(57)【要約】  高温スラブ加熱を必要とせず、従来よりも優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を提供する。鋼スラブを1300℃以下の温度域で加熱し、該鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に熱延板焼鈍を施しまたは施さず、前記熱間圧延後の熱延鋼板または前記熱延板焼鈍後の熱延鋼板に、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚を有する冷延鋼板とし、該冷延鋼板に一次再結晶焼鈍および二次再結晶焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法であって、前記中間焼鈍を施さない場合には前記熱延板焼鈍を施し、該熱延板焼鈍の昇温過程において、700℃以上950℃以下の温度域内で、10秒以上120秒以下の間、昇温速度10℃/s以下の昇温を行い、前記中間焼鈍を施す場合には、最後の中間焼鈍の昇温過程において、700℃以上950℃以下の温度域内で、10秒以上120秒以下の間、昇温速度10℃/s以下の昇温を行う、方向性電磁鋼板の製造方法。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C：0.02％以上0.08％以下、
Si：2.0％以上5.0％以下、
Mn：0.02％以上1.00％以下並びに
Sおよび/またはSeを合計で0.0015％以上0.0100％以下
を含有し、Nを0.006％未満および酸可溶性Alを0.010％未満に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1300℃以下の温度域で加熱し、
該鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
該熱延鋼板に熱延板焼鈍を施しまたは施さず、
前記熱間圧延後の熱延鋼板または前記熱延板焼鈍後の熱延鋼板に、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚を有する冷延鋼板とし、
該冷延鋼板に一次再結晶焼鈍および二次再結晶焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記中間焼鈍を施さない場合には前記熱延板焼鈍を施し、該熱延板焼鈍の昇温過程において、700℃以上950℃以下の温度域内で、10秒以上120秒以下の間、昇温速度10℃/s以下の昇温を行い、前記中間焼鈍を施す場合には、最後の中間焼鈍の昇温過程において、700℃以上950℃以下の温度域内で、10秒以上120秒以下の間、昇温速度10℃/s以下の昇温を行う、方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Sn：0.5％以下、
Sb：0.5％以下、
Ni：1.5％以下、
Cu：1.5％以下、
Cr：0.1％以下、
P：0.5％以下、
Mo：0.5％以下、
Ti：0.1％以下、
Nb：0.1％以下、
V：0.1％以下、
B：0.0025％以下、
Bi：0.1％以下、
Te：0.01％以下および
Ta：0.01％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、変圧器の鉄心材料に好適な方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は、主に変圧器や発電機等の電気機器の鉄心材料として用いられる軟磁気特性材料であって、鉄の磁化容易軸である<001>方位が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有する。このような集合組織は、方向性電磁鋼板の製造工程のうち、二次再結晶焼鈍の際に、いわゆるゴス（Goss）方位と称される(110)[001]方位の結晶粒を優先的に巨大成長させる、二次再結晶を通じて形成される。【０００３】
この方向性電磁鋼板については、インヒビターと呼ばれる析出物を使用して、仕上焼鈍中にGoss方位を有する粒を二次再結晶させることが一般的な技術として使用されている。例えば、特許文献１には、AlN、MnSを使用する方法が開示され、特許文献２には、MnS、MnSeを使用する方法が開示され、工業的に実用化されている。これらのインヒビターを用いる方法は、1300℃超と高温でのスラブ加熱を必要とするが、安定して二次再結晶粒を発達させるのに極めて有用な方法であった。さらには、これらのインヒビターの働きを強化するために、特許文献３には、Pb、Sb、Nb、Teを利用する方法が開示されており、特許文献４には、Zr、Ti、B、Nb、Ta、V、Cr、Moを利用する方法が開示されている。【０００４】
また、特許文献５には、酸可溶性Al（sol.Al）を0.010〜0.060％含有させつつNの含有量を抑制することで、スラブ加熱を低温に抑え、脱炭焼鈍工程で適正な窒化雰囲気下で窒化を行うことにより、二次再結晶時に(Al,Si)Nを析出させて、インヒビターとして用いる方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特公昭40-15644号公報
【特許文献２】特公昭51-13469号公報
【特許文献３】特公昭38-8214号公報
【特許文献４】特開昭52-24116号公報
【特許文献５】特許第2782086号公報
【特許文献６】特開2000-129356号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、(Al,Si)Nは、二次再結晶時に鋼中に微細分散して有効なインヒビターとして機能するが、Alの含有量によってインヒビターの強度が決まるため、製鋼でのAl量の的中精度が十分ではない場合や、窒化処理でのN増加量が十分でない場合は、十分な粒成長抑制力が得られないことがあった。【０００７】
一方、インヒビター成分を含有しない素材において、ゴス方位結晶粒を優位に二次再結晶させる技術が特許文献６に開示されている。この方法は、インヒビターの鋼中微細分散が必要ではないため、必須であった高温スラブ加熱も必要としないことなど、コスト面でもメンテナンス面でも大きなメリットを有する方法である。しかしながら、インヒビターレス素材では、一次再結晶焼鈍時に粒成長を抑制し、一定の粒径にそろえる機能を有するインヒビターが存在しないため、不均一な粒径分布になり、優れた磁気特性を実現することは必ずしも容易ではなかった。【０００８】
本発明は、上記の課題に鑑み、高温スラブ加熱を必要とせず、従来よりも優れた磁気特性を、安定して有する方向性電磁鋼板を製造する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】
【０００９】
以下、本発明を導くに至った実験結果について説明する。
＜実験＞
質量％で、C：0.04％、Si：3.8％、酸可溶性Al：0.005％、N：0.003％、Mn：0.1％、S：0.005％、Se：0.003％残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、1250℃に加熱し、熱間圧延して板厚2.2mmの熱延板とし、この熱延板に1030℃×100秒で熱延板焼鈍を施した。この熱延板焼鈍の昇温過程の昇温速度を750〜850℃の温度域では3〜20℃/sとし、それ以外の温度域では15℃/sで昇温とした。その後、1回の冷間圧延を行い、最終板厚の0.22mmの冷延板とした。【００１０】
次いで、55vol％H2-45vol％N2の湿潤雰囲気下で860℃×100秒の脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、水素雰囲気下で1200℃×5時間の純化と二次再結晶とを含む仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた鋼板から、幅100mmの試験片をそれぞれ10枚ずつ採取して、各々JIS C2556に記載の方法で磁束密度Ｂ8を測定した。この測定結果について、熱延板焼鈍の昇温過程の750〜850℃の温度域での昇温速度を横軸とし、磁束密度Ｂ8の平均値を縦軸として図１に示す。図１より、熱延板焼鈍の750〜850℃の温度域を10℃/s以下の速度で昇温することで、優れた磁束密度がばらつきなく得られることが分かった。【００１１】
熱延板焼鈍の昇温過程の750〜850℃の温度域を10℃/s以下の速度で昇温することで磁束密度が向上した理由については必ずしも明らかでないが、本発明者らは次のように考えている。すなわち、この温度域ではα相からγ相への相変態が起こり、温度が高くなるほど相変態が進む（γ相分率が増加する）が、昇温速度を遅くすることで相変態核が減少する。その結果、熱延板焼鈍中にα相の粒成長を阻むγ相の数が減少して、冷間圧延前の結晶粒径が粗大化し、一次再結晶組織の｛４１１｝方位粒が増加するため、｛１１０｝＜００１＞方位粒が優先的に二次再結晶し、優れた磁気特性が得られたと考えられる。【００１２】
また、磁束密度のばらつきが低減した理由については必ずしも明らかではないが、本発明者らは次のように考えている。すなわち、昇温速度が速い場合は相変態が急速に進むため、熱間圧延後のカーバイドの偏りによって相変態核の密度が変化し、冷間圧延前の結晶粒径が不均一となるが、昇温速度を遅くすることで全体的に相変態核密度が疎となり、冷間圧延前の粒径が均一化し、冷間圧延前の粒径差によって生じる一次再結晶組織の方位のばらつきが低減し、磁束密度のばらつきが低減したと考えられる。【００１３】
すなわち、本発明は、上記した実験結果に基づき、さらに検討を重ねた末に完成されたものであり、その要旨構成は、以下のとおりである。【００１４】
１．質量％で、
C：0.02％以上0.08％以下、
Si：2.0％以上5.0％以下、
Mn：0.02％以上1.00％以下並びに
Sおよび/またはSeを合計で0.0015％以上0.0100％以下
を含有し、Nを0.006％未満および酸可溶性Alを0.010％未満に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1300℃以下の温度域で加熱し、
該鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
該熱延鋼板に熱延板焼鈍を施しまたは施さず、
前記熱間圧延後の熱延鋼板または前記熱延板焼鈍後の熱延鋼板に、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚を有する冷延鋼板とし、
該冷延鋼板に一次再結晶焼鈍および二次再結晶焼鈍を施す方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記中間焼鈍を施さない場合には前記熱延板焼鈍を施し、該熱延板焼鈍の昇温過程において、700℃以上950℃以下の温度域内で、10秒以上120秒以下の間、昇温速度10℃/s以下の昇温を行い、前記中間焼鈍を施す場合には、最後の中間焼鈍の昇温過程において、700℃以上950℃以下の温度域内で、10秒以上120秒以下の間、昇温速度10℃/s以下の昇温を行う、方向性電磁鋼板の製造方法。【００１５】
２．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Sn：0.5％以下、
Sb：0.5％以下、
Ni：1.5％以下、
Cu：1.5％以下、
Cr：0.1％以下、
P：0.5％以下、
Mo：0.5％以下、
Ti：0.1％以下、
Nb：0.1％以下、
V：0.1％以下、
B：0.0025％以下、
Bi：0.1％以下、
Te：0.01％以下および
Ta：0.01％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、上記１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、最終冷間圧延直前の焼鈍（熱延板焼鈍または中間焼鈍）の昇温ヒートパターンを最適化することで（昇温過程において、700℃以上950℃以下の温度範囲の中で、10秒以上120秒以下の間、10℃/s以下で緩やかに昇温する範囲を有することで）、高温スラブ加熱を必要とせず、従来よりも優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】昇温速度と磁束密度との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。まず、鋼の成分組成の限定理由について述べる。なお、本明細書において、各成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
【００１９】
C：0.02％以上0.08％以下
Cは、0.02％に満たないと、α-γ相変態が起きず、また炭化物そのものが減少し、炭化物制御による効果が表れにくくなる。一方、0.08％を超えると、脱炭焼鈍で、磁気時効の起こらない0.005％以下にCを低減することが困難となる。よって、Cは0.02％以上0.08％以下の範囲とする。好ましくは0.02％以上0.05％以下の範囲である。
【００２０】
Si：2.0％以上5.0％以下
Siは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに必要な元素である。上記効果は、2.0％未満では十分ではなく、一方、5.0％を超えると、加工性が低下し、圧延して製造することが困難となる。よって、Siは2.0％以上5.0％以下の範囲とする。好ましくは2.5％以上4.5％以下の範囲とする。
【００２１】
Mn：0.02％以上1.00％以下
Mnは、鋼の熱間加工性を改善するために必要な元素である。上記効果は、0.02％未満では十分ではなく、一方、1.00％を超えると、製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Mnは0.02％以上1.00％以下の範囲とする。好ましくは0.05％以上0.70％以下の範囲とする。
【００２２】
Sおよび/またはSeを合計で0.0015％以上0.0100％以下
Sおよび/またはSeは、MnS、Cu2Sおよび/またはMnSe、Cu2Seを形成すると同時に、固溶S、Seとして粒成長を抑制し、磁気特性安定化効果を発揮する。Sおよび/またはSeの合計が0.0015％未満であると固溶Sおよび/またはSe量が不足して磁気特性が不安定になり、0.0100％を超えると熱間圧延前のスラブ加熱における析出物の固溶が不十分になり磁気特性が不安定となる。よって、0.0015％以上0.0100％の範囲とする。好ましくは0.0015％以上0.0070％以下の範囲とする。
【００２３】
N：0.006％未満
Nはスラブ加熱時膨れなどの欠陥の原因となることもあるため、0.006％未満とする。
【００２４】
酸可溶性Al：0.010％未満
Alは表面に緻密な酸化膜を形成し、脱炭を阻害することがある。そのため、Alは、酸可溶性Al量で0.010％未満とする。好ましくは0.008％以下とする。
【００２５】
以上、本発明の基本成分について説明した。上記成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物であるが、その他にも必要に応じて、磁気特性の改善を目的として、Sn：0.5％以下、Sb：0.5％以下、Ni：1.5％以下、Cu：1.5％以下、Cr：0.1％以下、P：0.5％以下、Mo：0.5％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、B：0.0025％以下、Bi：0.1％以下、Te：0.01％以下、Ta：0.01％以下のうちから選んだ１種または２種以上を適宜添加してもよい。
また、各成分は0％超、上記の上限以下含有すれば効果があるため下限は特に定めないが、Sn：0.001％以上、 Sb：0.001％以上、Ni：0.005％以上、Cu：0.005％以上、Cr：0.005％以上、P：0.005％以上、Mo：0.005％以上、 Ti：0.005％以上、Nb：0.0001％以上、V：0.001％以上、B：0.0001％以上、Bi：0.001％以上、Te：0.001％以上、Ta：0.001％以上含むことが好ましい。
【００２６】
特に好ましくは、Sn：0.1％以下、Sb：0.1％以下、Ni：0.8％以下、Cu：0.8％以下、Cr：0.08％以下、P：0.15％以下、Mo：0.1％以下、Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下、V：0.05％以下、B：0.0020％以下、Bi：0.08％以下、Te：0.008％以下、Ta：0.008％以下の範囲で添加するのがよい。
【００２７】
次に、本発明に係る方向性電磁鋼板の製造条件について説明する。
前述した成分組成を有する鋼を常法の精錬プロセスで溶製した後、公知の造塊−分塊圧延法または連続鋳造法で鋼素材（スラブ）を製造してもよいし、あるいは、直接鋳造法で100mm以下の厚さの薄鋳片を製造してもよい。
【００２８】
［加熱］
上記スラブは、常法に従い、1300℃以下の温度に加熱する。加熱温度を1300℃以下に抑えることで製造コストを抑えることができる。また、加熱温度は、MnS、CuSおよび／またはMnSe、CuSeを完全に固溶させるために、1200℃以上が好ましい。
【００２９】
［熱間圧延］
上記加熱後に、熱間圧延を行う。熱間圧延温度は、開始温度を1100℃以上、終了温度を750℃以上とすることが、組織制御のため好ましい。ただし、終了温度は、抑制力制御のため、900℃以下とすることが好ましい。
なお、鋳造後、加熱することなく直ちに熱間圧延してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延してもよいし、熱間圧延を省略して次の工程に進めてもよい。
【００３０】
［熱延板焼鈍］
その後、必要に応じて熱延板焼鈍を行う。この熱延板焼鈍の焼鈍温度は、良好な磁気特性を得るためには、後述の冷間圧延工程において、該冷間圧延を1回のみ行う場合は1000〜1150℃、中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を施す場合には、800〜1200℃とすることが望ましい。
【００３１】
［冷間圧延］
その後、冷間圧延を行う。中間焼鈍を含む2回以上の冷間圧延によって最終板厚まで圧延する場合、熱延板焼鈍の焼鈍温度は800〜1200℃とすることが望ましい。800℃未満では、熱間圧延で形成されたバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなり、二次再結晶の発達が阻害される。一方、1200℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が著しく粗大化し、最適な一次再結晶集合組織を得ることが難しくなるため、1200℃以下であることが望ましい。この温度範囲での保持時間は、熱延板焼鈍後の組織の均一化のために10秒以上必要であるが、長時間保持しても磁気特性向上の効果はないため、操業コストの観点から300秒までとすることが望ましい。なお、中間焼鈍を含む2回以上の冷間圧延によって最終板厚まで圧延する場合には、熱延板焼鈍を省略することができる。
【００３２】
冷間圧延を1回のみ行う場合（冷延1回法）は、熱延板焼鈍が最終冷間圧延直前の焼鈍となるため、熱延板焼鈍は必須であり、また最終冷間圧延前の粒径制御の観点から、熱延板焼鈍の焼鈍温度は1000℃以上1150℃以下であることが望ましい。この温度範囲での保持時間は、熱延板焼鈍後の組織の均一化のために10秒以上必要であるが、長時間保持しても磁気特性向上の効果はないため、操業コストの観点から300秒までとすることが望ましい。
【００３３】
冷延1回法の場合は、この熱延板焼鈍の昇温過程における700℃以上950℃以下の温度域内で、少なくとも10秒、長くても120秒の間、10℃/s以下の昇温速度で昇温を行う必要がある。このようにすることで、上記温度域で起こる相変態核を減少させ、1000〜1150℃の温度範囲で保持している間にγ相がα相の結晶粒成長を阻むのを抑制できるためである。
【００３４】
冷延2回法の場合は、熱間圧延後あるいは熱延板焼鈍後の熱延鋼板は、1回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延をして最終板厚の冷延板とする。中間焼鈍の焼鈍温度は、900〜1200℃の範囲とするのが好ましい。900℃未満では、中間焼鈍後の再結晶粒が微細であり、さらに、一次再結晶組織におけるGoss核が減少して製品板の磁気特性が低下する傾向がある。一方、1200℃を超えると、熱延板焼鈍と同様、結晶粒が著しく粗大化し、最適な一次再結晶集合組織を得ることが難しくなる。特に最終冷間圧延前の中間焼鈍は1000〜1150℃の温度範囲が望ましく、保持時間は、熱延板焼鈍後の組織の均一化のために10秒以上必要であるが、長時間保持しても磁気特性向上の効果はないため、操業コストの観点から300秒までとすることが望ましい。
【００３５】
また、冷延2回法の場合は、最終冷間圧延前の中間焼鈍の昇温過程における700℃以上950℃以下の温度域内で、少なくとも10秒、長くても120秒の間、10℃/s以下の昇温速度で昇温を行う必要がある。このようにすることで、上記温度域で起こる相変態核を減少させ、1000〜1150℃の温度範囲で保持している間にγ相がα相の結晶粒成長を阻むのを抑制できるためである。
【００３６】
また、最終板厚とするための冷間圧延（最終冷間圧延）では、一次再結晶焼鈍板組織中に＜111＞//ND方位を十分発達させるため、圧下率を80〜95％とすることが好ましい。
【００３７】
［一次再結晶焼鈍］
その後、一次再結晶焼鈍を施す。この一次再結晶焼鈍は、脱炭焼鈍を兼ねてもよく、脱炭性の観点からは、焼鈍温度は800〜900℃の範囲とするのが好ましく、また、雰囲気は湿潤雰囲気とするのが好ましい。また、一次再結晶焼鈍の昇温過程の500〜700℃の区間を30℃/ｓ以上で急速加熱することによって、Goss方位粒の再結晶核が増加し、これにより低鉄損化が可能となるため、高磁束密度と低鉄損を兼ね備えた方向性電磁鋼板を得ることができる。ただし、400℃/sを超えると、過度な集合組織のランダム化が発生し磁性劣化が起こるため、30℃/s以上400℃/s以下とする。好ましくは50℃/s以上300℃/s以下である。
【００３８】
［焼鈍分離剤の塗布］
一次再結晶焼鈍を施した鋼板に、焼鈍分離剤を塗布する。MgOを主体とする焼鈍分離剤を適用することで、その後、二次再結晶焼鈍を施すことにより、二次再結晶組織を発達させると共にフォルステライト被膜を形成することができる。打ち抜き加工性を重視してフォルステライト被膜を必要としない場合には、フォルステライト被膜を形成するMgOは使用せずに、シリカやアルミナ等を用いる。これらの焼鈍分離剤を塗布する際は、水分を持ち込まない静電塗布等を行うことが有効である。耐熱無機材料シート（シリカ、アルミナ、マイカ）を用いてもよい。
【００３９】
［二次再結晶焼鈍］
その後、二次再結晶焼鈍（仕上焼鈍）を行う。二次再結晶焼鈍は、二次再結晶発現のためには800℃以上で行うことが好ましく、また、二次再結晶を完了させるためには800℃以上の温度で20時間以上保持することが好ましい。さらに、良好なフォルステライト被膜を形成させるためには1200℃程度の温度まで昇温し、1時間以上保定するのが好ましい。
【００４０】
［平坦化焼鈍］
二次再結晶焼鈍後の鋼板は、その後、鋼板表面に付着した未反応の焼鈍分離剤を除去するための水洗やブラッシング、酸洗等を行った後、平坦化焼鈍を施して形状矯正することにより、鉄損を有効に低減できる。これは、二次再結晶焼鈍は一般的にコイル状態で行うため、コイルの巻き癖が付き、それが原因で鉄損測定時に特性が劣化する場合があるためである。平坦化焼鈍の焼鈍温度は750〜1000℃が好ましく、焼鈍時間は、10秒以上30秒以下が好ましい。
【００４１】
［絶縁被膜形成］
さらに、鋼板を積層して使用する場合には、上記平坦化焼鈍の前もしくは後で、鋼板表面に絶縁被膜を形成することが有効であり、特に、鉄損の低減を図るためには、絶縁被膜として、鋼板に張力を付与することができる張力付与被膜を適用するのが好ましい。なお、張力付与被膜の形成には、バインダーを介して張力被膜を塗布する方法や、物理蒸着法や化学蒸着法により無機物を鋼板表層に蒸着させる方法を採用すると、被膜密着性に優れかつ著しく鉄損低減効果が大きい絶縁被膜を形成することができる。
【００４２】
［磁区細分化処理］
さらに、鉄損をより低減するため、磁区細分化処理を施すことができる。処理方法としては、一般的に実施されているような、最終製品板に溝を形成したり、電子ビーム照射、レーザー照射、プラズマ照射等により、線状または点列状に熱歪や衝撃歪を導入する方法、最終板厚に冷間圧延した鋼板等、中間工程の鋼板表面にエッチング加工を施して溝を形成したりする方法等を用いることができる。
その他の製造条件は、方向性電磁鋼板の一般的な製造方法に従えばよい。
【実施例】
【００４３】
（実施例１）
質量％で、C：0.05％、Si：3.0％、酸可溶性Al：0.005％、N：0.003％、Mn：0.06％、S：0.004％、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製し、1250℃に加熱し、熱間圧延して板厚2.4mmの熱延鋼板とし、1000℃×100秒で熱延板焼鈍し、1030℃×100秒の中間焼鈍を挟む、2回の冷間圧延を行い、最終板厚の0.27mmの冷延鋼板とした。中間焼鈍の昇温過程は表1に示す条件とした。ただし、記載温度域外の昇温速度は、1000℃までの昇温についての速度とした。【００４４】
次いで、55vol％H2-45vol％N2の湿潤雰囲気下で840℃×100秒の脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、水素雰囲気下で1200℃×5時間の純化処理と二次再結晶とを含む仕上げ焼鈍を施した。幅100mmの試験片をそれぞれ10枚ずつ採取して、各々JIS C2556に記載の方法で磁束密度Ｂ8を測定した。測定した磁束密度Ｂ8の平均値、最大値、最小値を、表1に記載した。表1の結果から、最終冷間圧延前の焼鈍において、700℃以上950℃以下の温度域で10秒以上120秒以下の間、10℃/s以下で昇温を行うことにより、磁気特性を示す磁束密度Ｂ8が向上し、ばらつきも低減されることが分かる。【００４５】
【表１】
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【００４６】
（実施例２）
表2に記載の成分組成を含有する鋼を溶製し、1300℃に加熱し、熱間圧延して板厚2.2mmの熱延鋼板とし、1060℃×50秒で熱延板焼鈍し、その昇温過程の900〜950℃を2℃/sで、それ以外の温度域を15℃/sで昇温し、1回の冷間圧延を行い、最終板厚の0.23mmの冷延鋼板とした。次いで、55vol％H2-45vol％N2の湿潤雰囲気下で850℃×100秒の脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍をした。【００４７】
その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、水素雰囲気下で1200℃×5時間の純化処理と二次再結晶とを含む仕上げ焼鈍を施した。幅100mmの試験片をそれぞれ10枚ずつ採取して、各々JIS C2556に記載の方法で磁束密度Ｂ8を測定した。測定した磁束密度Ｂ8の平均値、最大値、最小値を表2に記載した。表2から、鋼板が本発明で規定される成分組成を含むことにより、磁気特性が向上し、ばらつきも低減されることが分かる。【００４８】
【表２】
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【図１】
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【国際調査報告】
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