JPH04202644A - 電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

【産業上の利用分野］ 本発明は、例えばモーターやトランス等の鉄心材料とし
て用いられる！磁鋼板およびその製造方法に関する。さ
らに詳しくは、本発明は、板面垂直方向に＜１００＞軸
が高度に集積し、透磁率が極めて高い電磁鋼板およびそ
の製造方法に関する。 【従来の技術】 近年、ｔＭｉ鋼板が使用される機器の電力損失の低減お
よび小型化を図るため、前記電磁鋼板に対しては、低鉄
損・高磁束密度化という磁気特性の改善が強く求められ
ている。特に、直流で用いられる機器に使用される電磁
鋼板の場合には、高い透磁率を具備することが要求され
る。具体的には、最大透磁率μＩＩａｘが３０，０００
　（Ｇａｕｓｓｌｏｅ）以上であることが要求される。 鋼板の透磁率を高めることができる技術としては、−船
釣には、鋼板中に含有される不純物の量を低減すること
、あるいは鋼板の結晶粒径をある程度大きくすること等
が知られているが、この透磁率を飛躍的に向上させるた
めには、磁化容易軸である＜１００＞軸を磁化の方向に
揃えることが最も有効である。 このように、板面垂直方向に＜１００＞軸を揃えること
により鋼板の透磁率を飛躍的に高める技術として、本出
願人は、先に特開平１−１０８３４５号公報により、 ■ＣおよびＮを含有する冷延鋼板に、８００°Ｃ以上の
高温かつ弱脱炭性雰囲気で焼鈍を行うと、表層部は脱炭
によりＴ相あるいは（α＋γ）２相からα相へ変態する
が、この際に板面に垂直な方向に＜１００＞軸が強く配
向すること、および■この結晶を強脱炭すれば板厚中心
に向かってこの方位が成長すること という新規知見に基づいた、電磁鋼板およびその製造方
法を提案した。

【発明が解決しようとする課題】

特開平１−１０８３４５号公報により提案した技術では
、得られる鋼板の平均結晶粒径が１ｍｍ１ｍ１以下と小
さいために、この提案により得られる電磁鋼板の透磁率
の向上効果には限界があり、上限は、最大透磁率でおよ
そ２５．０００　（Ｇａｕｓｓｌｏｅ）程度である。 しかし、前述のように、近年の電磁鋼板の透磁率の向上
に対する要求は強く、最大透磁率で３０，０００　（Ｇ
ａｕｓｓｌｏｅ）以上であるため、前述の特開平１−１
０８３４５号公報により提案した技術により得られる電
磁鋼板は、透磁率の改善・向上という要求において、既
に現在では不十分である。 ここに、本発明の目的は、現在求められている高い透磁
率を具備する電磁鋼板およびその製造方法を提供するこ
とにある。

【課題を解決するための手段】

本発明者らは、前記目的を達成すべく種々研究を重ねた
。 その結果、本発明者らは、脱炭時の昇温速度を箱焼鈍の
際の昇温速度とほぼ同程度となるように低くするととも
に、ＣおよびＮを含有する冷延鋼板に焼鈍を行うことに
より、前記昇温速度が高い従来の場合と比較して、最終
製品の結晶粒径が大きくなるとともに、板面垂直方向に
＜１００＞軸が強く配向することを知見した。 しかし、本発明者らは、さらに検討を重ねた結果、単に
脱炭時の昇温速度を低くしたのでは、焼鈍中に鋼板中の
セメンタイトがグラファイト化して著しい粒成長を起こ
し、表面エネルギーが作用する温度域では（１ｍｍ１）
面等にも配向した粗粒となってしまい、表面エネルギー
による（１００）面への配向、つまり透磁率を飛躍的に
向上させるのに極めて有効なく１００＞軸への高密度の
配向が生じ難くなってしまうことを知見した。すなわち
、セメンタイトのグラファイト化が結果的に＜１００＞
軸への高密度の配向を阻止したことになる。 本発明者らは、低昇温速度による脱炭の際のグラファイ
ト化を阻止することができる手段をさらに検討した結果
、５ｂ−ＰさらにはＡｓ等の鋼中において偏析しやすい
元素を適量添加すると、これらの元素はいわばグラファ
イト化阻止元素として作用し、板面垂直方向に＜１００
＞軸を高度に集積させるとともに、板面平行方向の平均
結晶粒径がトｌを超えた、高い透磁率を有する電磁鋼板
が得られることを知見した。 さらに、前記焼鈍は、工業的には、座屈の発生を防止す
るためにタイトコイルの状態で行う必要があるが、本発
明者らが先に特開平２−１５６０２４号公報により提案
したように、コイルの幅方向における脱炭を均一に行う
ため、コイル幅方向の中央部において、脱炭が生じに（
くなることを防止するために用いられるアルミナおよび
／またはマグネシア等に例示される焼鈍分離剤中に脱炭
を促進させる、いわば脱炭促進剤を混ぜて用いればよい
。 本発明者らは、前記知見および公知事実に基づいて、さ
らに鋭意検討を重ねた結果、本発明を完成した。 ここに、本発明の要旨とするところは、重量％で、 ｃ　：　ｏ、ｏｉ％以下、　Ｓｉ　＋Ａｌ　：　６．５
％以下、Ｎ　：　０．０１％以下、　Ｎｉ　＋Ｍｎ　：
　５．０％以下、Ｓｂ＋　Ｐ　＋Ａｓ　：　０．０２〜
０．２％の関係を満足するＳｂ、Ｐおよび＾Ｓの３元素
のうちの少なくとも１種以上、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る鋼組成を有する電磁鋼板であって、（ｉ）板面
垂直方向に、表面から内部に向かって成長した柱状結晶
粒を有すること、 （ｉｉ　）板面平行方向における前記柱状結晶粒の平均
直径は［Ｉ超であること、および （ｉｊ）板面垂直方向に４００＞軸が高密度に集積して
いること を特徴とする高透磁率の電磁鋼板である。 また、上記の本発明にかる電磁鋼板を製造するには、−
船釣には、重量％で、 Ｃ：　０．０２〜１％、　Ｓｉ＋＾］　：　６．５％以
下、Ｎ　：　０．０１％以下、　Ｎｉ十阿口：５．０％
以下、Ｓｂ＋　Ｐ　＋Ａｓ　：　０．０２〜０．２％の
関係を満足するＳｂ、ＰおよびＡｓの３元素のうちの少
なくとも１種以上、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る鋼組成を有する冷延鋼板の表面に、焼鈍分離剤
中に含有せしめた脱炭促進剤を存在せしめ、１０°（：
／ｗｉｎ以下の昇温速度で、α＋γ２相域またはγ単相
域の温度域であって脱炭後にα単相域となる温度域に加
熱・保持して、前記表面から内部に向けて５〜２５０μ
ｍの範囲を脱炭し、引き続き前記冷延鋼板のＣ含有量が
０．０１％以下となるまで脱炭焼鈍すればよい。 なお、前記冷延鋼板の板厚が０．５−■以下の場合には
、重量％で、 Ｃ：　０．０２〜１％、　Ｓｉ＋＾Ｉ　：　６．５％以
下、Ｎ　：　０．０１％以下、　Ｎｉ　＋Ｍｎ　：　５
．０％以下、Ｓｂ＋　Ｐ　＋Ａｓ　：　０１０２〜０．
２％の関係を満足するＳｂ、Ｐおよび＾Ｓの３元素のう
ちの少なくと１種以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る鋼組成を有し、板厚が０．５　ｍ−以下である
冷延鋼板の表面に、焼鈍分離剤中に含有せしめた脱炭促
進剤を存在せしめ、１０℃／　ｍ　ｉ　ｎ以下の昇温速
度で、α＋γ２相域またはγ単相域の温度域であって脱
炭後にα単相域となる温度域に加熱・保持することによ
り前記冷延鋼板全体のＣ含有量を０．０１％以下とすれ
ばよい。

【作用］ 以下、本発明を作用効果とともに詳述する。なお、本明
細書において、特にことわりがない限り、「％」は「重
量％」を意味するものとする。 まず、本発明にかかる電磁鋼板の組成を限定する理由を
説明する。 Ｃ：０．０１％以下 Ｔ相域を拡大し、　（α＋γ）→α変態またはＴ→α変
態による集合組織の制御を行うためには、後述する最終
焼鈍前の段階でのＣ含有量を０．０２％以上とすること
が有効であり、一方上限は、脱炭時間の著しい増加を抑
制するために１％以下、好ましくは０．３％以下とする
ことが有効である。 そして、最終焼鈍を行った後の段階でのＣ含有量は、磁
気特性を劣化させないために０．０１％以下好ましくは
０．００３％以下とする。 そこで、電Ｍｉ鋼板のＣ含有量は、０．０１％以下と限
定する。 Ｓｉ＋Ａｌ：　６．５％以下 ＳｉおよびＡ１は、ともに、機械的強度を高めるために
添加することが好ましいが、６．５％超添加すると成品
の脆化をもたらす。そこで、！磁鋼板のＳｉ、　ＡＩの
それぞれの含有量は、総量で、６．５％以下と限定する
。下限は、脱酸の観点から０．０１％以上と限定するこ
とが望ましい。 Ｎ：　０．０１％以下 Ｎは、鋼中に存在すると、磁気特性に有害な析出物を生
成しやすい。したがって、その含有量は少ないほうが好
ましいが、著しい低減には相応のコスト増を招くととも
に、０．０１％程度の含有量であれば特に問題はない。 そこで、Ｎ含有量は、０．０１％以下と限定する。 Ｎｉ　＋Ｍｎ　：　５．０％以下 ＮｉおよびＭｎは、ともに、機械的強度を高めるために
添加するが、５．０％超添加すると焼鈍温度において冷
延鋼板の表層における脱炭粒がα単相にならず集合組織
制御を行うことができなくなってしまう。そこで、Ｎｉ
、　Ｍｎの含有量は、総量で、５゜０％以下と限定する
。 Ｓｂ、　Ｐ、　Ａｓ：総量で０．０２％以上０．２％以
下これらの元素は、冷間圧延などで生じる空孔に効果的
ムこ偏析することによって、焼鈍中におけるセメンタイ
トのグラファイト化を抑制する作用を奏する。このよう
なグラファイト化の抑制効果は、これらの元素の総量で
０．０２％未満の含を量では効果がなく、一方０．２％
より多い含有量であると冷延鋼板の圧延性が低下してし
まう。そこで、これらの元素は、総量で、０．０２％以
上０．２％以下と限定する。 なお、所望により添加を行っても本発明の効果を滅しな
い元素およびその量は、次の通りである。 ００５１％、Ｍｏ５１％、Ｃｒ５１％、Ｃｕ５１％、５
５０５％、Ｓｅ≦０．０５％、Ｂ≦０．０１％、Ｔｅ≦
０．１　％、７５０．０５％、ＴｉＳ２．０５％。 上記以外のｔｍ綱板の組成は、Ｆｅと不可避的不純物で
ある。 本発明にがかるｔ磁鋼板は、前記のような組成を有し、
かつ （１）板面垂直方向、すなわち板面と交差する方向に、
表面から内部に向かって成長した柱状結晶粒を有し、 （１ｍｍ）板面と平行な方向における前記柱状結晶粒の
平均直径はＩｓ−超であり、さらに（ｉｉｉ）板面垂直
方向に＜１００＞軸が高密度に集積している という特徴を有している。 すなわち、本発明にかかる１ｔ［鋼板は、基本的に、板
面垂直方向について表面から内部に向って、柱状結晶粒
が成長し、板面垂直方向に磁化容易軸である＜１００＞
軸が高密度に集積した組織を有するために、透磁率が高
い。 さらに、本発明にががる電磁鋼板においては、前記柱状
結晶粒の平均直径は１ｍｍ１ＩＩ＋超であるために、従
来の電磁鋼板に比較しても、透磁率が極めて高く、所望
の磁′気特性を有する電磁鋼板を提供することができる
のである。 次に、この本発明にかかる電磁鋼板の製造方法について
説明する。 まず、前述のように、Ｃを０．０２％以上含有すること
によりγ相領域を拡大し、かつ粒界偏析しゃすいＳｂ、
　ｐおよびＡｓの３元素のうちの少なくとも１種以上を
前述の本発明で規定する量だけ含んだ冷延鋼板、例えば
、重量％で、 Ｃ：０．０２〜１％、　Ｓｉ　＋Ａｌ　：　６．５％以
下、Ｎ　：　０．０１％以下、　Ｎｉ＋Ｍｎ　：　５．
０％以下、Ｓｂ＋　Ｐ　＋Ａｓ　：　０．０２〜０．２
％の関係を満足すルＳｂ、ＰおよびＡｓからなる３元素
のうちの少なくとも１種以上、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 からなる鋼組成を有する冷延鋼板の表面に、焼鈍分離剤
中に含有せしめた脱炭促進側を存在させる。 この冷延鋼板は、冷間圧延を施して得られたものであれ
ばよく、特に制限を必要としない。ここで、冷間圧延と
は、再結晶の生じない５００°Ｃ以下の温度での圧延を
いう。冷間圧延に際しては、好ましくは２０％以上、よ
り好ましくは５０％以上の圧下率の圧延を行うことが望
ましい。また、中間焼鈍を挟んで複数回の圧延を行って
もよい。板厚は、本質的には制限はないが、実用上の見
地からは、脱炭に長時間を要するので、２Ｉｌｓ以下で
あることが望ましい。 脱炭促進剤は、例えばＦｅ、　Ｔｉ、■、Ｎｂ、　Ｔａ
、　Ｚｒ、Ｃｒ、、Ｗ、　Ｍｏ、　Ｍｎ、　Ｃｕ、　Ｎ
ｉ、Ｓｌおよびｐｂからなる群から選ばれた１種または
２種以上の元素を有する合金、化合物あるいは酸化物の
粉末を例示することができるが、ここに例示した元素ま
たはこれらを組み合わせてなる脱炭促進剤にのみ限定さ
れるものではない。 また、前記脱炭促進剤の粉末の粒径も特に限定を要する
ものではない。通常の場合は、１〜１５０μｍ程度の範
囲の粒径とすることが効果的に脱炭反応を促進する等の
観点からは望ましい。 脱炭促進剤を前記冷延鋼板の表面に存在させる手段も、
特に限定を要するものではなく、まず焼鈍分Ｍ剖中に分
離せしめた後、例えば適宜装置を用いて塗布または散布
すればよい。 このようにして、脱炭促進剤を前記組成の冷延鋼板の表
面に存在せしめた後、この冷延鋼板を巻き取ってタイト
コイルとする。 そして、本発明においては、前記タイトコイルに、１０
°Ｃ／１Ｉｌｎ以下の低い昇温速度で（α＋γ）２相域
もしくはＴ単相域の温度域であって脱炭後にα単相域と
なる温度域に加熱・保持し、焼鈍する。 このα＋Ｔ２相域またはＴ単相域の温度域であって脱炭
後にα単相域となる温度域は、例えばＦｅ−３％５ｔ−
３％Ｍｎ−Ｃ系を示す状態図である第１図に示す斜線部
が該当する。なお、この第１図において、１ｍｍ００℃
で斜線部を区切っているのは、１ｍｍ００°Ｃ以上で脱
炭を行いα単相としても、冷却中にα＋１２相域を通過
するため集合組織が変化するためである。 この焼鈍は、冷延鋼板の表面における著しい酸化や脱炭
を防止することを目的として行うものであり、例えば８
００〜１２００℃の温度域で真空中、もしくは露点−２
０°Ｃ以下の不活性ガスをベースとしてＣＯガス、ＣＯ
□ガスおよび水素ガス等を混合した、弱脱炭性の雰囲気
中で光輝焼鈍する。均熱時間は、組成、温度、雰囲気に
より決まる。 このような焼鈍を前記冷延鋼板に行うことにより、冷延
鋼板の表面から５０μ請以上２５０　ｐｍ以下の範囲が
脱炭されて脱炭層となり、α単相となる。 そして、前記範囲以外に相当する冷延鋼板の内部は、以
前として（α＋γ）２相もしくは、Ｔ単相のままである
。 なお、この脱炭層の厚みは、冷延鋼板中のＣ量が少ない
ほど、焼鈍温度が高いほど、または焼鈍時間が長いほど
、増加する。光輝焼鈍では、前述のように、鋼板の両面
当りで最大５００　μｍの範囲を脱炭することが可能で
あるから、例えば板厚が０．５　ｍｍ（５００μ腸）以
下である薄鋼板は、光輝焼鈍を行うだけで、他の脱炭の
ための処理を何ら必要とせずに、鋼板全体が完全に脱炭
される。 本発明において用いることが好適な光輝焼鈍のような弱
脱炭性の雰囲気中での脱炭では、冷延鋼板の表面部分は
容易に脱炭されるが、表面から２５０μｍを超えた内部
までも脱炭するには、非常に多くの時間を要する。した
がって、表面のα粒は内部へはゆっくりとしか成長せず
、冷延鋼板の面内方向へと２次元的に成長する。 このとき、板面に対し垂直方向に＜１００＞軸を有する
結晶粒が優先的に成長し、表面のα単相領域は板面垂直
方向に〈１００〉軸が強く配向した組織となる。この表
面のα結晶粒の平均直径は、通常は１００〜１０００μ
ｍに達し、さらに板厚が薄く脱炭層が内部まで貫通して
いる場合にはｌ＋ｍｓを越えるようになる。 続いて、このようにして弱脱炭性の雰囲気での焼鈍を終
えた冷延鋼板を、強く脱炭が生じる強脱炭性の雰囲気で
、例えば露点が＋３０°Ｃの水素中で６００℃以上であ
って脱炭後にα単相となる温度で、Ｃ含有量が０．０１
％以下となるまで焼鈍を行う。 このような強脱炭性の雰囲気中で焼鈍を行うことにより
、冷延鋼板の表面のα結晶粒が板面方向に粒成長を起こ
しつつ、冷延鋼板の内部に存在している　（α＋セメン
タイト）２相領域、（α＋γ）２相Ｍ域またはγ単相領
域に向かって成長し、α相の柱状粒組織を形成するとと
もに、板面平行方向での結晶粒は１蒙端を越えて粗大化
する。 この時に、前記冷延鋼板の表面で生成した＋１００）集
合＆ｌＩｍが、前記α結晶粒の成長に伴って内部にまで
成長し、板面垂直方間に＜１００＞軸が強く配向した、
本発明にかかる電磁鋼板を製造することができるのであ
る。 このようにして、本発明により、板面垂直方向に４００
＞軸が高度に集積した透磁率の高い電ｍｓｉ板を製造す
ることが可能となる。 さらに本発明を実施例を用いて詳述するが、これは本発
明の例示であり、これにより本発明が限定されるもので
はない。 【実施例１】 第１表に示す組成を有する鋼種Ａないし鋼種Ｊを真空溶
製してインゴットを作成した後、３鵬−の厚さとなるま
で熱間圧延を行い、その後０．８−の厚さとなるまで冷
間圧延を行って、冷延鋼板を得た。 得られた冷延ｊｌｌＦｉの表面に、アルミナと酸化鉄の
混合粉末を塗布しながらタイトコイルに巻き取り、通常
の箱焼鈍における昇温速度に相当する０゜５°（／＋ｗ
ｉｎの昇温速度で加熱し、α＋Ｔ２相域またはＴ単相域
の温度気であって脱炭後にα単相域となる温度域である
９２０°Ｃで５時間保持した後、炉冷した。なお雰囲気
は１０−”Ｔｏｒｒの真空であった。 そして、炉冷後に、露点＋３０℃のＨｚ　　Ｎｚ混合ガ
ス中において、８００℃、１時間の条件で脱炭焼鈍を行
った。 このようにして脱炭焼鈍を行った後、冷延鋼板の表面の
結晶粒径、＜１００＞細密度および最大透磁率を測定し
た。 なお、＜１００＞軸密度および最大透磁率は、次のよう
にして測定した。 （ａｌ　＜　１００　＞軸密度 ＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｃｈａｎｎｅｌ　Ｐａｔｔ
ｅｒｎ）法により、２００個の結晶粒を測定し、板面垂
直方向から±５°５°に＜１００＞軸を有する結晶粒の
数の全体に対する比率を、配向性のない場合との比率で
割った値として、求めた。 （ｂ）最大透磁率 ＪＩＳの標準リング試験片（外径４５ｖｗ、内径３３ｍ
１ｍｍ）を各６枚採取し、この試験片に７５０°Ｃで２
時間の歪取焼鈍を施した後、６枚を重ね合わせて測定し
た。 結果を第２表にまとめて示す。 本発明にかかる方法により鋼板表面の板面内平均粒径は
、Ｌｌを越える大きさとなり、かつ集積度の高い（１０
０１面集合組織が形成されていることが明らかである。 そのため本発明例の冷延鋼板は、比較例の冷延鋼板に比
較して、最大透磁率が格段に向上していることがわかる
。 これに対して、第２表において、鋼種Ｇは、Ｐ、Ｓｂ、
　Ａｓの総量が０．０２％より少ないため、焼鈍途中で
グラファイト化が生してしまい、結晶粒は粗大化したも
のの、＜１００＞軸が発達しなかったために最大透磁率
が低くなってしまった。 鋼種Ｈは、ＳｉおよびＡＩの総量が６．５％を越えたた
め、一方鋼種Ｊは、Ｐ、ＳｂおよびＡｓの総量が０゜２
％を越えたため、いずれも冷間圧延時に破断を生じてし
まった。 さらに、鋼種■は、焼鈍温度（９２０°Ｃ）において表
層の脱炭粒がα単相とならなかったために、本発明の目
的である集合Ｍｉ織の制御を行うことができず、最大透
磁率も低い値となってしまった。 このように、実施例１からも、本発明の効果が明らかで
ある。

【実施例２】 第１表に示す組成を有する鋼種Ａを真空溶製してインゴ
ットを作成した後、２．５−一の厚さとなるまで熱間圧
延を行い、その後０．５−の厚さとなるまで冷間圧延を
行って、冷延鋼板を得た。 この冷間圧延板の表面に、第３表に示す各種の焼鈍分離
剤を塗布しながらタイトコイルに巻き取リ、通常の箱焼
鈍の昇温速度に相当する０、５°Ｃ／ｍｉｎの昇温速度
で加熱し、α十Ｔ２相域またはＴ単相域の温度域であっ
て脱炭後にα単相域となる温度域である９５０°Ｃで７
時間保持した後、炉冷した。 なお、雰囲気は、露点−４５゛ＣのＡｒガス−３体積％
Ｈ２ガスである。 炉冷後の冷延鋼板に、引き続き露点＋３０°ＣのＨ２Ｎ
ｚ混合ガス中において、８００　’Ｃ１ｍｍ時間の条件
で脱炭焼鈍を行った。 焼鈍焼鈍を行った後、得られた電磁鋼板の表面の結晶粒
径、＜１００＞細密度および最大透磁率を測定した。 なお、＜１００＞軸密度は、ＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ
　ｃｈａｎｎｅｌＰａｔｔｅｒｎ）法により、２００個
の結晶粒を測定し、板面垂直方向から±５°以内に＜１
００＞軸を有する結晶粒の数の全体に対する比率を、配
向性のない場合との比率で割った値とした。 また、最大透磁率は、ＪＩＳの標準リング試験片（外径
４５Ｉ、内径３３ｍｍ）を各１０枚採取し、この試験片
に７５０°Ｃで２時間の歪取焼鈍を施した後、１０枚を
重ね合わせて測定して求めた。 結果を第３表に併せて示す。 第３表から、明らかなように、本発明の範囲の焼鈍分離
剤を用いることにより、最終焼鈍を行った後の電磁鋼板
の表面の平均粒径は１ｓｌＩを越える大きさとなり、か
つ集積度の高い＋　１００１面集積組織が形成されてい
るため、最大透磁率が格段に向上していることがわかる
。

【実施例３】 第１表に示す組成を有する鋼種Ｂを真空溶製してインゴ
ットを作成した後、２．３１の厚さとなるまで熱間圧延
を行い、その後中間焼鈍を行い、最終的に０．３５ｍｍ
の厚さとなるまで冷間圧延を行って冷延鋼板を得た。 得られた冷延鋼板の表面に、Ｃｒ１ｅｓの粉末を塗布し
ながらタイトコイルに巻き取り、種々の昇温速度で加熱
した後、α＋γ２相域またはＴ単相域であって脱炭後に
α単相域となる温度域である１０００°Ｃで２４時間保
持しその後炉冷した。 なお、雰囲気は１Ｏ−２Ｔｏｒｒの真空である。また、
本実施例の場合は、板厚が０．３５ｍｍと薄く、焼鈍温
度が比較的高く、さらに焼鈍時間も長いために、光輝焼
鈍のみにより鋼板全体が脱炭された。 光輝焼鈍を実施した後、冷延鋼板表面の結晶粒径、ｄｏ
ｏ＞軸密度および最大透磁率を測定した。 なお、＜１００＞　ｌｌｌｋｅ度は、ＥＣＰ（Ｅｌｅｃ
ｔｒｏｎ　ｃｈａｎｎｅｌＰａｔｔｅｒｎ）法により、
２００個の結晶粒を測定し、板面垂直方向から±５°以
内に〈１００＞軸を有する結晶粒の数の全体に対する比
率を、配向性のない場合との比率で割った値とした。 また、最大透磁率は、ＪＩＳの標準リング試験片（外径
４５麟−１内径３３Ｎｌｌ）を各１４枚採取し、この試
験片に７５０℃で２時間の歪取焼鈍を施した後、１４枚
を重ね合わせて測定した。 結果を第４表に示す。 第４表より本発明の範囲を満足する昇温速度により焼鈍
を行われた試料の最大透磁率は、比較例の試料の最大透
磁率に比較して格段に優れていることが判る。

【発明の効果】

以上詳述したように、本発明により、優れた磁気特性を
有する電Ｍ１綱板を工業的規模で生産することが可能と
なった。 かかる効果を有する本発明の意義は極めて著りい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｆｅ−３％５ｉ−３％Ｍｎ−Ｃ系を示す状態
図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：６．５％以下、Ｎ：
   ０．０１％以下、Ｎｉ＋Ｍｎ：５．０％以下、Ｓｂ＋Ｐ
   ＋Ａｓ：０．０２〜０．２％の関係を満足するＳｂ、Ｐ
   およびＡｓから成る群から選んだ少なくとも１種以上、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る鋼組成を有する電磁鋼板であって、（ｉ）板面
   垂直方向に、表面から内部に向かって成長した柱状結晶
   粒を有すること、 （ｉｉ）板面平行方向における前記柱状結晶粒の平均直
   径は１ｍｍ超であること、および （ｉｉｉ）板面垂直方向に＜１００＞軸が高密度に集積
   していること を特徴とする高透磁率の電磁鋼板。
2. （２）重量％で、 Ｃ：０．０２〜１％、Ｓｉ＋Ａｌ：６．５％以下、Ｎ：
   ０．０１％以下、Ｎｉ＋Ｍｎ：５．０％以下、Ｓｂ＋Ｐ
   ＋Ａｓ：０．０２〜０．２％の関係を満足するＳｂ、Ｐ
   およびＡｓから成る群から選んだ少なくとも１種以上、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る鋼組成を有する冷延鋼板の表面に、焼鈍分離剤
   中に含有せしめた脱炭促進剤を存在せしめ、１０℃／ｍ
   ｉｎ以下の昇温速度で、α＋γ２相域またはγ単相域の
   温度域であって脱炭後にα単相域となる温度域に加熱・
   保持して、前記表面から内部に向けて５〜２５０μｍの
   範囲を脱炭し、引き続き前記冷延鋼板全体のＣ含有量が
   ０．０１％以下となるまで脱炭焼鈍することを特徴とす
   る電磁鋼板の製造方法。
3. （３）重量％で、 Ｃ：０．０２〜１％、Ｓｉ＋Ａｌ：６．５％以下、Ｎ：
   ０．０１％以下、Ｎｉ＋Ｍｎ：５．０％以下、Ｓｂ＋Ｐ
   ＋Ａｓ：０．０２〜０．２％の関係を満足するＳｂ、Ｐ
   およびＡｓから成る群から選んだ少なくとも１種以上、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る鋼組成を有し、板厚が０．５ｍｍ以下である冷
   延鋼板の表面に、焼鈍分離剤中に含有せしめた脱炭促進
   剤を存在せしめ、１０℃／ｍｉｎ以下の昇温速度で、α
   ＋γ２相域またはγ単相域の温度域であって脱炭後にα
   単相域となる温度域に加熱・保持することにより前記冷
   延鋼板全体のＣ含有量を０．０１％以下とすることを特
   徴とする電磁鋼板の製造方法。