(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
C：0.002質量％以上0.100質量％以下、
Si：2.0質量％以上6.5質量％以下、
Mn：0.02質量％以上1.00質量％以下、
S：50質量ppm以下、
N：50質量ppm以下、
Se：50質量ppm以下および
酸可溶性Al：100質量ppm未満
を含有し、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、
該熱延板焼鈍後の熱延鋼板に、１回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を施し、
該一次再結晶焼鈍後の前記冷延鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布してから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、
前記熱延板焼鈍は、常温から400℃までの平均昇温速度を50℃/s以上とし、かつ400℃から900℃に到達するまでの時間を10秒以上100秒以下とする、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、
Sb：0.01質量％以上0.50質量％以下、
Sn：0.01質量％以上0.50質量％以下、
Ni：0.005質量％以上1.5質量％以下、
Cu：0.005質量％以上1.5質量％以下、
Cr：0.005質量％以上0.1質量％以下、
P：0.005％質量以上0.5質量％以下、
Mo：0.005質量％以上0.5質量％以下、
Ti：0.0005質量％以上0.1質量％以下、
Nb：0.0005質量％以上0.1質量％以下および
Bi：0.005質量％以上0.1質量％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集合組織を有する。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、インヒビター成分の完全固溶のために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、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。このような途中工程で窒化処理を行い、(Al,Si)NあるいはAlNをインヒビターとして利用する方法は、窒化法と称して数多く提案されている。
【０００５】
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。これは、インヒビター成分のような不純物を極力排除する事で、一次再結晶時の結晶粒界が持つ粒界エネルギーの粒界方位差角依存性を顕在化させ、インヒビターを用いずともGoss方位を有する粒を二次再結晶させる技術であり、その効果をテクスチャーインヒビション効果と呼んでいる。この方法では、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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【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
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】J. Kunze, O. Pungun and K. Friedrich, J. Mater. Sci. Lett., 5 (1986) 815-818
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、インヒビター成分を含有しない素材では、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、さらに二次再結晶時にGoss方位の先鋭性を高める機能を有するインヒビターが存在しないため、インヒビターを利用する方法よりも、最終的な磁気特性が劣る場合が多いことが明らかとなった。
【０００９】
本発明は、上記課題に鑑み、熱延板焼鈍の平均昇温速度を極力速くすることで、昇温初期に形成される鋼中析出物中の窒化珪素の粗大化を抑制し、その後、その窒化珪素を核として生成する微量のAlN析出物の分散状態を適正化させることにより、インヒビターを積極的に利用しない成分系においても、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ものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
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1＞
質量比でC:0.060％、Si:3.15%、Mn：0.12％、N：41ppm、sol.Al：72ppm、S：36ppm、Se：30ppmを含んだ鋼スラブを連続鋳造にて製造し、1200℃で60分均熱するスラブ加熱を施した後、熱間圧延により2.3mmの厚さに仕上げた。その後、1000℃で30秒、乾燥窒素雰囲気で熱延板焼鈍を施した。この際、昇温過程において、常温から400℃に到達するまでの昇温速度を種々変更し、引続く400℃から900℃に到達するまでの時間は50秒とした。熱延板焼鈍後に酸洗にて熱延板表面のスケールを除去した後、冷間圧延で0.23mmの板厚に仕上げた。
【００１１】
さらに、冷延板に、830℃で150秒、50％H2-50％N2、露点50℃の湿潤雰囲気下での脱炭をともなう一次再結晶焼鈍を施した。次に、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、1200℃で5時間、水素雰囲気下で保定する二次再結晶焼鈍を行った。得られたサンプルの磁束密度Ｂ8（磁化力800A/mで励磁した時の磁束密度）をJIS C2550に記載の方法で測定した。測定した磁束密度Ｂ8を、熱延板焼鈍における常温から400℃までの平均昇温速度で整理した結果について図1に示す。この結果から、400℃までの平均昇温速度が速いほど、磁気特性が良好であることがわかる。
【００１２】
＜実験2＞
質量比でC:0.043％、Si:3.36%、Mn：0.07％、N：29ppm、sol.Al：80ppm、S：20ppmを含んだ鋼スラブを連続鋳造にて製造し、1220℃で45分均熱するスラブ加熱を施した後、熱間圧延により2.0mmの厚さに仕上げた。その後、1050℃で30秒、乾燥窒素雰囲気の熱延板焼鈍を施した。この際、昇温過程において、常温から400℃に到達するまでの平均昇温速度を75℃/sとし、400℃から900℃に到達するまでの時間を種々変更した。熱延板焼鈍後に酸洗にて表面のスケールを除去した後、冷間圧延で0.23mmの板厚に仕上げた。
【００１３】
さらに、冷延板に、840℃で120秒、60％H2-40％N2、露点60℃の湿潤雰囲気下での脱炭をともなう一次再結晶焼鈍を施した。次に、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、1200℃で10時間、水素雰囲気下で保定する二次再結晶焼鈍を行った。得られたサンプルの磁束密度Ｂ8（800A/mで励磁した時の磁束密度）をJIS C2550に記載の方法で測定した。測定した磁束密度Ｂ8を、熱延板焼鈍の400℃から900℃に到達するまでの時間で整理した結果について図２に示す。この結果から、400℃から900℃に到達するまでの時間が短いほど磁気特性が良好であることがわかる。
【００１４】
上記2つの実験結果をまとめると、熱延板焼鈍の昇温過程において400℃から900℃までは短時間で昇温するほど磁気特性に優れること、また常温から400℃までは急熱により優れた磁気特性が得られること、がわかる。この理由は必ずしも明らかではないが、発明者らは次のように考えている。
【００１５】
インヒビターレス素材においては、鋼中のAlが少なく、Siが多いために熱延板焼鈍の昇温過程では、鋼中にSi3N4の組成を主体とした窒化珪素が析出物として形成される。非特許文献1には、α相の鋼中に析出するSi3N4の溶解度積が開示されている。
【００１６】
この非特許文献1に示された溶解度積に基づいて、上記実験1の成分系からSi3N4の溶解温度を算出すると、約910℃である。このことから、熱延板焼鈍の昇温過程において、この910℃程度（成分によって多少変動）までは、Si3N4の析出物が存在していると考えられる。
【００１７】
鋼中に存在する析出物は、熱処理により、小さい析出物は消滅し、大きな析出物がより大きくなることが知られている（オストワルド成長）。すなわち、熱処理により、析出物分布は疎になり、その大きさは粗大化する。このことから、Si3N4では、400℃から900℃までの昇温時間を短くすることで、Si3N4の析出物分布や径の変化を防止することができる。その結果、Si3N4析出物の分布が密でかつ析出物径が小さいまま存在することになると考えられる。ここで、Si3N4は熱延板焼鈍の均熱中にSiがAlに置換してAlN析出物に変化することが知られている。とすると、400℃から900℃までの昇温時間を短くすることで熱延板焼鈍後のAlNの分布を密にかつ析出物径を小さくすることができることが推測される。
【００１８】
また、常温から400℃までの平均昇温速度を著しく速くすると磁束密度が向上する理由については以下のことが考えられる。常温から400℃程度までの温度域では、Siが鋼中を拡散することは少ないが、一方のNは軽元素のためかなりの距離を拡散すると考えられる。従って、平均昇温速度を著しく速くすれば、Nの拡散距離が抑制されるために、Si3N4析出物が細かく密に分布すると推測される。このように、急熱により初期のSi3N4析出物を細かく密に分布させ、その後の昇温時間も短時間化することにより、Si3N4が粗大化し、その分布が疎になることを抑制する。その結果、均熱中に上記のように置換されたAlNの分布を密にしてかつ析出物径を小さくすることにより、二次再結晶後のGoss方位の先鋭性が高まり、最終製品の磁気特性（磁束密度Ｂ8）は向上したものと推定される。
【００１９】
また、Si3N4よりもAlNの方が安定であることから、一度AlNが生成されると、上記のような制御は困難であると推測される。すなわち、中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延を含んだ工程においても、Si3N4析出物は熱延板焼鈍の昇温過程でのみ発生する。このため、上記制御は、中間焼鈍工程ではなく熱延板焼鈍工程で行うことが必須であると考えられる。
【００２０】
なお、上記のメカニズムによれば、AlやNを含まない成分系には適用できないと推測される。しかしながら、AlやNを全く含まない成分系で鋼板を製造することは、工業的規模の製造では不可能であることから、上記のような制御は極めて重要である。
【００２１】
すなわち、本発明は、上記した実験結果に基づいて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。
【００２２】
１．C：0.002質量％以上0.100質量％以下、
Si：2.0質量％以上6.5質量％以下、
Mn：0.02質量％以上1.00質量％以下、
S：50質量ppm以下、
N：50質量ppm以下、
Se：50質量ppm以下および
酸可溶性Al：100質量ppm未満
を含有し、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、
該熱延板焼鈍後の熱延鋼板に、１回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を施し、
該一次再結晶焼鈍後の前記冷延鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布してから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、
前記熱延板焼鈍は、常温から400℃までの平均昇温速度を50℃/s以上とし、かつ400℃から900℃に到達するまでの時間を100秒以下とする、方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２３】
２．前記成分組成は、さらに、
Sb：0.01質量％以上0.50質量％以下、
Sn：0.01質量％以上0.50質量％以下、
Ni：0.005質量％以上1.5質量％以下、
Cu：0.005質量％以上1.5質量％以下、
Cr：0.005質量％以上0.1質量％以下、
P：0.005％質量以上0.5質量％以下、
Mo：0.005質量％以上0.5質量％以下、
Ti：0.0005質量％以上0.1質量％以下、
Nb：0.0005質量％以上0.1質量％以下および
Bi：0.005質量％以上0.1質量％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】
【００２４】
本発明によれば、インヒビターレス素材において、熱延板焼鈍の昇温過程における平均昇温速度および900℃までの到達時間を短時間化することで、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】
【００２５】
【図１】最終製品の磁束密度Ｂ8と熱延板焼鈍工程における常温から400℃までの平均昇温速度との関係を示すグラフである。
【図２】最終製品の磁束密度Ｂ8と熱延板焼鈍の昇温過程における400℃から900℃に到達するまでの時間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】
【００２６】
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％」を意味し、「ppm」は、特に断らない限り「質量ppm」を意味する。
【００２７】
C： 0.002％以上0.100％以下
Cは0.100％を超えると、脱炭焼鈍で、磁気時効の起こらない0.005％以下に低減することが困難となる。また、0.002％未満となると熱間脆化が顕著となり、スラブ鋳込みや熱間圧延でのトラブルが多発する。より好ましくは0.020％以上0.100％以下の範囲である。
【００２８】
Si：2.0％以上6.5％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、6.5％を超えると、加工性が低下し、圧延して製造すること困難となる。よって、Siは2.0％以上6.5％以下の範囲とする。より好ましくは2.5％以上4.0％以下の範囲である。
【００２９】
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％以下の範囲とするのが好ましい。より好ましくは0.04％以上0.30％以下の範囲である。
【００３０】
一方、インヒビターを形成し得る元素Al、S、NおよびSeは、極力除くことが望ましい。しかしながら、工業規模の製造では完全に除去することは不可能であることから、S、NおよびSeは、それぞれ、0ppm超50ppm以下、sol.Alは0ppm超100ppm未満であればよい。すなわち、これらの元素を低減するために多大なコストがかかる場合には、上記の範囲で鋼中に残存させることが可能である。好ましくは、S、NおよびSeは、それぞれ、0ppm超25ppm以下、sol.Alは0ppm超80ppm以下である。
【００３１】
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、磁束密度を向上させる目的で、Sb：0.01％以上0.50％以下、Sn：0.01％以上0.50％以下、Ni：0.005％以上1.5％以下、Cu：0.005％以上1.5％以下、Cr：0.005％以上0.1％以下、P：0.005％以上0.5％以下、Mo：0.005％以上0.5％以下、Ti：0.0005％以上0.1％以下、Nb：0.0005％以上0.1％以下、Bi：0.005％以上0.1％以下のうち一種を単独または複合して添加できる。それぞれの元素の添加量が、下限量より少ないと磁束密度向上効果が乏しくなり、上限量を超えると二次再結晶不良を招き、磁気特性が劣化する。
【００３２】
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。
スラブの製造方法は、一般的な製造方法を利用できる。例えば、所定の成分調整がなされた溶鋼を造塊法または連続鋳造法でスラブを製造する。上述の任意添加成分は、途中工程で加えることは困難であることから、溶鋼段階で添加する事が望ましい。その後、スラブを通常の方法で加熱して熱間圧延する。本発明の成分系では、AlやNが低減されているため、これらを固溶させるための高温での熱処理を必要としないことから、1300℃以下の低温で熱処理することにより、コストを低減することができる。
【００３３】
次に、熱延板焼鈍を施す。上述の理由により、昇温過程において常温から400℃までの平均昇温速度を50℃/s以上とし、かつ400℃から900℃に到達するまでの時間を100秒以下とすることが必須である。上記実験結果では、1.945Ｔを超える磁束密度Ｂ8を得られていることから、常温から400℃までの平均昇温速度は100℃/s以上であることが好ましく、400℃から900℃に到達するまでの時間は60秒以下であることが好ましい。
【００３４】
また、鋼板の形状劣化を抑制するため、常温から400℃までの平均昇温速度は500℃/s以下であることが好ましく、さらに、Si3N4を充分確保するため、400℃から900℃に到達するまでの時間は10秒以上であることが好ましい。加熱方法は問わないが、50℃/s以上の平均昇温速度を達成させるためには、従来のヒーターやバーナーによる加熱方法のほか、誘導加熱方法や通電加熱方法を採用してもよい。
【００３５】
さらに、鋼中のSi3N4析出物からAlN析出物への置換を確実とするために、均熱温度を950℃以上とすることが好適であると考えられる。均熱温度は望ましくは、1000℃以上1100℃以下である。1000℃未満では析出物の置換が不完全であり、磁性が劣化する可能性がある。また、1100℃超では二次再結晶が不安定となる可能性がある。
【００３６】
熱延板焼鈍後、必要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の冷間圧延を施した後、一次再結晶焼鈍を行う。中間焼鈍温度は900℃以上1200℃以下が好適である。温度が900℃未満であると再結晶粒が細かくなり、一次再結晶組織におけるGoss核が減少して磁性が劣化する。また1200℃を超えると、粒径が粗大化しすぎるため、整粒の一次再結晶組織を実現する上で極めて不利である。最終冷間圧延では、冷間圧延の温度を100℃〜300℃に上昇させて行うこと、および冷間圧延途中で100〜300℃の範囲での時効処理を１回または複数回行うことが、再結晶集合組織を変化させて磁気特性を向上させるためには有効である。
【００３７】
次の一次再結晶焼鈍では、鋼板を脱炭させてもよい。焼鈍温度は、800℃以上900℃以下が脱炭性の観点から有効である。さらに脱炭の観点からは、雰囲気は湿潤雰囲気とすることが望ましい。ただし、脱炭が不要なC：0.005％以下しか含有していない場合は上記以外の条件でも問題ない。また、保定温度までの平均昇温速度は50℃/s以上400℃/s以下とすることが最終磁気特性が良好となり望ましい。
【００３８】
次に、MgOを主体とする焼鈍分離剤を適用した後に二次再結晶焼鈍を施すことにより、Goss方位を有する二次粒を発達させると共にフォルステライト被膜を形成させることが可能である。二次再結晶焼鈍は、二次再結晶発現のために800℃以上で行うことが望ましい。また、二次再結晶を完了させるために800℃以上の温度で20時間以上焼鈍することが望ましい。フォルステライト被膜を形成させるためには1200℃程度まで昇温させることが望ましい。
【００３９】
二次再結晶焼鈍後には、付着した焼鈍分離剤を除去するため、水洗やブラッシング、酸洗を行う事が有用である。その後、さらに平坦化焼鈍を行い形状を矯正することが鉄損低減のために有効である。
【００４０】
鋼板を積層して使用する場合には、鉄損を改善するために、平坦化焼鈍前もしくは後に、鋼板表面に絶縁コーティングを施すことが有効である。この場合、鉄損低減のために鋼板に張力を付与できるコーティングを施すことが好ましい。このコーティングにバインダーを介した張力コーティング塗布方法、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コーティング方法を採用すると、コーティング密着性に優れ、かつ著しい鉄損低減効果があるため好ましい。
【００４１】
さらなる鉄損低減のために、磁区細分化処理を行うことが望ましい。処理方法としては、一般的に実施されているような、最終製品板に電子ビームやレーザー等により鉄の結晶格子に歪を加える方法が望ましい。また、最終製品板のみならず、最終仕上板厚に達した冷間圧延板などの中間製品にあらかじめ溝をいれる方法でもよい。
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】
【００４２】
（実施例１）
C:0.023％、Si:3.55%、Mn：0.18％、sol.Al：42ppm、N：42ppm、S：11ppm、Sb：0.075％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを連続鋳造にて製造し、1170℃でスラブ加熱した後、熱間圧延で2.4mmの厚さに仕上げた。その後、900℃もしくは975℃で20秒、露点40℃で90％N2＋10％CO2の雰囲気の熱延板焼鈍を施した。この際、昇温過程において、常温から400℃に到達するまでの平均昇温速度と、400℃から900℃に到達するまでの時間を表1記載の通りに種々に変更した。
【００４３】
次に、熱延板焼鈍後に酸洗にて表面のスケールを除去した後、冷間圧延で1.6mmの板厚に仕上げ、1100℃で110秒、露点40℃で70％N2＋30％H2の雰囲気の中間焼鈍を施し、次いで冷間圧延にて0.20mm厚に仕上げた。この後、850℃で60秒、50％H2-50％N2、露点50℃の湿潤雰囲気下での脱炭を伴う一次再結晶焼鈍を施した。さらにMgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、900℃で40時間、N2雰囲気で保定した後、1220℃で5時間、水素雰囲気下で保定する二次再結晶焼鈍を行った。得られたサンプルの磁束密度Ｂ8（800A/mで励磁した時の磁束密度）をJIS C2550に記載の方法で測定した。得られた磁束密度Ｂ8を表1に併記する。表1の結果から、常温から400℃までの平均昇温速度を50℃/s以上とし、かつ400℃から900℃に到達するまでの時間を100秒以下とすることにより、良好な磁束密度Ｂ8が得られる事がわかる。また、熱延板焼鈍における均熱温度を950℃以上とすることで、さらに良好な磁束密度Ｂ8が得られる事がわかる。
【００４４】
【表１】
0006455468.tif 000002
【００４５】
（実施例２）
表2記載の種々の成分を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを連続鋳造にて製造し、1200℃でスラブ加熱した後、熱間圧延で2.5mmの厚さに仕上げた。その後、1060℃で45秒、露点30℃で80％N2＋20％CO2の雰囲気の熱延板焼鈍を施した。この際、昇温過程において、常温から400℃に到達するまでの平均昇温速度を100℃/ｓ、400℃から900℃に到達するまでの時間を45秒とした。
【００４６】
上記熱延板焼鈍後に、酸洗にて表面のスケールを除去した後、150℃の温間圧延にて0.27mm厚に仕上げた。この後、850℃で180秒、60％H2-40％N2、露点50℃の湿潤雰囲気下での脱炭を伴う一次再結晶焼鈍を施した。さらにMgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布し、1175℃で15時間、水素雰囲気下で保定する二次再結晶焼鈍を行った。得られたサンプルの磁束密度Ｂ8をJIS C2550に記載の方法で測定した。得られた磁束密度Ｂ8を表2に併記する。表2の結果から、鋼スラブがC：0.002％以上0.100％以下、Si：2.0％以上6.5％以下、およびMn：0.02％以上1.00％以下を含有し、S：0ppm超50ppm以下、N：0ppm超50ppm以下、Se：50ppm以下、酸可溶性Al：0ppm超100ppm未満に抑制された成分組成を有することにより、良好な磁束密度Ｂ8が得られる事がわかる。
【００４７】
【表２】
0006455468.tif 000003
【図１】
0006455468.tif 000004
【図２】
0006455468.tif 000005