(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１７〜０．０４０％、Ｎ：０．００３０〜０．００７０％、０．００３％≦（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）≦０．０１８％、Ｍｎ：０．０２〜０．１５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１２００℃以上１３５０℃未満の温度に加熱し、熱間圧延し、次いで、熱延板焼鈍を施しもしくは省略し、一回もしくは中間焼鈍を狭む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚とした後、脱炭・一次再結晶焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延後の鋼帯におけるＡｌＮとしてのＮの析出割合が５０％以下、最終冷間圧延における圧下率を８０％以上９６％以下とし、脱炭・一次再結晶焼鈍後二次再結晶焼鈍までの間に鋼板の全窒素量を（１）式を満たすように窒化処理することを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
０．０１７≦〔Ｓ−Ａｌ〕≦０．０４０ において
０．２５×〔Ｓ−Ａｌ〕−０．００１≦〔ｔＮ〕≦０．２５×〔Ｓ−Ａｌ〕
＋０．００９０ ・・・・・（１）
ただし、
〔Ｓ−Ａｌ〕：酸可溶性Ａｌ（質量％）
〔ｔＮ〕：窒化後窒素含有量（質量％）
【請求項２】
前記スラブの成分として、更に、質量％で、Ｓｎ、Ｓｂの１種または２種を、０．０２％≦Ｓｎ＋０．３Ｓｂ≦０．２０％含有することを特徴とする請求項１記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記スラブの成分として、更に、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒのいずれかを０．０３〜０．３％含むことを特徴とする請求項１または２に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記スラブの成分として、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．３０％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記スラブの成分として、更に、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００６０％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径を７μｍ以上１５μｍ未満とすることを特徴とする請求項１〜５のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記スラブの成分として、更に、質量％で、Ｐを０．０２〜０．３０％含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記スラブの成分として、更に、質量％で、Ｍｏ、Ｃｄの少なくとも１種を０．００５〜０．３質量％含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記熱延板焼鈍もしくは最終の冷間圧延前の中間焼鈍にて、その焼鈍温度を９５０〜１１５０℃、焼鈍時間を３０秒以上６００秒以下とすることを特徴とする請求項１〜８のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記冷間圧延における最終冷間圧延の少なくとも１パスにおいて、鋼板を１００〜３００℃の温度範囲に１分以上保つことを特徴とする請求項１〜９のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記窒化処理が、走行するストリップ状態でアンモニアガスを用いて行うことを特徴とする請求項１〜１０のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、変圧器等の鉄芯として使用される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、主として変圧器その他の電気機器の鉄芯材料として使用され、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。
【０００３】
励磁特性は、磁場の強さ８００Ａ／ｍにおける磁束密度（Ｂ８値）によって表される。また鉄損特性は、特定の周波数および磁束密度で鉄芯を磁化したときの鉄芯１ｋｇ当たりのエネルギーロスで示され、特に一方向性電磁鋼板においては通常、周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．７Ｔｅｓｌａにおける鉄損Ｗ１７／５０によって表される。
【０００４】
一方向性電磁鋼板における磁束密度と鉄損特性には密接な関係があり、製品の結晶粒の方向性が揃っているほど磁束密度は高く、また鉄損特性も良好となる。一方、二次再結晶粒が大きくなると、磁束密度は高くなるが、鉄損特性は悪くなる場合がある。このような磁束密度が高く二次再結晶粒が大きな一方向性電磁鋼板に対しては、磁区幅を細分化する磁区制御によって鉄損特性を良好ならしめることができる。
【０００５】
一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工程において二次再結晶を生成させ、鋼板面に｛１１０｝面を、圧延方向に＜００１＞軸を有する、所謂Ｇｏｓｓ組織を発達させることによって製造される。良好な磁気特性をもつ一方向性電磁鋼板を得るためには、磁化容易軸である＜００１＞軸を圧延方向に高度に揃えることが必要である。
【０００６】
高い磁束密度を有する一方向性電磁鋼板の製造技術の代表的なものとして、田口らによって特公昭４０−１５６４４号公報に開示された技術、或は今中らによって特公昭５１−１３４６９号公報に開示された技術がある。前者においてはＡｌＮおよびＭｎＳを、後者においてＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｓｂを主なインヒビターとして機能させている。
【０００７】
現在の一方向性電磁鋼板の工業的製造プロセスにおいて、これらインヒビターとして機能する析出物の大きさ、形態および分散状態を適正に制御することが不可欠である。
【０００８】
ＭｎＳに関して言えば、熱間圧延に先立つスラブ加熱段階でＭｎＳを一旦完全に固溶させた後、熱間圧延段階で析出させる方法が採られている。二次再結晶においてインヒビターとして機能するに必要な量のＭｎＳを完全に固溶させるためには、実工業生産ではスラブを１４００℃程度の高温に加熱しなければならない。このスラブ加熱温度は、普通鋼スラブの加熱温度よりも１５０〜２００℃も高く、このことに起因して以下のような問題がある。
１）方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱炉（加熱設備）を余分に必要とする。
２）加熱炉のエネルギー原単位が高い。
３）スラブからの溶融スケール（鉱滓：ノロ）の量が増大し、ノロ掻きといった操業上困難な作業を余儀無くされる。
４）加熱炉の補修頻度が高くなり、このことに起因してメインテナンス・コストが上昇するのみならず、設備稼働率を低下させ設備生産性を低くする。
５）熱延鋼板端部の耳割れ（クラック）が生じて歩留が著しく低下する。
【０００９】
このような問題を解決するには、スラブ加熱温度を普通鋼並に低くすればよいのであるけれども、このことは、二次再結晶においてインヒビターとして機能するＭｎＳの量を少なくするか或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。従って、スラブ加熱温度を低くすることを実現するためには、ＭｎＳ以外の析出物によってインヒビターを強化し、仕上焼鈍時に正常粒成長の抑制を十分にする必要がある。このようなインヒビターとしては、硫化物のほか、窒化物、酸化物および粒界析出元素等が考えられ、次のようなものが知られている。
【００１０】
特公昭５４−２４６８５号公報には、Ａｓ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有させることによって、スラブ加熱温度を１０５０〜１３５０℃とすることが開示されている。また、特開昭５２−２４１１６号公報には、Ａｌのほか、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ等の窒化物生成元素をスラブに含有させることによって、スラブ加熱温度を１１００〜１２６０℃とすることが開示されている。さらに、特開昭５７−１５８３２２号公報には、Ｍｎ含有量を低くし、かつＭｎ／Ｓを２．５以下とすることによって、スラブ加熱温度を低くし、さらにＣｕの添加によって二次再結晶を安定化させることが開示されている。
【００１１】
一方、これらインヒビターの補強と組合せて金属組織の側から改良を加えた技術も開示された。即ち、特開昭５７−８９４３３号公報には、Ｍｎに加えＳ，Ｓｅ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｐｂ，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合せることによって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号公報には、Ｓ或はＳｅに加え、ＡｌおよびＢと窒素を主体としてインヒビターを構成し、冷間圧延後の一次再結晶焼鈍時にパルス焼鈍を材料に施すことによって二次再結晶を安定化させる技術が開示されている。このように、一方向性電磁鋼板の製造プロセスにおいて、スラブ加熱温度を低くすべく、これまでに多大の努力が払われてきた。しかしながらこれらの技術は実製造においては様々な課題を有するため、実用化されていない。
【００１２】
一方、超高温スラブ加熱を避ける手段として実用化されていると考えられる第一の技術として、特開昭６２−７０５２１号公報では、Ｓ＋０．４０５Ｓｅで０．０１０％以下、Ｍｎを｛０．０５＋７（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）｝以上０．８％以下とし、焼鈍分離剤中に窒素源を含有させる方法にて、１２００℃以下の低温スラブ加熱を可能にする技術がある。この技術によって、高温スラブ加熱時の結晶粒粗大化に起因する製品の線状二次再結晶不良の問題が解決された。しかし、窒化量の制御が極めて困難なので主に地鉄露出するグラス皮膜欠陥が生じる。これを解決するためにさらに、特開平２−７７５２５では１２００℃以下の加熱温度で加熱スラブを元にされたストリップを走行せしめる状態下で窒化処理を行うことが示されているが、窒素量が０．０１８％以上でないと安定的に良好な磁気特性が発現しない。このため上記にグラス皮膜欠陥を著しく低減することは不可能であった。さらにスラブ加熱温度が１２００℃以下と低いためＡｌＮとしてのＮの析出割合は５０％以上を超えるために一次再結晶粒径の焼鈍温度依存性が大きくなり後述の如く操業に安定性を欠き、さらに脱炭焼鈍温度変更に伴って雰囲気条件、窒化条件等の変更を要し、制御が極めて煩雑になり、また特にグラス皮膜欠陥率が高くなる。
【００１３】
これに対して第二の技術として、特開平６−３２２４４３号公報に記載の技術は、ＭｎＳの固溶温度より低く、Ｃｕ−Ｓの固溶温度より高い温度スラブ加熱するものであるが、熱延鋼帯段階でのＮのＡｌＮとしての割合が６０％以上であり窒化処理も無く生産が不安定で磁気特性の鋼帯内変動（所謂スキッドマーク）が生じるし、磁気特性も高磁束密度にはならない。
【００１４】
また第三の技術として、特開２０００−１９９０１５号公報、特開２００１−１５２２５０号公報には、一次再結晶において作用する一次インヒビターと、二次再結晶において作用する二次インヒビターとを使い分けることにより、熱延でのスラブの加熱温度を下げる方法が記載されている。しかし、窒化量がまだ含有Al当量に比べて多いため地鉄露出型グラス皮膜改善の余地があった。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、一次再結晶後に窒化することを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造に関して、その窒化量を極力減じることにより、生産の安定性を確保することを目的とする。
【００１６】
従来の窒化処理を伴う低温スラブ加熱による製造方法では、フォルステライトを主成分とするグラス皮膜に欠陥が生じやすい。このグラス皮膜の欠陥は、二次再結晶の主なインヒビターとなるＡｌＮ中のＮが仕上げ焼鈍の後半における純化にて除去されるときにグラス皮膜を透過し、その量が０．０２％と多いとグラス皮膜が破壊もしくは損傷されて地鉄が露出するものである。これは、板厚中心部からの二次再結晶開始を抑制し最終的には板厚表層部分からの二次再結晶核生成を目指すため、窒化処理により導入した窒素を鋼板中心層まで十分拡散させる必要があることを意味するものである。
【００１７】
このように二次再結晶を安定的に起こさせ、良好なＧＯＳＳ方位集積度を得るためには、窒化後窒素量が実際には約０．０２０％を超える必要がある。このため、該当欠陥部は所謂絶縁性が保たれず、最後に絶縁皮膜を塗布するにもかかわらず層間抵抗が小さくなり、十分な特性を得られない可能性を内在している。このためこの種のグラス欠陥を生じた部分は除去されねばならず、歩留まり低下の主原因となっている。
【００１８】
以上の理由により、地鉄が露出するグラス皮膜欠陥を無くすために窒化後の窒素含有量を極力減ずる事が必要となっている。第３の技術では、スラブ加熱時にインヒビターを固溶させるのでインヒビター強度は強くなるものの、やはりＡｌ当量より多く窒化させることが必要で、グラス欠陥の撲滅には至らなかった。
【００１９】
これらの技術に対し、一方向性電磁鋼板の製造に関して発明者らは鋭意検討したところ、次のような考え方に到達した。
【００２０】
一方向性電磁鋼板で先鋭化ＧＯＳＳ方位二次再結晶粒を得るためには、二次再結晶の３基本要素であるｉ）集合組織、ii）組織（一次再結晶粒径）、iii）インヒビター強度、の最適化が重要であると言われ、第１の技術では独立に３要素が制御でき生産が安定化できるとされていた。しかし、本発明者らは次のように考えた。
【００２１】
ｉ）の集合組織は主に冷間圧延前（集合）組織、冷間圧延条件（冷間圧延率）、一次再結晶焼鈍の昇温速度に大きく依存し、用いるインヒビター種類とは強い関係があり、インヒビターの種類が決まるとほぼ必要な集合組織は規定される。これはiii）のインヒビターとは従属関係であるがほぼii）と独立に制御できると考える。
【００２２】
ii）の組織はインヒビター特に一次インヒビターにも依存（一次インヒビターは成分、熱間圧延条件、鋼帯焼鈍条件等に依存）するので、iii）とは独立には制御できない。
【００２３】
iii）のインヒビターには、一次再結晶粒径を規定する一次インヒビターと、二次再結晶を可能ならしめる二次インヒビターがある。この２つのインヒビター機能を完全固溶型では微細なインヒビターで持たせ、完全析出型では熱間圧延で造りこまれた粗大なものと後工程での窒化できるものとで分担させている。しかし、この場合一次インヒビター強度が弱いため、ii）の組織（一次再結晶粒径）の脱炭焼鈍温度の依存性が大きく、磁気特性が変動しやすい。
【００２４】
さらに、インヒビターに関しては工業生産では二次再結晶を良好ならしめる強度（耐熱性）ばかりではなく、鋼帯内位置での均一性も非常に重要である。大量生産されている方法には熱間圧延再加熱時での完全固溶型と完全析出型があり、Ａｌを含有する場合、完全固溶型ではii）の一次再結晶粒径が小さいため二次再結晶開始温度が比較的低く、インヒビター強度を強めすぎるとＧＯＳＳ方位が先鋭にならないため、後工程での窒化はむしろ好ましくない。
【００２５】
一方、完全析出型では一次再結晶粒径が大きくなるため二次再結晶開始温度が上昇するので、二次再結晶が開始するまでにインヒビター強度を確保する必要があり後工程での多量窒化が必要になる。
【００２６】
このように、ii）とiii）は独立には制御できず、それぞれのインヒビター系（完全固溶型、完全析出型）で一義的に決まり、表裏の関係であると考えている。
【００２７】
本発明は、第３の技術で示した、完全固溶型と完全析出型の混合的製造方法である。即ち、スラブ加熱温度を超高温度を回避するために完全固溶型ではあるが、一次インヒビター元素を少なくし、二次再結晶に必要なインヒビター強度は窒化で確保する考え方である。当然、この方法ではある程度の窒化が必要であり、これまでは皮膜欠陥率は十分に低減されなかった。そこで本発明者らは鋭意検討したところ、一次インヒビターを制御して二次インヒビターとしても機能せしめることにより、完全固溶型で窒化量を少なくできることを見出した。これら製造方法をインヒビターにより分類した概要を表１に示す。
【００２８】
【表１】
0004203238.tif 000002
【００２９】
【課題を解決するための手段】
本発明は上記課題を解決するためになされたもので、その要旨とするところは次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１７〜０．０４０％、Ｎ：０．００３０〜０．００７０％、０．００３％≦（Ｓ＋０．４０５Ｓｅ）≦０．０１８％、Ｍｎ：０．０２〜０．１５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１２００℃以上１３５０℃未満の温度に加熱し、熱間圧延し、次いで、熱延板焼鈍を施しもしくは省略し、一回もしくは中間焼鈍を狭む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚とした後、脱炭・一次再結晶焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延後の鋼帯におけるＡｌＮとしてのＮの析出割合が５０％以下、最終冷間圧延における圧下率を８０％以上９６％以下とし、脱炭・一次再結晶焼鈍後二次再結晶焼鈍までの間に鋼板の全窒素量を（１）式を満たすように窒化処理することを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
【００３０】
０．０１７≦〔Ｓ−Ａｌ〕≦０．０４０ において
０．２５×〔Ｓ−Ａｌ〕−０．００１≦〔ｔＮ〕≦０．２５×〔Ｓ−Ａｌ〕
＋０．００９０ ・・・・・（１）
ただし、
〔Ｓ−Ａｌ〕：酸可溶性Ａｌ（質量％）
〔ｔＮ〕：窒化後窒素含有量（質量％）
（２）前記スラブの成分として、更に、質量％で、Ｓｎ、Ｓｂの１種または２種を、０．０２％≦Ｓｎ＋０．３Ｓｂ≦０．２０％含有することを特徴とする（１）記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（３）前記スラブの成分として、更に、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒのいずれかを０．０３〜０．３％含むことを特徴とする（１）または（２）に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（４）前記スラブの成分として、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．３０％を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（５）前記スラブの成分として、更に、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００６０％を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（６）前記脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径を７μｍ以上１５μｍ未満とすることを特徴とする（１）〜（５）のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（７）前記スラブの成分として、更に、質量％で、Ｐを０．０２〜０．３０％含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（８）前記スラブの成分として、更に、質量％で、Ｍｏ、Ｃｄの少なくとも１種を０．００５〜０．３質量％含有することを特徴とする（１）〜（７）のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（９）前記熱延板焼鈍もしくは最終の冷間圧延前の中間焼鈍にて、その焼鈍温度を９５０〜１１５０℃、焼鈍時間を３０秒以上６００秒以下とすることを特徴とする（１）〜（８）のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（１０）前記冷間圧延における最終冷間圧延の少なくとも１パスにおいて、鋼板を１００〜３００℃の温度範囲に１分以上保つことを特徴とする（１）〜（９）のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（１１）前記窒化処理が、走行するストリップ状態でアンモニアガスを用いて行うことを特徴とする（１）〜（１０）のいずれかの項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【００３１】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、Ａｌを含有する磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造に関し、熱延でのスラブ加熱温度を従来の１３５０℃を超える超高温度から脱却する方法を鋭意検討した。
【００３２】
一方向性電磁鋼板の二次再結晶は箱型の高温焼鈍で起こるが、この時、二次再結晶となるＧＯＳＳ核とそのΣ９対応方位は鋼板板厚の表層近傍で強く、そこから先鋭なＧＯＳＳ核が発現することはよく知られている（Munetsugu MATSUO, ”Texture Control in the Production of Grain Oriented Silicon Steels :ISIJ” International ,Vol.29(1989),No.10, pp.809-827）。逆に中心層から二次再結晶核を発現させたら中心層の集合組織（特に｛１１０｝＜２２７＞近傍）が二次再結晶して磁気特性の劣化が起こる。このため、表層近傍位置での二次再結晶核生成のためには二次再結晶焼鈍時には表層部のインヒビター強度（所謂Ｚｅｎｅｒ  Ｆａｃｔｏｒ）が中心層より弱いことが必要である。
【００３３】
結果としてこれを実現するために、従来より色々な技術が提案されてきた。例えば、特公昭４０−１５６４４号公報を初めとする超高温度スラブ加熱技術（完全固溶法と呼ぶ）は、インヒビター元素は異なっているもののこの思想に基づいている。これらの技術では熱延での超高温度スラブ加熱でのインヒビター元素をほぼ完全に固溶させるために、二次再結晶焼鈍前での鋼板板厚方向でのインヒビター元素の分布状態は均一であり、このため二次再結晶焼鈍時には表層からの脱インヒビターが徐々に起こるので集合組織的に適切位置（表層近傍）で、二次再結晶が開始して徐々に中心層へと拡大（粒成長）するため、先鋭なＧＯＳＳ方位二次再結晶粒が得られる。
【００３４】
また、特開平２−７７５２５号公報等の技術（完全析出法と呼ぶ）では、脱炭焼鈍後と二次再結晶開始までに窒化してインヒビター強度を確保するものであり、窒化直後では窒素（インヒビター元素）は表層に多く濃化しているので、その時点で二次再結晶が開始すると鋼板板厚中心層で二次再結晶が開始して、先鋭なＧＯＳＳ方位でなく｛１１０｝＜２２７＞近傍の所謂“首振りＧＯＳＳ”となりやすい。これを回避するためにはインヒビター元素の厚み方向均一化を一度経てから、表層からのインヒビター強度を弱めて二次再結晶を起こさせるよう、二次再結晶開始温度を高くする必要が生じる。このために一次再結晶粒径を完全固溶法の場合より大きくして、粒界移動の駆動力を低減させるようにしており、このような一次再結晶粒径を活かして良好なＧＯＳＳ二次再結晶粒を発現させるため、インヒビター源である窒素量はかなり多くする必要が生じ、結果として純化時に多くの窒素がグラス皮膜を透過するので、地鉄露出の欠陥が生じ易くなるのである。
【００３５】
本発明では、窒化はするものの固溶しているインヒビター元素の量を従来の完全固溶の場合より少なくするため、一次再結晶粒径はやや大きくなり、中心層での二次再結晶開始温度は上昇する。そのため窒化により導入された表層の窒素は二次再結晶開始前に中心層までに拡散して均一化される。しかし、本発明の目的のとして窒化量を完全析出法の場合より少なくするため、二次再結晶を表層近傍から発現させ先鋭なＧＯＳＳ方位粒を得るにはインヒビター強度がやや弱すぎ、表層近傍からのＧＯＳＳ方位粒の選択成長が十分確保されない場合がある。
【００３６】
これを解決するため、本発明ではさらに、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｎｉ，Ｃｒの粒界偏析元素を添加する。Ｓｎ，Ｓｂ，Ｎｉ，Ｃｒを鋼中へ含有すると、表層の酸化が起こりにくくなり、また窒化も困難になる。即ち窒素の透過性が減じるのである。この原理を用いると鋼板板厚方向で窒素の分布が長時間（広範囲温度）でより均一で高く保たれ、板厚方向でのＧＯＳＳ粒成長の優先性が確保される。この原理では、何もＳｎ，Ｓｂ，Ｎｉ，Ｃｒの添加のみでなく、グラス皮膜を早期に強固に（緻密なフォルステライト皮膜）を形成せしめると同じ効果があることを見出した。
【００３７】
ところでＳｎ，Ｓｂ、Ｎｉ，Ｃｒを添加すると一次再結晶集合組織においてＧＯＳＳ方位が富化されることは周知であり、本発明では集合組織的にも良好なＧＯＳＳ方位粒を得るためには効果的である。
【００３８】
更に、本発明の特徴として溶鋼段階で含有せしめられたインヒビター元素は、原則としてスラブ加熱時に固溶させることが必要である。通常のスラブ加熱では加熱炉内でスキッドで支えられるのであるが、スキッドに接するスラブ位置は必然的に温度が下がり、スキッド上とスキッド間ではインヒビター元素の固溶差が生じて磁気特性が変動する所謂スキッドマークが発生し製品とはならない。このため、最低限スキッドの厚み方向の上半分以上部分ではスキッド上・スキッド間では固溶差を無くして、インヒビター強度を同じにしてスキッドマークを起こさせないことが必要である。
【００３９】
このため、インヒビター成分元素は後に述べる範囲とする必要があり、基本的にはインヒビター元素は固溶させる。勿論、何らかの方法でスラブ内でのインヒビター元素の固溶差を無くせば特にも問題は生じない。例えば、スキッドを用いない支え方法として誘導加熱等が考えられる。更に薄スラブ連続鋳造法や急速冷却方法など、熱延鋼帯内の温度履歴が均一となる方法で熱延鋼帯を得る方法がある。この場合は特開２００１−１９９０１５号公報に含まれる。さらに、この場合のインヒビター元素が完全に固溶しない時（ＡｌＮが５０％以上析出する場合）は、一次再結晶粒径が大きくなるので二次再結晶開始温度が高くなり、特に板厚中心層の二次再結晶インヒビター強度を補強するために二次再結晶焼鈍開始前の窒素量を本発明より多くする必要がある。
【００４０】
本発明ではインヒビター元素をスラブ加熱時に固溶させ、熱延後最終冷間圧延前の連続焼鈍で析出処理を行っているため、一次再結晶粒径に影響する一次インヒビター強度がある程度強いため、特開平２−７７５２５号公報等に記載の方法とは異なり一次再結晶焼鈍温度を変化させずにすむため、グラス皮膜の原料となる脱炭焼鈍後の酸化層が極めて一定となり、グラス皮膜欠陥が発生し難いという極めて大きな利点がある。
【００４１】
次に本発明における成分組成を説明する。なお、以下に説明する成分組織の含有量は質量％である。
【００４２】
Ｃは、０．０３０％より少ないと一次再結晶集合組織が適切でなくなり、０．１０％を超えると脱炭が困難になり工業生産に適していない。
【００４３】
Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損の低減に寄与する。Ｓｉは、２．５％より少ないと良好な鉄損が得られず、４．０％を超えると冷延が極めて困難となり工業生産に適していない。
【００４４】
ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成する。最終冷間圧延前の連続焼鈍でＡｌＮの形態制御を行い一次インヒビターを作りこむ。さらに、一次再結晶焼鈍から二次再結晶開始までの間のに導入された窒化により主にＡｌＮを形成して二次インヒビターとなる。このＡｌＮは、窒化前に形成されるものと窒化後高温焼鈍時に形成されるものがあり、この両方のＡｌＮ量確保のために酸可溶性Ａｌとして０．０１７〜０．０４０％は必要である。この範囲を外れると、少ない場合は、二次インヒビターとしての働きが不充分な為、良好なＧｏｓｓ方位を持った二次再結晶粒を安定的に得られない。一方多い場合には、後工程の必要窒化量が増大し、グラス皮膜に甚大なダメージを与え、また完全固溶させるためにスラブ加熱温度を１３５０℃を超える高温にする必要が生じる。
【００４５】
Ｎは、０．００７０％を越えると、熱延時不均一析出の原因となり得るので、上限を０．００７０％とした。より好ましくは、０．００６０％以下である。
【００４６】
ＳおよびＳｅはＭｎ，Ｃｕと結合して、主に一次インヒビターとして作用する。Ｓｅｑ＝Ｓ＋０．４０５×Ｓｅが０．０１８％を超えると、完全固溶させるためにスラブ加熱温度を１３５０℃を超える高温にする必要が生じる。また、０．００３％未満とすると、一次インヒビターとしての効果が弱くなるので、０．００３％以上とする必要がある。
【００４７】
Ｍｎは、０．０２％より少ない熱延鋼帯では割れが発生しやすく、歩留まりが低下する。一方０．１５％を超えるとＭｎＳ，ＭｎＳｅが多くなりすぎるため、固溶の程度が場所により不均一を生じ、実工業生産では安定的生産が困難になるので、上限を０．１５％とした。
【００４８】
Ｃｕは、スラブを１２００℃以上で加熱する本発明の条件で熱延すると、ＳやＳｅとともに微細な析出物を形成し、一次インヒビター効果を発揮する。また、この析出物はＡｌＮの分散をより均一にする析出核ともなり二次インヒビターの役割も演じ、この効果が二次再結晶を良好ならしめる。０．０１％より少ないと上記効果が減じ安定生産が難しくなり、０．３０％を超えると上記効果が飽和するとともに、熱延時に「カッパーヘゲ」なる表面疵の原因になる。
【００４９】
Ｓｎ，Ｓｂに関しては、粒界偏析型固溶元素でありそれ自体が粒界の移動を妨げるインヒビター効果がある。本技術の場合はこの効果に加え、表面に濃縮しバリアーとなるため二次再結晶時の雰囲気のアタックを減じ、インヒビターの分解を遅らせる働きがある。Ｓｎ＋０．３Ｓｂで０．０２％未満であると効果が少なく窒化量を多くする必要が生じて窒素放出時に生じるグラス皮膜欠陥が増大する。また０．１５％を超えると脱炭が極めて困難になる。さらにこの程度のＳｂ、Ｓｎの含有により一次再結晶集合組織のＧＯＳＳ方位（｛１１０｝＜００１＞）が増し、かつＧＯＳＳのΣ９方位も増すので、極めて都合が良く二次再結晶が安定で二次再結晶粒径が小さくＧＯＳＳ方位が先鋭になる。
【００５０】
Ｂは、０．０００５％より少ない場合、ＢＮとしてのインヒビター効果が発揮されず、０．００６０％を越えると、前述の窒化によってインヒビターを形成させる際の必要増窒化量が大きくなり過ぎることに起因して、地鉄が露出した一次皮膜欠陥が多発する。
【００５１】
Ｎｉ、Ｃｒに関しては０．０１％以下では効果がなく０．３％を超えると脱炭焼鈍後の酸化層の構成が著しく変化してグラス皮膜が形成されなくなる。
【００５２】
次に本発明の製造方法について説明する。
【００５３】
本発明が対象とする一方向性電磁鋼板は、従来用いられている製鋼法によって得られる溶鋼を、連続鋳造して直接にスラブとするか、或は溶鋼を鋳型に注入し、凝固させて鋼塊とし、これを分塊圧延してスラブとし、次いで熱間圧延して熱延板とした後、必要に応じて焼鈍を施し、次いで８０％超の圧下率を適用する１回の冷間圧延工程或は８０％超の圧下率を適用する最終冷間圧延工程を含む中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とした後、脱炭焼鈍、一次再結晶焼鈍、窒化、焼鈍分離剤の塗布、最終仕上焼鈍を施す一連のプロセスによって製造される。
【００５４】
本発明の方法では、第一に、公知の連続鋳造法により初期の厚みが１５０ｍｍから３５０ｍｍの範囲、好ましくは１８０ｍｍから３００ｍｍの範囲のスラブを製造する。この代わりに、スラブは初期の厚みが約３０ｍｍから７０ｍｍの範囲のいわゆる薄いスラブであってもよく、この場合は、熱延鋼帯を製造する際、中間厚みに粗加工をする必要がないとの利点がある。また鋼帯鋳造により製造した、一層薄い初期厚みのスラブ又は鋼帯を用いて、本発明方法により一方向性電磁鋼板を製造することも可能である。この場合は，インヒビター物質を均一に分布させることが重要である．この方法としては、完全に固溶した状態で仕上げ熱延を開始することでも良いし、ある程度析出させても良い（５０％以下）。この析出させるときは巻き取られた熱延鋼帯の温度履歴が鋼帯内で変動を極力少なくするため機仕上げ熱間圧延機前に保熱炉（保定炉）等の加熱装置を適用しても良い。
【００５５】
本発明ではスラブ加熱温度を１２００℃以上１３５０℃未満としているが、スラブ加熱加熱の下限としてはさらに成分から求められる次のＴ１〜Ｔ６の全てより高い温度とすることが望ましい。
【００５６】
Ｔ１＝１００６２／（２．７２−ｌｏｇ（［Ｓ−Ａｌ］＊［Ｎ］））−２７３
Ｔ２＝１４８５５／（６．８２−ｌｏｇ（［Ｍｎ］＊［Ｓ］））−２７３、
Ｔ３＝１０７３３／（４．０８−ｌｏｇ（［Ｍｎ］＊［Ｓｅ］））−２７３、
Ｔ４＝４３０９１／（２５．０９−ｌｏｇ（［Ｃｕ］＊［Ｃｕ］＊［Ｓ］））−２７３、
Ｔ５＝１３６８０／（４．６３−ｌｏｇ（［Ｂ］＊［Ｎ］））−２７３、
Ｔ６＝６５８７／（１．１１７−ｌｏｇ（［Ｃｕ］＊［Ｃｕ］＊［Ｓｅ］）−２７３
しかしながら、上記式は単独の成分系での結果であり、ＣｕおよびＭｎはそれぞれＳおよびＳｅと化合物を形成するため、鋼帯全体にわたる均一な析出分散の状態は複雑であり、また溶体化時間（偏析部の拡散）を考慮すべきであるので、実際のスラブ加熱温度はこれらを元に試行錯誤で決定されるべきである。
【００５７】
熱延に先立つスラブ加熱温度の条件は本発明の重要な点である。スラブ加熱温度が上記式をベースとした温度より低いと部分的に析出し鋼帯全体での均一なインヒビター析出を得られない。このため、一次再結晶焼鈍後の一次再結晶粒径にムラ（不均一：所謂スキッドマーク）が生じて二次再結晶が均一に発現せず鋼帯全体で方向性電磁鋼板の製品とはならない。
【００５８】
更に、スラブ加熱温度は、インヒビター能力を有する物質の完全溶体化温度よりも高くすることによって、スラブ部位毎での一次インヒビター強度差を極端に小さくすることができる。また、スラブ加熱温度をインヒビター完全溶体化温度直上に設定した場合、インヒビター溶体化のため、加熱温度に保定する必要時間が長くなるので、生産性の観点より、２０℃程度以上は高く設定することが好ましい。但し、１３５０℃を超える超高温で加熱することは前述の如く工業生産において非常な困難を伴うので避けるべきである。実生産の上では、熱延が容易で熱延鋼帯の形状（クラウン）が優れ、スラブ表層部の“ノロ”化発生について実害の伴わない１２５０〜１３３０℃が好ましい。
【００５９】
スラブ加熱の方法としては、通常のガス加熱方法に加え、誘導加熱、直接通電加熱を用いることは、均一に焼鈍する点で望ましく、これらの特別な加熱方法において形状を確保するため、分塊圧延を鋳込みスラブに施しても何ら問題ない。また、加熱温度が高い１３００℃以上になる場合は、この分塊圧延により集合組織の改善を施しＣ量を減じてもよい。これらは従来の公知技術の範囲である。
【００６０】
熱間圧延後の鋼帯におけるＡｌＮとしてのＮの析出割合を規定したのは、この熱延直後の固溶ＡｌＮは熱延板焼鈍もしくは最終冷間圧延前の熱処理にて微細に均一に析出させるためである。微細な析出物は脱炭焼鈍による一次再結晶粒径を小さくし、更に焼鈍温度依存性を実質的に減らす一次インヒビター効果を有する。また、この微細なインヒビターは二次再結晶でのインヒビターとしても働くのであるが、微細出るため二次再結晶温度が低くなりさらにＧＯＳＳ方位粒の方位選択性を助長する。ＡｌＮとしてのＮの析出割合が５０％を超えると以上の効果が減じる。望ましくは２０％以下である。
【００６１】
この方法の考え方としては，先ずスラブ加熱時に殆ど固溶させて急速に熱間圧延を完了し低温度で巻き取ることである。具体的には、ＡｌＮの析出ノーズをあまり横切らない速度で熱間圧延を完了することは周知であり、例えば特開平０６−２７８５４７号公報に開示されている。
【００６２】
脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径は、例えば特開平７−２５２５３２号公報では一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍとし、また特公平８−３２９２９号公報では１５〜５０μｍとしているが、本発明では、一次再結晶粒の平均粒径を７μｍ以上１５μｍ未満と小さくすることで、磁気特性（特に鉄損）を更に良好ならしめることができる。即ち、一次再結晶粒径が小さいことは、単位体積内に存在する一次再結晶粒数が増えることを意味し、また一次再結晶粒径が小さい場合、粒成長の観点から、一次再結晶の段階で二次再結晶の核となるＧｏｓｓ方位粒の体積分率が多くなる（Materials Science Forum Vol.204-206, Part2: pp:631)。この結果としてＧｏｓｓ方位粒の絶対数は、例えば一次再結晶粒の平均粒径が１８〜３５μｍの場合と比べると、５倍程度も多くなるので、二次再結晶粒径も相対的に小さくなり、この結果著しい鉄損の向上をもたらす。
【００６３】
また、一次再結晶粒の平均粒径が小さいと、二次再結晶の駆動力が大きくなり、特開平２−７７５２５号公報の技術の場合より仕上げ焼鈍昇温段階の早い時期に（より低温で）ＧＯＳＳ粒二次再結晶を鋼板表層位置で発現させることができる。最終仕上げ焼鈍をコイル状で行っている現状では、高温のときほどコイル内位置による温度差（温度履歴差）が広がるので、上述の二次再結晶温度の低温化によって、時間はずれるにしてもコイル各点での温度履歴が同じ（コイル各点での昇温速度が一定な）となる温度領域で二次再結晶させることが出来、コイル部位の不均一性が著しく減少して磁気特性が極めて安定する。但し、一次再結晶粒の平均粒径が７μｍ未満になった場合、その大きすぎる粒成長駆動力のため、二次再結晶温度が低くなりすぎるため、二次再結晶粒方位のＧｏｓｓ方位からの分散が大きくなり、磁束密度の低下をまねくので好ましくない。
【００６４】
脱炭焼鈍後二次再結晶開始前に鋼板に窒化処理を施すことは本発明では必須である。その方法は、仕上げ焼鈍時の焼鈍分離剤に窒化物（ＣｒＮ，ＭｎＮ等）を混合させる方法や、脱炭焼鈍後にストリップを走行させた状態下でアンモニアを含んだ雰囲気で窒化させる方法がある。どちらの方法を採用しても良いが、後者の方が工業的に安定している。
【００６５】
窒化後窒素含有量は、下記（１）式の関係を満たすようにすることが、二次歳結晶の安定化とグラス皮膜不良防止の点から必要である。
【００６６】
０．０１７≦〔Ｓ−Ａｌ〕≦０．０４０  において
０．２５×〔Ｓ−Ａｌ〕−０．００１≦〔ｔＮ〕≦０．２５×〔Ｓ−Ａｌ〕＋０．００９０  ・・・・・（１）
ただし、
〔Ｓ−Ａｌ〕：酸可溶性Ａｌ（質量％）
〔ｔＮ〕：窒化後窒素含有量（質量％）
熱延板焼鈍もしくは最終冷間圧延前に行われる焼鈍は、主に熱延時に生じた鋼帯内の組織・インヒビター分散の不均一性を除去するために行われる。熱延鋼帯での焼鈍でも良いし、最終冷間圧延前の焼鈍でも良い。即ち、最終冷間圧延前に熱延時履歴差による不均一性を更に均一化するために１回以上の連続焼鈍を行うことが望ましい。
【００６７】
この焼鈍条件としては、完全固溶法でも用いられている特開昭５７−１２０６１８号公報、特開昭５７−１９８２１４号公報、特開昭６０−２１８４２６号公報、特開昭６０−１７７１３１号公報等に記載の技術を用いてよい。この場合温度をインヒビター元素成分で変化させると通常の工業生産では一次インヒビター強度が成分変動に対してほとんど同じとなり一次再結晶粒径はほとんど変わらないため二次インヒビター強度（窒化量）の一定に出来て生産が極めて安定化する。
【００６８】
冷間圧延における最終冷延率が８０％未満であると一次再結晶集合組織中のＧｏｓｓ方位粒の方位集積度が得難いため高磁束密度が確保し難く、９５％を超えると一次再結晶集合組織中Ｇｏｓｓ方位粒数が極端に少なくなるため二次再結晶が不安定になる。
【００６９】
二次再結晶焼鈍は１１００℃以上で１０時間以上の水素雰囲気中での純化を行う。またこの温度に達するまでの昇温速度は５〜３０℃／ｈとする。二次再結晶焼鈍昇温時の雰囲気ガス中に窒素を含むことは必須である。窒素が存在しないと良好な二次再結晶が得られない。良好な磁気特性を安定的に得るためには１５％以上が望ましい。
【００７０】
その他一方向性電磁鋼板の製造で用いられる周知の技術を用いてよい。例えば最終冷間圧延時の温度を、少なくとも１パスを１００〜３００℃の温度範囲に１分以上保つ技術を用いると一次再結晶集合組織が改善され磁気特性が極めて良好になる。
【００７１】
グラス皮膜の性状についてはフォルステライトを主成分とするグラス皮膜の粒径は５μｍより小さくＭｇ２ＳｉＯ４として２〜３．５ｇ／ｍ２で厚みを４μｍ以下とするとＳｂ，Ｓｎ等偏析元素添加とほぼ同じ効果が得られる。厚みを4μm以下としたのはグラス皮膜の密度を規定し、密度が大きいほど良好であるためである。密度が大きいと脱インヒビター性が阻害されてインヒビター強度が保たれる。
【００７２】
【実施例】
（実施例１）
素材として、質量％で、Ｃ＝０．０６０〜０．０７０％，Ｓｉ＝３．１３〜３．２７％，Ｍｎ＝０．０４５％，Ｓ＝０．０１０〜０．０１５％，Ｎ＝０．００３５〜０．００５５％，Ｓ−Ａｌを０．０１５％，０．０１７％，０．０２１％，０．０２５％，０．０２９％，０．０３３％，０．０３７％，０．０４０％、Ｓｎ＝０．０８〜０．１０％，Ｃｕ＝０．０６〜０．１１％、残部不可避的不純物とＦｅよりなるスラブを１３１０℃で１８０〜２３０分間加熱抽出し、その後直ちに出来るだけ高い温度で高速熱延完了して、仕上げスタンド後にＡｌＮインヒビター元素を出来るだけ析出させないため急速に冷却して、５２３℃〜５７９℃で巻き取った。熱延鋼帯の厚みは２．４ｍｍとした。
【００７３】
この熱延鋼帯をその後、１１２０℃×２分→９５０℃×１０秒→８０℃湯冷の熱延板焼鈍を施した。続いて酸洗してレバース圧延機で冷間圧延を施し０．２８５ｍｍとした。この時５パスで冷間圧延をしたが途中２パスは２００℃〜２３０℃で圧延し、一方から他方のリールに鋼帯全体が移動する間の２〜５分間のパス間時効を施した。
【００７４】
その後表面を洗浄して脱炭焼鈍８５０℃×１５０秒  Ｈ２＝７５％，Ｎ２＝２５％のＤＰ（露点）＝６９℃の湿雰囲気中で脱炭焼鈍一次再結晶焼鈍を行った。その後走行するストリップ状態で７５０℃でアンモニアとＮの混合ガス中で窒化した。その後、ＭｇＯを主とする焼鈍分離剤を塗布した。その後Ｎ２＝２５％，Ｈ２＝７５％で１２００℃まで１５℃／ｈで昇温してその後３０時間のＨ２＝１００％の純化処理を有する二次再結晶焼鈍をした。二次再結晶焼鈍後通常用いられる張力付与絶縁皮膜塗布と平坦化処理をして磁気特性を評価した。
【００７５】
図１に溶鋼でのＳ−Ａｌを横軸に、窒化処理後の全窒素含有率を縦軸にとり、これらと磁束密度（Ｂ８）の関係を示す。また図２に窒化処理後の全窒素量と二次再結晶後の地鉄露出型グラス欠陥の面積率の関係を示す。ここでは欠陥率３％以下を良好とした。
【００７６】
本発明の範囲では磁気特性が良好でかつ地鉄露出型グラス皮膜欠陥の面積率が良好であった。
（実施例２）
通常の方法で表２に示す成分を含有する鋼を溶製後、スラブに鋳造し、表３に示す温度でスラブを再加熱して熱延し、インヒビター元素を出来るだけ析出させないために急速に冷却して５２０〜５８０℃で巻き取り熱延鋼帯を得た。その後１１２０℃×２分→９５０℃×１０秒→８０℃湯冷の熱延板焼鈍を施し、酸洗し、その後、２００〜２５０℃で２回の温間のパスを含む冷間圧延により、表３に示す最終厚みまで冷間圧延した。その後脱炭焼鈍を、Ｈ２％＝７５％，Ｎ２％＝２５％、露点７０℃で、板厚０．２２ｍｍは８５０℃×９０秒、０．２７ｍｍは８５０℃×１３０秒、０．３０ｍｍは８５０℃×１５０秒の条件でそれぞれ行い、引き続き、７５０℃のＤｒｙアンモニア雰囲気中で窒化処理を行い、表３に示す窒化後窒素量とした。その後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｈ２％＝７５％，Ｎ２％＝２５％の雰囲気で１５℃／時間で１２００℃まで昇温し、引き続き純水素雰囲気で１２００℃×３０時間からなる仕上げ焼鈍を行った。その後、通常用いられる張力付与絶縁皮膜塗布と平坦化処理を行い、得られた製品の皮膜欠陥率と磁気特性を評価した。その結果を表３に示す。ここでは皮膜欠陥面積率が５％を超える場合を不良とした。
【００７７】
本発明の範囲では磁気特性が良好でかつ地鉄露出型グラス皮膜欠陥の面積率が良好であった。
【００７８】
【表２】
0004203238.tif 000003
【００７９】
【表３】
0004203238.tif 000004
【００８０】
（実施例３）
表２の１、７の成分の鋼を実施例２と同様の条件で冷間圧延まで行い、その後脱炭焼鈍において、１）露点を６０℃〜７４℃に、又、２）脱炭焼鈍後から窒化処理までの雰囲気露点を−２０℃〜５０℃に、それぞれ種々変化させて、窒化処理後の酸素量と酸化層を変化させた。これにより製品のフォルステライトを主成分とするグラス皮膜の厚みと量を変化させることが可能となる。その後は実施例２と同様の処理により、窒化後窒素量を８０〜１１０ｐｐｍとし、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布して、仕上げ焼鈍、皮膜塗布と平坦化処理を行った。得られた製品のフォルステライト厚みと量に対する磁気特性（Ｂ８：磁束密度（Ｔ））を図３に示す。
【００８１】
この場合は窒化後窒素を比較的少なくしたため、地鉄露出型のグラス皮膜欠陥は殆ど無いが、仕上げ焼鈍前に酸化量が少ない場合はグラス皮膜形成が十分には出来ないため、インヒビターの強度確保が困難となり二次再結晶が不良になる。但しこの場合は、窒化量を増やすことで二次再結晶は良好になる。
【００８２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明においては、従来の一方向性電磁鋼板の熱延加熱時の超高温度を脱却すると共に低温加熱の弊害を取り除いて磁気特性とグラス皮膜欠陥率の優れる一方向性電磁鋼板が製造可能になった。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶鋼でのＳ−Ａｌを横軸に脱炭焼鈍後の窒化後の窒素含有率を縦軸にとり、これらと磁束密度（Ｂ８）の関係を示す図。
【図２】窒化処理後の全窒素量と二次再結晶後の地鉄露出型グラス欠陥の面積率の関係を示す図。（ここでは欠陥率３％以下を良好とした。）
【図３】フォルステライト換算のグラス皮膜特性と磁気特性（Ｂ８Ｔ）の関係を示す図。
【図１】
0004203238.tif 000005
【図２】
0004203238.tif 000006
【図３】
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