JPS63134631A - セミプロセス電磁鋼板の製造方法 - 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、鉄損および磁束密度が共に優れたセミプロセ
ス電磁鋼板の製造方法に関する。

〔従来の技術〕

近時、エネルギー事情の逼迫から、エネルギー消費量の
節減が世界的に強く要求されるところとなっており、電
気機器についても高性能化による電力消費量の低減が大
きな課題となっている。このような情況を背景に、昨今
、低鉄損であるとともに高い磁束密度を示す高性能電磁
鋼板の要求が高まってきた。

ところで、！磁鋼板、とくに無方向性電磁鋼板は、製造
後ユーザー側で■形、Ｅ形等の複雑な形状に打ち抜いて
使用されることが多いが、この場合打ち抜き後において
歪取り焼鈍を施すのが通例となっている。

この歪取り焼鈍は一般に７５０℃ｘ２ｈ程度の条件で実
施され、結晶粒の粗大化も可能なことから、鉄損特性の
向上に利用できる。また、電６ｆｆｔｌＪ仮の打ち抜き
性は結晶粒が小さいほど良好であることから、打ち抜き
前の段階にあっては結晶粒の成長を抑えた方が好ましい
。

そこで従来から、この歪取り焼鈍の実施を前提とした無
方向性１ａ磁鋼板、すなわち歪取り焼鈍の実施によって
始めて所定の鉄損特性が得られる無方向性１ａ磁鋼板が
製造されている。これはセミプロセス電磁鋼板と呼ばれ
、歪取り焼鈍を前提としないフルプロセス電磁鋼板と区
別される。

〔発明が解決しようとする問題点〕

ところで、従来の電磁鋼板においては、鉄…を下げる目
的から、固有抵抗を増加させ渦電流損を減じる効果のあ
るＳｉ．Ａｌの添加が採用されていた。ところがこのよ
うなＳｔ、Ａ１の添加は反面、磁束密度の低下をもたら
すものであり、したがってこの種の電磁鋼板にあっては
低鉄損と高磁束密度の両立は不可能であった。

このようなことから、最近になって鉄損が低くしかも磁
束密度の高いセミプロセス電磁鋼板の開発が進められる
ようになり、既に有効な製造方法も提案されている。そ
の１つは、特公昭６１−７４４６号公報に記載された方
法である。

この製造方法は、上記ＳＬ、Ａｆｆｉによる対策に代え
てＭｎを使用するというもので、これにより磁束密度低
下の弊害を来すことなく、すなわち高磁束密度を維持し
ながら、鉄損の向上を達成するものである。すなわち、
この製造法は、ｃｏ、ｏ。

５％以下、Ｓｉ０．１〜１．０％、Ｍｎ０．７５〜１．
５０％、３０．００５％以下の熱延板を使用する。

ところが、この方法では、十分な磁束密度を達成するた
めには熱延板焼鈍を欠くことができない。

またスキンパス圧延を行わないと十分な鉄損の低下が実
現できないが、これを行った場合には磁束密度の低下が
避けられず、十分に高い磁束密度が得られない。このよ
うに、特公昭６１−７４４６号記載の方法も、実際には
低鉄損と高磁束密度の両立を図ることは困難であり、ま
た工数、コストの点でも不利な面がある。

本発明は、上記実状に鑑みなされたものであって、ユー
ザー側での打抜き、歪取り焼鈍後において、十分に低い
鉄損値と高い磁束密度とを実現でき、しかも製造工程が
Ｐ１略化できるセミプロセス電磁鋼板の製造方法の提供
を目的とする。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明者らは、上記した従来の技術を踏まえ、鉄損と磁
束密度の２特性の両立を可能にする方法を見出すべく、
鋭意実験、研究を行った。

その結果、特公昭６１−７４４６号の技術に従って、Ｍ
ｎを０．７５〜１．５％含有させた場合において、その
Ｍｎに対し多い目のＣを共存させ、このＭｎ、Ｃ共存の
下で冷延後の焼鈍を実施するようにすれば、鉄…、磁束
密度がともに改善され、■鉄損を下げるためのスキンパ
ス圧延を省略しても十分に低い鉄を員が確保できること
、■またこの場合、スキンパス圧延の省略によって磁束
密度の低下が避けられ、上記Ｃ，Ｍｎ共存下での焼鈍の
効果と相俟ち、著しく高い磁束密度が実現されることを
知見した。

本発明は、上記の知見に基づくものであって、下記製造
方法を要旨とする。

Ｃｏ、　００６〜０．０３％、Ｓｉ０．１〜１．０％、
Ｍｎｏ、　７５〜１．５％、Ｐ２０．１５０％、Ｓ≦０
゜００５％で、必要に応じＳｏ　１．Ａｊ！０．１〜０
．３％か、またはＳｏｌ、Ａ１０．１％未満とＢ／Ｎ０
．５〜１゜５となる蓋のＢとを含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなる熱延鋼板を脱スケールして、ま
たは脱スケールの前または後に６５０〜８５０℃で３０
秒以上焼鈍（熱延板焼鈍）して、冷間圧延し、しかるの
ち焼鈍を行いＣ量をｏ、ｏｏｓ％以下にすることを特徴
とするセミプロセス無方向外電Ｍｉｍ板の製造方法。

一般にこの種電磁鋼板については、Ｃ量は原則として少
ないほどよいとの認識がある。Ｃは最終製品の段階で、
磁気時効を生じさせ、鉄損を増加させるよう働くからで
あるが、こうした観点からＣは従来、０．００５％以下
に規制するのが通例であった。

これに対し本発明は、Ｃを当初０．００６〜０．０３％
と多目に含有させるものであり、０．７５％以上のＭｎ
にこの多目のＣを共存させて、冷延後の焼鈍を行うとい
うものである。このＣ，Ｍｎ共存下での焼鈍の実施によ
り、きわめて低い鉄損と高いレベルの磁束密度が実現さ
れることになる。Ｍｎは頭記した如くそれ単独の作用と
しても、鉄損を下げる働きがあるが、上記のような条件
下で焼鈍を行えば、このＭｎ本来の効果の上に、それと
は別の磁気特性（鉄を員、磁束密度）の改善作用がもた
らされ、これが上乗せされた形となる。このようなこと
からスキンパス圧延なしのままで、鉄損、磁束密度の高
いレベルでの両立が達成されることになるのである。

上記Ｃ，Ｍｎ共存下での焼鈍により磁気特性が改善され
るそのメカニズムについては、未だ十分な解明に至って
おらず、明確なことはいえないが、次のように考えられ
る。

ＭｎとＣは親和力の強い元素の組み合わせであるため、
冷延後の焼鈍時にＣとＭｎが適量存在すると、ＣとＭｎ
がペアを組んだ状態が多数形成されることが考えられる
。このようなＣとＭｎのベアは、焼鈍過程での再結晶挙
動に対し、単独の状態（固溶状態）の各元素とは異った
影響を及ぼすことになり、このような関係で、適量のＭ
ｎ、Ｃ共存の下では、磁気特性に有利な（１００）面や
（１１０）面の集積度の高い集合組織が形成され易くな
るものと考察される。

なお、上記のような焼鈍を行う場合にも、その多目にし
たＣｆｆ１が最Ｐ−製品の段階まで持ち込まれると、当
然磁気時効による鉄損増加の弊害が生じることになる。

こうした弊害を避けて本来のすぐれた磁気特性を維持す
るためには、冷延後の焼鈍において、脱炭を進めてやり
、Ｃ含有量を、磁気時効の実質的に生じないｏ、ｏｏｓ
％以下のレベルまで低下させるようにすることが必要と
なってくる。

以下、本発明の各構成要件について、具体的に説明する
。

○　まず、熱延鋼板の鋼成分についていうと、その各成
分の限定理由は次のとおりである。

Ｃ：Ｍｎとともに本発明において最も重要な元素である
。Ｍｎとの共存に意味があり、そのような共存状態にお
いて、冷延後の焼鈍を経て磁気特性の改善に貢献する。

第１図はＣの磁気特性に及ぼす効果を示し初期Ｃ量（熱
延板Ｃ量）を変化させて磁気特性を調査した結果のプロ
ット図である。供試材は、Ｃ以外の鋼成分は本発明の条
件を満たすもの（０．７％５ｉ−１，２％Ｍｎ−０．０
１０％Ｐ−０．００３〜０．００４％Ｓ）を用い、これ
を後述実施例に示すプロセス（熱延板焼鈍実施材の熱延
板焼鈍条件は８００℃×２分）で０．５１厚の冷延板と
し、その後７５０℃で焼鈍を行ってＧｏ、　００５％以
下に脱炭したもの（初期０１０．００５％以下のものは
脱炭なし）である０図の鉄…、磁束密度の値は、実施例
に示す方法で測定した歪取焼鈍（７５０℃ｘ２ｈ〔非脱
炭〕）後の値である。

同図のデータ（熱延板焼鈍実施材）よりして、Ｃが０．
００６％以上含有されていると、磁束密度が向上し、鉄
を員の値も低下することが分る。しかしこのＣｌが０．
０３０％をこえると磁束密度が次第に低下し、鉄損の方
も僅かながら増加の傾向が認められる。このような磁気
特性劣化の傾向は、初期Ｃ量の増加にしたがって最終Ｃ
′Ｗｋとして０．００５％以下を得るための脱炭焼鈍時
間が長くなり内部酸化層の厚みが増すことによると考え
られる。

したがってＣ量（初期Ｃ量）は、０．００６〜０゜０３
０％の範囲とした。

Ｓｉ　：Ｓｉは固有抵抗を増加させ、鉄を員低下に有効
に寄与する元素であるが、反面磁束密度の低下をもたら
す。１％をこえると、この磁束密度の低下が著しく、本
発明の目的の１つである高磁束密度が達成不可能となる
。また０、１％未満では、鉄損の面で十分な効果が期待
できない。よって、Ｓｉは０．１〜１．０％の範囲とし
た。

Ｍｎ：Ｃとともに本発明鋼の基幹をなす元素であり、Ｃ
との共存下において、冷延後の焼鈍を経て磁気特性の改
善に大きく寄与する。

第２図は、Ｍｎ１ｌを変化させて磁気特性を調査した結
果のプロット図である。同データはＣ０．Ｏ２％、０．
００３％で、Ｃ，Ｍｎ以外の鋼成分は本発明条件を満た
すＥ（Ｓｉ：０．５％、Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．０
０２〜０．００３％）を第１図と同様のプロセス（熱延
板焼鈍なし）で冷延板とし、このうちＣ０．０２％材は
７２０℃で焼鈍を行って０、００５％以下に脱戻し、Ｃ
０．００３％材の方は７５０℃ｘｌｈの非脱炭焼鈍を行
い、このようにして得たものについて、第１図の場合と
同様にして歪取焼鈍後の磁気特性を調査したものである
。

同図によると、初期Ｃ量が０．０２％（本発明範囲内）
のものでは、Ｍｎが０．７５％以上の領域において、磁
束密度、鉄を員がともに著しく改善される傾向がみられ
る。Ｃ量が０．００３％（本発明範囲外）ともともと低
いものでは、Ｍｎ０．７５％以上にあっても、鉄…、磁
束密度はともに劣ったものとなっている。すなわち、適
正量のＣ存在の下で、Ｍｎ１ｌを０．７５％以上にして
焼鈍することが、良好な磁気特性を得る上できわめて有
効に作用することが分る。

ただし、Ｍｎｌが１．５％をこえると、冷延時割れが生
じ易くなり、またＡＣ３変態点が低下することから十分
な焼鈍温度をとることができなくなる。

以上のことから、Ｍｎは０．７５〜１．５％の範囲に限
定した。

Ｐ：Ｐは鋼板の強度を高め打抜き性を改善するのに有効
な元素であるが、０．１５０％をこえると鋼板の脆化が
避けられず、このため０．１５０％以下に限定した。な
お、下限については不可避的不純物程度のＰ量でもとく
に問題を生じることはないので、規定はしない。

Ｓ：Ｓは硫化物を形成し焼鈍時の粒成長性を低下させ、
鉄損を増加させる有害な元素である。

第３図は、Ｓ量と磁気特性の関係を示す実験データのプ
ロット図で、Ｓ量を変化させその他の成分を本発明の範
囲内で一定の値としだ鋼（０．０１％Ｃ−０．３０％５
ｉ−０．８５％Ｍｎ−０．０６０％Ｐ）を素材として用
い、冷延後の焼鈍を７００℃で行う点板外は第１図の場
合（熱延板焼鈍なし）と全く同じプロセスを経て磁気特
性を調査した結果に基づく。

同図から明らかなように、ｓｌが０．００５％以下にな
ると、鉄を−がきわめて良好な値となる。

したがって、Ｓは０．００５％以下に限定した。

なお、ｏ、ｏｏｓ％以下の範囲において、Ｓは鉄損の面
で少ないほど有利であり、したがってＳの下限値につい
てはとくに指定しない。

Ｓｏ　１．Ａｆ　：Ａ／！はＳｉと同様に固有抵抗を増
加させ鉄損を下げる効果がある。しかしその量が０．３
％をこえると、磁束密度の低下を来たし好ましくない。

ここでＳｏｌ、Ａ４０．１％以上の添加では必要ないが
、これが０．１％未満の場合低鉄…を得るには、微細Ａ
ＩＮの析出により焼鈍時の粒成長が阻害される傾向を排
除してやることが必要であり、これはＢをＢ／Ｎ０．５
〜１．５となる範囲の量添加することにより達成し得る
。

このようなことから、本発明においては、Ｓ０１、Ａｉ
、１〜０．３％、またはＳｏｌ、Ａ１１．１％未満でＢ
／Ｎ０．５〜１．５となる量のＢを含むという条件の何
れかを採用することとした。

−なお、Ｓｏ　１．Ａ＋！０．００３％以下の不純物レ
ベルのＡｌ量の場合には、当然上記Ｂの添加は不要であ
る。

○　次に１製造プロセスについて述べる。

本発明の方法は、基本的には上記のような成分条件に適
合した熱延鋼板を用い、これを脱スケール後冷間圧延し
、次いで焼鈍を行うというもので、場合によっては脱ス
ケールの前または後に熱延板焼鈍が行われる。

ここで、上記各工程についていうと、 熱延板焼鈍 この焼鈍は、磁束密度、鉄損の両面で有効である。これ
は、前出第１図に示した、熱延板焼鈍実施材と同省略材
との比較から明らかである。

焼鈍条件は、６５０〜ｂ する必要がある。すなわち６５０℃未満の温度では上記
磁気特性改善の効果が十分に得られず、また８５０℃を
こえると結晶粒が粗大化して冷間圧延性の悪化や著しい
肌荒れを来たすことになる。

焼鈍時間については、３０秒未満では、焼鈍の効果が期
待できない。

なお、熱延板そのものを得る工程については、とくに制
限するものでない。転炉溶製一連続鋳造熱間圧延のプロ
セスを経るのが常法であるが、本発明の場合にも、これ
と同じプロセスによることができる。

・脱スケール、冷間圧延 何れも、通常どおりでよい、脱スケールは、酸洗処理が
一般で、冷間圧延は１回を原則とする。

・冷延後の焼鈍 既述したとおり本発明は、適量のＣ，Ｍｎが共存する状
態で冷延後の焼鈍を行って磁束密度、鉄を員の両特性を
向上させるというところに最大の特徴がある。冷延後の
焼鈍は本発明においてはこのように大切な役割を担って
いるのである。

冷延後の焼鈍は、一般にメーカー側で行われる再結晶お
よび硬度調整等を目的とした連続焼鈍あるいは箱焼鈍、
ユーザー側で行われる打ち抜き歪みの除去や結晶粒径粗
大化等を目的とした歪取焼鈍が実施されている。

本発明では冷延後の再結晶をさせる段階ではＣとＭｎを
共存させる必要がある。しかし最終製品ではＣが０．０
０５％を超えて含有されていると、磁気時効が生じ鉄損
増加を招く。従って冷延後の再結晶工程またはそれ以降
の工程で脱炭を行うことが必要であり、冷延後のメーカ
ー側の連続焼鈍または箱焼鈍、ユーザー側での歪取焼鈍
のいずれかを脱炭焼鈍とし、Ｃを０．００５％以下とし
なければならない、なおこの最終Ｃ量の下限については
、Ｃが少ない程磁気時効には有利であり、特に限定はし
ない。

すなわち本発明における冷延後の焼鈍は、第４図にＩグ
ループとして示されているように、Ｃ−Ｍｎの共存焼鈍
を兼ねた脱炭焼鈍をメーカー側で冷延後に行うことを基
本とするが、同図に■グループとして示されるように、
メーカー側でＣ−Ｍｎの共存焼鈍のみを実施して、脱炭
はユーザー側の歪取焼鈍で行わせることも可能である。

また、■グループにおける脱炭焼鈍はＯＣＡＣ脱炉焼鈍
（１−Ａ、Ｂ）　、脱炭を伴う連続焼鈍（１−Ｃ）の何
れを採用してもよく、■グループにおけるＣ−Ｍｎ共存
焼鈍も、箱焼鈍（ＩＩ−Ａ。

Ｂ）、連続焼鈍（ＩＩ−Ｃ）の何れによってもよい。

ＯＣＡＣ脱炉焼鈍、または箱焼鈍を採用する場合には、
その焼鈍後に、平坦化のための連続焼鈍（１−Ａ、ＩＩ
−Ａ）　、もしくはそれに代わる圧下率２％以下のスキ
ンパス圧延（１−Ｂ、ＩＩ−Ｂ）を実施するようにする
のがよい。

なお、Ｉグループにおける脱炭焼鈍については、再結晶
が完了するまでは脱炭を行わず、再結晶完了後に脱炭反
応が始まるように炉内雰囲気の調整を行うようにするの
がよい。

なお、電磁鋼板を製造する場合、通常はさらに絶縁コー
ティングを付与する工程が入ってくるが、本発明の場合
にも、製造の最終工程としてこのコーティングの工程を
実施することは可能であり、本発明はこのようなケース
をも含むものとする。

〔実施例１〕 第１表に示す各成分組成の鋼を転炉でｒ８　Ｗｍし、こ
れを連続鋳造により鋳片（２５０ｍｍ厚さ×１０００龍
幅）となし、続いて熱間圧延を行って厚み２．３ｆｌの
熱延板を得た。次いでこの熱延板に酸洗−冷間圧延（２
，３ｍ＠−０．５１）−冷延後の焼鈍（メーカー側）　
（第１表の条件）を施した。この際、漱３．　４．７．
　１２．　１４．　２１．　２２については、酸洗後の
段階で同表に示す条件の熱延板焼鈍を行い、また隘４〜
８および２２については、冷延後の焼鈍のあと同表の条
件のスキンパス圧延を実施した。阻４のスキンパスは結
晶粒粗大化のためのスキンパスで、それ以外のスキンパ
スは○ＣＡＣ脱炉脱炭焼鈍後坦化が目的である。

こうして得た各供試鋼板について、同表の条件で歪取焼
鈍（非脱炭：乾Ｎｔ雰囲気、脱炭：２０％Ｈｔ、ｓｏ％
Ｎｚ、露点＋３０℃）を行い、磁気特性（鉄損、磁束密
度）を調査した。特性調査は、３０菖鳳幅Ｘ２８０ｍ長
さのエプスタイン試験片を、圧延方向とその直角方向か
ら８枚ずつ採取して行った。

結果を第１表の右欄に示す。

同表の結果について説明する。

・ｌｌ＆Ｌ１は、この種電磁鋼板の最も基本的な例で、
Ｓｉを高目に含有させて鉄損の改善を図ったものである
が、これは磁束密度の点で劣っている。

・Ｎ１２〜４は、予めｃｌを本発明における最終Ｃ量し
ベル（０．０Ｏ５％以下）として脱炭を行わなかったも
のである。阻２はとくに鉄を員が高＜、阻３は熱延板焼
鈍を実施したため、鉄損、磁束密度とも患２より良好で
はあるが、なお十分なものではない。−４はスキンパス
圧延を行ったもので、鉄損については非常に良好となっ
ているが、磁束密度の低下がみられる。

・尚５は、素材鋼成分がＣ量を除き隘２〜４と略同−条
件の本発明例である。これは熱延板焼鈍を行っておらず
、その点で同条件の阻２と比べると、鉄損、磁気特性と
も相当にすぐれた値となっており、またスキンパス圧延
を行った隘４に比較しても、鉄［員の点では多少高い値
となっているが、磁束密度については勝っており、両特
性のバランスという点でよりすぐれたものとなっている
。

・隘６，７は、熱延板焼鈍実施の有無の点でのみ異なる
２つの本発明例で、両者の比較から熱延板焼鈍が鉄損、
磁束密度の両方に有効であることから分る。

・患８は初期Ｃ量が本発明範囲（０．００６〜０．０３
％）の上限を上潮るもので、これは冷延後の焼鈍でＣＩ
を０．ＯＯ３％以下に脱炭したにも拘らず、初！１ＪＩ
Ｃ量以外は実質的差異のない本発明例隘６に比べ、鉄損
、磁束密度がともに劣っている。

・患９と１０はＭｎ量の点でのみ異なる２例で、磁９は
本発明範囲を上廻るＭｎ量のために、本発明例である阻
１０に対し、鉄損、磁束密度とも劣っている。

・阻１１〜１４は、全て本発明例で、Ｉ’ｈｌｌと１２
、隘１３と１４は、それぞれ熱延板焼鈍の有無の点での
み異なり、陽１３と１４は素材鋼にＡＩが添加された例
である。磁１１と１２．Ｉｌ＆ｌ１３と１４の比較から
、磁気特性に対する熱延板焼鈍の効果が明らかである。

またＡｌの添加がある患１３．１４はとくに鉄損の点で
よりすぐれたものとなっている。

・Ｎ１１５と１６は、Ｂ添加の有無が異なる２例で、患
１５はＳ　ｏ　１．　Ａ１１．０３０％でＢの添加がな
く、３ｏ１．Ａｉ！０．１％未満のときＢをＢ／Ｎｏ。

５〜１．５となる量含有するという本発明の規定を満足
せず、この条件を満たす本発明例Ｉｌ＆１１６（Ｂ／Ｎ
０．９）に比較して、とくに鉄損が大きく劣っている。

・阻１７は、初ｙ４Ｃ量を本発明の最終Ｃ量しベル（５
０．００５％）とじ脱炭を実施しなかった例であり、こ
の点を除き略同条件の本発明例である磁１１に比べ、鉄
損、磁束密度ともに悪い。

・寛１８〜２０は、Ｓ世態外の条件を一定にしＳ量を変
化させてその影響をみたもので、Ｎｎ１８と１９はＳ≦
０．０　Ｏ５％の条件を満たす本発明例で、１！１２０
はその条件に適合しない例である。Ｎ１１８と１９とは
、磁気特性に大差がなく何れも良好な値となっているが
、寛２０は鉄損の値が大きなものとなっている。

隘２１と２２は、Ａ１添加のある本発明例で、Ｎａ２１
は０．１％以上のＡｌを含むもの、患２２はＡ１．１％
未満でＢをＢ／Ｎ０．５〜１．５となる量含有するもの
であるが、これらは何れも、鉄損、磁束密度の両面です
ぐれた値を示している。

〔実施例２〕 第２表に示す各成分組成の鋼を転炉で溶製し、実施例１
と同一の条件で冷間圧延まで行い、その後同表に示す冷
延後の焼鈍または更にスキンパス圧延を実施し、しかる
のち同表の条件で歪取焼鈍を行って磁気特性を評価した
。

ｋｌ、３．４は、冷延後の処理を種々の工程で実施した
本発明例で、何れも良好な磁気特性が得られている。な
お、階２は、初ＷＡ　Ｃ量を本発明の最終Ｃ量しベルと
して脱炭を行なわなかった例であり、この点を除き略同
条件のＴｈｌに比べ、鉄損、磁束密度ともに劣っている
。

〔発明の効果〕

以上の説明から明らかなように本発明は、セミプロセス
電磁鋼板の製造において、磁束密度を低下させるスキン
パス圧延を行うことなく、歪取り焼鈍後の特性として十
分に低い鉄…を実現することを可能にし、相反傾向をも
つ磁束密度と鉄…の両立を可能ならしめる効果があり、
しかもスキンパス圧延を行わず、また高価な元素の使用
も不要であることから、工数の節減のみならず、コスト
面でも有利であり、その実用価値は極めておきい。

【図面の簡単な説明】

２４１図は磁気特性に対するＣの効果を示す実験データ
のプロ、ト図、第２図は磁気特性に対するＭｎの効果を
示す実験データのプロット図、第３図は磁気特性に対す
るＳの効果を示す同上図、第４図は本１発明における冷
延後の焼鈍について種々のバリエーションを説明するブ
ロック図である。 第　　１　　図 Ｃ（％）（初期Ｃり 第　　２　　図 Ｍｎ（％）

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ０．００６〜０．０３０％、Ｓｉ０．１〜１．
   ０％、Ｍｎ０．７５〜１．５％、Ｐ≦０．１５０％、Ｓ
   ≦０．００５％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物か
   らなる熱延鋼板を脱スケール後、冷間圧延し、しかるの
   ち焼鈍を行いＣ量を０．００５％以下とすることを特徴
   とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。
2. （２）Ｃ０．００６〜０．０３０％、Ｓｉ０．１〜１．
   ０％、Ｍｎ０．７５〜１．５％、Ｐ≦０．１５０％、Ｓ
   ≦０．００５％で、Ｓｏｌ．Ａｌ０．１〜０．３％を含
   有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる熱延鋼
   板を脱スケール後、冷間圧延し、しかるのち焼鈍を行い
   Ｃ量を０．００５％以下とすることを特徴とするセミプ
   ロセス電磁鋼板の製造方法。
3. （３）Ｃ０．００６〜０．０３０％、Ｓｉ０．１〜１．
   ０％、Ｍｎ０．７５〜１．５％、Ｐ≦０．１５０％、Ｓ
   ≦０．００５％で、Ｓｏｌ．Ａｌ０．１％未満を含み更
   にＢ／Ｎ０．５〜１．５となる量のＢを含有し、残部は
   Ｆｅおよび不可避的不純物からなる熱延鋼板を脱スケー
   ル後、冷間圧延し、しかるのち焼鈍を行いＣ量を０．０
   ０５％以下とすることを特徴とするセミプロセス電磁鋼
   板の製造方法。
4. （４）脱スケールの前または後に６５０〜８５０℃で３
   ０秒以上の焼鈍を行うことを特徴とする特許請求の範囲
   第１項乃至第３項の何れかに記載のセミプロセス電磁鋼
   板の製造方法。