JP2000503726A - 低温スラブ加熱法に基づく高磁束密度の結晶粒配向電気鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 トランス等の鉄心として使用するための高磁束密度の結晶粒配向電気鋼板の製造方法が開示されている。この方法では、最終厚さまで冷間圧延された後、一次再結晶粒子の成長を抑えるインヒビターが形成され、それにより低温スラブ加熱を行うことができる。その方法は以下のように行われる。ケイ素鋼スラブを加熱し、熱間圧延した後、その熱間圧延鋼板を焼きなましする。焼きなましされた鋼板を一段階で冷間圧延して冷間圧延鋼板を形成し、その冷間圧延鋼板を脱炭する。焼きなましセパレータをその脱炭鋼板に広げ、最後の高温焼きなましを行う。そのケイ素鋼スラブは、重量％で０．０２−０．０４５％のＣ、２．９０−３．３０％のＳｉ、０．０５−０．３０％のＭｎ、０．００５−０．０１９％のＡｌ、０．００３−０．００８％のＮ、０．００６％以下のＳ（上記は主成分である）、０．００１−０．０１２％のＢ、及びＦｅと他の避けられない不純物の残り、或いは上記主成分に加え、０．３０−０．７０％のＣｕ、０．０３−０．０７％のＮｉ、０．０３−０．０７％のＣｒ、及びＦｅと他の避けられない不純物の残り、或いは上記主成分に加え、０．００１−０．０１２％のＢ、０．３０−０．７０％のＣｕ、０．０３−０．０７％のＮｉ、０．０３−０．０７％のＣｒ、及び残りはＦｅと他の避けられない不純物を含んでいる。鋼スラブに対するスラブ加熱温度は、１０５０−１２５０℃である。３０−７０℃の露点を有する窒素含有雰囲気下で３０秒から１０分間、８５０−９５０℃の温度で脱炭と窒化を同時に行って脱炭工程を行う。

Description

【発明の詳細な説明】 低温スラブ加熱法に基づく高磁束密度の結晶粒配向電気鋼板の製造方法発明の背景 １．発明の分野 本発明は、トランス等の電気機器の鉄心等として使用するための結晶粒配向電 気鋼板の製造方法に関する。さらに詳しくは、本発明は高磁束密度の結晶粒配向 電気鋼板の製造方法に関し、この方法では、最終厚さまで冷間圧延された後、一 次再結晶粒子の成長を抑えるインヒビターが形成され、それにより低温スラブ加 熱を行うことが可能となる。 ２．従来技術の説明 結晶粒配向電気鋼板は圧延方向に（１１０）[００１]集合組織を有している。 この方法は、最初にＮ．Ｐ．Ｇｏｓｓにより開示され、このとき以来、多くの研 究者がその方法及び鋼板の性質を改良しようとして努力してきた。その結晶粒配 向電気鋼板の磁性は、一次再結晶粒子の成長を抑え、またその抑制された結晶粒 子の中から（１１０）[００１]結晶粒子を選択的に成長させることで得られる二 次再結晶構造中に現れる。 したがって、もし優れた磁性を有する結晶粒配向電気鋼板を製造するならば、 如何にインヒビターが形成され、また、その抑制された結晶粒の中から安定した （１１０）[００１]集合組織を得る工程をどのように構成するのかが重要となる 。 特に、そのインヒビターは、微細な析出物及び偏析成分を用いて形成される。 その析出物は、十分な量、及び適切な大きさで均一に分散されるべきであり、そ れにより一次再結晶粒子の成長を二次再結晶粒子が形成されるまで抑えることが できる。さらに、その析出物は、二次再結晶粒子が形成される直前のピーク温度 まで熱的に安定した状態に保たれることで分解されるべきでない。上記条件を満 足する現在使用されているインヒビターは、ＭｎＳ、ＭｎＳ＋Ａｌ Ｎ、ＭｎＳ（Ｓｅ）＋Ｓｂである。 ＭｎＳだけを使用して電気鋼板を製造する技術が、特開昭４０−１５６４４号 に開示されている。この技術では、中間焼きなましを含む二段階の冷間圧延を行 うことにより安定した二次再結晶構造が得られる。しかしながら、この方法では 、高い磁束密度が得られず、また製造コストは二段階の冷間圧延が行われるとい う事実のために増加する。 インヒビターとしてＭｎＳ＋ＡｌＮを用いて配向電気鋼板を製造する代表的な 技術が特開昭３０−３６５１号に記載されている。この方法では、８０％以上の 圧延率で一段階の冷間圧延が行われ、これにより高磁束密度を得ている。しかし ながら、もしこの方法が産業分野に応用されれば、その製造条件は非常に厳正で あるので、それぞれの工程条件は厳しく制御されなければならない。 特に、この方法では、高温スラブ加熱、熱間圧延、析出焼きなまし、冷間圧延 、脱炭焼きなまし、及び高温焼きなましが行われる。 ここで、高温焼きなましとは、最終的な厚さにした板内に二次再結晶を引き起 こして（１１０）[００１]集合組織を成長させる工程のことである。インヒビタ ーを使用するどんな方法でも、板のこう着を防ぐため、高温焼きなましを行う前 に焼きなましセパレータが鋼板上に広げられ、脱炭中に鋼板表面の酸化皮膜がそ の焼きなましセパレータと反応してガラスフィルムを形成し、それにより鋼板上 に絶縁性が付与される。このように高温焼きなましを行うことで、（１１０）[ ００１]集合組織を有する鋼板の最終製品は、その表面上に絶縁膜が備えられる 。 インヒビターとしてＭｎＳ（Ｓｅ）＋Ｓｂを用いて結晶粒配向鋼板を製造する 代表的な技術が、特開昭５１−１３４６９号に開示されている。この方法では、 高温スラブ加熱、熱間圧延、析出焼きなまし、最初の冷間圧延、中間焼きなまし 、二回目の冷間圧延、脱炭焼きなまし、及び高温焼きなましが行われる。この方 法では、高磁束密度が得られる。しかしながら、二段階の冷間圧延が行われ、ま た非常に高価なＳｂ又はＳｅがインヒビターとして使用される。それゆえ製造コ ストが上昇し、その上、その製造ラインは人体に有毒に見える。 さらに、上記の方法では鋼スラブを長時間高温で加熱し、熱間圧延を行う前 にＭｎＳ又はＡｌＮの固溶体を得ている。次いで、その熱間圧延した板を冷却す る間に、ＭｎＳ又はＡｌＮが適切な大きさで分散した析出物として形成され、そ れによりそれらをインヒビターとして使用できる。 特に、高磁束密度を達成するため、インヒビターとしてＭｎＳを使用する方法 ではスラブ過熱を１３００℃で行わなければならないこと、インヒビターとして ＭｎＳとＡｌＮを使用する方法ではスラブ過熱を１３５０℃で行わなければなら ないこと、また、インヒビターとしてＭｎＳ（Ｓｅ）＋Ｓｂを使用する方法では スラブ過熱を１３２０℃で行わなければならないことが知られている。実際にそ れが工業生産に適用される場合、スラブの内部まで均一な温度とするために加熱 は１４００℃で行わなければならない。 スラブが長時間高温で加熱される場合、消費熱量は大きくなるため製造コスト は増加する。さらに、スラブの表面部分が溶け落ち、結果として炉の修理コスト が増大したり、炉の推定耐用年数が短くなる。 特に、もしスラブ表面の柱状結晶（凝固構造）が粗く成長すれば、その後の熱 間圧延中に深い横方向の亀裂が形成される。その結果的として、歩留りが著しく 減少し、また他の問題が発生するかもしれない。 上記問題を解決するため、結晶粒配向鋼板を製造する際、もしスラブ加熱温度 を下げると、その後、製造コストや歩留りにおいて多くの利点が得られる。 それゆえ最近では、高い固溶体温度を必要とするＭｎＳを使用しない方法につ いての研究が盛んに行われている。すなわち、これらの方法では、インヒビター として析出物が鋼製造工程中に加えられる成分だけにより形成されるのではなく 、析出物はその製造工程中の適切な段階で形成される。 上記方法は、特開平１−２３０７２１号及び特開平１−２８３３２４号に記載 されており、窒化処理が適用されている。 この部類に関しては、以下のものを引用できる。一つは窒化できる化学薬剤を 含む焼きなましセパレータを鋼板上に広げ、鋼板を窒化させるものである。他に は窒化できるガスを高温焼きなましの加熱段階中に、その雰囲気ガスに入れるも のがある。さらに他には、脱炭後窒化できる雰囲気内で鋼板を窒化させるものが ある。 特開平２−２２８４２５号は、熱間圧延鋼板上、又は最初の冷間圧延鋼板上で 行われる窒化工程中に窒素をその鋼中に入れて析出物を形成させる方法を開示し ている。 特開平２−２９４４２８号は、冷間圧延後、脱炭焼きなまし中に窒化及び脱炭 を同時に行う方法を開示している。この方法では（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎがインヒビタ ーとして使用され、また、脱炭と同時に発生する窒化により（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎが 表面層の結晶粒界に主に形成され、そのため表面層の一次再結晶粒子の成長を抑 制できる。したがって、表面層は微細な一次再結晶粒子を有し、一方内部では粗 い再結晶粒子を有している。結果として二次再結晶は不安定となり、そのため磁 束密度は低くなる。 この問題を解決する試みとしては、特開平３−２３２４号は、最初に脱炭焼き なましが行われ、一定の大きさ（約１５μｍ）まで結晶粒が成長した後、さらな る脱炭焼きなましの間にアンモニアガスを使用して窒化を行う方法を開示してい る。 これらの方法では、５００℃以上でアンモニアが分解する間に生成する窒素が 鋼板上に付く。 鋼板中に侵入した窒素は、周囲のＡｌ及びＳｉと反応して窒化物を形成し、こ れらの窒化物はインヒビターとして利用される。この場合のインヒビターは、Ａ ｌＮ及び（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎのような主にＡｌ窒化物である。 上記のように低温スラブ加熱が行われる方法は窒化できる含有化学薬剤又は窒 化できるガスを利用しており、それにより窒化を実現している。このように析出 物が鋼板中に形成され、結晶粒配向電気鋼板が製造される。 しかしながら、全ての方法において、鋼板は通常約０．０５０％の炭素を含ん でおり、したがって脱炭後、窒素を鋼板に入れることができる。結果として、付 加的なサブプロセスが必要となる。特に、窒化用のガスを使用する方法では、新 たな設備や既存の設備に大きな変更を加えなければならない。さらに、焼きなま しセパレータに窒化できる薬剤を加える方法では、多量の欠陥が表面のホーステ ライト層に発生する。 さらに、鋼内のＳ又はＮの量は比較的高く、それゆえ意図しないＭｎＳ又は ＡｌＮが熱間圧延後多量に生成される。脱炭後、それが一次再結晶粒子の大きさ を微細にする。それゆえ安定した二次再結晶を達成するためには、非常に強力な インヒビターが調整されなければならない。すなわち、微細な析出物が均一に分 散して形成されなければならない。この目的に対し、結晶粒の大きさは脱炭後、 厳正な方法で小さな範囲に制御されなければならず、また窒化の量は厳密に制御 されなければならない。それゆえ工業的に適用するのは非常に困難になっている 。 もし窒化方法を工業分野に適用しようとするならば、次の２つの問題が何より 解決されねばならない。 第一に、工程は既存の施設を大きく変更せずに改良されねばならない。これは 新規な方法の経済的な側面である。 第二に、安定した結晶粒配向電気鋼板が、その工程制御に対し大幅な許容度で 製造可能とすべきである。これは歩留りに、最終的には製造コストに関係してく る。発明の概要 従来技術の上記問題を解決するため、本発明者らは研究及び調査を行い、その 結果に基づき、本発明者らは本発明を提案するに至った。 それゆえ、結晶粒配向電気鋼板を製造する方法を提供することが本発明の目的 であり、そこでは低いＣ含有量及び適切なＢ含有量を有するケイ素鋼スラブが最 終的な厚さにされ、ＢＮ析出物が形成するように窒化が適切な条件で行われ、そ れによりスラブに対する低温加熱が可能となり、既存の設備を変更することなく 電気鋼板を製造でき、また、窒化後、均一な一次再結晶構造が得られ、それで高 磁束密度が得られる。 本発明の他の目的は、低いＣ含有量、適量のＣｕ、Ｃｒ及びＮｉを含むケイ素 鋼スラブが最終的な厚さにされ、均一な一次再結晶構造を得るための適切な条件 で窒化が行われ、それにより低温スラブ加熱が可能となり、また、既存の設備を 変更することなく電気鋼板を製造でき、それで高磁束密度が得られる結晶粒配向 電気鋼板を製造する方法を提供することである。好ましい実施態様の詳細な説明 本発明による高磁束密度を有する結晶粒配向電気鋼板の製造方法は、ケイ素鋼 スラブをスラブ加熱及び熱間圧延して熱間圧延鋼板を形成し、その熱間圧延鋼板 を焼きなましし、焼きなましされた鋼板を一段階で冷間圧延して冷間圧延鋼板を 形成し、その冷間圧延鋼板を脱炭し、焼きなましセパレータをその脱炭鋼板に広 げ、最後の高温焼きなましを行う工程を含み、 そのケイ素鋼スラブは、重量％で０．０２−０．０４５％のＣ、２．９０−３ ．３０％のＳｉ、０．０５−０．３０％のＭｎ、０．００５−０．０１９％のＡ ｌ、０．００３−０．００８％のＮ、０．００６％以下のＳ、０．３０−０．７ ０％のＣｕ、０．０３−０．０７％のＮｉ、０．０３−０．０７％のＣｒ、及び Ｆｅと他の避けられない不純物の残りを含み、鋼スラブに対するスラブ加熱温度 は、１０５０−１２５０℃であり、３０−７０℃の露点を有する窒素含有雰囲気 下で３０秒から１０分間、８５０−９５０℃の温度で脱炭と窒化を同時に行って 脱炭工程を行い、それにより低温加熱法を達成することを特徴としている。 本発明の別の態様では、本発明による高磁束密度を有する結晶粒配向電気鋼板 の製造方法は、ケイ素鋼スラブをスラブ加熱及び熱間圧延して熱間圧延鋼板を形 成し、その熱間圧延鋼板を焼きなましし、焼きなましされた鋼板を一段階で冷間 圧延して冷間圧延鋼板を形成し、その冷間圧延鋼板を脱炭し、焼きなましセパレ ータをその脱炭鋼板に広げ、最後の高温焼きなましを行う工程を含み、 そのケイ素鋼スラブは、重量％で０．０２−０．０４５％のＣ、２．９０−３ ．３０％のＳｉ、０．０５−０．３０％のＭｎ、０．００５−０．０１９％のＡ ｌ、０．００１−０．０１２％のＢ、０．００３−０．００８％のＮ、０．００ ６％以下のＳ、及びＦｅと他の避けられない不純物の残りを含み、鋼スラブに対 するスラブ加熱温度は、１０５０−１２５０℃であり、また、ＢＮ析出物の形成 と脱炭とを同時に行うように脱炭を行い、それにより低温スラブ加熱法を達成す ることを特徴としている。 本発明のさらに別の態様では、本発明による高磁束密度を有する結晶粒配向 電気鋼板の製造方法は、ケイ素鋼スラブをスラブ加熱及び熱間圧延して熱間圧延 鋼板を形成し、その熱間圧延鋼板を焼きなましし、焼きなましされた鋼板を一段 階で冷間圧延して冷間圧延鋼板を形成し、その冷間圧延鋼板を脱炭し、焼きなま しセパレータをその脱炭鋼板に広げ、最後の高温焼きなましを行う工程を含み、 そのケイ素鋼スラブは、重量％で０．０２−０．０４５％のＣ、２．９０−３ ．３０％のＳｉ、０．０５−０．３０％のＭｎ、０．００１−０．０１２％のＢ 、０．００５−０．０１９％のＡｌ、０．００３−０．００８％のＮ、０．００ ６％以下のＳ、０．０３０−０．７０％のＣｕ、０．０３−０．０７％のＮｉ、 ０．０３−０．０７％のＣｒ、及びＦｅと他の避けられない不純物の残りを含み 、鋼スラブに対するスラブ加熱温度は、１０５０−１２５０℃であり、また、３ ０−７０℃の露点を有する窒素含有雰囲気下で３０秒から１０分間、８５０−９ ５０℃の温度で、脱炭と窒化を同時に行うように脱炭を行い、それにより低温ス ラブ加熱法を達成することを特徴としている。 以下、本発明をさらに詳細に説明ずる。 まず、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＣｒを含む結晶粒配向電気鋼板を説明する。 一般的に、もし０．０４５−０．０６５％のＣを含有する高磁束密度結晶粒配 向電気鋼板が脱炭と窒化が同時にされれば、適切な窒素富裕レベルを達成できる 。しかしながら、十分な脱炭は、短い期間では生じないため、炭素含有量の制御 が必要になる。 しかしながら、もしＣが標準より少なく加えられると、熱間圧延鋼板の微細構 造は不均一になる。結果として脱炭−窒化を同時に行う焼きなましをした後の一 次再結晶の微細構造は不均一となる。それゆえ、適切な窒素富裕状態を形成する ことによりたとえ結晶粒成長抑止力が調製されても、それでも二次再結晶が不安 定に生じ、結果的に高磁束密度が得られない。 Ｃ含有量が少ないことによる一次再結晶粒子の微細構造の不均一な分散を防ぐ ために、本発明者らは多くの研究と実験を行い、以下の事実を見出した。すなわ ち、もしＣｕ、Ｎｉ及びＣｒを適切に添加することで適切な窒素富裕レベ ルが実現されれば、均一な一次再結晶構造を得ることができる。 Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒを含むケイ素鋼スラブにおいて、それらの含有量を制限す る理由を説明する。 もし、鋼スラブが０．０２％未満のＣを含有するならば、その後スラブを加熱 する間に、結晶粒が非常に粗く成長し、結果的に二次再結晶の成長は、最終の高 温焼きなましの間に不安定となり、これは望ましくない。一方、もしその含有量 が０．０４５％を超えると、脱炭−窒化を同時に行う焼きなましが非常に長時間 となる。それゆえ、Ｃ含有量を０．０２−０．０４５％に制限することが望まし い。 Ｓｉは電気鋼板の基本成分であり、それは材料の抵抗率を上げて鉄損を少なく する。もし、その含有量が２．９％未満となれば、その鉄損特性は悪化する。一 方、その含有量が３．３％を超えると、その冷間圧延性は悪化する。それゆえＳ ｉ含有量は好ましくは２．９−３．３％に制限すべきである。 成分Ｍｎは、抵抗率を上げて鉄損を少なくする。もしその含有量が高すぎると 、磁束密度は低下する。それゆえＭｎ含有量は好ましくは０．０５−０．３％に 制限すべきである。 従来の組成系では、ＡｌがＡｌＮ及び（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎを形成し、それらがイ ンヒビターとして作用する。しかしながら本発明では、インヒビターの点から見 て、Ａｌは無意味である。しかしながら、Ａｌは、Ｓｉと同様、電気抵抗率を増 加させる。それゆえ、それを０．０１９％まで加えることが有利である。しかし ながら、０．０１９％を超えると、熱間圧延性は悪化する。 それゆえ、Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５−０．０１９％に制限される べきである。 従来の方法では、その熱間圧延性の悪化があるにもかかわらず、ＡｌＮがイン ヒビターとして使用されなければならず、その添加は０．０５％までとされてき た。しかしながら、本発明ではそのような必要は省かれる。 Ｎについては、もしその含有量が０．００３％未満であれば、その後インヒビ ターの量が不＋分となり、一方、その含有量が０．００８％より多くなると、ふ くれのような欠陥が起こるかもしれない。それゆえ、Ｎ含有量は好ましく は０．００３−０．００８％に制限されるべきである。 もしＳを過剰に加えると、スラブの内部で偏析が重大となる。もし、これを均 一になるようにするならば、スラブは本発明の規定温度を超えて加熱されねばな らない。それゆえ、０．００６％までだけＳを加えることが望ましい。 成分Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒは、Ｃの減少を補い、熱間圧延鋼板の微細構造を均質 にする。さらに、それらは、脱炭−窒化を同時に行う焼きなましの後、一次再結 晶微細構造を均一にするための重要な成分である。好ましくは、それらの含有量 はそれぞれ、０．３−０．７％、０．０３−０．０７％及び０．０３−０．０７ ％に制限すべきである。 もし、それらのうちの何れか一つでも上記範囲に足りないならば、効果を発揮 する均一な微細構造が、脱炭−窒化を同時に行う焼きなまし後の一次再結晶微細 構造に対し不十分となり、結果的に二次再結晶が不安定となり、それにより磁性 が悪化する。一方、もし上記範囲の上限を超えると、それらの添加の効果は、む しろ無意味なものとなる。特に、Ｃｕ及びＣｒの場合、それらは、脱炭を困難に し、一方、Ｎｉの場合、その高価な成分は製造コストの上昇を引き起こす。 上記鋼スラブでは、鋼の原料から導入される避けがたい不純物（Ｂ、Ｔｉ、Ｎ ｂ、Ｖ）を８０ｐｐｍまで許容できる。 一方、もし、Ｐが標準より多く含有されれば、その後、冷間圧延中に板の破断 が起きるかもしれず、それゆえ、その含有量は、好ましくは０．０１５％未満に 制限されるべきである。この上限までであれば、多大なコストの上昇を招くこと なくそれを制御できる。 上記ケイ素鋼スラブは、通常の溶液法、インゴット製造法及び連続鋳造法に基 づいて製造できる。 もしスラブが薄すぎると熱間圧延生産性が低下し、一方、それが厚すぎるとス ラブ加熱時間が延びる。それゆえ、それは好ましくは１５０−３５０ｍｍの厚さ に制限されるべきである。 以下、上記ケイ素鋼スラブを用いた結晶粒配向電気鋼板の製造方法を説明する 。 ケイ素鋼スラブの加熱温度は、好ましくは１０５０−１２５０℃とすべきであ り、その理由は次の通りである。すなわち、もしその再加熱温度が１０５０℃未 満であれば、熱間圧延中の作業性が悪化し、一方１２５０℃を超えると、磁性は 悪化しないが、低加熱の利点がすっかりなくなってしまう。 インヒビターとしてＡｌＮ又はＭｎＳを使用する従来の方法では、ＡｌＮ又は ＭｎＳが高温スラブ加熱により固溶体にさらされ、それらは大きさと分布を調整 する熱間圧延中に再析出される。それゆえ、従来の方法では、スラブに対して高 温加熱が避けられなかった。しかしながら、本発明では、冷間圧延を行って最終 的な厚さにした後、インヒビターが形成される。それゆえ（析出物を制御するた めの）スラブに対する高温加熱を必要としない。それゆえ、スラブ加熱温度は、 熱間圧延作業性及び加熱経済性を考慮して、好ましくは１０５０−１２５０℃に 制限されるべきである。 スラブ加熱時間は、経済性及びスラブの内部まで均一に加熱することを考慮し て、好ましくは１−１０時間に制限されるべきである。 上記方法で加熱されたスラブを熱間圧延し、その熱間圧延厚さは、その後の冷 間圧延厚さを考慮して好ましくは１．５−２．６ｍｍに制御されるべきである。 熱間圧延後、熱間圧延された板の焼きなましが行われる。この熱間圧延板の焼 きなましは、熱間圧延中に部分的に形成されたＡｌＮのような窒化物が粗くなる のを防ぐべきであることと、その後の脱炭−窒化を同時に行う焼きなましをした 後に一次再結晶構造が適切な結晶粒サイズを持つべきであることを考慮し、好ま しくは９００−１１５０℃で３０秒から１０分間行われる。ここで、析出物の損 失を抑止するために、好ましくは窒素雰囲気を選ぶべきである。 もし、焼きなましの温度が低すぎたり、その時間が短すぎたりすると、その後 一次再結晶粒子が微細になりすぎる。それゆえ完全な二次再結晶を達成すること ができず、結果として優れた磁束密度が得られない。一方、焼きなまし温度が高 すぎたり、その時間が長すぎたりすると、その後析出物が粗くなりすぎて結果と して二次再結晶は不安定となり、これは望ましくない。 焼きなましされた板は一度冷間圧延され、最終的な厚さは好ましくは、０． ２３−０．３５ｍｍとすべきである。その理由は次の通りである。すなわち、も し厚さが０．２３ｍｍ未満であれば、その後二次再結晶が許容範囲に成長せず、 一方もし厚さが０．３５ｍｍを超えるならば、その後渦電流が増加する。 冷間圧延の間、その圧延率は好ましくは８４−９０％とすべきである。 冷間圧延された鋼板は、３０−７０℃の露点を有する窒素含有雰囲気下で３０ 秒から１０分間、８５０−９５０℃の温度で脱炭−窒化同時焼きなましを受けさ せる。 もし、焼きなまし温度が８５０℃より低かったり、その時間が３０秒未満であ れば、その後、脱炭及び窒素富裕状態の形成が不十分となる。もしそれが９５０ ℃を超えれば、一次再結晶構造が粗くなりすぎて、結果として優れた磁束密度が 得られない。もし、焼きなまし温度が１０分を超えると、経済性が悪くなる。そ れゆえ焼きなましの温度と時間は、好ましくは８５０−９５０℃、及び３０秒か ら１０分に制限されるべきである。 焼きなまし雰囲気については、窒素富裕状態をもたらす如何なる窒素含有ガス も受け入れられる。しかしながら、アンモニア＋水素＋窒素雰囲気が好ましい。 というのも、それは脱炭速度と窒素富裕状態に関して容易に制御できるからであ る。 もし、その雰囲気の露点が低すぎると、その脱炭能力が減少し、それにより焼 きなまし時間を延長しなければならないかもしれないが、これは受け入れられな い。もし露点が高すぎると、その板表面の酸化皮膜が不均一に形成される。それ ゆえその後の高温焼きなましの間、そのガラスフィルムは欠陥となる。それゆえ 露点は好ましくは３０−７０℃に制限されるべきである。 脱炭−窒化を同時に行う焼きなましに対し、アンモニア＋水素＋窒素雰囲気を 使用する場合、その鋼板に導入される窒素の量は、アンモニアの百分率、焼きな まし温度、及び焼きなまし時間により変化し、また、その量は鋼組成次第で適切 に制御される。その変数のうち、最も影響を与えるアンモニアの量は、窒化効果 及びガス漏れの場合の安全性を考慮に入れて、好ましくは０．１−１．０％に調 製すべきである。 上記焼きなまし条件で、鋼板は脱炭され、またその脱炭能力は水素の分圧と 蒸気圧により決まる。 同時脱炭−窒化の間、残留炭素量は３０ｐｐｍほどの低さに保たれるべきであ る。すなわち、もし３０ｐｐｍを超えると、二次再結晶の配向性が、その後の高 温焼きなまし中に悪化し、そのため優れた磁束密度が得られない。さらに、その 鋼板をトランスの一部として使用すると、磁気時効が生じ、鉄損特性を悪化させ る。 脱炭−窒化を同時に行う焼きなまし中に豊富にされる窒素は、高温焼きなまし 中の低温域で、鋼の過剰に溶解するＡｌ、Ｂ、Ｃｕ及びＭｎと反応してさらに析 出物を形成する。その結晶粒成長抑止力は、上記析出物、すなわちそれらの量と 大きさにより決まる。 それゆえ、適切な結晶粒成長抑止力を達成するために、鉄鋼中のＮの総量は、 １３０−８２．９×｛１＋［Ｃｕ％＋１０×（Ｎｉ％＋Ｃｒ％）］²｝ｐｐｍの 範囲内となるように決められ、この場合Ｂは加えられない。Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ及び Ｃｒが加えられる場合、鉄鋼中のＮの総量は、１２５−８２．９×｛１＋［Ｃｕ ％＋１０×（Ｎｉ％＋Ｃｒ％）］²｝ｐｐｍの範囲内となるように決められる。 すなわち、もしＮの総量がその下限未満となると、析出物の量が少なくなりす ぎる。その結果として、結晶粒成長抑止力は不十分となり、そのため二次再結晶 は不安定となる。一方、Ｎの総量が、８２．９×｛１＋［Ｃｕ％＋１０×（Ｎｉ ％＋Ｃｒ％）］²｝ｐｐｍを超えると、その後一次再結晶構造が不均一に形成さ れるだけでなく、最終高温焼きなましの加熱段階中に析出物が粗くなり易くなる 。それゆえ結晶粒成長抑止力はその最高温度では維持されず、結果的に二次再結 晶は不安定となる。結果として優れた磁束密度が得られず、これは望ましくない 。この条件下では、Ｎの総量の上限はＣｕ、Ｎｉ及びＣｒにより決まり、その理 由は、これらの成分が一次再結晶構造の均一な分布を達成すべく作用するためで ある。 一方、Ｎの総量の下限はＢにより変化し、その理由は、脱炭−窒化を同時に行 う焼きなましの後に形成される析出物中のＢＮは、最強の抑止力を有するという 考えにある。したがって、Ｎの最小必要量を下げることができる。 一方、一次再結晶の結晶粒サイズは、窒化後に形成される析出物の大きさと分 散により決まる。適切な抑止力に適した適切な結晶粒サイズは約２０−３０μｍ である。 同時脱炭−窒化後、主成分ＭｇＯを有する焼きなましセパレータを鋼板上に広 げ、その後最終高温焼きなましが行われる。 特に、その高温焼きなましは、二次再結晶構造を発展させるための均一加熱段 階、及び不純物を取り除くための高温均熱段階からなる。 析出物は転位するので、均一加熱段階の加熱速度は重要である。もしその加熱 速度が速過ぎると、二次再結晶は不安定になり、一方遅すぎるとその焼きなまし 時間が延びてしまい、経済性が悪くなる。それゆえ加熱速度は好ましくは１０− ４０℃／ｈｒとすべきである。温度は１１５０−１２５０℃まで前記した速度で 上昇され、その後、精製のため１−３０時間均熱処理が行われる。 均一加熱段階の雰囲気は、好ましくはＮの損失を防ぐために窒素含有ガスとす べきである。一方、均熱段階の雰囲気は、ガラスフィルムの形成後、及び二次再 結晶の完了後のＮやＳのような残留不純物を取り除くため、好ましくは水素ガス 又は水素−窒素混合ガスとすべきである。 高温焼きなまし中にガラスフィルムが形成された鋼板上には、（強磁性区精製 により）絶縁性や鉄損を改善するための張力強化コーティングを形成してもよい 。 一方、Ｂを加えて結晶粒配向電気鋼板を製造する方法では、Ｂの含有量は好ま しくは、０．００１−０．０１２％に制限されるべきである。 第一に、Ｂは鋼内で固体溶解状態に存在し、脱炭−窒化焼きなまし中、Ｂはそ の雰囲気ガスから導入されたＮと反応し、インヒビターとして使用されるＢＮ析 出物を形成する。もし、Ｂ含有量が０．００１％未満であれば、そのインヒビタ ーの量は不十分となり、結果的に安定した二次再結晶が得られない。一方、もし ０．０１２％を超えると、二次再結晶は完了するが、磁束密度は低下する。それ ゆえＢの含有量は好ましくは０．００１−０．０１２％に制限されるべきである 。 以下、Ｂを加えて結晶粒配向電気鋼板を製造する方法を、製造工程に関して 冶金学的に説明する。 ケイ素鋼スラブはＳｉ、Ｍｎ、Ｂ及びＡｌを含み、それゆえ窒化後、窒化物が 単独で、或いは複合して形成される。 上記成分は、それらの反応優先順位について熱力学的に比較できる。第一に、 ＡｌＮが形成され、次にＢＮ窒化物が形成される。すなわち、窒化物が高温で形 成されるとき、Ａｌ及びＮは熱力学的に両立できる。それゆえＡｌＮが早い段階 で形成される。このように形成されたＡｌＮは非常に粗く、またそれは熱間圧延 後でさえそのまま残る。 本発明の鋼成分では、Ｎ含有量は低く、すなわち０．００８％以下であり、そ れゆえ他の窒化物はごく僅かである。熱間圧延板で観察される他の析出物は、粗 いＭｎＳであり、これらでさえ非常にまれに観察できるものである。 一方、熱間圧延板焼きなましは、１１２０℃の比較的高温で行われ、それによ りＡｌＮは部分的に固体溶解されて析出されることがある。その後、急冷が行わ れて、比較的細かいＡｌＮが形成され、このＡｌＮはインヒビターとして使用す ることさえできるだろう。しかしながら、本発明では、上記処置がなくても十分 な量のインヒビターが保証され、そのため優れた磁束密度が得られる。 すなわち、本発明では、脱炭−窒化同時焼きなまし中にＮを加え、それにより ＢＮが形成される。たとえケイ素鋼スラブ中のＡｌ含有量が高くても、またたと え余分なＡｌが残っていても、ＢＮが最初に析出する。 もしそれを熱力学的に観察すれば、このことを明白にすることができる。 ＢＮ及びＡｌＮについての熱力学的データは、Metallurgical Thermochemistr y（冶金熱化学）（第５版、クボシャウスキー（Kubaschewski）、１９７９）に 見られる。そのデータによれば、ＢＮのエンタルピーは、ＡｌＮのエンタルピー より高く、エントロピーを考慮した上でのその自由エネルギーは、Ａｌ中のより 小さい。これはＡｌＮの形成は、ＢＮのそれより熱力学的に容易であることを意 味している。この事実にもかかわらず、ＢＮが実際には優先的に形成され、その 理由は次の通りである。 純粋なＢと純粋なＡｌが反応させられて窒化物を形成するとき、ＡｌＮが優 先的に形成される。しかしながら、ＢとＡｌが固溶体の状態のＦｅ中に共存する 場合、もしＮが窒化物を形成するようにさせると、その後状況は異なってくる。 すなわち、フェライト−Ｆｅ中に共存するＢとＡｌがフェライト−Ｆｅ中のＮと 反応する際、ＢＮが優先的に形成される。 このことは、熱力学速度理論に基づいて説明でき、それは拡散係数の違いのせ いである。 この現象は、Trans.Iron.Steel.Inst.Jpn（１９７８、１、８、４０４−４１ １頁）のヤマナキ（Yamanaki）の報告を含め多くの研究により証明されている。 ヤマナキの研究報告によれば、Ｆｅ中のＢの拡散速度は非常に速く、Ｎと同じ くらい速い。それゆえ、急冷又は冷却を非常に低い温度で行ってもＢＮは形成さ れる。 これに対し、フェライト−Ｆｅ中のＡｌの拡散速度はＢに比べ非常に遅い。 このように、Ｆｅ中の、ある固体溶解した成分の反応速度はその固体溶解した 成分の拡散速度により決まる。 本発明者らは、Ｂ含有ケイ素鋼の脱炭−窒化同時焼きなましを行った後の析出 物の観察も行い、多量のＢＮが形成されていたことを見出した。 ＢＮの大きさは、数百Åであり、その形状は、様々な縁の長さを有する三角形 又は四角形である。 観察されたＢＮは、１．２８７５Åの面間隔を有する立方構造を有しており、 これは公知のＪＣＰＤＳ２５−１０３３に相当する。ＭｎＳ、（Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎ 、及びＡｌＮのような他の化合物も我々の試料中に観察された。ＭｎＳは粗く、 そして熱間圧延から存在していたかもしれなかった。（Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎは、窒化 後に形成されると思われ、ＡｌＮは熱間圧延板焼きなまし後、微細に形成される と考えられる。しかしながら、それらは全て無視できる量であった。本発明にお ける主な析出物はＢＮであり、この窒化物はインヒビターとして作用する。 今まで、Ｂの添加はＡｌＮとＭｎＳに対する補助的な役割をすると考えられて きたが、主要インヒビターとしてＢＮを使用することは報告されていない。 さらに、インヒビターとしてのＢＮの使用は、次のような付加的な利点をもた らす。 Ｂと比べて遅い拡散係数を有するＡｌの場合、脱炭−窒化同時焼きなまし中に 形成されるＡｌＮは、主に表面層の結晶粒界に析出する。それゆえ、不均一な一 次再結晶構造が形成され、結果として二次再結晶は不安定になる。一方、Ｂの場 合、その拡散速度は非常に速いので、ＢＮは表面層だけでなく、内部にも均一に 分散される。したがって、脱炭一窒化焼きなまし後に、均一な一次再結晶構造を 得ることができ、それゆえ安定した二次再結晶を達成できる。 主インヒビターとしてＢＮを使用することで、本発明者らは、優れた磁性を有 する結晶粒配向電気鋼板を製造する可能性を確信できた。 一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＢを含むケイ素鋼スラブを使用して電気鋼板を製 造する場合では、インヒビターとしてＢＮを使用する利点を利用できるだけでな く、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒだけを含む場合、又はＢだけを含む場合と比べ、一次再 結晶構造がより均一にもなる。それゆえ安定した二次再結晶を得ることができ、 それで磁束密度が向上する。 以下、実施例に基づき本発明を説明する。 ＜実施例１＞ 鋼スラブが作製され、そのスラブは、重量％で、０．０１９％のＣ、３．２０ ％のＳｉ、０．２４％のＭｎ、０．０１８％の可溶性のＡｌ、０．００５５％の Ｎ、０．００５％のＳ、０．０１５％のＰ、及び残りのＦｅを含み、Ｃｕ、Ｎｉ 及びＣｒは下記表１に示されるように変えて含んでいる。そのスラブの厚さは、 ２５０ｍｍだった。このスラブは温度１１５０℃で、４時間３０分加熱され、２ ．０ｍｍの厚さにまで熱間圧延された。その後、その熱間圧延された板の焼きな ましを９５０℃で３分間行った後、それを酸洗いした。その後、一段階の冷間圧 延を行って０．２８５ｍｍの最終厚さにした。次いで、４５℃の露点を有する湿 りアンモニア＋水素＋窒素混合雰囲気のもと、９００℃で３分間、同時脱炭−窒 化を行った。 ここで下記表１に示されるように合計Ｎ量を変えるため、混合雰囲気ガス が使用された。すなわち、その雰囲気ガス中では、アンモニア（ＮＨ₃）が０． ０５−１０体積％の範囲内で変えられ、水素（Ｈ₂）は、５−８０体積％の範囲 内で変えられ、残りはＮで構成された。その後、主成分ＭｇＯを有する焼きなま しセパレータが鋼板上に広げられ、次いで最終高温焼きなましが行われた。その 最終高温焼きなましは以下のように行われた。すなわち、二次再結晶を実現する ため、温度が２０℃／ｈｒの速度で１２００℃まで上昇され、その後、それを冷 却する前に均熱処理が１５時間行われた。加熱段階の間、その雰囲気ガスは２５ ％Ｎ₂＋７５％Ｈ₂だった。１２００℃に達した後、その雰囲気ガスは純粋な水素 に換えられた。 Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＮの含有量を上記のように変えらて作られた試料につい ては、残留しているＣ、Ｎの総量、微細な一次再結晶構造の均一性、二次再結晶 の成長、及び磁束密度が測定された。その測定結果は下記表１に示されている。 ここで、脱炭−窒化同時焼きなましされた試料の断面を、それらを研磨及び３ ％−ナイタルでエッチングした後、光学顕微鏡及びイメージアナライザーによっ て観察し、微細な一次再結晶構造の均一性を判断し、その判断の基準は結晶粒サ イズ分布とした。もし、その試料の結晶粒サイズ分布が通常の分布タイプであれ ば、それは均一であると判断され、そうでない場合には（すなわち、二つのモー ドのある分布タイプ）、それは不均一であると判断された。８０℃に加熱された ２０％の塩素酸溶液で試料の表面をエッチングし、そのさらされたマクロ組織を 観察することにより、二次再結晶の成長を評価した。 さらに、磁束密度は、単一層磁気測定器械を用いてＢ₁₀（１０００ Ａ／ｍ） の磁化力により引き起こされた磁束密度を測定することで評価された。 上記表１に示されるように、発明の材料１−８が以下のように製造された。す なわち、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒは、表１で示されるように本発明の範囲内となるよ うにした。さらに、合計Ｎ含有量は、本発明の範囲、すなわち１３０−８２．９ ×｛１＋［Ｃｕ％＋１０×（Ｎｉ％＋Ｃｒ％）］²｝ｐｐｍに制御された。これ らの発明の材料では、均一な一次再結晶構造及び十分なＡｌＮ析出物が得られ、 二次再結晶は、ほぼ完全であり、結果的に磁束密度はその優れた配向性のため高 かった。 一方、合計Ｎ含有量が１３０ｐｐｍ未満である比較材料１、３及び５の場合は 、十分な量の結晶粒成長インヒビターを得られなかった。それゆえ二次再結晶は 不完全であり、結果的に磁束密度は悪化した。 さらに、合計Ｎ含有量は本発明の範囲に制御されているが、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣ ｒの何れか一つでも本発明の範囲の下限から外れている比較材料７−１０の場合 では、一次再結晶が不均一になり、そのため二次再結晶が不安定となって、結果 的に磁束密度は悪化した。 ＣｕとＣｒが本発明の範囲を超える比較材料１１及び１２の場合では、二次再 結晶は完全であったが、脱炭は許容外であり（残留Ｃが３０ｐｐｍを超える）、 またその配向性は悪化し、結果的に磁束密度は低下した。 ＜実施例２＞ ケイ素鋼スラブを作製し、そのスラブは、重量％で、３．１５％のＳｉ、０． ０１３％のＡｌ、０．０３１％のＣ、０．０９％のＭｎ、０．００６５％のＭｎ 、０．００６％のＳ、及び残りのＦｅと他の避けられない不純物を含んでおり、 Ｂの含有量は以下の表２に示されるように変えている。その鋼スラブは１２００ ℃で３時間加熱され、２．３ｍｍの厚さに熱間圧延された。熱間圧延された鋼板 は１１２０℃で２分間焼きなましされ、１００℃の水で急冷された。その後、酸 洗いを行い、冷間圧延を行って０．３０ｍｍの厚さにされた。 冷間圧延された板に対し、（４８℃の露点を有する）湿った２５％Ｈ₂＋７５ ％Ｎ₂と乾燥したＮＨ₃ガスを含む混合雰囲気のもと、８５０℃で１６５秒間、脱 炭−窒化同時焼きなましを行った。ＮＨ₃ガスの含有量は０．３体積％ だった。その後、焼きなましセパレータＭｇＯが広げられ、次いで最終高温焼き なましが行われた。焼きなましの間、温度は２５％Ｎ₂＋７５％Ｈ₂の雰囲気のも とで１５℃／ｈｒの上昇速度で１２００℃まで上げられた。１２００℃で、１０ ０％Ｈ₂雰囲気のもと、その温度は１０時間維持された。 その後、Ｂ含有量が変えられた試料に対し、脱炭−窒化同時焼きなまし後の微 細な一次再結晶構造の均一性、二次再結晶の成長、及び磁束密度が詳しく調べら れた。 上記表２に示されるように、Ｂが加えられていない比較材料１３の場合、抑止 力が十分でないばかりか、その微細な一次再結晶構造が不均一にもなった。それ ゆえ、二次再結晶は不安定となり、それで磁束密度は悪化した。 一方、Ｂ含有量が本発明の範囲内にある発明の材料９−１３の場合には、均一 な一次再結晶構造が得られ、ＢＮ析出物の適切な量と大きさが観察された。それ ゆえ、二次再結晶が完全であるばかりでなく、磁束密度も優れていた。 しかしながら、Ｂ含有量が本発明の範囲を超える比較材料１４の場合では、二 次再結晶が完全であったにも係わらず、その配向性は悪化し、結果的に磁束密度 は低下した。 ＜実施例３＞ ケイ素鋼スラブを作製し、そのスラブは、重量％で、３．１０％のＳｉ、０． ０１４％のＡｌ、０．１０％のＭｎ、０．００４１％のＢ、０．００３２％のＮ 、０．００４４％のＳ、及びＦｅと他の避けられない不純物の残りを含んでおり 、Ｃの含有量は下記表３に示されるように変えている。その後、スラブは１１５ ０℃で３時間加熱され、熱間圧延が行われ、２．３ｍｍの厚さにされた。その後 、焼きなましが１１２０℃で２分間行われ、次いで１００℃の水で急冷された。 その後、酸洗いが行われ、そして冷間圧延が行われて０．３０ｍｍの厚さにされ た。 冷間圧延後、（５０℃の露点を有する）湿った２５％Ｈ₂＋７５％Ｎ₂と乾燥し たＮＨ₃ガスを含む混合雰囲気のもと、８７５℃で１５５秒間、同時脱炭−窒化 を行った。ＮＨ₃ガスの含有量は０．３体積％だった。その後、焼きなましセパ レータＭｇＯが鋼板上に広げられ、２５％Ｎ₂＋７５％Ｈ₂雰囲気のもとで１５℃ ／ｈｒの上昇速度で１２００℃まで温度を上げて最終高温焼きなましが行われた 。 その後、脱炭−窒化同時焼きなまし後の残留Ｃ含有量、Ｎの量、及び磁束密 度が測定され、測定結果が下記表３に示されている。 上記表３に示されているように、Ｃ含有量が０．０２０％より多い場合のみ（ 発明の材料１４−１５、及び比較材料１６−１７）高磁束密度を得ることが できた。しかしながら、０．０５％を超えるＣ含有量を有する比較材料１６及び １７の場合、同時脱炭−窒化後の残留Ｃ量は３０ｐｐｍを超えており、それゆえ もしその材料がトランスに使用されれば、磁気時効が生じ磁性を悪化させるだろ う。それゆえＣ含有量は好ましくは０．０２０−０．０４５％に制限されるべき である。 ＜実施例４＞ ケイ素鋼スラブが作製され、そのスラブは重量％で、３．１％のＳｉ、０．０ ３４％のＣ、０．１４％のＭｎ、０．００３３％のＢ、０．００６０％のＮ、０ ．００５２％のＳ、及びＦｅと他の避けられない不純物の残りを含んでおり、Ａ ｌの含有量は下記表４に示されるように変化している。これらのスラブは１２０ ０℃で２時間加熱され、熱間圧延が行われて２．３ｍｍの厚さにされた。その後 、焼きなましが１１２０℃で２分間行われ、次いで空気冷却が行われた。その後 、酸洗いが行われ、その後冷間圧延が行われて０．２７ｍｍの厚さにされた。 冷間圧延後、（５０℃の露点を有する）湿った２５％Ｈ₂＋７５％Ｎ₂と乾燥し たＮＨ₃ガスを含む混合雰囲気のもと、１２０秒間、同時脱炭−窒化が行われた 。ＮＨ₃の含有量は０．３体積％だった。ここでは脱炭−窒化同時焼きなましが ２つの温度に分けて、すなわち８７５℃と９２５℃で行われた。 その後、焼きなましセパレータＭｇＯが鋼板上に広げられ、２５％Ｎ₂＋７５ ％Ｈ₂雰囲気のもとで２０℃／ｈｒの上昇速度で１２００℃まで温度を上げ、そ して１００％Ｈ₂雰囲気のもと１０時間、１２００℃に保って最終高温焼きなま しが行われた。 その後、Ａｌ含有量の各変化及び脱炭−窒化同時焼きなまし温度の各変化に対 し、磁性が測定された。ここでは鉄損が５０Ｈｚ及び１．７テスラに基づき測定 された。 上記表４に示されるように、０．０２２％のＡｌ含有量を有する比較材料１８ 及び１９の場合、同時脱炭−窒化の温度が上昇すると、そのとき磁束密度がわず かに改善された。しかしながら、一次再結晶構造が不均一になり、それゆえ二次 再結晶が不安定となり、結果的に微細な結晶粒が残った。その結果として鉄損が 悪化した。 ＜実施例５＞ ケイ素鋼スラブが作製され、そのスラブは重量％で、３．１５％のＳｉ、０． ０３１％のＣ、０．０１３％のＡｌ、０．０９％のＭｎ、０．００３３％のＢ、 ０．００６５％のＮ、０．００６％のＳ、及びＦｅと他の避けられない不純物の 残りを含んでいた。このスラブは１２５０℃で３時間加熱され、熱間圧延が行わ れて２．３ｍｍの厚さにされた。その後、焼きなましが１１２０℃の温度で２分 間行われ、次いで二種類の冷却が下記表５に書かれた条件で行われた。その後、 酸洗いが行われ、次いで冷間圧延が行われて０．３０ｍｍの厚さにされた。 冷間圧延後、（６３℃の露点を有する）湿った２５％Ｈ₂＋７５％Ｎ₂と乾 燥したＮＨ₃ガスを含む混合雰囲気のもと、８７５℃で１５５秒間、同時脱炭− 窒化が行われた。ＮＨ₃の含有量は０．３体積％だった。 その後、焼きなましセパレータＭｇＯが鋼板上に広げられ、２５％Ｎ₂＋７５ ％Ｈ₂雰囲気のもとで１５℃／ｈｒの上昇速度で１２００℃まで温度を上げ、そ して１００％Ｈ₂雰囲気のもと１０時間、１２００℃に保って最終高温焼きなま しが行われた。 上記表５に示されるように、熱間圧延された板の焼きなまし後、異なる冷却条 件で得られた鋼板は、磁性に関しては大きな違いを示さなかったが、その磁性は 空冷の場合がわずかに優れていた。 ＜実施例６＞ ケイ素鋼スラブが作製され、そのスラブは重量％で、３．１５％のＳｉ、０． ０３１％のＣ、０．０１３％のＡｌ、０．０９％のＭｎ、０．００３３％のＢ、 ０．００６５％のＮ、０．００６％のＳ、及びＦｅと他の避けられない不純物の 残りを含んでいた。このスラブは１２００℃で２時間加熱され、熱間圧延が行わ れて２．３ｍｍの厚さにされた。その後、焼きなましが１１２０℃の温度で２分 間行われ、次いで１００℃の水で急冷が行われた。その後、酸洗いが行われ、次 いで冷間圧延が行われて０．２３ｍｍ、０．２７ｍｍ、０．３０ｍｍ及び０．３ ５ｍｍの厚さにされた。 冷間圧延後、（６３℃の露点を有する）湿った２５％Ｈ₂＋７５％Ｎ₂と乾燥し たＮＨ₃ガスを含む混合雰囲気のもと、８７５℃で１５５秒間、同時脱炭−窒化 が行われた。ＮＨ₃の含有量は０．３体積％だった。 その後、焼きなましセパレータＭｇＯが鋼板上に広げられ、２５％Ｎ₂＋７５ ％Ｈ²雰囲気のもとで１５℃／ｈｒの上昇速度で１２００℃まで温度を上げ、そ して１００％Ｈ₂雰囲気のもと１０時間、１２００℃に保って仕上げ高温焼きな ましが行われた。その後、冷間圧延圧延率に対する磁性が測定され、その結果が 下記表６に示されている。 上記表６に示されているように、もし冷間圧延圧延率が、８４−９０％の範囲 内になれば、その磁性は優れている。 ＜実施例７＞ ケイ素鋼スラブが作製され、そのスラブは重量％で、３．１０％のＳｉ、０． ０３６％のＣ、０．０１４％のＡｌ、０．１０％のＭｎ、０．００３３％のＢ、 ０．００３６％のＮ、０．００５２％のＳ、及びＦｅと他の避けられない不純物 の残りを含んでいた。このスラブは１２００℃で２時間加熱され、熱間圧延が行 われて２．３ｍｍの厚さにされた。その後、焼きなましが９００℃の温度で２分 間行われ、次いで空気冷却が行われた。その後、酸洗いが行われ、次いで冷間圧 延が行われて０．３０ｍｍの厚さにされた。 冷間圧延後、（４８℃の露点を有する）湿った２５％Ｈ₂＋７５％Ｎ₂と乾燥し たＮＨ₃ガスを含む混合雰囲気のもと、１２０秒間、同時脱炭−窒化が行われた 。ＮＨ₃の含有量は０．３体積％だった。焼きなまし温度は下記表７に示される ように８２５−９７５℃の範囲内で変化された。 その後、焼きなましセパレータＭｇＯが鋼板上に広げられ、２５％Ｎ₂＋７５ ％Ｈ₂雰囲気のもとで１５℃／ｈｒの上昇速度で１２００℃まで温度を上げ、そ して１００％Ｈ₂雰囲気のもと１０時間、１２００℃に保って最終高温焼きなま しが行われた。その後、焼きなまし温度の各変化に対する最終高温焼きなまし後 のＮ含有量と磁性が測定され、その結果が下記表７に示されている。 上記表７に示されるように、磁束密度は、脱炭−窒化同時焼きなましがそれぞ れ８２５℃及び９７５℃で行われた比較材料２０と２１で、意味ありげに低かっ た。このことは、もし焼きなまし温度が８５０℃未満ならば、鋼のＮ含有量は低 すぎて二次再結晶に十分なインヒビターを得られないと解釈できる。さらに、も し焼きなまし温度が高すぎれば、一次再結晶粒子は不均一になる。結果として、 磁束密度は低くなる。 ＜実施例８＞ 実施例７のものと同じケイ素鋼スラブが作製された。このスラブは１２５０℃ で２時間加熱され、熱間圧延が行われて２．３ｍｍの厚さにされた。その後、焼 きなましが９００℃の温度で２分間行われ、次いで空気冷却が行われた。その後 、酸洗いが行われ、次いで冷間圧延が行われて０．３０ｍｍの厚さにされた。 冷間圧延後、（４８℃の露点を有する）湿った２５％Ｈ₂＋７５％Ｎ₂と乾燥し たＮＨ₃ガスを含む混合雰囲気のもと、１２０秒間、８５０℃で同時脱炭−窒化 が行われた。ＮＨ₃の含有量は、下記表８に示されるように０．０５−１．５体 積％の範囲内で変化された。 その後、焼きなましセパレータＭｇＯが鋼板上に広げられ、２５％Ｎ₂＋７５ ％Ｈ₂雰囲気のもとで１５℃／ｈｒの上昇速度で１２００℃まで温度を上げ、そ して１００％Ｈ₂雰囲気のもと１０時間、１２００℃に保って最終高温焼きなま しが行われた。その後、ＮＨ₃量の各変化に対し、最終高温焼きなまし後のＮ含 有量と磁性が測定され、その結果が下記表８に示されている。 上記表８に示されているように、もしＮＨ₃体積％が低すぎると（比較材料２ ２）、十分な脱炭が保証され得なかった。それゆえ磁性は悪化した。一方、もし ＮＨ₃体積％が高すぎると（比較材料２３）、Ｎ含有量が高くなりすぎて、磁束 密度が悪化する結果となった。 ＜実施例９＞ ケイ素鋼スラブが作製され、そのスラブは重量％で、３．１５％のＳｉ、０． ０１３％のＡｌ、０．０３１％のＣ、０．１０％のＭｎ、０．００６５％のＮ、 ０．００６％のＳ、０．５％のＣｕ、０．０５％のＮｉ、０．０５％のＣｒ、及 びＦｅと他の避けられない不純物の残りを含み、Ｂ含有量は下記表９に 示されるように変化された。 そのスラブは１２００℃で２時間加熱され、熱間圧延が行われて２．３ｍｍの 厚さにされた。その後、焼きなましが１１２０℃の温度で２分間行われ、１００ ℃の水で急冷が行われた。その後、酸洗いが行われ、次いで冷間圧延が行われて ０．３０ｍｍの厚さにされた。 冷間圧延後、（５２℃の露点を有する）湿った２５％Ｈ₂＋７５％Ｎ₂と乾燥し たＮＨ₃ガスを含む混合雰囲気のもと、８５０℃で１８５秒間、脱炭−窒化同時 焼きなましが行われた。ＮＨ₃の含有量は０．７体積％だった。 その後、焼きなましセパレータＭｇＯが鋼板上に広げられ、２５％Ｎ₂＋７５ ％Ｈ₂雰囲気のもとで１５℃／ｈｒの上昇速度で１２００℃まで温度を上げ、そ して１００％Ｈ₂雰囲気のもと１０時間、１２００℃に保って最終高温焼きなま しが行われた。その後、試料の磁束密度が測定され、その結果が下記表９に示さ れている。 上記表９に示されているように、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＢを含む発明の材料３ ５−３９は、Ｂだけが加えられた場合（実施例２中の発明の材料９−１３）に比 べ、優れた磁束密度を示している。たとえＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＢが一緒に加え られても、もしＢ含有量が外れていれば（比較材料２４）、磁束密度は低下する 。 ＜実施例１０＞ ケイ素鋼スラブが作製され、そのスラブは重量％で、３．１０％のＳｉ、０． ０１４％のＡｌ、０．１０％のＭｎ、０．００４１％のＢ、０．００２８％のＮ 、０．００４４％のＳ、０．５％のＣｕ、０．０５％のＮｉ、０．０５％のＣｒ 、及びＦｅと他の避けられない不純物の残りを含み、Ｃ含有量は下記表１０に示 されるように変えられた。 スラブは１１５０℃で２時間加熱され、熱間圧延が行われて２．３ｍｍの厚さ にされた。その後、焼きなましが１１２０℃の温度で２分間行われ、１００℃の 水で急冷が行われた。その後、酸洗いが行われ、次いで冷間圧延が行われて０． ３０ｍｍの厚さにされた。 冷間圧延後、（５０℃の露点を有する）湿った２５％Ｈ₂＋７５％Ｎ₂と乾燥し たＮＨ₃ガスを含む混合雰囲気のもと、８７５℃で１５５秒間、脱炭−窒化同時 焼きなましが行われた。ＮＨ₃の含有量は０．７体積％だった。 その後、焼きなましセパレータＭｇＯが鋼板上に広げられ、２５％Ｎ₂＋７５ ％Ｈ₂雰囲気のもとで１５℃／ｈｒの上昇速度で１２００℃まで温度を上げ、そ して１００％Ｈ₂雰囲気のもと１０時間、１２００℃に保って最終高温焼きなま しが行われた。その後、脱炭−窒化同時焼きなまし後の残留Ｃ含有量と残留Ｎ含 有量が測定され、試料の磁性が測定され、そしてその結果が下記表１０に示され ている。 上記表１０に示されているように、もしＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＢが一緒に加え られれば、その場合磁束密度が達成されることがわかる。しかし、たとえＣｕ、 Ｎｉ、Ｃｒ及びＢが一緒に加えられたとしても、もしＣ含有量が本発明の範囲に 足りなければ、その場合磁束密度は悪化した。 Ｃ含有量が０．０２０％を超える場合、高磁束密度が得られた。 しかしながら、Ｃ含有量が０．０５％を超えると、同時脱炭−窒化後の残留Ｃ 量が３０ｐｐｍを超え、それゆえもしその材料がトランスに使用されると、磁気 時効が生じて、磁性を悪化させてしまうだろう。それゆえＣ含有量は好ましくは ０．０２０−０．０４０％に制限されるべきである。 ＜実施例１１＞ ケイ素鋼スラブが作製され、そのスラブは重量％で、０．０２０％のＣ、３． ２０％のＳｉ、０．２４％のＭｎ、０．０１９％の可溶性Ａｌ、０．００５５％ のＮ、０．００３３％のＢ、０．００５％のＳ、０．０１５％のＰ、及びＦｅの 残りを含み、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒの含有量は下記表１１に示されるように変化さ れた。スラブの厚さは２０５ｍｍだった。 そのスラブは１１５０℃で４時間３０分加熱され、熱間圧延が行われて２．３ ｍｍの厚さにされた。その後、焼きなましが９５０℃の温度で３分間行われ、次 いで酸洗いが行われた。その後一段階の冷間圧延が行われて０．２８５ｍｍの厚 さにされた。次いで一次再結晶構造を形成するため、（４５℃の露点を有する） 湿った２５％Ｎ₂＋７５％Ｈ₂と乾燥したＮＨ₃ガスを含む混合雰囲気のもと、９ ００℃で３分間、脱炭−窒化同時焼きなましが行われた。 鋼板のＮ含有量を下記表１１に示されるように変化させるため、雰囲気ガスの アンモニア（ＮＨ₃）を０．０５−１０体積％の範囲内で変え、Ｈ₂を５−８０体 積％の範囲内で変え、そして残りをＮ₂で満たした。 その後、主成分ＭｇＯを有する焼きなましセパレータが鋼板上に広げられ、２ ５％Ｎ₂＋７５％Ｈ₂雰囲気のもとで２０℃／ｈｒの上昇速度で１２００℃まで温 度を上げ、そして１００％Ｈ₂雰囲気のもと１５時間、１２００℃で均熱処理を 行うことによる熱サイクルに基づいて最終高温焼きなましが行われた 。 Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒの添加とＮの含有量が変えられた試料に関して、残留Ｃ量 、合計Ｎ含有量、脱炭−窒化同時焼きなまし後の一次再結晶構造の均一性、二次 再結晶の成長、及び磁束密度について評価された。その評価した結果が下記表１ １に示されている。 上記表１１に示されているように、発明の材料４３−５０の場合、Ｃｕ、Ｎｉ 及びＣｒの添加は、本発明の範囲内にあり、また合計Ｎ含有量は１２５−８２． ９×｛１＋［Ｃｕ％＋１０×（Ｎｉ％＋Ｃｒ％）］²｝ｐｐｍの範囲内にある。 これらの場合、均一な一次再結晶構造及び適切な大きさと量のＡｌＮ析出物が得 られた。したがって、二次再結晶は完全であり、その配向性は優れており、結果 として磁束密度は優れていた。 一方、比較材料２７、２９及び３１の場合、脱炭−窒化同時焼きなまし後の合 計Ｎ含有量は、１２５ｐｐｍ未満だった。これらの場合、十分な抑止力が得られ なかった。それゆえ二次再結晶が不安定となり、結果的に磁束密度は悪化した。 さらに、たとえ合計Ｎ含有量が本発明の範囲に制御されていても、もしＣｕ、 Ｎｉ及びＣｒの添加物の何れか一つでも本発明の範囲に足りなければ（比較材料 ３３−３５のように）、その後一次再結晶構造は不均一となり、それゆえ二次再 結晶は不安定となって、最終的に磁束密度が低下する結果となった。 さらに、ＣｕとＣｒの添加が本発明の範囲を超える比較材料３６及び３７の場 合、二次再結晶は完全であるが、脱炭が悪化し（残留Ｃが３０ｐｐｍを超過）、 また、配向性が悪くなった。結果的に、優れた磁性が得られなかった。 ＜実施例１２＞ ケイ素鋼スラブが作製され、そのスラブは重量％で、０．０３６％のＣ、３． １０％のＳｉ、０．０１４％のＡｌ、０．１０％のＭｎ、０．００３３％のＢ、 ０．００３０％のＮ、０．００５２％のＳ、０．５％のＣｕ、０．０５％のＮｉ 、０．０５％のｃｒ、及びＦｅと他の避けられない不純物の残りを含んでいた。 そのスラブは１２００℃で２時間加熱され、熱間圧延が行われて２．３ｍｍの 厚さにされた。その後、焼きなましが９００℃の温度で２分間行われ、次いで空 気冷却が行われた。その後、酸洗いが行われ、次いで冷間圧延が行われて０．３ ０ｍｍの厚さにされた。 その後脱炭と窒化の方法が三つの異なるやり方で調べられた。すなわち、下 記表１２に示されるように、それらのうちの一つでは脱炭と窒化を同時に行った （発明の材料５１）。他では窒化を脱炭後に行った（比較材料３８）。さらに他 では、最初の軽い脱炭後、さらに脱炭と窒化を同時に行った（比較材料３９）。 その後、焼きなましセパレータＭｇＯが鋼板上に広げられ、２５％Ｎ₂＋７５ ％Ｈ₂雰囲気のもとで１５℃／ｈｒの上昇速度で１２００℃まで温度を上げ、そ して１００％Ｈ₂雰囲気のもと１０時間、１２００℃に保って最終高温焼きなま しが行われた。 その後、脱炭−窒化同時焼きなまし後の残留Ｃ含有量と残留Ｎ含有量、試料の 酸化皮膜、ガラスフィルムの状態、試料の磁性が測定され、その結果が下記表１ ２に示されている。 酸化皮膜の厚さは、それを研磨し、硝酸でエッチングした後、光学顕微鏡によ りその試料の断面を観察して測定した。 上記表１２に示されるように、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒが本発明に従って一緒 に添加されている鋼では、脱炭と窒化が同時に行われると（発明の材料５１のよ うに）、その後酸化皮膜が適切な厚さで形成され、また目指している合計Ｎ含有 量を得ることができた。それゆえ磁束密度は優れていた。 一方、もし窒化が脱炭後に行われたり（比較材料３８のように）、或いは最初 の軽い脱炭後に付加的な脱炭と窒化が行われると（比較材料３９のように）、そ の後酸化皮膜が厚くなりすぎ、それゆえ窒化の制御が困難になった。結果的に、 二次再結晶が不安定になり、磁束密度が他と比べ悪化した。 上記したように本発明によれば、スラブの低温加熱が可能となるだけでなく、 既存の設備を変更することなく窒化を行うことができ、また優れた磁束密度を得 ることができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０３ Ｃ２２Ｃ 38/42 38/42 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ (72)発明者 ハン、チャン ヒ 大韓民国、790―300、キョンサンブック― ド、ポーハング―シ、ナン―ク、コードン ―ドン、１ ポーハング アイアン アン ド スティール シーオー．，エルティデ ィ．内 (72)発明者 ウー、ジョン スー 大韓民国、790―300、キョンサンブック― ド、ポーハング―シ、ナン―ク、コードン ―ドン、１ ポーハング アイアン アン ド スティール シーオー．，エルティデ ィ．内 (72)発明者 チョイ、ギュウ セイウン 大韓民国、790―300、キョンサンブック― ド、ポーハング―シ、ナン―ク、コードン ―ドン、１ ポーハング アイアン アン ド スティール シーオー．，エルティデ ィ．内 (72)発明者 キム、ヤエ クワン 大韓民国、790―300、キョンサンブック― ド、ポーハング―シ、ナン―ク、コードン ―ドン、１ ポーハング アイアン アン ド スティール シーオー．，エルティデ ィ．内 (72)発明者 ホン、ビュン ドク 大韓民国、790―300、キョンサンブック― ド、ポーハング―シ、ナン―ク、コードン ―ドン、１ ポーハング アイアン アン ド スティール シーオー．，エルティデ ィ．内 (72)発明者 ハン、キュウ セオク 大韓民国、790―300、キョンサンブック― ド、ポーハング―シ、ナン―ク、コードン ―ドン、１ ポーハング アイアン アン ド スティール シーオー．，エルティデ ィ．内

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １． ケイ素鋼スラブをスラブ加熱及び熱間圧延して熱間圧延鋼板を形成し、該 熱間圧延鋼板を焼きなましし、該焼きなましされた鋼板を一段階で冷間圧延して 冷間圧延鋼板を形成し、該冷間圧延鋼板を脱炭し、焼きなましセパレータを該脱 炭鋼板に広げ、及び最終高温焼きなましを行う工程を含み、 前記ケイ素鋼スラブは、重量％で０．０２−０．０４５％のＣ、２．９０−３ ．３０％のＳｉ、０．０５−０．３０％のＭｎ、０．００５−０．０１９％のＡ ｌ、０．００３−０．００８％のＮ、０．００６％以下のＳ、０．３０−０．７ ０％のＣｕ、０．０３−０．０７％のＮｉ、０．０３−０．０７％のＣｒ、及び Ｆｅと他の避けられない不純物の残りを含み、 前記鋼スラブに対するスラブ加熱温度は、１０５０−１２５０℃であり、 ３０−７０℃の露点を有する窒素含有雰囲気下で３０秒から１０分間、８５０ −９５０℃の温度で脱炭が行われ、残留Ｃ量を３０ｐｐｍ以下にし、また合計Ｎ 含有量を１３０−８２．９×｛１＋［Ｃｕ％＋１０×（Ｎｉ％＋Ｃｒ％）］²｝ ｐｐｍと同等にし、それにより低温加熱法が実現されることを特徴とする、高磁 束密度を有する結晶粒配向電気鋼板の製造方法。 ２． 前記鋼スラブが、１５０−３５０ｍｍの厚さを有し、 前記熱間圧延鋼板が１．５−２．６ｍｍの厚さを有し、また 前記冷間圧延鋼板が０．２３−０．３５ｍｍの厚さを有する請求項１に記載の 方法。 ３． 前記熱間圧延鋼板が９００−１１５０℃で、３０秒から１０分間焼きなま しされる請求項１及び２の何れか一項に記載の方法。 ４． 脱炭のための窒素含有雰囲気ガスが、アンモニア＋水素＋窒素の混合ガス からなる請求項１及び２の何れか一項に記載の方法。 ５． 脱炭のための窒素含有雰囲気ガスが、アンモニア＋水素＋窒素の混合ガス からなる請求項３に記載の方法。 ６． 乾燥した水素又は水素−窒素混合雰囲気のもとで１０−４０℃／ｈｒの上 昇速度で温度を１１５０−１２５０℃に上げ、また１−３０時間の均熱処理を行 うことにより、最終高温焼きなましが行われる請求項１、２及び５の何れか一項 に記載の方法。 ７． 乾燥した水素又は水素−窒素混合雰囲気のもとで１０−４０℃／ｈｒの上 昇速度で温度を１１５０−１２５０℃に上げ、また１−３０時間の均熱処理を行 うことにより、仕上げ高温焼きなましが行われる請求項３に記載の方法。 ８． 乾燥した水素又は水素−窒素混合雰囲気のもとで１０−４０℃／ｈｒの上 昇速度で温度を１１５０−１２５０℃に上げ、また１−３０時間の均熱処理を行 うことにより、最終高温焼きなましが行われる請求項４に記載の方法。 ９． ケイ素鋼スラブをスラブ加熱及び熱間圧延して熱間圧延鋼板を形成し、該 熱間圧延鋼板を焼きなましし、該焼きなましされた鋼板を一段階で冷間圧延して 冷間圧延鋼板を形成し、該冷間圧延鋼板を脱炭し、焼きなましセパレータを該脱 炭鋼板に広げ、及び最終高温焼きなましを行う工程を含み、 前記ケイ素鋼スラブは、重量％で０．０２−０．０４５％のＣ、２．９０−３ ．３０％のＳｉ、０．０５−０．３０％のＭｎ、０．００５−０．０１９％のＡ ｌ、０．００１−０．０１２％のＢ、．０．００３−０．００８％のＮ、０．０ ０６％以下のＳ、及びＦｅと他の避けられない不純物の残りを含み、 前記鋼スラブに対する加熱温度は、１０５０−１２５０℃であり、また、 ３０−７０℃の露点を有する窒素含有雰囲気下で３０秒から１０分間、８５０ −９５０℃の温度で脱炭を行ってＢＮ析出物の形成とその脱炭を同時に行い、そ れにより低温加熱法が実現されることを特徴とする、高磁束密度を有する結晶粒 配向電気鋼板の製造方法。 １０． 前記鋼スラブが、１５０−３５０ｍｍの厚さを有し、 前記熱間圧延鋼板が１．５−２．６ｍｍの厚さを有し、また 前記冷間圧延鋼板が０．２３−０．３５ｍｍの厚さを有する請求項９に記載の 方法。 １１． 前記熱間圧延鋼板が９００−１１５０℃で、３０秒から１０分間焼きな ましされる請求項９及び１０の何れか一項に記載の方法。 １２． 脱炭のための窒素含有雰囲気ガスが、アンモニア＋水素＋窒素の混合ガ スからなる請求項９及び１０の何れか一項に記載の方法。 １３． 脱炭のための窒素含有雰囲気ガスが、アンモニア＋水素＋窒素の混合ガ スからなる請求項１１に記載の方法。 １４． 乾燥した水素又は水素−窒素混合雰囲気のもとで１０−４０℃／ｈｒの 上昇速度で温度を１１５０−１２５０℃に上げ、また１−３０時間の均熱処理を 行うことにより、最終高温焼きなましが行われる請求項９、１０及び１３の何れ か一項に記載の方法。 １５． 乾燥した水素又は水素−窒素混合雰囲気のもとで１０−４０℃／ｈｒの 上昇速度で温度を１１５０−１２５０℃に上げ、また１−３０時間の均熱処理を 行うことにより、最終高温焼きなましが行われる請求項１１に記載の方法。 １６． 乾燥した水素又は水素−窒素混合雰囲気のもとで１０−４０℃／ｈｒの 上昇速度で温度を１１５０−１２５０℃に上げ、また１−３０時間の均熱処理を 行うことにより、最終高温焼きなましが行われる請求項１２に記載の方法。 １７． ケイ素鋼スラブをスラブ加熱及び熱間圧延して熱間圧延鋼板を形成し、 該熱間圧延鋼板を焼きなましし、該焼きなましされた鋼板を一段階で冷間圧延し て冷間圧延鋼板を形成し、該冷間圧延鋼板を脱炭し、焼きなましセパレータを該 脱炭鋼板に広げ、及び最終高温焼きなましを行う工程を含み、 前記ケイ素鋼スラブは、重量％で０．０２−０．０４５％のＣ、２．９０−３ ．３０％のＳｉ、０．０５−０．３０％のＭｎ、０．００１−０．０１２％のＢ 、０．００５−０．０１９％のＡｌ、０．００３−０．００８％のＮ、０．００ ６％以下のＳ、０．０３０−０．７０％のＣｕ、０．０３−０．０７％のＮｉ、 ０．０３−０．０７％のＣｒ、及びＦｅと他の避けられない不純物の残りを含み 、 前記鋼スラブに対するスラブ加熱温度は、１０５０−１２５０℃であり、また 、 ３０−７０℃の露点を有する窒素含有雰囲気下で３０秒から１０分間、８５０ −９５０℃の温度で脱炭が行われ、残留Ｃ量を３０ｐｐｍ以下にし、また合計Ｎ 含有量を１２５−８２．９×｛１＋［Ｃｕ％＋１０×（Ｎｉ％＋Ｃｒ％）］²｝ ｐｐｍと同等にし、それにより低温加熱法が実現されることを特徴とする、高磁 束密度を有する結晶粒配向電気鋼板の製造方法。 １８． 前記鋼スラブが、１５０−３５０ｍｍの厚さを有し、 前記熱間圧延鋼板が１．５−２．６ｍｍの厚さを有し、また 前記冷間圧延鋼板が０．２３−０．３５ｍｍの厚さを有する請求項１７に記載 の方法。 １９． 前記熱間圧延鋼板が９００−１１５０℃で、３０秒から１０分間焼きな ましされる請求項１７及び１８の何れか一項に記載の方法。 ２０． 脱炭のための窒素含有雰囲気ガスが、アンモニア＋水素＋窒素の混合ガ スからなる請求項１７及び１８の何れか一項に記載の方法。 ２１． 脱炭のための窒素含有雰囲気ガスが、アンモニア＋水素＋窒素の混合ガ スからなる請求項１９に記載の方法。 ２２． 乾燥した水素又は水素−窒素混合雰囲気のもとで１０−４０℃／ｈｒの 上昇速度で温度を１１５０−１２５０℃に上げ、また１−３０時間の均熱処理を 行うことにより、最終高温焼きなましが行われる請求項１７、１８及び２１の何 れか一項に記載の方法。 ２３． 乾燥した水素又は水素−窒素混合雰囲気のもとで１０−４０℃／ｈｒの 上昇速度で温度を１１５０−１２５０℃に上げ、また１−３０時間の均熱処理を 行うことにより、最終高温焼きなましが行われる請求項１９に記載の方法。 ２４． 乾燥した水素又は水素−窒素混合雰囲気のもとで１０−４０℃／ｈｒの 上昇速度で温度を１１５０−１２５０℃に上げ、また１−３０時間の均熱処理を 行うことにより、最終高温焼きなましが行われる請求項２０に記載の方法。