(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
高磁束密度汎用方向性ケイ素鋼を製造する方法であって、
（１）Ｎ含量を０．００２〜０．０１４重量％に制限した製錬と、連続鋳造とを行ってスラブを得る工程；
（２）加熱温度を１０９０〜１２００℃とした熱間圧延工程；
（３）焼準及び中間焼鈍の工程を省いた一次圧延を行う冷間圧延工程；
（４）一次粒径を１７．２μｍ以上、２３．６μｍ以下とする脱炭焼鈍工程；
（５）浸透窒素含量［Ｎ］Ｄを下記式：
３２８−０．１４ａ−０．８５ｂ−２．３３ｃ≦［Ｎ］Ｄ≦３６２−０．１６ａ−０．９４ｂ−２．５７ｃ
（式中、ａは製錬工程におけるＡｌｓ含量（ｐｐｍ）；ｂは製錬工程におけるＮ元素含量（ｐｐｍ）；ｃは一次粒径（μｍ））を満たすものとした窒化処理工程；
（６）鋼板表面に酸化マグネシウムコーティングを施し、焼鈍する工程；及び、
（７）絶縁コーティングを施す工程
を含む方法。
【請求項２】
前記工程（２）において、１１８０℃以下で圧延を開始し、８６０℃以上で圧延を終了し、圧延後に巻取りを行い、その巻取り温度は６５０℃未満である、
請求項１に記載の製造方法。
【請求項３】
前記工程（３）において、冷間圧延の圧下率は８０％以上である、
請求項１又は２に記載の製造方法。
【請求項４】
前記工程（４）において、昇温速度は１５〜３５℃／秒、脱炭温度は８００〜８６０℃、脱炭露点は６０〜７０℃である、
請求項１〜３のいずれか１項に記載の製造方法。
【請求項５】
前記工程（４）において、保護雰囲気は７５％Ｈ２＋２５％Ｎ２である、
請求項１〜４のいずれか１項に記載の製造方法。
【請求項６】
前記工程（５）において、体積分率が０．５〜４．０％のＮＨ３を使用し、窒化温度７６０〜８６０℃、窒化時間２０〜５０秒、酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）０．０４５〜０．２００で窒化処理を行う、
請求項１〜５のいずれか１項に記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は金属合金の製造方法、特に鉄基合金の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般的に、従来の汎用方向性ケイ素鋼（ＣＧＯ）は、ＭｎＳ又はＭｎＳｅをインヒビターとして二回冷間圧延法によって製造されている。二回冷間圧延法の主な製造工程には、製錬、熱間圧延、焼準、一次冷間圧延、中間焼鈍、二次冷間圧延、脱炭焼鈍、高温焼鈍及び絶縁コーティングが含まれる。それらの技術的特徴は以下の通りである。
【０００３】
製錬工程：転炉（又は電気炉）を用いて製鋼を行い、二次精錬及び合金化処理後に連続鋳造を行ってスラブを作製する。該スラブは基本化学成分として、重量％で、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｍｎ：０．０２５〜０．２５％、Ｓ又はＳｅ：０．０１〜０．０３５％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、並びに、成分系によってはＣｕ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｂ及びＢｉ等の元素のうち１種以上を含有し、残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含有する。
【０００４】
熱間圧延工程：通常、スラブを専用の高温加熱炉で１３５０℃以上まで加熱した後、４５分以上保温することによって、好ましい介在物であるＭｎＳ又はＭｎＳｅを充分に固溶させ、その後、粗圧延及び仕上げ圧延を４〜６パス行う。仕上げ圧延と巻取りとの間に急冷を行うことによって炭化物が結晶粒内に分散分布し、それにより粒径が小さく均一な一次結晶粒が好適に得られる。
【０００５】
焼準工程：８５０〜９５０℃の温度で３分間保温して熱延板の組織を更に均一化する。
【０００６】
一次冷間圧延工程：冷間圧延の圧下率は６０〜７０％であり、圧延を３〜４パス行う。
【０００７】
中間焼鈍工程：中間焼鈍温度は８５０〜９５０℃であり、焼鈍時間は２．５〜４．０分である。
【０００８】
二次冷間圧延工程：中間焼鈍後の二次冷間圧延の圧下率は５０〜５５％であり、冷延パス数は２〜３パスである。
【０００９】
脱炭焼鈍工程：脱炭焼鈍工程によって、一次再結晶が完了し、二次結晶粒の核生成点が形成される。Ｃ含量を３０ｐｐｍ以下まで減少させることによって、その後の高温焼鈍において確実にα単相となり、完全な二次再結晶組織が発達し、最終製品の磁気時効が起こらなくなる。
【００１０】
高温焼鈍工程：まず高温焼鈍工程を行って二次再結晶させることによって二次結晶粒を成長させた後、帯鋼表面にケイ酸マグネシウム底層ガラス膜層を形成させなければならない。最後に純化焼鈍することによって、インヒビターから分解生成した磁気特性に有害なＳ及びＮ等の元素を除去する。これにより、配向性が高く、理想的な磁気特性を有する汎用方向性ケイ素鋼が得られる。
【００１１】
絶縁コーティング工程：絶縁コーティングを施し、延伸焼鈍を行うことにより、商業用途の方向性ケイ素鋼製品が得られる。
【００１２】
特許文献１には、一方向性電磁鋼板及びその製造方法が記載されている。該方法の製造工程には、化学成分として重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：１．５〜２．５％、Ｍｎ：０．０２〜０．２０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１５〜０．０６５％、Ｎ：０．００３０〜０．０１５０％、Ｓ及びＳｅのうち１種又は２種：０．００５〜０．０４０％を含有し、残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含有する原材料を製錬する工程；熱延板コイルを９００〜１１００℃の温度で焼鈍する工程；一次冷間圧延工程；脱炭焼鈍工程；最終焼鈍工程；及び、最終コーティング工程が含まれる。その結果、板厚が０．２０〜０．５５ｍｍ、平均結晶粒径が１．５〜５．５ｍｍの電磁鋼板が得られ、その鉄損値Ｗ１７／５０は０．５８８４ｅ１．９１５４×板厚（ｍｍ）≦Ｗ１７／５０（Ｗ／ｋｇ）≦０．７５５８ｅ１．７３７８×板厚（ｍｍ）を満たし、Ｂ８（Ｔ）の値は１．８８≦Ｂ８（Ｔ）≦１．９５を満たす。
【００１３】
特許文献２は、磁気特性に優れた電磁鋼板の製造方法に関する。該製造方法は、化学成分として重量％で、Ｃ：０．０２１〜０．１００重量％、Ｓｉ：２．５〜４．５重量％を含有し、ケイ素鋼板形成用インヒビターを含有し、残部として鉄及び不可避的不純物を含有する溶鋼を製錬する工程；実際の熱延コイル鋼板の温度より８０％以上低い７００℃以下の巻取冷却温度で熱延コイル鋼板を形成する工程；熱延鋼板の作業面の組成中の１以上の元素を平衡化する工程；及び、冷間圧延を少なくとも１回行って方向性ケイ素鋼を製造する工程を含む。その製品の磁束密度は１．９０Ｔ以上になり得る。
【００１４】
特許文献３には、磁気特性が向上し、結晶粒の配向性が安定した電磁鋼板の製造方法が開示されている。該方法では、低温スラブ加熱法と、焼準を省略した一次冷間圧延工程とを用いて方向性ケイ素鋼を製造する。また、製錬後の窒素含量と鋼板の磁束密度との関係についても記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】中国特許出願公開第１３２１７８７号明細書（公開日２００１年１１月１４日、名称「一方向性電磁鋼板及びその製造方法」）
【特許文献２】米国特許出願公開第５０３９３５９号明細書（公開日１９９１年８月１３日、名称「ＰＲＯＣＥＥＳ  ＦＯＲ  ＰＲＯＤＵＣＩＮＧ  ＧＲＡＩＮ−ＯＲＩＥＮＴＥＤ  ＥＬＥＣＴＲＩＣＡＬ  ＳＴＥＥＬ  ＳＨＥＥＴ  ＨＡＶＩＮＧ  ＳＵＰＥＲＩＯＲ  ＭＡＧＮＥＴＩＣ  ＣＨＡＲＡＣＴＥＲＩＳＴＩＣ」）
【特許文献３】米国特許出願公開第５４７２５２１号明細書（公開日１９９５年１２月５日、名称「ＭＡＮＵＦＡＣＴＵＲＩＮＧ  ＭＥＴＨＯＤ  ＯＦ  ＧＲＡＩＮ  ＯＲＩＥＮＴＥＤ  ＥＬＥＣＴＲＩＣＡＬ  ＳＴＥＥＬ  ＳＨＥＥＴ  ＨＡＶＩＮＧ  ＥＸＣＥＬＬＥＮＴ  ＭＡＧＮＥＴＩＣ  ＣＨＡＲＡＣＴＥＲＩＳＴＩＣＳ」）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
従来技術には以下のような欠点がある。
（１）主要なインヒビターとしてＭｎＳ又はＭｎＳｅを用いるため、最終製品の磁気特性が比較的低い。
（２）ＭｎＳ又はＭｎＳｅインヒビターを充分に固溶させるために加熱温度を最高で１４００℃まで到達させる必要があり、これは従来の加熱炉では限界温度である。また、加熱温度が高く、焼損が大きいため、加熱炉を頻繁に修理する必要があり、稼働率が低い。また、加熱温度が高いとエネルギー消費が大きく、熱延コイルのエッジクラックがひどいため、冷延工程による生産が困難であり、歩留りが低下し、コストが上昇する。
（３）従来の化学成分系では、全製造過程において焼準、中間焼鈍及び二回冷間圧延法を行わなければ、好適な磁気特性を有する汎用方向性ケイ素鋼製品は得られず、そのため手順が複雑になり、製造工程フローが長くなり、生産効率が低い。
（４）従来の汎用方向性ケイ素鋼の場合、ＭｎＳ又はＭｎＳｅは完全固溶非窒化型であり、実際の製造においてはスラブの再加熱温度が非常に高いため、スラブ中のインヒビター強度は均一ではなく、粗大な結晶粒等が生成され易い。そのため、二次再結晶が不充分となり、磁束密度等が低下してしまうという問題がある。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明は、高磁束密度汎用方向性ケイ素鋼を製造する方法を提供することを目的とする。該製造方法によれば、焼準及び中間焼鈍等の工程を省くという前提の下、時効を省略した一次圧延のみを用いて、高磁束密度（Ｂ８≧１．８８Ｔ）の汎用方向性ケイ素鋼を得ることができる。
【００１８】
上記本発明の目的を達成するため、本発明は、高磁束密度汎用方向性ケイ素鋼を製造する方法であって、
（１）Ｎ含量を０．００２〜０．０１４重量％に制限した製錬と、連続鋳造とを行ってスラブを得る工程；
（２）加熱温度を１０９０〜１２００℃とした熱間圧延工程；
（３）時効を省略した一次圧延を行う冷間圧延工程；
（４）脱炭焼鈍工程；
（５）浸透窒素含量［Ｎ］Ｄを下記式：
３２８−０．１４ａ−０．８５ｂ−２．３３ｃ≦［Ｎ］Ｄ≦３６２−０．１６ａ−０．９４ｂ−２．５７ｃ
（式中、ａは製錬工程におけるＡｌｓ含量（ｐｐｍ）；ｂは製錬工程におけるＮ元素含量（ｐｐｍ）；ｃは一次粒径（μｍ））を満たすものとした窒化処理工程；
（６）鋼板表面に酸化マグネシウムコーティングを施し、焼鈍する工程；及び、
（７）絶縁コーティングを施す工程
を含む方法を提供する。
【００１９】
本発明者らは、数多くの試験を行った結果、製鋼過程のＮ含量を適切に制限することによって、磁束密度が高い製品を得られるだけでなく、焼準及び中間焼鈍等の工程を省略でき、二回冷間圧延法が一回冷間圧延法に置き換えられ、それにより製造時間が短縮され、生産効率が明らかに向上することを見出した。
【００２０】
本技術的解決手段においては、脱炭焼鈍工程後に窒化処理は依然として行う必要があるため、製錬段階におけるＮ含量を低い範囲に制限しなければならない。それにより加熱温度を高くせずに済むので、本技術的解決手段では１０９０〜１２００℃という低温スラブ加熱法を用いて製造を行う。本技術的解決手段においては、Ｎ含量が０．００２％未満の場合、一次インヒビターの効果が安定して得られず、一次再結晶粒径を制御するのが困難となり、二次再結晶も不完全となってしまう。この場合、中間焼鈍及び二回冷間圧延法を用いて最終製品の磁気特性を改善する必要がある。一方、Ｎ含量が０．０１４％を超える場合、実際の製造過程においてスラブの再加熱温度を１３５０℃以上まで上昇させる必要があるだけでなく、その後の工程の窒化処理によってＧｏｓｓ方位も低下してしまう。更に、Ｎ含量が高い場合、依然として焼準工程を追加してＡｌＮインヒビターを微細分散析出させると共に、一回冷間圧延時効制御法を用いて最終的な製品の厚さの冷延板を得る必要がある。したがって、本発明の技術的解決手段においては、最終製品の磁気特性、生産効率及び総合的な各種要因の観点から、Ｎ含量を０．００２〜０．０１４重量％に制限する必要がある。
【００２１】
本技術的解決手段における窒化処理は、本技術的解決手段の低温スラブ加熱法のためのものであり、冷延脱炭鋼板を窒化処理することにより、基板中のインヒビターの不充分な強度を補う。また、追加したインヒビターは二次再結晶専用の二次インヒビターとなり、その量によって、高温焼鈍工程における脱炭鋼板の二次再結晶の完成度が決定される。窒化処理の浸透Ｎ含量が少なすぎると、インヒビターの強度が低下するため、二次再結晶の結晶核の位置が板厚方向に広がり、その結果、鋼板の先鋭なＧｏｓｓ方位の表面近傍層だけでなく、中央層の正常な結晶粒も二次再結晶して、配向度が悪化し、磁気特性が劣化して、最終製品のＢ８が低下してしまう。一方、窒化処理の浸透Ｎ含量が多すぎると、Ｇｏｓｓ方位も大きく劣化し、高温焼鈍工程で形成されるケイ酸マグネシウムガラス膜上に金属欠陥が現れ、欠陥率が顕著に上昇する。したがって、窒化処理における浸透Ｎ含量は下記式：
３２８−０．１４ａ−０．８５ｂ−２．３３ｃ≦［Ｎ］Ｄ≦３６２−０．１６ａ−０．９４ｂ−２．５７ｃ
（式中、ａは製錬工程におけるＡｌｓ含量（ｐｐｍ）；ｂは製錬工程におけるＮ元素含量（ｐｐｍ）；ｃは一次粒径（μｍ））を満たす必要がある。
【００２２】
また、上記工程（２）において、１１８０℃以下で圧延を開始し、８６０℃以上で圧延を終了し、圧延後に巻取りを行い、その巻取り温度は６５０℃未満である。
【００２３】
また、上記工程（３）において、冷間圧延の圧下率は８０％以上に制御される。
【００２４】
また、上記工程（４）において、昇温速度は１５〜３５℃／秒、脱炭温度は８００〜８６０℃、脱炭露点は６０〜７０℃に制御される。
【００２５】
また、上記工程（４）において、保護雰囲気は７５％Ｈ２＋２５％Ｎ２（体積分率）である。
【００２６】
また、上記工程（５）において、体積分率が０．５〜４．０％のＮＨ３を使用し、窒化温度７６０〜８６０℃、窒化時間２０〜５０秒、酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）０．０４５〜０．２００で窒化処理を行う。
【００２７】
従来技術と比較して、本発明に係る高磁束密度汎用方向性ケイ素鋼の製造方法では、製錬工程におけるＮ含量を制限し、且つ、製錬工程におけるＡｌｓ含量、Ｎ元素含量及び一次粒径に基づいてその後の工程の窒化処理における浸透窒素含量を制限することによって、製造工程フローを削減するという前提の下、高磁束密度（Ｂ８≧１．８８Ｔ）の汎用方向性ケイ素鋼が得られる。したがって、製造工程の削減により生産効率が向上するだけでなく、理想的な磁気特性及び優れた配向度を有する汎用方向性ケイ素鋼も保証される。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
具体的な実施例及び比較例を参照して、本発明の技術的解決手段を以下に詳述する。
【００２９】
（実施例１〜３及び比較例１〜２）
転炉又は電気炉を用いて製鋼を行い、溶鋼を二次精錬及び連続鋳造してスラブを得る。該スラブは化学元素として、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：２．０〜３．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．２０％、Ｓ：０．００５〜０．０１２％、Ａｌｓ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．００２〜０．０１４％、Ｓｎ：０．１０％以下を含有し、残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含有する。成分の異なる各スラブを１１５０℃で加熱した後、熱間圧延して厚さ２．３ｍｍの熱延板を得る。圧延開始温度及び圧延終了温度はそれぞれ１０７０℃及び９３５℃であり、巻取り温度は６３６℃である。酸洗後、熱延板を一次冷間圧延して最終製品の厚さである０．３０ｍｍとする。脱炭焼鈍時の昇温速度２５℃／秒、脱炭温度８４５℃、脱炭露点６７℃という条件下で脱炭焼鈍を行って、鋼板中の［Ｃ］含量を３０ｐｐｍ以下まで減少させる。窒化処理工程は、７８０℃×３０秒、酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）０．０６５、ＮＨ３量３．２重量％、浸透［Ｎ］含量１６０ｐｐｍとする。ＭｇＯを主成分とする分離剤を各鋼板に塗布した後、バッチ炉で高温焼鈍する。巻き戻してから絶縁コーティングを施し、延伸平坦化焼鈍を行うことにより得られた最終製品のＢ８及び製造時間を表１に示す。
【００３０】
【表１】
0006461798.tif 000002
【００３１】
表１から分かるように、Ｎ含量を０．００２〜０．０１４％の範囲に制限した場合、最終製品は概して高磁束密度であり、Ｂ８は１．８８Ｔ以上に達し得る。一方、比較例１及び２のＮ元素は本発明の技術的解決手段を満たさず、その磁束密度は実施例１〜３より低い。
【００３２】
また、表１から分かるように、製錬段階でのＮ含量が０．００２〜０．０１４％の範囲である場合、焼準及び中間焼鈍工程を省略でき、且つ、一回冷間圧延法を採用できるため、熱延板から最終製品である冷延板を得るまでの製造時間は４８時間以内に制御される。一方、Ｎ含量が上記要件を満たさない場合、焼準、中間焼鈍及び二次冷間圧延工程等が必要となるため、製造時間は約５〜２０時間延長される。
【００３３】
（実施例４〜８及び比較例３〜７）
転炉又は電気炉を用いて製鋼を行い、溶鋼を二次精錬及び連続鋳造してスラブを得る。該スラブは化学元素として、重量％で、Ｓｉ：３．０％、Ｃ：０．０５％、Ｍｎ：０．１１％、Ｓ：０．００７％、Ａｌｓ：０．０３％、Ｎ：０．００７％、Ｓｎ：０．０６％を含有し、残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含有する。続いて熱間圧延を行う。様々な熱間圧延プロセス条件を表２に示す。酸洗後、熱延板を一次冷間圧延して最終製品の厚さである０．３０ｍｍとする。脱炭焼鈍時の昇温速度２５℃／秒、脱炭温度８４０℃、脱炭露点７０℃という条件下で脱炭焼鈍を行って、鋼板中の［Ｃ］含量を３０ｐｐｍ以下まで減少させる。窒化処理工程は、８００℃×３０秒、酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）０．１４、ＮＨ３量１．１重量％、浸透［Ｎ］含量２００ｐｐｍとする。ＭｇＯを主成分とする分離剤を各鋼板に塗布した後、バッチ炉で高温焼鈍する。巻き戻してから絶縁コーティングを施し、延伸平坦化焼鈍を行うことにより得られた最終製品のＢ８を表２に示す。
【００３４】
【表２】
0006461798.tif 000003
【００３５】
表２の結果から分かるように、スラブを加熱炉で１０９０〜１２００℃まで加熱し、圧延開始温度を１１８０℃以下、圧延終了温度を８６０℃以上とし、圧延後にラミナー冷却を行い、６５０℃以下の温度で巻取りを行うという条件を熱間圧延工程が満たしている実施例４〜８では、概して磁束密度は高く、Ｂ８は１．８８Ｔ以上に達し得る。一方、熱間圧延工程が本技術的解決手段に合致していない比較例３〜７では、磁束密度は実施例より低い。
【００３６】
（実施例９〜１３及び比較例８〜１３）
転炉又は電気炉を用いて製鋼を行い、溶鋼を二次精錬及び連続鋳造してスラブを得る。該スラブは化学元素として、重量％で、Ｓｉ：２．８％、Ｃ：０．０４％、Ｓ：０．００９％、Ａｌｓ：０．０４％、Ｎ：０．００５％、Ｍｎ：０．１０％、Ｓｎ：０．０３％を含有し、残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含有する。スラブを１１３０℃で加熱し、熱間圧延して厚さ２．５ｍｍの熱延板を得る。圧延開始温度及び圧延終了温度はそれぞれ１０８０℃及び９２０℃であり、巻取り温度は６０５℃である。酸洗後、熱延板を冷間圧延して最終製品の厚さである０．３５ｍｍとする。続いて脱炭焼鈍を行う。様々な脱炭焼鈍プロセス条件を表３に示す。脱炭焼鈍後、鋼板中の［Ｃ］含量は３０ｐｐｍ以下まで減少する。窒化処理工程は、８００℃×３０秒、酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）０．１５、ＮＨ３量０．９重量％、浸透［Ｎ］含量１７０ｐｐｍとする。ＭｇＯを主成分とする分離剤を各鋼板に塗布した後、バッチ炉で高温焼鈍する。巻き戻してから絶縁コーティングを施し、延伸平坦化焼鈍を行うことにより得られた最終製品のＢ８を表３に示す。
【００３７】
【表３】
0006461798.tif 000004
【００３８】
表３から分かるように、脱炭時の昇温速度１５〜３５℃／秒、脱炭温度８００〜８６０℃及び脱炭露点６０〜７０℃という条件を脱炭焼鈍工程が満たしている実施例９〜１３の最終製品は、概して磁束密度が高く、Ｂ８が１．８８Ｔ以上に達し得る。一方、脱炭焼鈍工程が本技術的解決手段に合致していない比較例８〜１３では、磁束密度は概して低い。
【００３９】
（実施例１４〜２３及び比較例１４〜１９）
転炉又は電気炉を用いて製鋼を行い、溶鋼を二次精錬及び連続鋳造してスラブを得る。該スラブは化学元素として、重量％で、Ｓｉ：３．０％、Ｃ：０．０５％、Ｍｎ：０．１１％、Ｓ：０．００７％、Ａｌｓ：０．０３％、Ｎ：０．００７％、Ｓｎ：０．０６％を含有し、残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含有する。スラブを１１２０℃で加熱し、熱間圧延して厚さ２．５ｍｍの熱延板を得る。圧延開始温度及び圧延終了温度はそれぞれ１０８０℃及び９２０℃であり、巻取り温度は６０５℃である。酸洗後、熱延板を冷間圧延して最終製品の厚さである０．３５ｍｍとする。続いて、昇温速度３０℃／秒、脱炭温度８４０℃及び脱炭露点６８℃という条件下で脱炭焼鈍を行う。その後、窒化処理を行う。様々な窒化焼鈍プロセス条件を表４に示す。ＭｇＯを主成分とする分離剤を各鋼板に塗布した後、バッチ炉で高温焼鈍する。巻き戻してから絶縁コーティングを施し、延伸平坦化焼鈍を行うことにより得られた最終製品のＢ８を表４に示す。
【００４０】
【表４】
0006461798.tif 000005
【００４１】
表４の試験結果から分かるように、窒化焼鈍工程が本技術的解決手段を満たす、すなわち、窒化温度を７６０〜８６０℃、窒化時間を２０〜５０秒、酸化度（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を０．０４５〜０．２００、ＮＨ３量を０．５〜４．０重量％とし、浸透Ｎ含量を式：３２８−０．１４ａ−０．８５ｂ−２．３３ｃ≦［Ｎ］Ｄ≦３６２−０．１６ａ−０．９４ｂ−２．５７ｃを満たすものとした実施例１４〜２３では、概して磁束密度は高く、Ｂ８は１．８８Ｔ以上に達し得る。一方、窒化焼鈍工程が本技術的解決手段に合致していない比較例１４〜１９では、磁束密度は概して低い。
【００４２】
（実施例２４〜２９及び比較例２０〜２５）
転炉又は電気炉を用いて製鋼を行い、溶鋼を二次精錬及び連続鋳造してスラブを得る。該スラブは化学元素として、重量％で、Ｓｉ：２．８％、Ｃ：０．０４５％、Ｍｎ：０．０６％、Ｓ：０．００９％、Ａｌｓ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．００２〜０．０１４％、Ｓｎ：０．０４％を含有し、残部としてＦｅ及び不可避的不純物を含有する。スラブを１１２０℃で加熱し、熱間圧延して厚さ２．３ｍｍの熱延板を得る。圧延開始温度及び圧延終了温度はそれぞれ１０７０℃及び９００℃であり、巻取り温度は５７０℃である。酸洗後、熱延板を冷間圧延して最終製品の厚さである０．３０ｍｍとする。続いて、昇温速度２０℃／秒、脱炭温度８３０℃及び脱炭露点７０℃という条件下で脱炭焼鈍を行う。その後、窒化処理を行う。各種の浸透Ｎ含量が最終製品のＢ８に対して及ぼす効果を表５に示す。ＭｇＯを主成分とする分離剤を各鋼板に塗布した後、バッチ炉で高温焼鈍する。巻き戻してから絶縁コーティングを施し、延伸平坦化焼鈍を行うことにより得られた最終製品のＢ８を表５に示す。
【００４３】
【表５】
0006461798.tif 000006
【００４４】
表５は、浸透Ｎ含量が最終製品のＢ８に対して及ぼす効果を示す。表５から分かるように、浸透Ｎ含量は、製錬段階におけるＡｌｓ含量ａ、Ｎ含量ｂ及び一次粒径ｃに基づく理論計算により得られる浸透窒素含量［Ｎ］Ｄ（３２８−０．１４ａ−０．８５ｂ−２．３３ｃ≦［Ｎ］Ｄ≦３６２−０．１６ａ−０．９４ｂ−２．５７ｃ）を満たさなければならない。実施例２４〜２９などのように浸透Ｎ含量の実測値が計算値の範囲内であれば、最終製品の磁束密度は高いが、一方、比較例２０〜２５などでは、最終製品の磁束密度は低い。
【００４５】
上述の実施例は本発明の特定の実施例に過ぎない点に留意されたい。本発明は上記実施例に限定されず、多くの同様の変更を施すことができることは明らかである。当業者によりなされる本発明の開示から直接導かれる又は該開示と関連した変形例は全て、本発明の保護範囲内である。