JPH08269644A - 磁気特性と被膜特性の優れた一方向性電磁鋼板及びその製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明は電気機器の鉄心に用いられる一方向
性電磁鋼板の磁気特性の向上を目的とする。 【構成】 Ｓｉ，Ｃｕ，Ｍｎを所定量含有し、ＣｕとＭ
ｎ量の積、磁束密度、製品の二次再結晶粒径の平均値、
製品と被膜除去後の鋼板の鉄損差、及び、さらに好まし
くは、Ｃｕ量の厳密範囲、Ｓｎ含有量を製品の状態で制
御することによって、良好な磁気特性、被膜特性を有す
る一方向性電磁鋼板を提供するものである。又、この製
品を製造する方法において、製品成分と関係するスラブ
成分規制に加え、スラブのＣｕ量に応じて、脱炭焼鈍完
了後最終仕上焼鈍開始までの一次再結晶粒の平均粒径及
び脱炭焼鈍後の鋼板のＳｉＯ₂ 量を制御することを特徴
とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、トランス等の鉄心とし
て使用される磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
法に関する。

【０００２】

【従来の技術】一方向性電磁鋼板は主にトランスその他
の電気機器の鉄心材料として使用されており、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。励磁特性を表わす数値としては、通常磁場の強さ８
００A/m における磁束密度Ｂ₈ が使用される。又、鉄損
特性を表わす数値としては、周波数５０Hzで１．７テス
ラー（Ｔ）まで磁化した時の１kg当りの鉄損Ｗ_17/50 を
使用している。

【０００３】磁束密度は、鉄損特性の最大支配因子であ
り、一般的にいって磁束密度が高いほど鉄損特性が良好
になる。なお、一般的に磁束密度を高くすると二次再結
晶粒が大きくなり、鉄損特性が不良となる場合がある。
これに対しては、磁区制御により、二次再結晶粒の粒径
に拘らず、鉄損特性の改善をすることができる。

【０００４】この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工
程で二次再結晶を起こさせ、鋼板面に｛１１０｝、圧延
方向に〈００１〉軸を持ったいわゆるゴス組織を発達さ
せることにより製造されている。良好な磁気特性を得る
ためには、磁化容易軸である〈００１〉を圧延方向に高
度に揃えることが必要である。このような高磁束密度一
方向性電磁鋼板の製造技術として代表的なものに、特公
昭４０−１５６４４号公報、及び特公昭５１−１３４６
９号公報記載の方法がある。

【０００５】前者においては主なインヒビターとしてＭ
ｎＳ及びＡｌＮを、後者ではＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等
を用いている。従って現在の技術においてはこれらのイ
ンヒビターとして機能する析出物の大きさ、形態及び分
散状態を適正に制御することが不可欠である。

【０００６】ＭｎＳに関して言えば、現在の工程では熱
延前のスラブ加熱時にＭｎＳを一旦完全固溶させた後、
熱延時に析出する方法がとられている。二次再結晶に必
要な量のＭｎＳを完全固溶するためには１４００℃程度
の温度が必要である。これは普通鋼のスラブ加熱温度に
比べて２００℃以上も高く、この高温スラブ加熱処理に
は以下に述べるような不利な点がある。１）方向性電磁
鋼専用の高温スラブ加熱炉が必要。２）加熱炉のエネル
ギー原単位が高い。３）溶融スケール量が増大し、いわ
ゆるノロかき出し等に見られるように操業上の悪影響が
大きい。

【０００７】このような問題点を回避するためにはスラ
ブ加熱温度を普通鋼並に下げれば良いわけであるが、こ
のことは同時にインヒビターとして有効なＭｎＳの量を
少なくするか、あるい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。このため低温
スラブ加熱化を実現するためには、何らかの形でＭｎＳ
以外の析出物等によりインヒビターを強化し、仕上焼鈍
時の正常粒成長の抑制を充分にする必要がある。

【０００８】このようなインヒビターとしては、硫化物
の他、窒化物、酸化物及び粒界析出元素等が考えられ、
公知の技術として例えば次のようなものがあげられる。
特公昭５４−２４６８５号公報ではＡｓ，Ｂｉ，Ｓｎ，
Ｓｂ等の粒界偏析元素を鋼中に含有することにより、ス
ラブ加熱温度を１０５０〜１３５０℃の範囲にする方法
が開示される。

【０００９】特開昭５２−２４１１６号公報ではＡｌの
他、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ等の
窒化物生成元素を含有することによりスラブ加熱温度を
１１００〜１２６０℃の範囲にする方法を開示してい
る。又、特開昭５７−１５８３２２号公報ではＭｎ含有
量を下げ、Ｍｎ／Ｓの比率を２．５以下にすることによ
り低温スラブ加熱化を行い、さらにＣｕの添加により二
次再結晶を安定化する技術を開示している。

【００１０】これらインヒビターの補強と組み合わせて
金属組織の側から改良を加えた技術も開示された。すな
わち特開昭５７−８９４３３号公報ではＭｎに加えＳ，
Ｓｅ，Ｓｂ，Ｂｉ，Ｐｂ，Ｓｎ，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み合わせる
ことにより１１００〜１２５０℃の低温スラブ加熱化を
実現している。さらに特開昭５９−１９９０３２４号公
報ではＳあるいはＳｅに加え、Ａｌ及びＢと窒素を主体
としてインヒビターを構成し、これに冷延後の一次再結
晶焼鈍時にパルス焼鈍を施すことにより二次再結晶を安
定化する技術を公開している。

【００１１】このように方向性電磁鋼板製造における低
温スラブ加熱化実現のためには、これまでに多大な努力
が続けられてきている。さらに、特開昭５９−５６５２
２号公報においてはＭｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを
０．００７％以下にすることにより低温スラブ加熱化を
可能にする技術が開示された。この方法により高温スラ
ブ加熱時のスラブ結晶粒粗大化に起因する製品の線状二
次再結晶不良発生の問題が解消された。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】一方向性電磁鋼板の品
質向上のためには、通常、磁束密度を向上させる方策が
試みられる。低温スラブ加熱を行うプロセスにおいても
同様である。しかし、磁束密度を向上させると、製品の
二次再結晶粒径が大きくなる傾向があり、鉄損特性向上
が困難となる。そこで、磁区制御技術を用いて、二次再
結晶粒径に関わらず磁束密度が高い程、鉄損特性を良好
にしてきたわけである。

【００１３】しかしながら、このように磁区制御技術を
付加することは、当然のことながら、コストアップとな
るため、この磁区制御技術を施さずに、鉄損特性を良好
ならしめる技術が求められてきた。本発明の目的は、高
磁束密度と低鉄損を同時に達成する製品とその製法を提
供することにある。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記の通りである。 （１）重量％で、Ｓｉ：２．５〜５．０％、Ｃｕ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０６〜０．８％、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる一方向性電磁鋼板で、
０．００５≦Ｃｕ（％）×Ｍｎ（％）≦０．１５を満
し、かつ、Ｂ₈ （Ｔ）≧１．８８であり、かつ、製品の
二次再結晶粒径の平均値ｄ（mm）が １．０≦ｄ≦２３×Ｂ₈ −４０ を満し、かつ、製品と被膜除去後の鉄損Ｗ_13/50 （w/k
g）を、各々、Ｗ_P ，Ｗ_Mとした時、 Ｗ_M −Ｗ_P ≧０．０８ であることを特徴とする磁気特性と被膜特性の優れた一
方向性電磁鋼板。

【００１５】（２）重量％で、Ｃｕ：０．２０〜０．４
０％を含有する（１）記載の磁気特性と被膜特性の優れ
た一方向性電磁鋼板。 （３）重量％で、Ｓｎ：０．０１〜０．１５％を含有す
る（１）又は（２）記載の磁気特性と被膜特性の優れた
一方向性電磁鋼板。

【００１６】（４）重量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０
７５％、Ｓｉ：２．５〜５．０％、酸可溶性Ａｌ：０．
０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１３
０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．００５〜０．０２０
％、Ｍｎ：０．０６〜０．８％、Ｃｕ：０．０１〜０．
５０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブ
を１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延し、引き続き必
要に応じて熱延板焼鈍を施し、次いで圧下率８０％以上
の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ１回
以上の冷延を施し、次いで脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施
して一方向性電磁鋼板を製造する方法において、スラブ
のＣｕ，Ｍｎの含有量（重量％）を下記（１）式の範囲
に制御し、脱炭焼鈍完了後最終仕上焼鈍開始までの一次
再結晶粒の平均粒径（Ｄ（μｍ））を１８〜３５μｍと
し、スラブのＣｕ量とＤを下記（２）式の範囲に制御
し、かつ、脱炭焼鈍後の鋼板の表面酸化膜中の全ＳｉＯ
₂ 量（ＳＩＯ２（ｇ／ｍ² ））とスラブのＣｕ量（Ｃｕ
（％））を下記（３）式の範囲に制御し、熱延後最終仕
上焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に増窒素量で
０．００１０％以上の窒化処理を施すことにより、
（１）記載の良好な磁気特性と被膜特性を有する一方向
性電磁鋼板を製造する方法。 0.005 ≦Ｃｕ（％）×Ｍｎ（％）≦0.15 ………………（１） 16×Ｃｕ（％）＋14≦Ｄ≦16×Ｃｕ（％）＋27 ………………（２） 0.8 −0.6 ×Ｃｕ（％）≦ＳＩＯ２≦1.8 −0.6 ×Ｃｕ（％） ……（３）

【００１７】（５）Ｃｕ：０．２０〜０．４０重量％を
含有するスラブを用いることを特徴とする（４）記載の
磁気特性と被膜特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
法。 （６）Ｓｎ：０．０１〜０．１５重量％を含有するスラ
ブを用いることを特徴とする（４）又は（５）記載の磁
気特性と被膜特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造法。

【００１８】

【作用】本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、
従来用いられている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法
あるいは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程をはさ
んでスラブとし、引き続き熱間圧延して熱延板とし、必
要に応じて熱延板を焼鈍し、次いで圧下率が８０％以上
となる最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍をはさむ
１回以上の冷延を施し、次いで、脱炭焼鈍、最終仕上焼
鈍を順次行うことによって製造される。

【００１９】本発明者らは、低温スラブ加熱材を製造し
た場合の磁気特性の向上策及び高磁束密度と低鉄損を同
時に達成する製品の具備条件について詳細に検討した。

【００２０】そしてこの方策として、Ｃｕ，Ｍｎを含
有し、Ｃｕ量とＭｎ量の積を制御し、製品の二次再
結晶粒径の平均値と磁束密度Ｂ₈ の関係を所定の条件に
制御し、被膜除去前後の鉄損差を所定の範囲とし、さ
らにはＣｕ量を所定の範囲に精密に制御し、又Ｓｎ
を含有することが有効であることがわかった。又、この
特徴ある製品を製造するための具備条件についても明ら
かにできた。

【００２１】本発明を、以下実験結果を基に詳細に説明
する。重量％で、Ｃ＝０．０５２％、Ｓｉ＝３．５０
％、酸可溶性Ａｌ＝０．０２０〜０．０４１％、Ｎ＝
０．００７６％、Ｓ＝０．０１０％、Ｍｎ＝０．０６〜
０．５７％、Ｃｕ＝０〜０．６３％を含有し、残余Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる２５０mm厚のスラブを作成
した。そして、１１２０℃で６０分均熱後５パスの粗熱
延後、６パスの仕上熱延を行って２．３mm厚の熱延板と
した。この時、仕上熱延温度は８３７〜１０４０℃であ
った。

【００２２】かかる熱延板に１１００℃に３０秒保持
し、９００℃に３０秒保持した後に急冷する熱延板焼鈍
を施した。しかる後、圧下率約９０％で強圧下圧延を行
って最終板厚０．２２mmの冷延板とした。この冷延板を
８１０〜８６０℃に９０秒保持する脱炭焼鈍（Ｎ₂ ：２
５％、Ｈ₂ ：７５％、Ｄ．Ｐ．＝４０〜７１℃）を施
し、次いで７５０℃に３０秒保持する焼鈍時、焼鈍雰囲
気中にＮＨ₃ ガスを混入させ、鋼板に窒素を吸収せしめ
た。この窒化処理後のＮ量は、０．０１６１〜０．０２
３７重量％であった。これらの窒化板の一次再結晶平均
粒径は、１９〜２７μｍであった。

【００２３】かかる窒化処理後の鋼板にＭｇＯを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を施した。こ
の最終仕上焼鈍は、Ｎ₂ ：５０％、Ｈ₂ ：５０％の雰囲
気中で１２００℃まで１５℃／時で昇温し、引き続き、
Ｈ₂ ：１００％焼鈍雰囲気中で、２０時間保持する条件
で行った。しかる後張力コーティングと形状矯正を兼ね
た焼鈍を施した。製品の具備条件と鉄損との関係を図１
に示す。

【００２４】図１から明らかなように、０．００５≦Ｃ
ｕ（％）×Ｍｎ（％）≦０．１５、かつ、Ｗ_M −Ｗ_P ≧
０．０８（w/kg）の条件が、製品の鉄損Ｗ_13/50 （w/k
g）≦０．４０なる良好な特性を得るための必要条件で
あることがわかった。この知見をさらに詳細に検討した
結果を図２に示す。

【００２５】図２は、図１において、Ｗ_13/50 （w/kg）
≦０．４０を得る必要条件である。０．００５≦Ｃｕ
（％）×Ｍｎ（％）≦０．１５かつ、Ｗ_M −Ｗ_P ≧０．
０８（w/kg）となる場合の試料について、製品の二次再
結晶粒径の平均値ｄ（mm）と磁束密度Ｂ₈ （Ｔ）との関
係において、Ｗ_13/50 ≦０．４０w/kgを実現する十分条
件を検討した結果である。この場合、製品の板厚を貫通
した粒を二次再結晶粒と判定し、かつ、粒径とは、板面
での二次元の粒に対して、円相当直径として測定した。

【００２６】図２から明らかなように、Ｂ₈ ≧１．８８
Ｔかつ１．０≦ｄ≦２３×Ｂ₈ −４０を満す場合に、Ｗ
_13/50 ≦０．４０w/kgなる良好な磁気特性が得られた。
図１，図２で示された現象のメカニズムについて必ずし
も明らかではないが本発明者らは、次のように推察して
いる。

【００２７】本発明の場合、Ｃｕ，Ｍｎを含有すること
を前提としている。Ｃｕは表面に濃化する元素であり、
脱炭焼鈍時及び最終仕上焼鈍時の酸化を抑制する。一
方、Ｍｎは酸化傾向があり、酸化を促進する傾向があ
る。他方、本発明の製品の場合、スラブでは、Ｓ，Ｓｅ
をある程度含むこととなる。

【００２８】Ｓ，Ｓｅは、Ｃｕ，Ｍｎと結合して、Ｃｕ
−Ｓ，Ｃｕ−Ｓｅ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅを形成する。Ｃｕ
−Ｓ，Ｃｕ−Ｓｅと比較して、ＭｎＳ，ＭｎＳｅの方が
安定な化合物であり、最終仕上焼鈍（ＢＯＸ焼鈍）で長
時間かけて昇温する際に、 Ｃｕ−Ｓ→ＭｎＳ， Ｃｕ−Ｓｅ→ＭｎＳｅ の置換が生じる。従って、最終仕上焼鈍昇温過程の８０
０〜１０００℃の温度域で生じるＣｕ固溶量の増加によ
り、Ｃｕがその温度域で表面部へ一部拡散していくと考
えられる。

【００２９】一方、脱炭焼鈍時に形成される表面酸化層
及び内部酸化層におけるＳｉＯ₂ と焼鈍分離剤の主成分
であるＭｇＯは、最終仕上焼鈍昇温時（８００〜１１０
０℃）反応して、Ｍｇ₂ ＳｉＯ₄ を形成する。このＭｇ
₂ ＳｉＯ₄ 形成反応と、 Ｃｕ−Ｓ→ＭｎＳ， Ｃｕ−Ｓｅ→ＭｎＳｅ の置換現象及びＣｕ表面拡散と酸化抑制とは、ほぼ並行
して生じる。従って、Ｍｎ，Ｃｕの量は、Ｍｇ₂ ＳｉＯ
₄ 形成反応に影響を与えると考えられる。

【００３０】その詳細は過程については、必ずしも明ら
かではないが、このＭｇ₂ ＳｉＯ₄形成反応に対する影
響のため最終仕上焼鈍後の表面状態が変化していること
が観察された。鋼板の表面状態は、磁気特性とりわけ鉄
損特性に影響を与える。

【００３１】本発明材の場合、渦電流損が激減してお
り、磁区も細分化していたことから、磁区細分化効果を
内在する被膜が形成されたと考えられる。一例として、
Ｂ₈ ＝１．９３５Ｔの板厚９mil のサンプル同志で、本
発明の場合、Ｗ_13/50 ＝０．３８w/kgのうち、渦電流損
が０．２１w/kg、ヒステリシス損が０．１７w/kgである
のに対して、本発明の具備条件を満足しない場合（比較
材）Ｗ_13/50 ＝０．４７w/kgのうち、渦電流損が０．３
２w/kg、ヒステリシス損が０．１５w/kgであった。

【００３２】本発明材の場合、比較材より渦電流損が３
５％程度低くなっており、ヒステリシス損は１０％程度
高くなっている。この結果は、本発明材の場合、磁区細
分化（渦電流損低減）効果を有する被膜が形成されてい
ることを示唆している。

【００３３】ヒステリシス損については、本発明の場
合、被膜性状との関係で若干劣化する傾向がある。加え
て、被膜を除去した場合、本発明の鉄損の優位性は消失
する。図１は、上記本発明材の被膜の特徴から生じた現
象と考えられる。一方図２においては、磁束密度と二次
再結晶粒径の関係において、必要な条件範囲があること
が示されている。

【００３４】鉄損特性を良好ならしめる手段として、磁
束密度を高めることは良く知られているが、通常、磁束
密度を高めると二次再結晶粒径が大きくなり、渦電流損
が劣化することから、良好な鉄損特性が得にくい。

【００３５】本発明の場合、磁区細分化効果を有する被
膜が形成されているため、磁束密度が高くても良好な鉄
損特性が得られやすいが、あまりに二次再結晶粒径が大
きすぎると鉄損特性を確保しにくくなる。

【００３６】図２における二次再結晶粒径の上限につい
ては、上記の理由によると考えられる。良好な鉄損を得
るための二次再結晶粒径の下限が生じる理由について
は、次のように推察している。二次再結晶粒の平均粒径
が１．０mm未満となる場合は、二次再結晶の不安定化現
象が生じた場合であり、多数の１．０mm以下の粒が混入
した結晶組織となっている。この場合、磁束密度を高位
に保ちにくいのに加えて、本発明の如き、磁区細分化効
果は発揮しにくい。

【００３７】本発明者らは、図１，図２に結果を示した
種々の試料の工程条件や、中間製品の特徴について広範
に調査した結果、Ｗ_13/50 ≦０．４０w/kgなる良好な磁
気特性を得る条件として、次のことを確認した。スラブ
のＣｕ量（Ｃｕ（％））、Ｍｎ量（Ｍｎ（％））に関し
て、 0.005 ≦Ｃｕ（％）×Ｍｎ（％）≦0.15 ………………（Ａ） の関係が成り立ち、かつ、脱炭焼鈍及び窒化処理完了後
の鋼板の表面酸化膜中の全ＳｉＯ₂ 量（ＳＩＯ２（ｇ／
ｍ² ））と上記Ｃｕ量の間に、 0.8 −0.6 ×Ｃｕ（％）≦ＳＩＯ２≦1.8 −0.6 ×Ｃｕ（％） ……（Ｂ） の関係が成り立ち、脱炭焼鈍及び窒化処理完了後の鋼板
の一次再結晶粒の平均粒径（Ｄ（μｍ））と上記Ｃｕ量
の間に、 16×Ｃｕ（％）＋14≦Ｄ≦16×Ｃｕ（％）＋27 ………………（Ｃ） なる関係が成り立っていたことをつきとめた。

【００３８】（Ａ），（Ｂ），（Ｃ）がＷ_13/50 ≦０．
４０w/kgであるための具備条件となった理由については
必ずしも明らかではないが、本発明者らは、次のように
推定している。

【００３９】（Ａ）の条件については、これを満せば、
図１におけるＷ_13/50 ≦０．４０w/kgを得るための製品
としての必要条件であるＣｕ（％）とＭｎ（％）に関す
る具備条件が満足しやすいためと考えられる。

【００４０】（Ｂ）の条件のＳｉＯ₂ の下限値の存在に
ついては、最終仕上焼鈍昇温時におけるＭｇ₂ ＳｉＯ₄
形成反応との関係から次のようなメカニズムが考えられ
る。本発明の製品は製品の被膜に特徴がある。（Ｂ）の
下限値の条件は、Ｃｕ量が多いほど、Ｍｇ₂ ＳｉＯ₄ 形
成に必要な鋼板のＳｉＯ₂ 量の下限値が低いことを示し
ており、Ｍｇ₂ ＳｉＯ₄ の量とＣｕ量は相互に補い合う
関係にあると考えられる。

【００４１】このメカニズムは渦電流損に対するＣｕ
量、Ｍｇ₂ ＳｉＯ₄ 量の影響から理解できる。つまり、
製品のＭｇ₂ ＳｉＯ₄ の量が少ないと、被膜張力が低下
し、渦電流損が上昇する傾向がある。一方、Ｃｕ量を増
すと、被膜のＭｇ₂ ＳｉＯ₄ 量が同一でも、渦電流損が
低下する傾向が観察された。

【００４２】つまり、（Ｂ）の下限値の条件は、渦電流
損を低くするための具備条件と考えられる。従って、
（Ｂ）の下限値の条件は、図１に示した製品の具備条件
であるＷ_M −Ｗ_P ≧０．０８（w/kg）を実現する必要条
件となっているものと考えられる。

【００４３】一方、（Ｂ）の上限値の存在は、最終仕上
焼鈍昇温時のＡｌの酸化挙動との関係から次のように考
えられる。本発明における二次再結晶のための主インヒ
ビターはＡｌＮであり、表面酸化膜のＳｉＯ₂ の量が多
いほど、表面近傍のＡｌの酸化に伴うＡｌＮの分解が生
じやすい。

【００４４】言い換えると、ＳｉＯ₂ の量が多い程Ａｌ
Ｎの分解が生じやすくなる。他方、Ｃｕ量が多いほどＡ
ｌＮのサイズが小さくなり、分解しやすくなるので、
（Ｂ）の条件の上限値の存在は、ＡｌＮの分解を過度に
生じさせないための規制となっている。このため、この
（Ｂ）の条件の上限値を守ることによって、図２に示し
た製品の具備条件であるＢ₈ とｄの適正範囲が実現でき
る。

【００４５】（Ｃ）の条件については、二次再結晶温度
の適正値との関係から次のようなメカニズムが考えられ
る。スラブのＣｕ量を増すと、硫化物の組成としてＣｕ
量が増加すると共に、サイズが小さくなる傾向が認めら
れた。最終仕上焼鈍昇温時このＣｕ−ｒｉｃｈな硫化物
を核として、ＡｌＮ，（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎが析出するた
め、Ｃｕ量が多いほど、最終仕上焼鈍昇温時の析出物の
サイズが小さくなった。

【００４６】サイズが小さいほど、析出物としては分解
しやすくなるので、Ｃｕ量が多いほど二次再結晶開始温
度が低下する傾向が観察された。

【００４７】元来、二次再結晶は、粒界移動の粒界性格
依存性に起因する現象と考えられ、｛１１０｝〈００
１〉方位粒の二次再結晶の場合、一般粒界とΣ９粒界の
粒界移動速度差が大きい温度域で二次再結晶を生ぜしめ
た場合に｛１１０｝〈００１〉方位の集積度が高いと考
えられる。

【００４８】Ｃｕ量を増すと二次再結晶が生じる温度が
低下するため、この二次再結晶温度を適切な範囲に保つ
ための方策が必要となる。

【００４９】（Ｃ）に示された如く、一次再結晶粒径を
Ｃｕ量に応じて高め、二次再結晶粒の粒成長の駆動力を
低下させることは、二次再結晶温度を適切な範囲に保つ
のに有効であり、その結果、（Ｃ）の条件を満す場合に
は、図２における製品の具備条件Ｂ₈ ≧１．８８Ｔを満
すことが可能となる。

【００５０】さらに、（Ｃ）の条件を満せば、二次再結
晶温度と進行速度を制御できることから、図２における
製品の二次再結晶粒径の具備条件を満すことが可能とな
る。

【００５１】次に本発明の構成要件を限定した理由につ
いて述べる。まず、スラブの成分について、限定理由を
説明する。Ｃは０．０２５重量％（以下単に％と略述）
未満になると二次再結晶が不安定になり、かつ二次再結
晶した場合でもＢ₈ ＞１．８０（Ｔ）が得がたいので
０．０２５％以上と限定した。一方、Ｃが多くなりすぎ
ると脱炭焼鈍時間が長くなり経済的でないので０．０７
５％以下と規定した。

【００５２】Ｓｉは５．０％を超えると冷延時の割れが
著しくなるので５．０％以下とした。又、２．５％未満
では素材の固有抵抗が低すぎ、トランス鉄心材料として
必要な低鉄損が得られないので２．５％以上とした。望
ましくは３．２％以上である。

【００５３】Ａｌは二次再結晶の安定化に必要なＡｌＮ
もしくは（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを確保するため、酸可溶性Ａ
ｌとして０．０１０％以上とする必要がある。酸可溶性
Ａｌが０．０６０％を超えると熱延板のＡｌＮが不適切
となり二次再結晶が不安定となるので、０．０６０％以
下とする必要がある。

【００５４】Ｎは０．００１０〜０．０１３０％とする
ことが好ましい。この範囲にすることによって、後述す
る一次再結晶粒径制御と窒化時にフリーなＡｌ量の確保
の両立が可能となる。さらに、加えて、Ｎが０．０１３
０％を超えるとブリスターと呼ばれるフクレが鋼板に発
生して好ましくない。

【００５５】Ｓ＋０．４０５Ｓｅの範囲は、０．００５
〜０．０２０％と規定した。０．００５％未満では、本
発明の本質であるＣｕ−Ｓ（又はＣｕ−Ｓｅ）からＭｎ
Ｓ（又はＭｎＳｅ）への最終仕上焼鈍昇温過程での置換
現象が生じにくく好ましくない。又、０．０２０％超で
は、圧延方向に列状に生じる二次再結晶不良現象が生じ
て好ましくない。

【００５６】Ｍｎ量、Ｃｕ量の範囲は、各々０．０６〜
０．８％、０．０１〜０．５０％とする必要がある。こ
れらの範囲にすることにより高磁束密度化が可能とな
る。Ｃｕ量を０．２０〜０．４０％とすることは、高磁
束密度化のためにさらに好ましい。

【００５７】Ｓｎの範囲は、０．０１〜０．１５％とす
ることはさらに好ましい。Ｓｎは、一次再結晶集合組織
において、｛１１０｝〈００１〉方位粒を増加させ、そ
の結果として、二次再結晶粒径を小さくさせる効果があ
ると共に、硫化物の析出を均一化する効果がある。従っ
て、本発明の如き硫化物析出制御の効果を一増助長す
る。このＳｎの量は、０．０１％未満では上記効果が不
十分であり、０．１５％を超えると鋼板の窒化が難しく
なり、二次再結晶不良の原因となるため好ましくない。
この他インヒビター構成元素として知られているＳｂ，
Ｃｒ，Ｎｉ，Ｂ，Ｔｉ，Ｎｂ等を微量に含有することは
差し支えない。

【００５８】スラブ加熱温度は、普通鋼並にしてコスト
ダウンを行うという目的から１２８０℃未満と限定し
た。好ましくは１２００℃以下である。加熱されたスラ
ブは、引き続き熱延されて熱延板となる。

【００５９】この熱延は、リバース又はタンデムで低速
で行われる粗圧延と、タンデムで行われる高速の仕上熱
延からなる。特に限定するものではないが、この仕上熱
延の温度を７００〜１１００℃とすることが好ましい。
これは、この温度範囲で仕上熱延を行うことにより、熱
延で導入された転位を核としたＣｕ−Ｓの析出が生じや
すく、Ｃｕ−Ｓの微細析出分散相が得やすいためであ
る。

【００６０】この熱延板は次いで、１回又は中間焼鈍を
はさむ２回以上の冷延を施される。この際の最終冷延の
圧下率を８０％以上とする。最終冷延の圧下率を８０％
以上としたのは、圧下率を上記範囲とすることによっ
て、脱炭板において尖鋭な｛１１０｝〈００１〉方位粒
と、これに蚕食されやすい対応方位粒（｛１１１｝〈１
１２〉方位粒等）を適正量得ることができ、磁束密度を
高める上で好ましいためである。

【００６１】特に限定するものではないが、前記熱延の
後、必要により８００〜１２００℃の熱延板焼鈍を施す
ことは、磁気特性を高位安定化する上でさらに好まし
い。この温度域で熱処理することは、ＡｌＮ，ＭｎＳ，
Ｃｕ−Ｓ等の熱延板の場所的不均一性を低減する効果が
ある。

【００６２】最終冷延後の鋼板は、脱炭焼鈍、焼鈍分離
剤塗布、最終仕上焼鈍を施されて最終製品となる。ここ
で脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始までの間の一次再
結晶粒の平均粒径（Ｄ）を１８〜３５μｍに制御するこ
とが必要である。

【００６３】その理由は平均粒径の範囲で良好な磁束密
度が得られやすく、かつ粒径変動に対する磁束密度の変
化が少ないからである。さらには、上記Ｄ（μｍ）とス
ラブのＣｕ量の間に、 １６×Ｃｕ（％）＋１４≦Ｄ≦１６×Ｃｕ（％）＋２７ の関係を満す必要がある。

【００６４】この理由は、上記関係を満すことで、製品
において、｛１１０｝〈００１〉方位に高度に集積した
二次再結晶集合組織形成と多数の二次再結晶粒の発生が
同時に達成できる。従ってＷ_13/50 ≦０．４０w/kgなる
良好な磁気特性を得るためには、上記関係を満すことが
必須となる。

【００６５】一次再結晶粒径を制御する手段は、特に限
定しない。スラブ加熱温度、熱延の熱履歴、熱延板焼鈍
条件、脱炭焼鈍条件を制御することが有効である。Ｃｕ
量を増加させ、同一条件で工程処理を行うと、一次再結
晶粒径が小さくなる傾向があるので、一次再結晶粒径を
Ｃｕ量に応じて大きくするためには、工程条件を変更す
る必要がある。

【００６６】又、脱炭焼鈍後の鋼板の表面酸化膜中の全
ＳｉＯ₂ 量（ＳＩＯ２（ｇ／ｍ² ））とスラブのＣｕ量
（Ｃｕ（％））の関係を ０．８−０．６×Ｃｕ（％）≦ＳＩＯ２≦１．８−０．
６×Ｃｕ（％） とする必要がある。ＳＩＯ２の下限値の規定は、この条
件を満すことが、図１において製品の具備条件Ｗ_M −Ｗ
_P ≧０．０８を満すために必要なためである。

【００６７】ＳＩＯ２の上限値の規定は、この条件を満
すことが、図２における製品の具備条件Ｂ₈ ≧１．８８
Ｔを満すために必要なためである。上記条件を満すため
の手段については特に限定しない。脱炭焼鈍時の温度、
露点を制御することによって上記関係を満足させること
ができる。

【００６８】酸化挙動は、鋼への添加元素及びその量の
影響を受ける。従って、上記関係を満すためには材料に
応じた条件設定が必要となる。Ｓｎ，Ｃｕは酸化を抑制
する元素なので、特に注意する必要がある。

【００６９】脱炭焼鈍時の露点、雰囲気ガス、熱サイク
ルについては特に限定しない。露点としては、３０〜８
０℃、雰囲気ガスとしては通常Ｎ₂ とＨ₂ の混合ガスが
用いられる。熱サイクルについては、８００〜９００℃
まで鋼板は加熱される。露点、雰囲気ガス、熱サイクル
をＭｎ，Ｃｕ等に応じて制御することは、図１，図２に
示された如き本発明の効果を実現するために、好まし
い。

【００７０】１２８０℃未満の低温スラブ加熱を行う場
合には、二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足が
ちになるから熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始まで
に窒化処理を施す必要がある。さらに窒化の方法として
は特に限定するものではなく、脱炭焼鈍後引き続き焼鈍
雰囲気にＮＨ₃ ガスを混入させ窒化する方法、プラズマ
を用いる方法、焼鈍分離剤に窒化物を添加し、最終仕上
焼鈍の昇温中に窒化物が分解してできた窒素を鋼板に吸
収させる方法、最終仕上焼鈍の雰囲気のＮ₂ 分圧を高め
とし、鋼板を窒化する方法等いずれの方法でも良い。

【００７１】窒化量は、増窒素量として、０．００１０
％以上とする必要がある。０．００１０％未満では、本
発明の本質である最終仕上焼鈍昇温過程でのＳｉ又はＭ
ｎを多く含有する窒化物からＡｌＮ又は（Ａｌ，Ｓｉ）
Ｎへの置換現象が十分生じないので好ましくない。増窒
素量の上限も、特に規定するものではないが、フォルス
テライト被膜の欠陥を少なく抑えるには、０．１０００
％以下にすることが好ましい。

【００７２】さらに、特に限定するものではないが、最
終仕上焼鈍昇温時の８００〜１０００℃の間を１００℃
／時以下の昇温速度で加熱することは好ましい。これ
は、この８００〜１０００℃の温度範囲で、Ｃｕ−Ｓか
らＭｎＳへの置換及びＳｉ又はＭｎが多い窒化物からＡ
ｌＮ又は（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎへの置換が生じるので、これ
らの現象が十分起こるための時間を確保することが好ま
しいためである。

【００７３】最終仕上焼鈍時の雰囲気については、特に
限定するものではないが、酸化ポテンシャルを確保する
点においては、Ｎ₂ ガスを含む雰囲気で焼鈍を行うこと
が好ましい。

【００７４】最終仕上焼鈍後は、形状矯正と張力コーテ
ィングを兼ねた焼鈍を施される。この焼鈍は鋼板を８０
０〜９００℃に加熱して行われ、リン酸等を含むコーテ
ィングも施される。

【００７５】本発明の特徴となる製品の具備条件の限定
理由について説明する。Ｓｉは２．５〜５．０％含有さ
れる必要がある。５．０％を超えると製品加工時割れが
生じる可能性が高まり、好ましくない。２．５％未満で
は固有抵抗が低すぎ、低鉄損が得られない。望ましく
は、３．２％以上である。

【００７６】Ｃｕは、０．０５〜０．５０％とした。Ｃ
ｕ量をこの範囲にすることによって、図１に示した本発
明の効果が得られやすい。又、Ｃｕ量を０．２０〜０．
４０％とすることによって、磁束密度が向上するのでさ
らに好ましい。Ｍｎについては、０．０６〜０．８％と
した。Ｍｎ量についても、この範囲にすることによって
図１に示した本発明の効果が得られやすい。

【００７７】Ｃｕ（％）×Ｍｎ（％）量及びＷ_M −Ｗ_P
の値については、図１に示した如く、各々０．００５〜
０．１５、０．０８以上とする必要がある。この値の範
囲に各々制御することによって、良好な鉄損特性が得ら
れる。

【００７８】磁束密度Ｂ₈ （Ｔ）及び製品の二次再結晶
粒径の平均値ｄ（mm）は、図２に示した如く、各々、Ｂ
₈ （Ｔ）≧１．８８、１．０≦ｄ≦２３×Ｂ₈ −４０と
する必要がある。この値の範囲に各々制御することによ
って、良好な鉄損特性が得られる。Ｓｎ量については、
０．０１〜０．１５％とすることがさらに好ましい。こ
の値の範囲とすることによって、高磁束密度と低鉄損が
得られやすい。

【００７９】

【実施例】

〔実施例１〕Ｃ：０．０５６％（％は重量％、以下同
じ）、Ｓｉ：３．４０％、Ｍｎ：０．１１％、Ｓ：０．
０１０％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：０．００
８５％を基本成分とし、Ｃｕ量を、＜０．００１％、
０．１５％、０．３５％なる３水準で添加した３種
類の２５０mm厚のスラブを作成した。この時、Ｃｕ
（％）×Ｍｎ（％）の値は、各々、＜０．０００１
１、０．０１６５、０．０３８５であった。

【００８０】かかるスラブを１１５０℃で６０分均熱し
た後、直ちに熱延を開始し、５パスの粗熱延で４０mm厚
とした後、６パスの仕上熱延で２．３mm厚の熱延板とし
た。

【００８１】この熱延板を１０５０℃に３分間保持する
熱延板焼鈍を施し、次いで圧下率約８８％で０．２８５
mmの冷延板とし、８４５℃で１５０秒保持する脱炭焼鈍
を施した。

【００８２】この脱炭焼鈍時の焼鈍雰囲気を（ａ）
Ｎ₂ ：２５％、Ｈ₂ ：７５％、露点６２℃、（ｂ）
Ｎ₂ ：２５％、Ｈ₂ ：７５％、露点４０℃、（ｃ）
Ｎ₂ ：１０％、Ｈ₂ ：９０％、露点３０℃の３条件とし
た。しかる後、７５０℃で３０秒保持する焼鈍を行い、
焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入させ鋼板に窒素を吸収
せしめた。窒化後のこの鋼板のＮ量は０．０１９３〜
０．０２３１％であった。

【００８３】次いで、この鋼板にＭｇＯを主成分とし、
Ｎａ₂ Ｂ₄ Ｏ₇ ，ＴｉＯ₂ を各々、０．３％，５％添加
した焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ₂ ：２５％、Ｈ₂ ：７５％
の雰囲気ガス中で１０℃／時の速度で１２００℃まで昇
温し、引き続きＨ₂ ：１００％雰囲気ガス中で１２００
℃で２０時間保持する最終仕上焼鈍を行った。しかる
後、張力コーティングと形状矯正を兼ねた焼鈍を行っ
た。実験条件と製品特徴量、磁気特性の結果を表１に示
す。

【００８４】

【表１】

【００８５】〔実施例２〕Ｃ：０．０４９％、Ｓｉ：
３．３９％、Ｓ：０．００８％、Ｃｕ：０．２７％、
Ｎ：０．００２０％、酸可溶性Ａｌ：０．００２９％を
基本成分とし、Ｍｎを、０．１４％、０．６５％の
２水準のレベルで添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなる２種類の２５０mm厚のスラブを作成した。この
時、Ｃｕ（％）×Ｍｎ（％）の値は、各々０．０３７
８、０．１７５５であった。かかるスラブを１１２０
℃で６０分均熱した後、直ちに熱延を開始し、５パスの
粗熱延で４０mm厚とした後、６パスの仕上熱延で２．３
mm厚の熱延板とした。

【００８６】この熱延板を１１００℃に３０秒保持し、
引き続き９００℃に３０秒保持した後急冷する熱延板焼
鈍を施した。次いで、圧下率約９０％で０．２２０mmの
冷延板とし、８４０℃で９０秒保持する脱炭焼鈍を施し
た。この脱炭焼鈍時の焼鈍雰囲気を（ａ）Ｎ₂ ：２５
％、Ｈ₂ ：７５％、露点６０℃、（ｂ）Ｎ₂ ：７５％、
Ｈ₂ ：２５％、露点７５℃なる２条件とした。

【００８７】しかる後、７７０℃で３０秒保持する焼鈍
を行い、焼鈍中にＮＨ₃ ガスを混入させ鋼板に窒素を吸
収せしめた。窒化後のこの鋼板のＮ量は、０．０１９５
〜０．０２２８％であった。

【００８８】次いで、この鋼板にＭｇＯを主成分とし、
ＴｉＯ₂ を３％添加した焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ₂ ：５
０％、Ｈ₂ ：５０％の雰囲気ガス中で２５℃／時の速度
で１２００℃まで昇温し、引き続きＨ₂ ：１００％雰囲
気ガス中で１２００℃で２０時間保持する最終仕上焼鈍
を行った。しかる後、張力コーティングと形状矯正を兼
ねた焼鈍を行った。実験条件と製品特徴量、磁気特性の
関係を表２に示す。

【００８９】

【表２】

【００９０】〔実施例３〕Ｃ：０．０４０％、Ｓｉ：
３．１０％、Ｍｎ：０．１０％、Ｓ：０．０１０％、Ｃ
ｕ：０．１１％、酸可溶性Ａｌ：０．０３２％、Ｎ：
０．００５８％を添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなる２５０mm厚のスラブを作成した。この時、Ｃｕ
（％）×Ｍｎ（％）の値は、０．０１１であった。かか
るスラブを１１００℃で６０分均熱した後、直ちに熱延
を開始し、５パスの粗熱延で４０mm厚とした後、６パス
の仕上熱延で２．３mm厚の熱延板とした。

【００９１】次いで、かかる熱延板を酸洗して圧下率約
８５％で０．３３５mmの冷延板とし８４０℃で１５０秒
保持する脱炭焼鈍を施した。この脱炭焼鈍時の焼鈍雰囲
気をＮ₂ ：５０％、Ｈ₂ ：５０％、露点５０℃、Ｎ
₂ ：５０％、Ｈ₂ ：５０％、露点７０℃なる２条件とし
た。しかる後、７５０℃で３０秒保持する焼鈍を行い、
焼鈍雰囲気中にＮＨ₃ ガスを混入させ鋼板に窒素吸収を
生ぜしめた。窒化後のこの鋼板のＮ量は０．０２２６％
であった。そしてこの鋼板の平均結晶粒径は、２１μｍ
であった。

【００９２】次いで、この鋼板にＭｇＯを主成分とする
焼鈍分離剤を塗布し、（ａ）Ｎ₂ ：５０％、Ｈ₂ ：５０
％、（ｂ）Ｎ₂ ：１０％、Ｈ₂ ：９０％なる２水準の雰
囲気ガス中で１５℃／時の速度で１２００℃まで昇温
し、引き続きＨ₂ ：１００％雰囲気ガス中で１２００℃
で２０時間保持する最終仕上焼鈍を行った。しかる後、
張力コーティングと形状矯正を兼ねた焼鈍を行った。実
験条件と製品特徴量、磁気特性の関係を表３に示す。

【００９３】

【表３】

【００９４】

【発明の効果】本発明においては、製品の状態で、Ｓ
ｉ，Ｃｕ，Ｍｎ含有量を制御し、Ｃｕ量とＭｎ量の積を
制御し、磁束密度及び製品の二次再結晶粒径の平均値を
制御し、さらには、製品と被膜除去後の鉄損差を制御す
ることによって、さらに好ましくは、Ｃｕ量を激しく制
御し、所定のＳｎ量を含有することによって良好な磁気
特性を有する一方向性電磁鋼板を提供できるので、その
工業的意義は極めて大である。

【００９５】さらに、この特徴ある製品を製造する方法
においては、Ｃｕを添加しＣｕ量とＭｎ量の積を制御す
ること、スラブのＣｕ量に応じて、脱炭焼鈍完了後最終
仕上焼鈍開始までの一次再結晶粒の平均粒径を制御する
こと、スラブのＣｕ量に応じて、脱炭焼鈍後の鋼板のＳ
ｉＯ₂ 量を制御すること、熱延後最終仕上焼鈍の二次再
結晶開始までの間に鋼板に所定量の窒化処理を施すこ
と、さらに好ましくは、スラブのＣｕ量を激しく制御
し、所定のＳｎ量を添加することによって良好な磁気特
性を安定して得られるので、その工業的効果が極めて大
である。

【図面の簡単な説明】

【図１】製品のＣｕ（％）×Ｍｎ（％）、及び製品の被
膜除去後の鉄損Ｗ_13/50 （Ｗ_M）と製品の鉄損Ｗ_13/50
（Ｗ_P ）との差と製品の鉄損特性との関係を表わすグラ
フである。

【図２】製品の磁束密度（Ｂ₈ ）及び製品の二次再結晶
粒の平均粒径（ｄ）と製品の鉄損特性との関係を表わす
グラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 茂木 尚 北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製 鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 田中 収 北九州市戸畑区大字中原46−59 日鐵プラ ント設計株式会社内 (72)発明者 黒木 克郎 北九州市戸畑区大字中原46−59 日鐵プラ ント設計株式会社内

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｓｉ：２．５〜５．０％、Ｃ
   ｕ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０６〜０．８
   ％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる一方向性電
   磁鋼板で、 ０．００５≦Ｃｕ（％）×Ｍｎ（％）≦０．１５ を満し、かつ、Ｂ₈ （Ｔ）≧１．８８であり、かつ、製
   品の二次再結晶粒径の平均値ｄ（mm）が １．０≦ｄ≦２３×Ｂ₈ −４０ を満し、かつ、製品と被膜除去後の鉄損Ｗ_13/50 （w/k
   g）を、各々、Ｗ_P ，Ｗ_Mとした時、 Ｗ_M −Ｗ_P ≧０．０８ であることを特徴とする磁気特性と被膜特性の優れた一
   方向性電磁鋼板。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃｕ：０．２０〜０．４０％
   を含有する請求項１記載の磁気特性と被膜特性の優れた
   一方向性電磁鋼板。
3. 【請求項３】 重量％で、Ｓｎ：０．０１〜０．１５％
   を含有する請求項１又は２記載の磁気特性と被膜特性の
   優れた一方向性電磁鋼板。
4. 【請求項４】 重量％で、Ｃ ：０．０２５〜０．０７
   ５％、Ｓｉ：２．５〜５．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０
   １０〜０．０６０％、Ｎ ：０．００１０〜０．０１３
   ０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．００５〜０．０２０
   ％、Ｍｎ：０．０６〜０．８％、Ｃｕ：０．０１〜０．
   ５０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブ
   を１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延し、引き続き熱
   延板焼鈍を施し、次いで圧下率８０％以上の最終冷延を
   含み、中間焼鈍をはさむ１回以上の冷延を施し、次いで
   脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製
   造する方法において、スラブのＣｕ，Ｍｎの含有量（重
   量％）を下記（１）式の範囲に制御し、脱炭焼鈍完了後
   最終仕上焼鈍開始までの一次再結晶粒の平均粒径（Ｄ
   （μｍ））を１８〜３５μｍとし、スラブのＣｕ量とＤ
   を下記（２）式の範囲に制御し、かつ、脱炭焼鈍後の鋼
   板の表面酸化膜中の全ＳｉＯ₂ 量（ＳＩＯ２（ｇ／
   ｍ² ））とスラブのＣｕ量（Ｃｕ（％））を下記（３）
   式の範囲に制御し、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開
   始までの間に鋼板に増窒素量で０．００１０％以上の窒
   化処理を施すことを特徴とする磁気特性と被膜特性の優
   れた一方向性電磁鋼板の製造法。 0.005 ≦Ｃｕ（％）×Ｍｎ（％）≦0.15 ………………（１） 16×Ｃｕ（％）＋14≦Ｄ≦16×Ｃｕ（％）＋27 ……………（２） 0.8 −0.6 ×Ｃｕ（％）≦ＳＩＯ２≦1.8 −0.6 ×Ｃｕ（％） ……（３）
5. 【請求項５】 重量％で、Ｃ ：０．０２５〜０．０７
   ５％、Ｓｉ：２．５〜５．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０
   １０〜０．０６０％、Ｎ ：０．００１０〜０．０１３
   ０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．００５〜０．０２０
   ％、Ｍｎ：０．０６〜０．８％、Ｃｕ：０．０１〜０．
   ５０％、 残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２８
   ０℃未満の温度で加熱し、熱延し、引き続き熱延板焼鈍
   を施さず、次いで圧下率８０％以上の最終冷延を含み、
   中間焼鈍をはさむ１回以上の冷延を施し、次いで脱炭焼
   鈍、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造する
   方法において、スラブのＣｕ，Ｍｎの含有量（重量％）
   を下記（１）式の範囲に制御し、脱炭焼鈍完了後最終仕
   上焼鈍開始までの一次再結晶粒の平均粒径（Ｄ（μ
   ｍ））を１８〜３５μｍとし、スラブのＣｕ量とＤを下
   記（２）式の範囲に制御し、かつ、脱炭焼鈍後の鋼板の
   表面酸化膜中の全ＳｉＯ₂ 量（ＳＩＯ２（ｇ／ｍ² ））
   とスラブのＣｕ量（Ｃｕ（％））を下記（３）式の範囲
   に制御し、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの
   間に鋼板に増窒素量で０．００１０％以上の窒化処理を
   施すことを特徴とする磁気特性と被膜特性の優れた一方
   向性電磁鋼板の製造法。 0.005 ≦Ｃｕ（％）×Ｍｎ（％）≦0.15 ………………（１） 16×Ｃｕ（％）＋14≦Ｄ≦16×Ｃｕ（％）＋27 ………………（２） 0.8 −0.6 ×Ｃｕ（％）≦ＳＩＯ２≦1.8 −0.6 ×Ｃｕ（％） ……（３）
6. 【請求項６】 Ｃｕ：０．２０〜０．４０重量％を含有
   するスラブを用いることを特徴とする請求項４又は５記
   載の磁気特性と被膜特性の優れた一方向性電磁鋼板の製
   造法。
7. 【請求項７】 Ｓｎ：０．０１〜０．１５重量％を含有
   するスラブを用いることを特徴とする請求項４又は５又
   は６記載の磁気特性と被膜特性の優れた一方向性電磁鋼
   板の製造法。