JPH08143962A - 磁気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - 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と被膜特性を向上することを目的
とする。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，酸可溶性Ａｌ，Ｎ，Ｍｎ，Ｓ，Ｓ
ｅを含有するスラブを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、スラブの凝固後、熱延前のス
ラブ加熱までの間のスラブの熱履歴を制御し、さらに
は、熱延後、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの間
に、鋼板に所定量の窒素吸収を生ぜしめることを特徴と
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、磁場の強さ８００Ａ
／ｍにおける磁束密度Ｂ₈ が通常使用される。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。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田口
悟等による特公昭４０−１５６４４号公報及び今中拓一
等による特公昭５１−１３４６９号公報記載の方法があ
る。前者においてはＭｎＳ及びＡｌＮを、後者ではＭｎ
Ｓ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等を主なインヒビターとして用いて
いる。従って現在の技術においてはこれ等インヒビター
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に関していえ
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、熱延時に析出させる方法がとられ
ている。

【０００４】二次再結晶に必要な量のＭｎＳを完全に固
溶させるためには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。即ち、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に下げればよいわけであるが、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等かの形で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。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。

【０００６】特公昭５４−２４６８５号公報には、Ａ
ｓ，Ｂｉ，Ｓｎ，Ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有さ
せ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
号公報には、Ａｌの他、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔａ，
Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ等の窒化物生成元素を含有させることに
よりスラブ加熱温度を１１００〜１２６０℃の範囲にす
る方法が開示され、また特開昭５７−１５８３２２号公
報には、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Ｃ
ｕの添加により二次再結晶を安定化する技術が開示され
ている。

【０００７】一方、これ等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て
いる。即ち、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５９−１９０
３２４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、これに冷却
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が開示されている。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
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
が開示されているが、この技術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。この技術をベースに、低
温スラブ加熱技術を開発してきたが、熱延後から最終仕
上焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒素吸収を生
ぜしめることが、この技術を工業化するために必要であ
った。

【０００９】一方、鋼板中の窒素は、最終仕上焼鈍中に
鋼板から焼鈍雰囲気中に放出され、最終製品中の鋼板窒
素量は、通常２０ppm 以下である。この最終仕上焼鈍中
の窒素の鋼板からの放出はフォルステライトを中心とし
たグラス被膜に欠陥を生じさせる原因となる。

【００１０】従って、鋼中の窒素量を高める窒化という
処理は、グラス被膜欠陥を増加させ、結果的には、製品
の歩留りを低下させる原因となる。このため、この窒化
処理を軽減する技術開発が求められてきた。

【００１１】

【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、工業化はできない。窒化処理を軽減す
ることが歩留り向上に繋がるため、このための手段を広
範にわたって検討した結果、スラブ凝固から熱延までの
熱履歴を制御することによって、低温スラブ加熱で、か
つ窒化処理にあまり頼らずに良好な磁気特性を安定して
得られ、かつ、被膜性状も良好であるという新知見に達
した。

【００１２】

【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）重量比でＣ：０．０２５〜０．１００％、Ｓｉ：
２．２〜５．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０
８０％、Ｎ：０．０１３０％以下、Ｓ＋０．４０５Ｓ
ｅ：０．０４００％以下、Ｍｎ：０．３０％以下を含有
し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるスラブを１２
８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、引き続き必要
に応じて熱延板焼鈍を行い、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挟む１回以上の
冷延を行い、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、スラブの凝固
後、熱延前のスラブ加熱までの間に、スラブを１３００
〜１４５０℃の温度域に少くとも５分間保持することを
特徴とする磁気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁鋼
板の製造方法。

【００１３】（２）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増窒素量で、０．００１０〜０．
０１５０重量％の窒素吸収を行わしめる前項（１）記載
の磁気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法。

【００１４】

【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挟ん
でスラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次い
でこの熱延板に必要に応じて焼鈍を施し、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
挟む１回以上の冷延、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。

【００１５】本発明者等は、低温スラブ加熱を前提とす
るプロセスにおいて、窒化処理を軽減する方策について
種々検討した結果、スラブ凝固後、熱延前のスラブ加熱
前までの熱履歴を制御することが極めて有効であるとい
う新知見を得た。以下実験結果を基に詳細に説明する。

【００１６】図１にスラブの凝固後熱延前のスラブ加熱
までの間のスラブの１３００〜１４５０℃の温度域の滞
在時間と磁気特性の関係を示す。この場合、Ｃ：０．０
５５重量％（以下％と略述）、Ｓｉ：３．２０％、酸可
溶性Ａｌ：０．０２９％、Ｎ：０．００７８％、Ｍｎ：
０．０７８％、Ｓ：０．０２０％を含有し、残部Ｆｅ及
び不可避不純物からなる珪素鋼を２５０mm厚のスラブと
して凝固させた。

【００１７】しかる後、スラブの冷却速度を種々制御す
る方法、各温度で保温する方法、所定の温度で保熱炉に
入れる方法等を組み合わせて、熱延前のスラブ加熱炉に
入れるまでの種々の熱履歴を実現させた。

【００１８】しかる後、スラブを１１５０℃に２時間加
熱した後２．３mm厚まで熱延した。得られた熱延板に、
１１００℃に３０秒保持し、引き続き９００℃に３０秒
保持して急冷する熱延板焼鈍を施した後、０．２８５mm
まで冷延した。

【００１９】次いで８５０℃に１５０秒保持する脱炭焼
鈍（焼鈍雰囲気Ｎ₂ ：２５％、Ｈ₂：７５％、Ｄ_P ＝６
０℃）を施した。しかる後、この鋼板にＭｇＯを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃に２０時間保持
する最終仕上焼鈍を施した。

【００２０】図１から明らかなように、スラブの凝固
後、熱延前のスラブ加熱までの間に、スラブを１３００
〜１４５０℃の温度域に少くとも５分間保持することに
より、Ｂ₈ ≧１．８８Ｔなる優れた磁気特性が得られ
た。また、この条件範囲では、最終仕上焼鈍後の被膜欠
陥も全く見られなかった。

【００２１】図１で示された磁気特性向上効果のメカニ
ズムについては必ずしも明らかではないが、本発明者は
以下のように推察している。方向性電磁鋼板は二次再結
晶現象を用いて製造されるが、この二次再結晶現象を発
現させるためには、一次再結晶粒の成長を抑制するイン
ヒビターが必要となる。図１に示した実験の場合には、
このインヒビターとして、ＡｌＮとＭｎＳが用いられて
いる。

【００２２】そして、本実験の如く１１５０℃という低
温で、熱延に先立つスラブ加熱を行う場合には、このス
ラブ加熱の時にＡｌＮ，ＭｎＳは完全には固溶しない。
そして、その結果、一次再結晶粒の粒成長抑制に効果的
な微細な析出物は不足することとなる。

【００２３】しかしながら、二次再結晶前の一次再結晶
粒の成長は、隣接する粒の粒径差、粒界の易動度の
粒界性格依存性、粒界エネルギーの粒界性格依存性、
インヒビター強度（体積分率／サイズ）によって支配
されている。，は、一次再結晶集合組織と関係する
因子であり、本発明と直接関係するものでない。につ
いては、本発明の如く、低温スラブ加熱を施す場合に
は、インヒビター強度を高めることは困難である。

【００２４】しかしながら、このインヒビター強度を場
所的に均一化することは可能である。このインヒビター
強度の場所的均一化は結果として、一次再結晶粒径の均
一化に結び付く。この一次再結晶粒径分布整粒化は、隣
接する粒の粒径差の減少を生じ、結果的には、粒界移動
の駆動力を低下せしめ、粒成長を抑制することとなる。

【００２５】本発明の場合、スラブの凝固後、１３００
〜１４５０℃のα単相またはほぼα単相域で、所定の時
間保持することによって、Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｓ等の凝
固偏析の軽減、スラブ内の成分の均一化を実現し、その
結果一次再結晶粒成長を抑制するＡｌＮ，ＭｎＳの場所
的均一化を実現したものと推定される。このインヒビタ
ーの場所的均一化が、一次再結晶粒径分布の整粒化を実
現せしめ、隣接する粒の粒径差の減少（粒成長の駆動力
低下）を生ぜしめ、結果として、粒成長を抑制して、二
次再結晶の発現を可能ならしめたものと考えられる。

【００２６】また、本発明の場合、表面部のＳｉ，Ａ
ｌ，Ｍｎ，Ｓ等の凝固偏析も低減されるため、脱炭焼鈍
時の酸化挙動の場所的不均一性が軽減され、結果的には
被膜欠陥が生じにくいものと考えられる。さらに、本発
明の場合、後工程での窒化処理が必ずしも必要でないた
め、最終仕上焼鈍時の脱窒起因の被膜欠陥が生じにくい
と考えられる。

【００２７】次に本発明の構成要件に限定理由について
述べる。先ず、スラブの成分とスラブ加熱温度までの工
程に関して限定理由を詳細に説明する。

【００２８】Ｃは０．０２５％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が多くなりすぎると脱炭焼鈍時間が長くな
り経済的でないので０．１００％以下とした。

【００２９】Ｓｉは５．０％を超えると冷延時の割れが
著しくなるので５．０％以下とした。また、２．２％未
満では素材の固有抵抗が低すぎ、本発明の目的であるト
ランス鉄心材料として必要な低鉄損が得られないので
２．２％以上とした。Ａｌは二次再結晶の安定化に必要
なＡｌＮまたは（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを確保するため、酸可
溶性Ａｌとして０．０１５％以上が必要である。酸可溶
性Ａｌが０．０８０％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になるので０．０８０％
以下とした。Ｎについては、０．０１３０％を超えると
ブリスターと呼ばれる“鋼板表面のふくれ”が発生する
ので０．０１３０％以下とした。

【００３０】Ｓ＋０．４０５Ｓｅについては、スラブ加
熱時、ＭｎＳ，ＭｎＳｅが固溶して、熱延以降に微細析
出することとなる。この微細析出するＭｎＳ，ＭｎＳｅ
が多すぎると、脱炭焼鈍時及び仕上焼鈍時の一次再結晶
粒成長が抑制され、一次再結晶粒径の制御が困難とな
る。本発明では、この問題を解決するためＳ＋０．４０
５Ｓｅ≦０．０４００％とした。０．０４００％を超え
ると、上記一次再結晶粒径の制御が困難となり好ましく
ない。下限値は特に限定するものではないが、Ｓ＋０．
４０５Ｓｅを０．０００１％以下にすることは、工業的
には難しい。

【００３１】Ｍｎの上限値は０．３０％である。Ｍｎ量
が０．３０％を超えると磁束密度が低下して好ましくな
い。Ｍｎの下限値は特に限定しないが、０．０００１％
以下にＭｎ量を下げることは工業的には難しい。この
他、インヒビター構成元素として公知なＳｎ，Ｓｂ，Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｂｉ，Ｎｂ等を添加することは差し支えな
い。また、製品での電気抵抗を増加する等の理由で、
Ｐ，Ｃｒ等を添加することは差し支えない。

【００３２】上記成分に調整されたスラブを凝固させた
後、熱延前のスラブ加熱までの熱履歴を制御する必要が
ある。具体的には、スラブの凝固後、熱延前のスラブ加
熱までの間に、スラブを１３００〜１４５０℃の温度域
に少くとも５分間保持する必要がある。

【００３３】図１に示した如く、この条件を実現するこ
とによって、Ｂ₈ ≧１．８８Ｔなる良好な磁気特性が得
られる。１３００〜１４５０℃の温度域にスラブを保持
する時間の上限については、特に限定するものではない
が、１００時間以上も保持することは、工業的には好ま
しくない。

【００３４】上記スラブ凝固後の熱履歴を制御する方法
については、特に限定しない。凝固後の冷却を緩和する
方法、保熱装置を用いる方法、保熱炉等で一時期積極的
に加熱する方法等いずれの方法を用いてもよいし、組み
合わせても構わない。

【００３５】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。この熱延板
に、必要に応じて８００〜１２００℃での熱延板焼鈍を
施し、次いで圧下率８０％以上の最終冷延を含みかつ必
要に応じて中間焼鈍を挟む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｛１１
０｝〈００１〉方位粒と、これに蚕食され易い対応方位
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。

【００３６】圧延後、鋼板には順次、脱炭焼鈍、焼鈍分
離剤塗布、仕上焼鈍が施されて最終製品となる。ここで
特に限定しないが、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
制御することが、良好な磁気特性を得るためにさらに好
ましい。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。

【００３７】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
法等いずれの方法でもよい。窒化量については、増窒素
量で１０〜１５０ppmは必要である。１０ppm 未満で
は、インヒビター強度向上の効果が少く、１５０ppm を
超えると製品に被膜欠陥が増加して好ましくない。

【００３８】

【実施例】

実施例１ Ｃ：０．０６１％、Ｓｉ：３．２０％、Ｍｎ：０．０８
％、Ｓ：０．０１３０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２５
％、Ｎ：０．００７８％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
不純物からなる２５０mm厚のスラブを凝固させ、１０
００℃まで水冷、１４５０℃まで水冷した後１３００
℃まで１０分間かけて徐冷後１０００℃まで水冷、１
０００℃まで水冷した後、１３５０℃で１０分間保定な
る３水準でスラブを作成した後、１１５０℃に９０分間
加熱した後熱延して、２．３mm厚の熱延板とした。

【００３９】この熱延板に、１１２０℃に３０秒保持
し、９００℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施
し、次いで圧下率約８８％で冷延して、０．２８５mm厚
の冷延板とし、８４０℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍を
行い、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１２
００℃まで１５℃／hrで昇温し、１２００℃に２０時間
保持する最終仕上焼鈍を施した。

【００４０】この最終仕上焼鈍の昇温中の焼鈍雰囲気を
Ｎ₂ ：３５％、Ｈ₂ ６５％とし、１２００℃保持中の焼
鈍雰囲気をＨ₂ とした。工程条件と磁気特性、被膜性状
の関係を表１に示す。表１から明らかなように、本発明
の条件である，の場合、良好な磁気特性、被膜性状
が得られている。

【００４１】

【表１】

【００４２】実施例２ Ｃ：０．０５０％、Ｓｉ：３．３１％、Ｍｎ：０．１０
％、Ｓ：０．０１０５％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８
％、Ｎ：０．００８１％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
不純物からなる２５０mm厚のスラブを凝固させ、１０
００℃まで水冷、１４５０℃まで水冷した後１３００
℃まで８分間かけて徐冷後１０００℃まで水冷なる２水
準でスラブを作成した後、１１００℃に９０分間加熱し
た後熱延して、２．３mm厚の熱延板とした。

【００４３】この熱延板に、１１００℃に３０秒保持
し、９００℃に３０秒保持して急冷する熱延板焼鈍を施
し、次いで圧下率約８８％で冷延し、０．２８５mm厚の
冷延板とし、８３０℃に１５０秒保持する脱炭焼鈍を行
った。

【００４４】しかる後、この鋼板の一部に対して７５０
℃に３０秒保持する焼鈍中にＮＨ₃ガスを焼鈍雰囲気に
混入させ、鋼板に窒化処理を施した。そして、のスラ
ブ冷却条件の鋼板に、（Ａ）この窒化処理なし、（Ｂ）
増窒素量０．０１０５％の窒化処理、（Ｃ）増窒素量
０．０１７５％の窒化処理、なる３水準の処理で鋼板を
作成した。一方、のスラブ冷却条件の鋼板には、
（Ａ），（Ｂ）の２水準の処理を施した。

【００４５】しかる後、これ等の鋼板にＭｇＯを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃まで１５℃／hr
で昇温し、１２００℃に２０時間保持する最終仕上焼鈍
を施した。この最終仕上焼鈍の焼鈍雰囲気を、昇温中は
Ｎ₂ ：５０％、Ｈ₂ ：５０％とし、１２００℃保持中を
Ｈ₂ とした。

【００４６】工程条件と磁気特性、被膜性状の関係を表
２に示す。本発明の条件である１の場合、良好な磁気特
性、被膜性状が得られており、この条件と（Ｂ）の条件
を組み合わせると、磁気特性がさらに向上した。

【００４７】

【表２】

【００４８】

【発明の効果】本発明に従って、スラブの凝固後、熱延
前のスラブ加熱までの間のスラブの熱履歴を制御するこ
とによって、低温スラブ加熱で、かつ、窒化処理を軽減
してなお、磁気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁鋼
板を安定して製造することができるので、その技術の工
業的意義は極めて大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】スラブの凝固後、熱延前のスラブ加熱までの間
に、スラブを１３００〜１４５０℃の間に保持する時間
と磁束密度との関係を示す図表である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量比でＣ ：０．０２５〜０．１００
   ％、 Ｓｉ：２．２〜５．０％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０８０％、 Ｎ ：０．０１３０％以下、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０４００％以下、 Ｍｎ：０．３０％以下残部がＦｅ及び不可避不純物から
   なるスラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行
   い、引き続き必要に応じて熱延板焼鈍を行い、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
   を挟む１回以上の冷延を行い、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、スラブの凝固後、熱延前のスラブ加熱までの間に、
   スラブを１３００〜１４５０℃の温度域に少くとも５分
   間保持することを特徴とする磁気特性と被膜性状の優れ
   た一方向性電磁鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 熱延後、最終仕上焼鈍の二次再結晶開始
   までの間に鋼板に増窒素量で、０．００１０〜０．０１
   ５０重量％の窒素吸収を行わしめることを特徴とする請
   求項１記載の磁気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁
   鋼板の製造方法。