物は、二次再結晶開始時点では、主にＡｌＮになっ
ている。高温で変化しにくいインヒビターとして、Ａｌ
Ｎを選択しているわけであり、その意味において、スラ
ブ中にＡｌが含有されることは必須条件となる。他方、
スラブ中にＮが必要以上に含有されることは、本技術体
系からして、再考の余地があった。つまり、スラブ中に
必須のＡｌと、ある程度以上のＮ量があれば、スラブ加
熱から脱炭焼鈍までの工程で、ＡｌＮが形成され、脱炭
焼鈍時の一次再結晶粒の粒成長に影響を与えることとな
る。

【００１０】本発明の目的は、この上工程でのＡｌＮの
低減と、それに代わる安定なインヒビターを検討し、低
温スラブ加熱での磁性変動のない優れた特性を有する一
方向性電磁鋼板の安定製造方法を提供することである。

【００１１】

【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。すなわち、（１）重量％でＣ
：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５
％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ ：
０．００３０％未満、Ｓ ：０．０１〜０．０５％、Ｍ
ｎ：０．０２〜０．８％を含有し、残部がＦｅ及び不可
避的不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加
熱し、熱延し、圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必
要に応じて中間焼鈍をはさむ１回以上の冷延を施し、次
いで、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼
板を製造する方法において、スラブのＴｉ，Ｚｒ，Ｎの
含有量（重量％）を、下記の式に制御し、 0.5×Ｎ（％）＜0.292 ×Ｔｉ（％）＋0.154 ×Ｚｒ
（％）＜0.0050 熱延後、最終仕上焼鈍開始までの間に鋼板に窒化処理を
施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
板の安定製造方法であり、（２）重量％でＣ ：０．０
２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶
性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ ：０．００３
０％未満、Ｓ ：０．０１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０
１〜０．４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純
物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱
延し、圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必要に応じ
て中間焼鈍をはさむ１回以上の冷延を施し、次いで、脱
炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造
する方法において、スラブのＴｉ，Ｚｒ，Ｎの含有量
（重量％）を、下記の式に制御し、 0.5×Ｎ（％）＜0.292 ×Ｔｉ（％）＋0.154 ×Ｚｒ
（％）＜0.0050 熱延後、最終仕上焼鈍開始までの間に鋼板に窒化処理を
施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
板の安定製造方法、（３）重量％でＣ ：０．０２５〜
０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ ：０．００３０％
未満、Ｃｕ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：０．０２〜
０．８％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物から
なるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延し、
圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間
焼鈍をはさむ１回以上の冷延を施し、次いで、脱炭焼
鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造する
方法において、スラブのＴｉ，Ｚｒ，Ｎの含有量（重量
％）を、下記の式に制御し、 0.5×Ｎ（％）＜0.292 ×Ｔｉ（％）＋0.154 ×Ｚｒ
（％）＜0.0050 熱延後、最終仕上焼鈍開始までの間に鋼板に窒化処理を
施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
板の安定製造方法、及び（４）スラブの成分としてがさ
らにＳｎ：０．０１〜０．１５％を含有せしめることを
特徴とする前各項に記載の磁気特性の優れた一方向性電
磁鋼板の安定製造方法、さらに（５）熱延後８５０〜１
２５０℃の熱延板焼鈍を施すことを特徴とする前各項に
記載の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の安定製造方
法であり、（６）脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始ま
での一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍとするこ
とを特徴とする前各項に記載の磁気特性の優れた一方向
性電磁鋼板の安定製造方法である。

【００１２】

【作用】本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、
従来用いられている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法
あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程をはさ
んでスラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次
いで圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて
中間焼鈍をはさむ１回以上の冷延を施し、次いで、脱炭
焼鈍、最終仕上焼鈍を順次行うことによって製造され
る。

【００１３】本発明者らは、低温スラブ加熱材を製造し
た場合の磁性の変動原因とその解消策について詳細に検
討した。そしてその結果、この現象がスラブ加熱時のス
ラブ内の温度差に基づく、ＡｌＮの析出のバラツキに起
因しているという新知見を得た。そして、その課題の解
決策として、Ｎ量を低めることと、Ｔｉ量，Ｚｒ量，
Ｎ量を３つの量の関係式で規定される所定の範囲に抑え
ること、さらに、Ｓ量，Ｃｕ量を所定量添加するこ
と、Ｍｎ量を所定量添加すること、脱炭焼鈍完了後
最終仕上焼鈍開始までの一次再結晶粒の平均粒径を制御
すること、Ｓｎを添加すること、所定の温度範囲で
の熱延板焼鈍を施すことが有効であることがわかった。

【００１４】以下これらの点について詳細に説明する。
本発明者らは、スラブ加熱時のＡｌＮの固溶、析出に着
目した。本発明の前提としている１２８０℃未満の温度
では、本発明のＡｌ，Ｎ，Ｓｉの成分範囲では、α相で
のＡｌＮの完全固溶は保障されていない。一方、スラブ
加熱の方式は種々あるが、スラブを炉に装入後、プッシ
ャーで移動させながら出口から出す方式やスキッド上に
スラブを置き、スキッドを動かしてスラブを入口から出
口方向へ移動させる方式等が一般的に行われている。そ
してスラブの中でスキッドや炉の下面に接する部分は、
温度が低めとなることが多い。従って、このスラブ内の
温度差に起因するＡｌＮの析出量、固溶Ｎ量の差が生じ
ることが考えられた。そして、熱延から脱炭焼鈍までの
工程で、スラブ加熱時に固溶していたＮは、大部分Ａｌ
Ｎとして微細析出し、その程度がスラブ加熱時の固溶Ｎ
量に依存することが考えられた。実際、工場で実験を行
った際、磁気特性の変動が生じたコイルの、脱炭焼鈍後
の一次再結晶粒の平均粒径を光学顕微鏡と画像解析機を
用いて測定したところ、その平均粒径が変動しているこ
とが判明した。そして、そのバラツキの程度は、Ａｌ，
Ｎ量によって異なっていた。

【００１５】そこで本発明者らは、変動するＡｌＮ量を
減らすことを考えた。そのためには、ＡｌまたはＮ量を
減らすことが有効であるが、二次再結晶時のインヒビ
ターとしてのＡｌＮ量を確保する必要がある点、Ｎは
鋼板に窒化で導入することが可能であるが、Ａｌは、鋼
板に導入することが困難である点を考慮し、Ｎ量を減ら
すことを検討した。そして、Ｎ量を製鋼段階で減らすこ
とは技術的に制約があるかもしくはコストアップにつな
がることも考慮し、Ｎとの親和力がＡｌより強く固溶す
るＮ量と強い相関があると予想される元素の原子当量か
ら計算されるＹ（％）＝０．２９２×Ｔｉ（％）＋０．
１５４×Ｚｒ（％）（Ｔｉ（％）：スラブのＴｉ含有
量、Ｚｒ（％）：スラブのＺｒ含有量、何れも重量％）
という量を定義しＹ（％）と磁気特性の変動との関係を
以下の２つの実験に基づいて調査した。

【００１６】第１の実験及び結果は以下の通りであっ
た。すなわち、重量で、Ｃ＝０．０４５％、Ｓｉ＝３．
２０％、酸可溶性Ａｌ＝０．０１８〜０．０４０％、Ｎ
＝０．０００６〜０．００９８％、Ｓ＝０．０１５％、
Ｍｎ＝０．１６％、Ｔｉ＝０．０００７〜０．０２１１
％、Ｚｒ＝０．０００５〜０．０４１４％を含有し、残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２５０mm厚のスラブ
を作成した。そして１１００℃、１２００℃の２水
準の温度で各スラブを６０分均熱後１１パスの熱延で
２．３mm厚とし、約３秒後に水冷し、５５０℃まで冷却
した後、５５０℃の温度に１時間保持した。かかる熱延
板に熱延板焼鈍を施すことなく約８８％の強圧下圧延を
行って最終板厚０．２８５mmの冷延板とした。この冷延
板を８３５℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍を施し、次い
で、７５０℃に３０秒保持する焼鈍時、焼鈍雰囲気中に
ＮＨ₃ ガスを混入させ、鋼板に窒素を吸収せしめた。こ
の窒化処理後のＮ量は、０．０１８７〜０．０２１４重
量％であった。かかる窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を行った。
しかる後、製品の磁束密度Ｂ₈ を測定し、同一成分のス
ラブに対してとった２つのスラブ均熱条件でのＢ₈ の差
ΔＢ₈ 〔スラブ加熱温度１１００℃におけるＢ₈ （Ｔ）
−同温度１２００℃におけるＢ₈ （Ｔ）〕を求め、鉄損
値Ｗ_17/50 （ｗ／kg）と共に図１に示した。図１から明
らかなように、Ｎ（％）＜０．００３０、０．５×Ｎ
（％）＜Ｙ（％）＜０．００５０の範囲で、スラブ加熱
温度差に起因する製品の磁束密度の差ΔＢ₈ （Ｔ）が
０．０２Ｔ未満におさまり、かつ、Ｗ_17/50 ＜１．００
ｗ／kgなる良好な鉄損特性を示した。

【００１７】第２の実験及び結果は以下の通りであっ
た。すなわち、重量で、Ｃ＝０．０４１％、Ｓｉ＝３．
０５％、酸可溶性Ａｌ＝０．０１９〜０．０４５％、Ｎ
＝０．０００４〜０．００９２％、Ｓ＝０．０１４％、
Ｃｕ＝０．１８％、Ｔｉ＝０．０００８〜０．０２０４
％、Ｚｒ＝０．０００４〜０．０４０９％を含有し、残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２５０mm厚のスラブ
を作成した。そして１１００℃、１２００℃の２水
準の温度で各スラブを６０分均熱後１１パスの熱延で
２．３mm厚とし、約３秒後に水冷し、５５０℃まで冷却
した後、５５０℃の温度に１時間保持した。かかる熱延
板に熱延板焼鈍を施すことなく約８８％の強圧下圧延を
行って最終板厚０．２８５mmの冷延板とした。この冷延
板を８３５℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍を施し、次い
で、７５０℃に３０秒保持する焼鈍時、焼鈍雰囲気中に
ＮＨ₃ ガスを混入させ、鋼板に窒素を吸収せしめた。こ
の窒化処理後のＮ量は、０．０１９６〜０．０２０９重
量％であった。かかる窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を行った。
しかる後、製品の磁束密度Ｂ₈ を測定し、同一成分のス
ラブに対してとった２つのスラブ均熱条件でのＢ₈ の差
ΔＢ₈ 〔スラブ加熱温度１１００℃におけるＢ₈ （Ｔ）
−同温度１２００℃におけるＢ₈ （Ｔ）〕を求め、鉄損
値Ｗ_17/50 （ｗ／kg）と共に図２に示した。図２から明
らかなように、第２の実験の場合も第１の実験と同様に
Ｎ（％）＜０．００３０、０．５×Ｎ（％）＜Ｙ（％）
＜０．００５０の範囲で、スラブ加熱温度差に起因する
製品の磁束密度の差ΔＢ₈ （Ｔ）が０．０２Ｔ未満にお
さまり、かつ、Ｗ_17/50 ＜１．００ｗ／kgなる良好な鉄
損特性を示した。また、Ｍｎ，Ｃｕ，Ｓを複合して添加
した場合にも、上記第１の実験及び第２の実験と同様の
効果が得られた。

【００１８】図１及び図２で示された現象のメカニズム
について、本発明者らは、次のように考えている。本実
験では、加熱炉内でのスラブ内の温度差により生じてい
る現象を、スラブ加熱温度を変えてシュミレートした。
それによると、本発明のＡｌ，Ｎの成分範囲では１２８
０℃未満のスラブ加熱温度条件の場合、スラブの高温部
と低温部でＡｌＮの固溶、析出量に差が生じる。すなわ
ち、スラブ加熱時のスラブ高温部では固溶Ｎが多く、引
き続く熱延及び脱炭焼鈍時に、この固溶Ｎは、ＡｌＮの
形で微細析出する。他方スラブ加熱時のスラブ低温部で
は固溶Ｎが少なく、引き続く熱延及び脱炭焼鈍時に微細
に析出するＡｌＮ量は少ない。このようなＡｌＮの析出
の場所的不均一は、脱炭焼鈍時の一次再結晶粒の粒成長
の場所的不均一を生じさせる。つまり、スラブ加熱時の
スラブ内高温部に相当する部分では、脱炭焼鈍時微細な
ＡｌＮが多いため、一次再結晶粒の粒成長は抑制され
る。一方、スラブ加熱時のスラブ内低温部に相当する部
分では、脱炭焼鈍時微細なＡｌＮが少ないため、一次再
結晶粒は粒成長しやすい。このため、脱炭焼鈍完了時、
コイル内に、スラブ加熱時のスラブ内の温度差に起因す
る一次再結晶粒径の場所的不均一が生じる。本発明者ら
が、特開平２−１８２８６６号公報で開示したように、
この脱炭焼鈍完了時の一次再結晶粒径は、製品の磁束密
度と極めて強い相関がある。従って、この一次再結晶粒
径の場所的不均一は、製品での磁束密度の場所的不均一
を生ぜしめることとなる。それゆえ、その磁束密度のバ
ラツキの原因となっているスラブ加熱時におけるスラブ
内の固溶Ｎ量のバラツキを所定の範囲に入れれば、製品
の磁束密度のバラツキが低減されるものと考えられる。

【００１９】このため、本発明では、Ｔｉ，Ｚｒを必要
量添加することにより、ＴｉＮ，ＺｒＮを形成せしめ、
スラブ内の固溶Ｎ量の低減を行ったものであり、このＴ
ｉＮ，ＺｒＮは最終製品にも残留し、鉄損特性を劣化さ
せるため、必要以上に添加することは意味がない。

【００２０】次に本発明の構成要件を限定した理由につ
いて述べる。先ず、スラブ成分とスラブ加熱温度に関し
て限定理由を詳細に説明する。Ｃは０．０２５重量％
（以下単に％と略述）未満になると二次再結晶が不安定
になり、かつ二次再結晶した場合でもＢ₈ ＞１．８０
（Ｔ）が得がたいので０．０２５％以上とした。一方、
Ｃが多くなり過ぎると脱炭焼鈍時間が長くなり経済的で
ないので０．０７５％以下とした。

【００２１】Ｓｉは４．５％を超えると冷延時の割れが
著しくなるので４．５％以下とした。また、２．５％未
満では素材の固有抵抗が低すぎ、トランス鉄心材料とし
て必要な低鉄損が得られないので２．５％以上とした。
望ましくは３．２％以上である。

【００２２】Ａｌは二次再結晶の安定化に必要なＡｌＮ
もしくは（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを確保するため、酸可溶性Ａ
ｌとして０．０１０％以上が必要である。酸可溶性Ａｌ
が０．０６０％を超えると熱延板のＡｌＮが不適切とな
り二次再結晶が不安定となるので０．０６０％以下とし
た。

【００２３】Ｎ量については、図１に示した如く、０．
００３０％未満にすることが必要である。そして、これ
がスラブ加熱時の温度偏差に起因する磁性の変動を低減
するのに有効である。Ｎ量の下限については特に限定す
るものではないが、製鋼段階でＮを０．０００１％以下
にすることは工業的には難しい。

【００２４】Ｔｉ，Ｚｒは、ＡｌよりもＮとの親和力が
強く、ＴｉＮ，ＺｒＮを形成させ、スラブ加熱時の固溶
Ｎ量を低減させる効果がある。このため、スラブ加熱時
のスラブ温度偏差に起因するＡｌＮの析出の不均一性を
低減する効果がある。しかし、ＴｉＮ，ＺｒＮは製品に
も残留し、鉄損特性を劣化させるため、図１に示す如
く、Ｎ量に応じて適正範囲があり、０．５×Ｎ（％）＜
０．２９２×Ｔｉ（％）＋０．１５４×Ｚｒ（％）＜
０．００５０としなければならない。

【００２５】Ｓの範囲は０．０１〜０．０５％と規定し
た。本発明の如く、スラブのＮ量を少なくしている場合
は、一次再結晶粒の粒成長を、所定の範囲に平均粒径が
なるように制御するためには、ＡｌＮ以外のインヒビタ
ーを利用する必要がある。このためには、Ｃｕ₂ Ｓまた
はＭｎＳを所定量形成させる必要がある。この意味にお
いて、Ｓの範囲は、０．０１〜０．０５％でなければな
らない。

【００２６】Ｃｕ，Ｍｎはどちらか１つまたは両方を下
記の範囲とする必要がある。ＣｕはＭｎＳより小さいサ
イズのＣｕ₂ Ｓを形成し、一次再結晶粒の粒成長のコン
トロールに有効に利用できる。微細なＣｕ₂ Ｓを適正量
形成させるためには、Ｃｕ：０．０１〜０．４０％とし
なければならない。ＭｎはＭｎＳを形成し、一次再結晶
粒の粒成長のコントロールに利用できる。従ってＭｎＳ
を適正量形成させるために、Ｍｎ：０．０２〜０．８％
添加することは、磁気特性を良好ならしめるために必要
である。

【００２７】Ｓｎは、粒界偏析元素として知られてお
り、粒成長を抑制する元素である。一方、スラブ加熱時
Ｓｎは完全固溶しており、通常考えられる数１０℃の温
度差を有する加熱時のスラブ内でも、一様に固溶してい
ると考えられる。従って、温度差があるにも拘らず加熱
時のスラブ内で均一に分布しているＳｎは、脱炭焼鈍時
の粒成長抑制効果についても、場所的に均一に作用する
と考えられる。このため、ＡｌＮの場所的不均一に起因
する脱炭焼鈍時の粒成長の場所的不均一を、Ｓｎは希釈
する効果があるものと考えられる。従って、本発明のＮ
量，Ｔｉ量，Ｚｒ量を制限する技術及び、後述する一次
再結晶粒径の制御に加え、Ｓｎを添加することはさらに
製品の磁気特性の場所的バラツキを低減させるのに有効
である。このＳｎの適正範囲を０．０１〜０．１５％と
した。この下限値未満では、粒成長抑制効果が少な過ぎ
て好ましくない。一方、この上限値を超えると鋼板の窒
化が難しくなり、二次再結晶不良の原因となるため好ま
しくない。

【００２８】この他インヒビター構成元素として知られ
ているＳｂ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｂ，Ｎｂ等を微量に含有する
ことは差し支えない。特に、Ｂ，Ｎｂ等窒化物構成元素
は、スラブ内の温度差に起因するＡｌＮの場所的差を低
減するために積極的に添加しても構わない。

【００２９】スラブ加熱温度は、普通鋼並にしてコスト
ダウンを行うという目的から１２８０℃未満と限定し
た。好ましくは１２００℃以下である。加熱されたスラ
ブは、引き続き熱延されて熱延板となる。この熱延方法
については、特に限定されるものではないが、熱延の終
了温度を８５０〜１０５０℃とし、熱延の最終了パスの
累積圧下率を４０％以上とすることは、製品の磁性の場
所的バラツキを低減し、かつ磁性を向上させる上でさら
に好ましい。

【００３０】この熱延板は次いで、圧下率８０％以上の
最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１回以
上の冷延を施す。最終冷延の圧下率を８０％以上とした
のは、圧下率を上記範囲とすることによって、脱炭板に
おいて尖鋭な｛１１０｝〈００１〉方位粒と、これに蚕
食されやすい対応方位粒（｛１１１｝〈１１２〉方位粒
等）を適正量得ることができ、磁束密度を高める上で好
ましいためである。

【００３１】前記熱延後、８５０〜１２５０℃の熱延板
焼鈍を施すことは、磁気特性を高位安定化する上で、さ
らに好ましい。この温度域で熱処理することは、Ａｌ
Ｎ，Ｃｕ₂ Ｓ，ＭｎＳの熱延板の場所的不均一性を低減
する効果がある。

【００３２】最終冷延後の鋼板は、通常の方法で脱炭焼
鈍、焼鈍分離剤塗布、最終仕上焼鈍を施されて最終製品
となる。ここで脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始まで
の間の一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍに制御
することは、Ｎ，Ｔｉ，Ｚｒ量の制御に加え、さらに好
ましい。その理由はこの平均粒径の範囲で良好な磁束密
度が得られやすく、かつ粒径変動に対する磁束密度の変
化が少ないからである。

【００３３】そして、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶
開始までの間に鋼板に窒化処理を施すと規定したのは、
本発明の如き低温スラブ加熱を前提とするプロセスで
は、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足がちに
なるからである。窒化の方法としては特に限定するもの
ではなく、脱炭焼鈍後引き続き焼鈍雰囲気にＮＨ₃ ガス
を混入させ窒化する方法、プラズマを用いる方法、焼鈍
分離剤に窒化物を添加し、最終仕上焼鈍の昇温中に窒化
物が分解してできた窒素を鋼板に吸収させる方法、最終
仕上焼鈍の雰囲気のＮ₂ 分圧を高めとし、鋼板を窒化す
る方法等何れの方法でも良い。窒化量については特に限
定するものではないが、１ppm 以上は必要である。

【００３４】

【実施例】以下実施例を説明する。 〔実施例１〕Ｃ：０．０４２重量％、Ｓｉ：３．００重
量％、Ｍｎ：０．１８重量％、Ｓ：０．０１６重量％、
酸可溶性Ａｌ：０．０２４重量％を基本成分とし、Ｎ量
を０．００８３重量％、０．００１２重量％の２水
準とし、Ｔｉ量を０．０００２重量％、０．００４
１重量％なる２水準で添加した４種類の２５０mm厚のス
ラブを作成した。かかるスラブをａ：１１８０℃、ｂ：
１１１０℃の２水準の温度で６０分均熱した後、直ちに
熱延を開始し、５パスで４０mm厚とした後、６パスで
２．３mm厚の熱延板とした。次いで、熱延終了後は、秒
間空冷後５５０℃まで水冷し、５５０℃に１時間保持し
た後炉冷する巻取りシュミレーションを行った。

【００３５】この熱延板を酸洗して圧下率約８８％で
０．２８５mmの冷延板とし、８３５℃で１５０秒保持す
る脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５０℃で３０秒保持
する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入させ
鋼板に窒素を吸収せしめた。窒化後のこの鋼板のＮ量は
０．０１９０〜０．０２１７重量％であった。次いで、
この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
Ｎ₂ ２５％、Ｈ₂ ７５％の雰囲気ガス中で１５℃／時の
速度で１２００℃まで昇温し、引き続きＨ₂ １００％雰
囲気ガス中で１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼
鈍を行った。実験条件と磁気特性の結果を表１に示す。

【００３６】

【表１】

【００３７】〔実施例２〕Ｃ：０．０４８重量％、Ｓ
ｉ：３．２４重量％、Ｍｎ：０．１４重量％、Ｓ：０．
０１５重量％、Ｎ：０．００１０重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２４重量％を基本成分とし、Ｔｉを０．０
００３重量％、０．００４１重量％、Ｚｒを０．０
００４重量％、０．００５４重量％の各２水準のレベ
ルで添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４種
類の２５０mm厚のスラブを作成した。かかるスラブを
ａ：１１８０℃、ｂ：１１１０℃の２水準の温度で６０
分均熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスで４０mm厚
とした後、６パスで２．３mm厚の熱延板とした。次い
で、この熱延板を最終仕上焼鈍まで実施例１の条件で処
理した。窒化後のＮ量は０．０１９５〜０．０２０８重
量％であった。実験条件と製品の磁気特性を表２に示
す。

【００３８】

【表２】

【００３９】〔実施例３〕Ｃ：０．０４５重量％、Ｓ
ｉ：３．２８重量％、Ｍｎ：０．２１重量％、Ｓ：０．
０１８重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２５重量％、Ｎ：
０．００１８重量％、Ｔｉ：０．００４５重量％を添加
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２５０mm厚ス
ラブを作成した。かかるスラブをａ：１１５０℃、ｂ：
１０８０℃の２水準の温度で６０分均熱した後、直ちに
熱延を開始し、５パスで４０mm厚とした後、６パスで
２．３mm厚の熱延板とした。

【００４０】次いで、かかる熱延板を酸洗して圧下率約
８８％で０．２８５mmの冷延板とし、８２０℃、８
４０℃、８６０℃、８７０℃の各温度で１５０秒保
持する脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５０℃で３０秒
保持する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入
させ鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。窒化後のこの鋼板の
Ｎ量は０．０１９８〜０．０２３７重量％であった。そ
してこの鋼板の平均結晶粒径を、光学顕微鏡と画像解析
機を用いて測定した。次いで、この鋼板にＭｇＯを主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ₂ ５０％、Ｈ₂ ５０％
の雰囲気ガス中で２０℃／時の速度で１２００℃まで昇
温し、引き続きＨ₂ １００％雰囲気ガス中で１２００℃
で２０時間保持する最終仕上焼鈍を行った。実験条件と
製品の磁気特性を表３に示す。

【００４１】

【表３】

【００４２】〔実施例４〕Ｃ：０．０５６重量％、Ｓ
ｉ：３．３４重量％、Ｍｎ：０．２４重量％、Ｓ：０．
０１６重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２４重量％、Ｎ：
０．０００８重量％、Ｚｒ：０．００４１重量％を基本
成分とし、Ｓｎ量を添加なし（＜０．０１重量％）、
０．０５重量％、０．１１重量％なる３水準で添加
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３種類の２５
０mm厚のスラブを作成した。かかるスラブをａ：１１７
０℃、ｂ：１１００℃の２水準の温度で６０分均熱した
後、直ちに熱延を開始し、５パスで４０mm厚とした後、
６パスで２．３mm厚の熱延板とした。次いでこの熱延板
を最終仕上焼鈍まで実施例３の条件で処理した。ただ
し、脱炭焼鈍条件については、８４０℃×１５０秒
（均熱）、８６０℃×１５０秒（均熱）のみ行った。
窒化後のＮ量は、０．０１９８〜０．０２２６重量％で
あった。実験条件と製品の磁気特性を表４に示す。

【００４３】

【表４】

【００４４】〔実施例５〕Ｃ：０．０５３重量％、Ｓ
ｉ：３．４４重量％、Ｍｎ：０．３１重量％、Ｓ：０．
０１８重量％、Ｎ：０．００１４重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２６重量％を基本成分とし、酸可溶性Ｔｉを
０．０００６重量％、０．００３７重量％なる２水
準のレベルで添加し、さらには、Ｓｎを（ａ）添加なし
（＜０．０１重量％）、（ｂ）０．０６重量％なる２水
準とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４種類の
２５０mm厚のスラブを作成した。かかるスラブをａ：１
１６０℃、ｂ：１０９０℃の２水準の温度で６０分均熱
した後、直ちに熱延を開始し、５パスで４０mm厚とした
後、６パスで２．３mm厚の熱延板とした。次いで、熱延
板を１１００℃に３０秒保持し引き続き９００℃に３０
秒保持した後急冷する熱延板焼鈍を施した。

【００４５】しかる後、圧下率約９０％で０．２２０mm
まで冷間圧延し、次いで、８２５℃×９０秒（均熱）な
る脱炭焼鈍を施した。その後、７５０℃で３０秒保持す
る焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入させ鋼
板に窒素吸収を生ぜしめた。窒化後の鋼板のＮ量は、
０．０２１５〜０．０２２３重量％であった。次いで、
この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
Ｎ₂ ５０％、Ｈ₂ ５０％の雰囲気ガス中で１０℃／時の
速度で１２００℃まで昇温し、引き続きＨ₂ １００％雰
囲気ガス中で１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼
鈍を行った。実験条件と製品の磁気特性を表５に示す。

【００４６】

【表５】

【００４７】〔実施例６〕実施例５に記載の２．３mm厚
の熱延板を１．８mmまで冷間圧延し、次いで、１１００
℃に３０秒保持し、引き続き９００℃に３０秒保持した
後急冷する焼鈍を施した。しかる後、圧下率約９１％で
０．１７０mmまで、冷間圧延し、引き続き、脱炭焼鈍か
ら最終仕上焼鈍までの工程を実施例５記載の条件で処理
した。窒化後の鋼板のＮ量は、０．０１９０〜０．０２
４３重量％であった。実験条件と製品の磁気特性を表６
に示す。

【００４８】

【表６】

【００４９】〔実施例７〕Ｃ：０．０４０重量％、Ｓ
ｉ：３．０２重量％、Ｃｕ：０．０８重量％、Ｓ：０．
０１２重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２５重量％を基本
成分とし、Ｎ量を０．００８０重量％、０．００１
０重量％の２水準とし、Ｔｉ量を０．０００３重量
％、０．００４３重量％なる２水準で添加した４種類
の２５０mm厚のスラブを作成した。かかるスラブをａ：
１１８０℃、ｂ：１１１０℃の２水準の温度で６０分均
熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスで４０mm厚とし
た後、６パスで２．３mm厚の熱延板とした。次いで、熱
延終了後は、秒間空冷後５５０℃まで水冷し、５５０℃
に１時間保持した後炉冷する巻取りシュミレーションを
行った。

【００５０】この熱延板を酸洗して圧下率約８８％で
０．２８５mmの冷延板とし、８３５℃で１５０秒保持す
る脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５０℃で３０秒保持
する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入させ
鋼板に窒素を吸収せしめた。窒化後のこの鋼板のＮ量は
０．０１８４〜０．０２０４重量％であった。次いで、
この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
Ｎ₂ ５０％、Ｈ₂ ５０％の雰囲気ガス中で１５℃／時の
速度で１２００℃まで昇温し、引き続きＨ₂ １００％雰
囲気ガス中で１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼
鈍を行った。実験条件と磁気特性の結果を表７に示す。

【００５１】

【表７】

【００５２】〔実施例８〕Ｃ：０．０４５重量％、Ｓ
ｉ：３．２８重量％、Ｃｕ：０．１１重量％、Ｓ：０．
０１４重量％、Ｎ：０．００１２重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２６重量％を基本成分とし、Ｔｉを０．０
００４重量％、０．００３９重量％、Ｚｒを０．０
００５重量％、０．００５０重量％の各２水準のレベ
ルで添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４種
類の２５０mm厚のスラブを作成した。かかるスラブを
ａ：１１８０℃、ｂ：１１１０℃の２水準の温度で６０
分均熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスで４０mm厚
とした後、６パスで２．３mm厚の熱延板とした。次い
で、この熱延板を最終仕上焼鈍まで実施例１の条件で処
理した。窒化後のＮ量は０．０１８９〜０．０２０６重
量％であった。実験条件と製品の磁気特性を表８に示
す。

【００５３】

【表８】

【００５４】〔実施例９〕Ｃ：０．０４７重量％、Ｓ
ｉ：３．２９重量％、Ｃｕ：０．１１重量％、Ｓ：０．
０１５重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２４重量％、Ｎ：
０．００１５重量％、Ｔｉ：０．００４１重量％を添加
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２５０mm厚ス
ラブを作成した。かかるスラブをａ：１１５０℃、ｂ：
１０８０℃の２水準の温度で６０分均熱した後、直ちに
熱延を開始し、５パスで４０mm厚とした後、６パスで
２．３mm厚の熱延板とした。

【００５５】次いで、かかる熱延板を酸洗して圧下率約
８８％で０．２８５mmの冷延板とし、８２０℃、８
４０℃、８６０℃、８７０℃の各温度で１５０秒保
持する脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５０℃で３０秒
保持する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入
させ鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。窒化後のこの鋼板の
Ｎ量は０．０１９４〜０．０２４０重量％であった。そ
してこの鋼板の平均結晶粒径を、光学顕微鏡と画像解析
機を用いて測定した。次いで、この鋼板にＭｇＯを主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ₂ ５０％、Ｈ₂ ５０％
の雰囲気ガス中で１５℃／時の速度で１２００℃まで昇
温し、引き続きＨ₂ １００％雰囲気ガス中で１２００℃
で２０時間保持する最終仕上焼鈍を行った。実験条件と
製品の磁気特性を表９に示す。

【００５６】

【表９】

【００５７】〔実施例１０〕Ｃ：０．０５４重量％、Ｓ
ｉ：３．３０重量％、Ｃｕ：０．２０重量％、Ｓ：０．
０１３重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２５重量％、Ｎ：
０．０００９重量％、Ｚｒ：０．００３６重量％を基本
成分とし、Ｓｎ量を添加なし（＜０．０１重量％）、
０．０６重量％、０．１２重量％なる３水準で添加
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３種類の２５
０mm厚のスラブを作成した。かかるスラブをａ：１１８
０℃、ｂ：１１１０℃の２水準の温度で６０分均熱した
後、直ちに熱延を開始し、５パスで４０mm厚とした後、
６パスで２．３mm厚の熱延板とした。次いでこの熱延板
を最終仕上焼鈍まで実施例３の条件で処理した。ただ
し、脱炭焼鈍条件については、８４０℃×１５０秒
（均熱）、８６０℃×１５０秒（均熱）のみ行った。
窒化後のＮ量は、０．０１９０〜０．０２２１重量％で
あった。実験条件と製品の磁気特性を表１０に示す。

【００５８】

【表１０】

【００５９】〔実施例１１〕Ｃ：０．０５２重量％、Ｓ
ｉ：３．４１重量％、Ｃｕ：０．２６重量％、Ｓ：０．
０１６重量％、Ｎ：０．００１３重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２６重量％を基本成分とし、酸可溶性Ｔｉを
０．０００８重量％、０．００３５重量％なる２水
準のレベルで添加し、さらには、Ｓｎを（ａ）添加なし
（＜０．０１重量％）、（ｂ）０．０７重量％なる２水
準とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４種類の
２５０mm厚のスラブを作成した。かかるスラブをａ：１
１６０℃、ｂ：１０９０℃の２水準の温度で６０分均熱
した後、直ちに熱延を開始し、５パスで４０mm厚とした
後、６パスで２．３mm厚の熱延板とした。次いで、熱延
板を１１２０℃に３０秒保持し引き続き９００℃に３０
秒保持した後急冷する熱延板焼鈍を施した。

【００６０】しかる後、圧下率約９０％で０．２２０mm
まで冷間圧延し、次いで、８３０℃×９０秒（均熱）な
る脱炭焼鈍を施した。その後、７５０℃で３０秒保持す
る焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入させ鋼
板に窒素吸収を生ぜしめた。窒化後の鋼板のＮ量は、
０．０２１９〜０．０２２８重量％であった。次いで、
この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
Ｎ₂ ５０％、Ｈ₂ ５０％の雰囲気ガス中で１０℃／時の
速度で１２００℃まで昇温し、引き続きＨ₂ １００％雰
囲気ガス中で１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼
鈍を行った。実験条件と製品の磁気特性を表１１に示
す。

【００６１】

【表１１】

【００６２】〔実施例１２〕実施例５に記載の２．３mm
厚の熱延板を１．８mmまで冷間圧延し、次いで、１１３
０℃に３０秒保持し、引き続き９００℃に３０秒保持し
た後急冷する焼鈍を施した。しかる後、圧下率約９１％
で０．１７０mmまで、冷間圧延し、引き続き、脱炭焼鈍
から最終仕上焼鈍までの工程を実施例５記載の条件で処
理した。窒化後の鋼板のＮ量は、０．０１９０〜０．０
２２０重量％であった。実験条件と製品の磁気特性を表
１２に示す。

【００６３】

【表１２】

【００６４】〔実施例１３〕Ｃ：０．０４０重量％、Ｓ
ｉ：３．０４重量％、Ｃｕ：０．１２重量％、Ｍｎ：
０．２１重量％、Ｓ：０．０１４重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２５重量％を基本成分とし、Ｎ量を０．０
０８１重量％、０．００１３重量％の２水準とし、Ｔ
ｉ量を０．０００３重量％、０．００３８重量％な
る２水準で添加した４種類の２５０mm厚のスラブを作成
した。かかるスラブをａ：１１８０℃、ｂ：１１１０℃
の２水準の温度で６０分均熱した後、直ちに熱延を開始
し、５パスで４０mm厚とした後、６パスで２．３mm厚の
熱延板とした。次いで、熱延終了後は、秒間空冷後５５
０℃まで水冷し、５５０℃に１時間保持した後炉冷する
巻取りシュミレーションを行った。

【００６５】この熱延板を酸洗して圧下率約８８％で
０．２８５mmの冷延板とし、８３０℃で１５０秒保持す
る脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５０℃で３０秒保持
する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入させ
鋼板に窒素を吸収せしめた。窒化後のこの鋼板のＮ量は
０．０１９２〜０．０２０９重量％であった。次いで、
この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
Ｎ₂ ５０％、Ｈ₂ ７５％の雰囲気ガス中で２０℃／時の
速度で１２００℃まで昇温し、引き続きＨ₂ １００％雰
囲気ガス中で１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼
鈍を行った。実験条件と磁気特性の結果を表１３に示
す。

【００６６】

【表１３】

【００６７】〔実施例１４〕Ｃ：０．０４５重量％、Ｓ
ｉ：３．２１重量％、Ｃｕ：０．１３重量％、Ｍｎ：
０．１０重量％、Ｓ：０．０１２重量％、Ｎ：０．００
１１重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６重量％を基本成
分とし、Ｔｉを０．０００４重量％、０．００３８
重量％、Ｚｒを０．０００３重量％、０．００５２
重量％の各２水準のレベルで添加し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる４種類の２５０mm厚のスラブを作成
した。かかるスラブをａ：１１９０℃、ｂ：１１２０℃
の２水準の温度で６０分均熱した後、直ちに熱延を開始
し、５パスで４０mm厚とした後、６パスで２．３mm厚の
熱延板とした。次いで、この熱延板を最終仕上焼鈍まで
実施例７の条件で処理した。窒化後のＮ量は０．０１９
８〜０．０２０９重量％であった。実験条件と製品の磁
気特性を表１４に示す。

【００６８】

【表１４】

【００６９】〔実施例１５〕Ｃ：０．０４０重量％、Ｓ
ｉ：３．２０重量％、Ｃｕ：０．１３重量％、Ｍｎ：
０．２０重量％、Ｓ：０．０１７重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２６重量％、Ｎ：０．００１３重量％、Ｔ
ｉ：０．００４０重量％を添加し、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物からなる２５０mm厚スラブを作成した。かかる
スラブをａ：１１５０℃、ｂ：１０７０℃の２水準の温
度で６０分均熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスで
４０mm厚とした後、６パスで２．３mm厚の熱延板とし
た。

【００７０】次いで、かかる熱延板を酸洗して圧下率約
８８％で０．２８５mmの冷延板とし、８２０℃、８
４０℃、８６０℃、８７０℃の各温度で１５０秒保
持する脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５０℃で３０秒
保持する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入
させ鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。窒化後のこの鋼板の
Ｎ量は０．０１９７〜０．０２０６重量％であった。そ
してこの鋼板の平均結晶粒径を、光学顕微鏡と画像解析
機を用いて測定した。次いで、この鋼板にＭｇＯを主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ₂ ２５％、Ｈ₂ ７５％
の雰囲気ガス中で２０℃／時の速度で１２００℃まで昇
温し、引き続きＨ₂ １００％雰囲気ガス中で１２００℃
で２０時間保持する最終仕上焼鈍を行った。実験条件と
製品の磁気特性を表１５に示す。

【００７１】

【表１５】

【００７２】〔実施例１６〕Ｃ：０．０５３重量％、Ｓ
ｉ：３．３２重量％、Ｃｕ：０．０９重量％、Ｓ：０．
０１７重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２４重量％、Ｎ：
０．０００８重量％、Ｚｒ：０．００４１重量％を基本
成分とし、Ｍｎ量を添加なし（＜０．０１重量％）、
０．０８重量％、０．１８重量％なる３水準で添加
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３種類の２５
０mm厚のスラブを作成した。かかるスラブをａ：１１７
０℃、ｂ：１１００℃の２水準の温度で６０分均熱した
後、直ちに熱延を開始し、５パスで４０mm厚とした後、
６パスで２．３mm厚の熱延板とした。次いでこの熱延板
を最終仕上焼鈍まで実施例９の条件で処理した。ただ
し、脱炭焼鈍条件については、８４０℃×１５０秒
（均熱）、８６０℃×１５０秒（均熱）のみ行った。
窒化後のＮ量は、０．０１８９〜０．０２０８重量％で
あった。実験条件と製品の磁気特性を表１６に示す。

【００７３】

【表１６】

【００７４】〔実施例１７〕Ｃ：０．０５０重量％、Ｓ
ｉ：３．４７重量％、Ｃｕ：０．２３重量％、Ｍｎ：
０．３５重量％、Ｓ：０．０１９重量％、Ｎ：０．００
１０重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２５重量％を基本成
分とし、酸可溶性Ｔｉを０．０００５重量％、０．
００３５重量％なる２水準のレベルで添加し、さらに
は、Ｓｎを（ａ）添加なし（＜０．０１重量％）、
（ｂ）０．０６重量％なる２水準とし、残部Ｆｅ及び不
可避的不純物からなる４種類の２５０mm厚のスラブを作
成した。かかるスラブをａ：１１６０℃、ｂ：１０９０
℃の２水準の温度で６０分均熱した後、直ちに熱延を開
始し、５パスで４０mm厚とした後、６パスで２．３mm厚
の熱延板とした。次いで、熱延板を１０９０℃に３０秒
保持し引き続き９２０℃に３０秒保持した後急冷する熱
延板焼鈍を施した。

【００７５】しかる後、圧下率約９０％で０．２２０mm
まで冷間圧延し、次いで、８３５℃×９０秒（均熱）な
る脱炭焼鈍を施した。その後、７５０℃で３０秒保持す
る焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入させ鋼
板に窒素吸収を生ぜしめた。窒化後の鋼板のＮ量は、
０．０２０４〜０．０２１９重量％であった。次いで、
この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
Ｎ₂ ５０％、Ｈ₂ ５０％の雰囲気ガス中で１５℃／時の
速度で１２００℃まで昇温し、引き続きＨ₂ １００％雰
囲気ガス中で１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼
鈍を行った。実験条件と製品の磁気特性を表１７に示
す。

【００７６】

【表１７】

【００７７】〔実施例１８〕実施例１１に記載の２．３
mm厚の熱延板を１．８mmまで冷間圧延し、次いで、１０
９０℃に３０秒保持し、引き続き９１０℃に３０秒保持
した後急冷する焼鈍を施した。しかる後、圧下率約９１
％で０．１７０mmまで、冷間圧延し、引き続き、脱炭焼
鈍から最終仕上焼鈍までの工程を実施例１１記載の条件
で処理した。窒化後の鋼板のＮ量は、０．０１９５〜
０．０２１９重量％であった。実験条件と製品の磁気特
性を表１８に示す。

【００７８】

【表１８】

【００７９】

【発明の効果】以上説明したように、本発明において
は、Ｎ量，Ｔｉ量，Ｚｒ量，Ｓ量，Ｍｎ量，Ｃｕ量を制
御し、さらには脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始まで
の間での一次再結晶粒の平均粒径を制御し、さらにはＳ
ｎ添加し、さらには、所定の温度で熱延板焼鈍を施すこ
とにより、良好な磁気特性をスラブ加熱時のスラブの温
度偏差に起因する場所的バラツキなく安定して得ること
ができるので、その工業的効果は極めて大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明における、Ｍｎ及びＳを所定量添加し、
Ｃｕを添加しない場合（すなわち第１の実験の場合）の
Ｎ量、Ｙ（％）＝０．２９２×Ｔｉ（％）＋０．１５４
×Ｚｒ（％）とスラブ加熱温度差起因の磁気特性差、鉄
損特性との関係を表すグラフである。

【図２】本発明における、Ｃｕ及びＳを所定量添加し、
Ｍｎを添加しない場合（すなわち第２の実験の場合）の
Ｎ量、Ｙ（％）＝０．２９２×Ｔｉ（％）＋０．１５４
×Ｚｒ（％）とスラブ加熱温度差起因の磁気特性差、鉄
損特性との関係を表すグラフである。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成６年３月１日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】請求項３

【補正方法】変更

【補正内容】

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００１１

【補正方法】変更

【補正内容】

【００１１】

【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。すなわち、（１）重量％でＣ
：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５
％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ ：
０．００３０％未満、Ｓ ：０．０１〜０．０５％、Ｍ
ｎ：０．０２〜０．８％を含有し、残部がＦｅ及び不可
避的不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加
熱し、熱延し、圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必
要に応じて中間焼鈍をはさむ１回以上の冷延を施し、次
いで、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼
板を製造する方法において、スラブのＴｉ，Ｚｒ，Ｎの
含有量（重量％）を、下記の式に制御し、0.5×Ｎ
（％）＜0.292 ×Ｔｉ（％）＋0.154 ×Ｚｒ（％）＜0.
0050熱延後、最終仕上焼鈍開始までの間に鋼板に窒化処
理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電
磁鋼板の安定製造方法であり、（２）重量％でＣ ：
０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、
酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ ：０．
００３０％未満、Ｓ ：０．０１〜０．０５％、Ｃｕ：
０．０１〜０．４０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避
的不純物からなるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱
し、熱延し、圧下率８０％以上の最終冷延を含み、必要
に応じて中間焼鈍をはさむ１回以上の冷延を施し、次い
で、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板
を製造する方法において、スラブのＴｉ，Ｚｒ，Ｎの含
有量（重量％）を、下記の式に制御し、 0.5×Ｎ（％）＜0.292 ×Ｔｉ（％）＋0.154 ×Ｚｒ
（％）＜0.0050 熱延後、最終仕上焼鈍開始までの間に鋼板に窒化処理を
施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
板の安定製造方法、（３）重量％でＣ ：０．０２５〜
０．０７５％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ ：０．００３０％
未満、Ｓ ：０．０１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜
０．４０％、Ｍｎ：０．０２〜０．８％を含有し、残部
がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８０℃
未満の温度で加熱し、熱延し、圧下率８０％以上の最終
冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１回以上の
冷延を施し、次いで、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して
一方向性電磁鋼板を製造する方法において、スラブのＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｎの含有量（重量％）を、下記の式に制御
し、 0.5×Ｎ（％）＜0.292 ×Ｔｉ（％）＋0.154 ×Ｚｒ
（％）＜0.0050 熱延後、最終仕上焼鈍開始までの間に鋼板に窒化処理を
施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
板の安定製造方法、及び（４）スラブの成分としてがさ
らにＳｎ：０．０１〜０．１５％を含有せしめることを
特徴とする前各項に記載の磁気特性の優れた一方向性電
磁鋼板の安定製造方法、さらに（５）熱延後８５０〜１
２５０℃の熱延板焼鈍を施すことを特徴とする前各項に
記載の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の安定製造方
法であり、（６）脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始ま
での一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍとするこ
とを特徴とする前各項に記載の磁気特性の優れた一方向
性電磁鋼板の安定製造方法である。

【手続補正３】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００１６

【補正方法】変更

【補正内容】

【００１６】第１の実験及び結果は以下の通りであっ
た。すなわち、重量で、Ｃ＝０．０４５％、Ｓｉ＝３．
２０％、酸可溶性Ａｌ＝０．０１８〜０．０４０％、Ｎ
＝０．０００６〜０．００９８％、Ｓ＝０．０１５％、
Ｍｎ＝０．１６％、Ｔｉ＝０．０００７〜０．０２１１
％、Ｚｒ＝０．０００５〜０．０４１４％を含有し、残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２５０mm厚のスラブ
を作成した。そして１１００℃、１２００℃の２水
準の温度で各スラブを６０分均熱後１１パスの熱延で
２．３mm厚とし、約３秒後に水冷し、５５０℃まで冷却
した後、５５０℃の温度に１時間保持した。かかる熱延
板に熱延板焼鈍を施すことなく約８８％の強圧下圧延を
行って最終板厚０．２８５mmの冷延板とした。この冷延
板を８３５℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍を施し、次い
で、７５０℃に３０秒保持する焼鈍時、焼鈍雰囲気中に
ＮＨ₃ ガスを混入させ、鋼板に窒素を吸収せしめた。こ
の窒化処理後のＮ量は、０．０１８７〜０．０２１４重
量％であった。かかる窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を行った。
しかる後、製品の磁束密度Ｂ₈ を測定し、同一成分のス
ラブに対してとった２つのスラブ均熱条件でのＢ₈ の差
ΔＢ₈ 〔スラブ加熱温度１１００℃におけるＢ₈ （Ｔ）
−同温度１２００℃におけるＢ₈ （Ｔ）〕を求め、鉄損
値Ｗ_17/50 （ｗ／kg）の平均値と共に図１に示した。図
１から明らかなように、Ｎ（％）＜０．００３０、０．
５×Ｎ（％）＜Ｙ（％）＜０．００５０の範囲で、スラ
ブ加熱温度差に起因する製品の磁束密度の差ΔＢ
₈ （Ｔ）が０．０２Ｔ未満におさまり、かつ、Ｗ_17/50
（平均値）＜１．００ｗ／kgなる良好な鉄損特性を示し
た。

【手続補正４】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００１７

【補正方法】変更

【補正内容】

【００１７】第２の実験及び結果は以下の通りであっ
た。すなわち、重量で、Ｃ＝０．０４１％、Ｓｉ＝３．
０５％、酸可溶性Ａｌ＝０．０１９〜０．０４５％、Ｎ
＝０．０００４〜０．００９２％、Ｓ＝０．０１４％、
Ｃｕ＝０．１８％、Ｔｉ＝０．０００８〜０．０２０４
％、Ｚｒ＝０．０００４〜０．０４０９％を含有し、残
部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる２５０mm厚のスラブ
を作成した。そして１１００℃、１２００℃の２水
準の温度で各スラブを６０分均熱後１１パスの熱延で
２．３mm厚とし、約３秒後に水冷し、５５０℃まで冷却
した後、５５０℃の温度に１時間保持した。かかる熱延
板に熱延板焼鈍を施すことなく約８８％の強圧下圧延を
行って最終板厚０．２８５mmの冷延板とした。この冷延
板を８３５℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍を施し、次い
で、７５０℃に３０秒保持する焼鈍時、焼鈍雰囲気中に
ＮＨ3 ガスを混入させ、鋼板に窒素を吸収せしめた。こ
の窒化処理後のＮ量は、０．０１９６〜０．０２０９重
量％であった。かかる窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成
分とする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を行った。
しかる後、製品の磁束密度Ｂ₈ を測定し、同一成分のス
ラブに対してとった２つのスラブ均熱条件でのＢ₈ の差
ΔＢ₈ 〔スラブ加熱温度１１００℃におけるＢ₈ （Ｔ）
−同温度１２００℃におけるＢ₈ （Ｔ）〕を求め、鉄損
値Ｗ_17/50 （ｗ／kg）の平均値と共に図２に示した。図
２から明らかなように、第２の実験の場合も第１の実験
と同様にＮ（％）＜０．００３０、０．５×Ｎ（％）＜
Ｙ（％）＜０．００５０の範囲で、スラブ加熱温度差に
起因する製品の磁束密度の差ΔＢ₈ （Ｔ）が０．０２Ｔ
未満におさまり、かつ、Ｗ_17/50 （平均値）＜１．００
ｗ／kgなる良好な鉄損特性を示した。また、Ｍｎ，Ｃ
ｕ，Ｓを複合して添加した場合にも、上記第１の実験及
び第２の実験と同様の効果が得られた。

【手続補正５】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００５０

【補正方法】変更

【補正内容】

【００５０】この熱延板を酸洗して圧下率約８８％で
０．２８５mmの冷延板とし、８３０℃で１５０秒保持す
る脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５０℃で３０秒保持
する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入させ
鋼板に窒素を吸収せしめた。窒化後のこの鋼板のＮ量は
０．０１８４〜０．０２０４重量％であった。次いで、
この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
Ｎ₂ ５０％、Ｈ₂ ５０％の雰囲気ガス中で１５℃／時の
速度で１２００℃まで昇温し、引き続きＨ₂ １００％雰
囲気ガス中で１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼
鈍を行った。実験条件と磁気特性の結果を表７に示す。

【手続補正６】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００５２

【補正方法】変更

【補正内容】

【００５２】〔実施例８〕Ｃ：０．０４５重量％、Ｓ
ｉ：３．２８重量％、Ｃｕ：０．１１重量％、Ｓ：０．
０１４重量％、Ｎ：０．００１２重量％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２６重量％を基本成分とし、Ｔｉを０．０
００４重量％、０．００３９重量％、Ｚｒを０．０
００５重量％、０．００５０重量％の各２水準のレベ
ルで添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる４種
類の２５０mm厚のスラブを作成した。かかるスラブを
ａ：１１８０℃、ｂ：１１１０℃の２水準の温度で６０
分均熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスで４０mm厚
とした後、６パスで２．３mm厚の熱延板とした。次い
で、この熱延板を最終仕上焼鈍まで実施例７の条件で処
理した。窒化後のＮ量は０．０１８９〜０．０２０６重
量％であった。実験条件と製品の磁気特性を表８に示
す。

【手続補正７】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００５７

【補正方法】変更

【補正内容】

【００５７】〔実施例１０〕Ｃ：０．０５４重量％、Ｓ
ｉ：３．３０重量％、Ｃｕ：０．２０重量％、Ｓ：０．
０１３重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２５重量％、Ｎ：
０．０００９重量％、Ｚｒ：０．００３６重量％を基本
成分とし、Ｓｎ量を添加なし（＜０．０１重量％）、
０．０６重量％、０．１２重量％なる３水準で添加
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３種類の２５
０mm厚のスラブを作成した。かかるスラブをａ：１１８
０℃、ｂ：１１１０℃の２水準の温度で６０分均熱した
後、直ちに熱延を開始し、５パスで４０mm厚とした後、
６パスで２．３mm厚の熱延板とした。次いでこの熱延板
を最終仕上焼鈍まで実施例９の条件で処理した。ただ
し、脱炭焼鈍条件については、８４０℃×１５０秒
（均熱）、８６０℃×１５０秒（均熱）のみ行った。
窒化後のＮ量は、０．０１９０〜０．０２２１重量％で
あった。実験条件と製品の磁気特性を表１０に示す。

【手続補正８】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００６２

【補正方法】変更

【補正内容】

【００６２】〔実施例１２〕実施例１１に記載の２．３
mm厚の熱延板を１．８mmまで冷間圧延し、次いで、１１
３０℃に３０秒保持し、引き続き９００℃に３０秒保持
した後急冷する焼鈍を施した。しかる後、圧下率約９１
％で０．１７０mmまで、冷間圧延し、引き続き、脱炭焼
鈍から最終仕上焼鈍までの工程を実施例１１記載の条件
で処理した。窒化後の鋼板のＮ量は、０．０１９０〜
０．０２２０重量％であった。実験条件と製品の磁気特
性を表１２に示す。

【手続補正９】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００６５

【補正方法】変更

【補正内容】

【００６５】この熱延板を酸洗して圧下率約８８％で
０．２８５mmの冷延板とし、８３０℃で１５０秒保持す
る脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５０℃で３０秒保持
する焼鈍を行い、焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入させ
鋼板に窒素を吸収せしめた。窒化後のこの鋼板のＮ量は
０．０１９２〜０．０２０９重量％であった。次いで、
この鋼板にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
Ｎ₂ ２５％、Ｈ₂ ７５％の雰囲気ガス中で２０℃／時の
速度で１２００℃まで昇温し、引き続きＨ₂ １００％雰
囲気ガス中で１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼
鈍を行った。実験条件と磁気特性の結果を表１３に示
す。

【手続補正１０】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００６７

【補正方法】変更

【補正内容】

【００６７】〔実施例１４〕Ｃ：０．０４５重量％、Ｓ
ｉ：３．２１重量％、Ｃｕ：０．１３重量％、Ｍｎ：
０．１０重量％、Ｓ：０．０１２重量％、Ｎ：０．００
１１重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６重量％を基本成
分とし、Ｔｉを０．０００４重量％、０．００３８
重量％、Ｚｒを０．０００３重量％、０．００５２
重量％の各２水準のレベルで添加し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる４種類の２５０mm厚のスラブを作成
した。かかるスラブをａ：１１９０℃、ｂ：１１２０℃
の２水準の温度で６０分均熱した後、直ちに熱延を開始
し、５パスで４０mm厚とした後、６パスで２．３mm厚の
熱延板とした。次いで、この熱延板を最終仕上焼鈍まで
実施例１３の条件で処理した。窒化後のＮ量は０．０１
９８〜０．０２０９重量％であった。実験条件と製品の
磁気特性を表１４に示す。

【手続補正１１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００７２

【補正方法】変更

【補正内容】

【００７２】〔実施例１６〕Ｃ：０．０５３重量％、Ｓ
ｉ：３．３２重量％、Ｃｕ：０．０９重量％、Ｓ：０．
０１７重量％、酸可溶性Ａｌ：０．０２４重量％、Ｎ：
０．０００８重量％、Ｚｒ：０．００４１重量％を基本
成分とし、Ｍｎ量を添加なし（＜０．０１重量％）、
０．０８重量％、０．１８重量％なる３水準で添加
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる３種類の２５
０mm厚のスラブを作成した。かかるスラブをａ：１１７
０℃、ｂ：１１００℃の２水準の温度で６０分均熱した
後、直ちに熱延を開始し、５パスで４０mm厚とした後、
６パスで２．３mm厚の熱延板とした。次いでこの熱延板
を最終仕上焼鈍まで実施例１５の条件で処理した。ただ
し、脱炭焼鈍条件については、８４０℃×１５０秒
（均熱）、８６０℃×１５０秒（均熱）のみ行った。
窒化後のＮ量は、０．０１８９〜０．０２０８重量％で
あった。実験条件と製品の磁気特性を表１６に示す。

【手続補正１２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００７７

【補正方法】変更

【補正内容】

【００７７】〔実施例１８〕実施例１７に記載の２．３
mm厚の熱延板を１．８mmまで冷間圧延し、次いで、１０
９０℃に３０秒保持し、引き続き９１０℃に３０秒保持
した後急冷する焼鈍を施した。しかる後、圧下率約９１
％で０．１７０mmまで、冷間圧延し、引き続き、脱炭焼
鈍から最終仕上焼鈍までの工程を実施例１７記載の条件
で処理した。窒化後の鋼板のＮ量は、０．０１９５〜
０．０２１９重量％であった。実験条件と製品の磁気特
性を表１８に示す。

【手続補正１３】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図２

【補正方法】変更

【補正内容】

【図２】

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％でＣ ：０．０２５〜０．０７５
   ％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１
   ０〜０．０６０％、Ｎ ：０．００３０％未満、Ｓ ：
   ０．０１〜０．０５％、Ｍｎ：０．０２〜０．８％を含
   有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを
   １２８０℃未満の温度で加熱し、熱延し、圧下率８０％
   以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ
   １回以上の冷延を施し、次いで、脱炭焼鈍、最終仕上焼
   鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法において、
   スラブのＴｉ，Ｚｒ，Ｎの含有量（重量％）を、下記の
   式に制御し、 0.5×Ｎ（％）＜0.292 ×Ｔｉ（％）＋0.154 ×Ｚｒ
   （％）＜0.0050 熱延後、最終仕上焼鈍開始までの間に鋼板に窒化処理を
   施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
   板の安定製造方法。
2. 【請求項２】 重量％でＣ ：０．０２５〜０．０７５
   ％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１
   ０〜０．０６０％、Ｎ ：０．００３０％未満、Ｓ ：
   ０．０１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜０．４０％を
   含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブ
   を１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延し、圧下率８０
   ％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさ
   む１回以上の冷延を施し、次いで、脱炭焼鈍、最終仕上
   焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法におい
   て、スラブのＴｉ，Ｚｒ，Ｎの含有量（重量％）を、下
   記の式に制御し、 0.5×Ｎ（％）＜0.292 ×Ｔｉ（％）＋0.154 ×Ｚｒ
   （％）＜0.0050 熱延後、最終仕上焼鈍開始までの間に鋼板に窒化処理を
   施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
   板の安定製造方法。
3. 【請求項３】 重量％でＣ ：０．０２５〜０．０７５
   ％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１
   ０〜０．０６０％、Ｎ ：０．００３０％未満、Ｃｕ：
   ０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：０．０２〜０．８％を含
   有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを
   １２８０℃未満の温度で加熱し、熱延し、圧下率８０％
   以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ
   １回以上の冷延を施し、次いで、脱炭焼鈍、最終仕上焼
   鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法において、
   スラブのＴｉ，Ｚｒ，Ｎの含有量（重量％）を、下記の
   式に制御し、 0.5×Ｎ（％）＜0.292 ×Ｔｉ（％）＋0.154 ×Ｚｒ
   （％）＜0.0050 熱延後、最終仕上焼鈍開始までの間に鋼板に窒化処理を
   施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
   板の安定製造方法。
4. 【請求項４】 スラブの成分としてがさらにＳｎ：０．
   ０１〜０．１５％を含有せしめることを特徴とする請求
   項１または２または３記載の磁気特性の優れた一方向性
   電磁鋼板の安定製造方法。
5. 【請求項５】 熱延後８５０〜１２５０℃の熱延板焼鈍
   を施すことを特徴とする請求項１または２または３また
   は４記載の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の安定製
   造方法。
6. 【請求項６】 脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始まで
   の一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍとすること
   を特徴とする請求項１または２または３または４または
   ５記載の磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の安定製造
   方法。