JPH08176666A - 磁気特性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、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を得ることを狙い
とするものである。 【構成】 Ｃ：０．０７５％以下、Ｓｉ：２．２〜４．
５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｓ或
いはＳｅを単独又は複合で０．０２５％以下、等を含む
スラブを１２８０℃未満で加熱し、熱延し、必要に応じ
て熱延板焼鈍を行い、８０％以上の冷延を行い、脱炭焼
鈍、最終仕上げ焼鈍を施して製造する方法において、ス
ラブ加熱の昇温過程、少なくとも１０００℃以上の温度
域を誘導加熱炉或いは直接通電加熱炉で加熱し、脱炭焼
鈍後の一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３０μｍとし、
板厚表面層と中心層の平均粒径の差が全厚平均粒径の１
５％以内であり、冷延以降二次再結晶開始までに１０pp
m 以上の窒化処理を施す。 【効果】 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板が得られ
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。励磁特性を表わす数値としては、通常磁場の強さ８
００A/m における磁束密度Ｂ₈が使用される。また、鉄
損特性を表わす数値としては、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、鉄損特性の改善をすることができる。

【０００３】この一方向性電磁鋼板は、最終仕上げ焼鈍
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
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。

【０００５】これは普通鋼のスラブ加熱温度に比べて２
００℃以上も高く、この高温スラブ加熱処理には、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。

【０００６】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
少なくするか或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、仕上げ焼鈍時の
正常粒成長の抑制を十分にする必要がある。

【０００７】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挙げられる。
特公昭５４−２４６８５号公報ではＡｓ，Ｂｉ，Ｓｎ，
Ｓｂ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。

【０００８】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或いは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。

【０００９】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。さらに、特開昭５９−５６５２
２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。

【００１０】

【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、最終仕上げ焼鈍前の一次再
結晶の平均粒径制御と、熱延後、最終仕上げ焼鈍の二
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、
ＡｌＮ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。

【００１１】他方、スラブ中にはＮが必要量に含有され
ているため、スラブ中には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になる。こ
れはスラブ加熱時の加熱状態によって大きく左右されて
くる。本発明の目的はスラブ加熱方法の見直しにより、
スラブ位置或いは板厚方向に均一に加熱することによ
り、一段と優れた一方向性電磁鋼板の製造方法を提供す
るものである。

【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：０．０７５％以下、Ｓｉ：２．２
〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０
％、Ｎ：０．０１３０％以下、Ｓ或いはＳｅを単独又は
複合で０．０２５％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．８％、
残部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、熱延を行い、圧下率８０％以上
の最終強圧下冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上げ
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、電磁鋼スラブの加熱を昇温過程、少なくとも１００
０℃以上の温度域を誘導加熱炉或いは直接通電加熱炉で
加熱し、脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径を１
８〜３０μｍとし且つ、板厚表面層と中心層の平均粒径
の差が平均粒径の１５％以内とし、冷延以降最終仕上げ
焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に０．００１０％
以上の窒素吸収を行わせる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製造方法。

【００１３】（２）熱延と強圧下冷延の間に、熱延板焼
鈍を行うことを特徴とする（１）記載の磁気特性の優れ
た一方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１４】（３）スラブの成分としてＣｒ：０．０３
〜０．３０％、Ｓｎ：０．０２〜０．１５％を含有せし
めることを特徴とする（１）又は（２）記載の磁気特性
の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１５】

【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
或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、必要に
応じて熱延板を焼鈍し、次いで圧下率が８０％以上とな
る最終冷延を施し、次いで脱炭焼鈍、最終仕上げ焼鈍を
順次行うことによって製造される。

【００１６】本発明は、本発明者らが特開平２−１８２
８６６号公報で開示した脱炭焼鈍後の結晶組織を適切な
ものにすることを基本とする技術体系に属する。従っ
て、良好な磁気特性を得るには一次再結晶粒の粒径の適
正化及びその整粒性を高めることが重要である。一般
に、スラブ加熱はガス加熱によって行われるが、この加
熱法によって得られた熱延板を処理した脱炭焼鈍後の一
次再結晶粒は板厚方向の整粒性が劣る傾向を示す。この
理由としてガス加熱においては加熱時スラブの表層部と
中心層とで温度差が生じ、均一化したとしてもその温度
履歴が異なるためＡｌＮ等の析出状態が変わってくる。

【００１７】この差が後工程に影響を残し脱炭焼鈍後の
一次再結晶粒成長挙動に影響を与えているものと考えら
れる。このような現象を解消するためＡｌＮ等の分解に
影響を与える温度域を内部加熱方式つまり誘導加熱炉と
通電加熱炉で加熱することを検討した。その結果板厚方
向の温度差が小さくなり上記問題点を解決し、更なる磁
気特性の改善が可能となった。これは誘導加熱法或いは
直接通電加熱法を本発明プロセスに適用することによっ
てのみ効果をもたらすものである。

【００１８】誘導加熱法と直接通電加熱法については例
えば特公昭４７−１４６２７号公報、特開昭６０−１４
５３１８号公報、特開昭６１−２８８０２０号公報等に
提案されている。しかし、これらはいずれも１３００℃
以上の高温スラブ加熱によってＡｌＮ，ＭｎＳ或いはＭ
ｎＳｅ等を一旦完全固溶させる従来の製造方法に関する
もので、高温スラブ加熱に起因するスラブの結晶粒粗大
化から生じる二次再結晶不良防止、及びスラブの溶損、
熱延板キズ発生等を防止することを主たる狙いとしたも
のである。

【００１９】以下実験結果を基に本発明を説明する。重
量比（以下略記する）で、Ｃ：０．０５３％、Ｓｉ：
３．２％、Ｍｎ：０．１１％、Ｐ：０．０２５％、Ｓ：
０．０１０％、Ｃｒ：０．１２％、Ｓｎ：０．０５％を
含み、酸可溶性ＡｌとＮを０．０２６％；０．００７３
％と０．０３０％；０．００８０％を含有する電磁鋼ス
ラブ厚み（２００mm）を２種類の加熱方法で加熱し熱延
した。１つはガス加熱炉で１１５０℃に加熱熱延したも
ので、他の１つは１０００℃までガス加熱した後誘導加
熱炉で１１５０℃に加熱し熱延した４種類の熱延板
（２．３mm）を準備した。これを１１２０℃＋９００℃
の熱延板焼鈍をし、冷延して板厚０．３０mmの冷延板と
した。

【００２０】次いで脱炭焼鈍の温度を８２０℃〜８４０
℃の範囲で変化させて一次再結晶粒径を変えた。次いで
７５０℃；３０秒の窒化処理を水素、窒素、アンモニア
混合ガス中で行い鋼板の窒素量をほぼ２００ppm に調整
した。この後ＭｇＯ，ＴｉＯ₂ を主成分とする焼鈍分離
剤を塗布し、１２００℃；２０時間の仕上げ焼鈍を行っ
た。この後単板磁気測定装置で磁束密度を測定した。ま
た、脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の粒径測定は、画像処理
装置を用いて板厚全厚と最表面から表面層１／５層まで
と中心部１／２板厚に分けて測定した。

【００２１】全厚の平均結晶粒径と表面層と中心層の平
均粒径の差と磁束密度Ｂ₈ との関係を図１に示す。誘導
加熱炉を用いたものが表面層と中心層の結晶粒径の差が
小さく、高磁束密度鋼板が得られていることが判る。こ
れは外部から加熱するガス加熱に比べスラブの表面層と
中心層の温度差が小さくＡｌＮ等の固溶状態に差がなく
なるためと考えられる。この結果一次再結晶粒の整粒性
が改善され良好なゴス組織の発達を有利にしているもの
と考えられる。

【００２２】次に本発明の構成要件の限定理由について
述べる。まず、スラブの成分と、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、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０．０７５重
量％（以下単に％と略述）以下とした。なお磁気特性の
面で特に好ましい範囲は、０．０２０〜０．０７０％で
ある。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、２．２％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２．２％以上とした。Ａｌは
二次再結晶の安定化に必要なＡｌＮもしくは（Ａｌ，Ｓ
ｉ）Ｎを確保するため、酸可溶性Ａｌ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
定になるので０．０６０％以下とした。

【００２３】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。ＭｎＳ，ＭｎＳｅが鋼中に
存在しても、製造工程の条件を適正に選ぶことによって
磁気特性を良好にすることが可能である。しかしながら
ＳやＳｅが高いと一次再結晶粒の粒径調整が困難になり
高磁束密度の鋼板が得られ難くなる。従ってＳ或いはＳ
ｅを単独又は複合で０．０２５％以下とした。好ましく
は０．０１５％以下である。

【００２４】Ｍｎの下限値は０．０５％である。０．０
５％未満では、熱間圧延によって得られる熱延板の形状
（平坦さ）、つまりストリップの側縁部が波形状となり
製品歩留りを低下させる問題が発生する。一方、Ｍｎ量
が０．８％を超えると製品の磁束密度を低下させ好まし
くないので、Ｍｎ量の上限を０．８％とした。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。この他一次再結晶集合組織を改善し、二次再
結晶粒の小粒化を図り低鉄損化に有効な元素である。Ｃ
ｒは脱炭焼鈍時の酸化を促進する元素であるが、Ｓｎと
の複合添加で仕上げ焼鈍後のフォルステライト皮膜形成
に有効に働く。

【００２５】このＳｎの適正範囲を０．０２〜０．１５
％とした。この下限値未満では、粒効果が少なすぎて好
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。Ｃｒの適量は０．０３〜０．３０％がよい。好ま
しくは０．０５〜０．１５％がよい。

【００２６】この他インヒビター構成元素として知られ
ているＳｂ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｂ，Ｔｉ，Ｎｂ等を微
量に含有することはさしつかえない。特に、Ｂ，Ｔｉ，
Ｎｂ等の窒化物構成元素は、スラブ加熱時の鋼中の固溶
Ｎ量を低減するために積極的に添加してもかまわない。
これらのＡｌよりＮとの親和力の高い元素がある場合に
は、後述する仕上げ熱延開始温度偏差を規定する式を計
算する際に、全Ｎ量から含有するＢ，Ｔｉ，Ｎｂのため
に形成される窒化物のＮ量を差し引きすることは、本発
明における制御効果の精度を高める上で好ましい。

【００２７】スラブ加熱の低温域は一般的にはガス加熱
炉で加熱されるが１０００℃まで加熱した後は均熱温度
まで誘導加熱炉或いは直接通電炉で加熱する必要があ
る。すなわちＡｌＮが溶解し始めるのが１０００℃であ
り、ＡｌＮを板厚方向に均一化させるには、この温度以
上は誘導加熱或いは直接通電によって加熱する必要があ
る。１０００℃までガス加熱炉を用いた理由は経済性効
率を考慮したものである。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。

【００２８】この熱延板は次いで、熱延板焼鈍を施すこ
となく圧下率８０％以上の最終冷延を行う。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｝〈０
０１〉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。かか
る冷延後の鋼板は、通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤
塗布、最終仕上げ焼鈍を施されて最終製品となる。

【００２９】ここで脱炭焼鈍完了後、最終仕上げ焼鈍開
始までの間の一次再結晶粒の平均粒径を、１８〜３０μ
ｍに制御することは必要である。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。さら
に、高磁束密度鋼板を得るには脱炭焼鈍板の板厚方向に
おいて結晶粒径が揃っていることが望ましく、本発明で
は表層部と中心層部の平均結晶粒径の差が全厚平均粒径
の１５％以内であれば効果は十分である。

【００３０】そして、冷延以降最終仕上げ焼鈍の二次再
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、最終仕上げ焼鈍の昇温中に
窒化物が分離してできた窒素を鋼板に吸収させる方法、
最終仕上げ焼鈍の雰囲気の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
は二次再結晶を安定して発現させるため１０ppm 以上は
必要である。

【００３１】

【実施例】 実施例１ Ｃ：０．０６０％、Ｓｉ：３．５％、Ｍｎ：０．１０
％、Ｓ：０．０１２％、酸可溶性Ａｌ：０．０２８％、
Ｓｎ：０．０５％、Ｃｒ：０．１２％、Ｎ：０．００８
０％を含む板厚１００mmの電磁鋼スラブを１つは電気炉
で１１５０℃；６０分の加熱を行った後熱延し２．３mm
の熱延板をつくった。他の１つは電気炉で１０００℃ま
で加熱した後、誘導加熱炉で加熱し１１５０℃；２０分
の加熱をした後同様な熱延を行った。

【００３２】この後１１２０℃＋９００℃の熱延板焼鈍
をし、冷延して板厚０．２３mmの冷延板とした。次いで
８３０℃；９０秒の脱炭焼鈍を露点６５℃；窒素、水
素、混合ガス中で行った。

【００３３】次いで、７５０℃；３０秒の窒化処理を水
素、窒素、アンモニア混合ガス中で行い鋼板の窒素量を
ほぼ２００ppm に調整した。この後ＭｇＯ，ＴｉＯ₂ を
主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１２００℃；２０時
間の仕上げ焼鈍を行った。磁気特性を表１に示す。な
お、脱炭焼鈍後の粒径を板厚全厚、最表層〜１／５層
部、中心部について測定した。本発明のスラブ加熱を行
ったものは板厚方向の結晶粒の整粒性が改善されてお
り、良好な磁気特性の材料が得られた。

【００３４】

【表１】

【００３５】実施例２ Ｃ：０．０３５％、Ｓｉ：３．０％、Ｍｎ：０．１０
％、Ｓ：０．００７％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、
Ｓｎ：０．０５％、Ｃｒ：０．１２％、Ｎ：０．００６
５％を含む板厚１００mmの電磁鋼スラブを１つは電気炉
で１１００℃；６０分の加熱を行った後熱延し２．８mm
の熱延板をつくった。他の１つは電気炉で１０００℃ま
で加熱した後、誘導加熱炉で加熱し１１００℃；２０分
の加熱をした後同様な熱延を行った。

【００３６】この後、熱延板焼鈍をすることなく酸洗
し、冷延して板厚０．３４mmの冷延板とした。次いで８
４５℃；１２０秒の脱炭焼鈍を露点６５℃；窒素、水
素、混合ガス中で行った。次いで、７５０℃；３０秒の
窒化処理を水素、窒素、アンモニア混合ガス中で行い鋼
板の窒素量をほぼ２００ppm に調整した。この後Ｍｇ
Ｏ，ＴｉＯ₂ を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、１２
００℃；２０時間の仕上げ焼鈍を行った。磁気特性を表
２に示す。熱延板焼鈍を省略した工程においても本発明
の方法で磁気特性の優れた材料が得られた。

【００３７】

【表２】

【００３８】

【発明の効果】二次再結晶に必要なインヒビターを冷延
以降につくり込む本発明のプロセスにおいてはスラブ加
熱に内部加熱型である誘導加熱法或いは通電加熱法を適
用することにより磁気特性の更なる向上が可能となる。
また、熱延板焼鈍を省略しても良好な磁気特性を安定し
て得ることができるので、その工業的効果は大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】平均結晶粒径と表面層と中心層の平均粒径の差
の関係を示す図表である。

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

【手続補正書】

【提出日】平成７年３月９日

【手続補正１】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図１

【補正方法】変更

【補正内容】

【図１】

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/16 (72)発明者 石橋 希瑞 北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製 鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 黒木 克郎 北九州市戸畑区大字中原46−59 日鐵プラ ント設計株式会社内

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量比で、 Ｃ ：０．０７５％以下、 Ｓｉ：２．２〜４．５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ ：０．０１３０％以下、 Ｓ或いはＳｅを単独又は複合で０．０２５％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．８％ 残部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、熱延を行い、圧下率８０％以上
   の最終強圧下冷延を行い、次いで脱炭焼鈍、最終仕上げ
   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、電磁鋼スラブの加熱を昇温過程、少なくとも１００
   ０℃以上の温度域を誘導加熱炉或いは直接通電加熱炉で
   加熱し、脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径を１
   ８〜３０μｍとし且つ、板厚表面層と中心層の平均粒径
   の差が平均粒径の１５％以内とし、冷延以降最終仕上げ
   焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に０．００１０％
   以上の窒素吸収を行わせる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製造方法。
2. 【請求項２】 熱延と強圧下冷延の間に、熱延板焼鈍を
   行うことを特徴とする請求項１記載の磁気特性の優れた
   一方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 スラブの成分としてＣｒ：０．０３〜
   ０．３０％、Ｓｎ：０．０２〜０．１５％を含有せしめ
   ることを特徴とする請求項１又は２記載の磁気特性の優
   れた一方向性電磁鋼板の製造方法。