JPH0338323B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板
を製造する方法に関するものである。 周知のように一方向性珪素鋼板は主として変圧
器その他の電気機器の鉄芯として使用されるもの
であり、磁気特性として磁化特性および鉄損特性
の優れていることが要求されている。最近では珪
素鋼板の製造技術の進歩により、磁化特性とし
て、B₁₀値（すなわち磁場の強さ1000A／ｍのと
き発生する圧延方向の磁束密度）で代表される磁
束密度が1.89T（ステラ）を越える優れたものが
得られるようになり、また鉄損特性としては、板
厚0.30mmの一方向性珪素鋼板で、W_17/50値（すな
わち磁束密度1.7T、周波数50Hzで磁化した場合
の鉄損）が、1.10w／Kg以下のごとき低鉄損のも
のが得られるようになつている。 上述のように優れた磁気特性を有する珪素鋼板
を得るための基本的要件としては、最終焼鈍過程
において（110）〔001〕方位の２次再結晶粒を充
分に発達させることが必要である。そのために
は、２次再結晶過程で（110）〔001〕方位以外の
好ましくない結晶方位を有する結晶粒の成長を強
く抑制するインヒビターの存在と、先鋭に揃つた
（110）〔001〕方位の２次再結晶粒が充分に発達す
るに好適な１次再結晶集合組織の形成とが必要で
あることが知られている。前記インヒビターとし
ては一般にMnS、MnSe、AlN等の微細析出物が
用いられており、また必要に応じて粒界偏析型元
素であるSb、As、Bi、Pb、Sn等をインヒビター
に併用して、そのインヒビターの効果を強化する
ことも従来から行なわれている。一方、適切な１
次再結晶集合組織の形成に関しては、従来から熱
間圧延および冷間圧延の各工程条件を適切に組合
せる方法が採用されており、このような目的から
中間焼鈍を挟んで２回の冷間圧延を施すが如き複
雑な工程も従来から採用されている。 ところで最近では珪素鋼板製造の素材である珪
素鋼スラブの製造方法が従来の造塊一分塊法から
連続鋳造法に転換される傾向にあるが、このよう
な連続鋳造製スラブを使用した場合には、従来の
造塊一分塊法によるスラブでは生じていなかつた
新たな問題が発生している。すなわち、インヒビ
ターとして有効に作用するMnS、MnSe、AlN等
の微細析出物を得ようとすれば、熱延前にスラブ
を1250℃以上の高温に長時間加熱してインヒビタ
ー元素を充分に解離固溶せしめた後、熱延時の冷
却過程を制御して適切な微細サイズに析出させる
ことを要するが、連鋳製スラブの場合には上記の
如くスラブを高温で加熱している間に結晶粒の異
常な粗大成長を招き易く、この異常粗大粒に起因
して珪素鋼板中に帯状細粒組織と称される２次再
結晶粒不完全発達部分が形成されて、磁気特性の
劣化を招くことがある。 上述の如き帯状細粒組織の発生を防止して磁気
特性を向上させる方法も既にいくつか提案されて
いる。例えば特開昭55−119126号公報によれば、
素材スラブを熱間圧延により所定の板厚に加工す
る際に、再結晶化圧延直前の組織がα相マトリツ
クス中にγ相を３％以上析出させた組織となるよ
うに制御し、これを1230〜960℃の温度範囲で圧
下率が１パス当り30％以上となるように再結晶化
高圧下圧延を施す方法が開示されている。また本
発明者等も既に特願昭56−31510号において、素
材スラブにSi量に応じた必要量のＣを含有せし
め、熱延中の特定温度領域で所定量以上のγ相を
生成させることによつて、素材スラブの高温加熱
時に粗大成長した結晶粒を熱延工程で分裂・破壊
させ、成品に発生する帯状細粒組織を効果的に防
止する方法を開示している。 しかしながら所定量以上のγ相を熱延中に生成
せしめる上記各方法によれば、成品の帯状細粒組
織は防止し得るものの、所期の磁気特性は必ずし
も充分でない場合があり、しかも帯状細粒組織の
防止効果自体も甚だ不安定であつて、極端な場合
には成品に全面細粒組織が発生して著しく磁気特
性を劣化させることもあるなど、工業生産上最も
必要とされる安定性に欠ける問題があつた。 一方、近年に至り鋼中に含有される炭素もしく
は炭化物を有効利用して１次再結晶集合組織を改
善する方法が発達してきた。例えば特公昭38−
14009号公報には、第１回冷間圧延前の熱延板を
790℃以上の温度から540℃以下の温度に激しく急
冷した後310〜480℃の温度範囲に保持することに
よつて、結晶粒内に光学顕微鏡で可視サイズ（数
μｍ）のレンズ状炭化物を析出させる方法が開示
されている。このような方法により生成された比
較的大きなサイズの炭化物は、熱延工程で形成さ
れた粗大な熱延伸長粒を分裂細分化させるに有効
に作用するものであり、２次再結晶粒の発達に有
害な（110）〜（110）〔001〕方位の結晶粒を冷延
工程の初期段階で消滅させる役割を担うものと考
えられている。しかしながらこの方法だけでは未
だ充分に磁気特性を向上させることは困難であつ
た。 さらに最近に至り、冷延工程において結晶粒内
の固溶Ｃまたは微細炭化物を利用する方法が開発
されている。例えば特公昭54−13846号公報、特
公昭54−29182号公報には、インヒビターとして
AlNを用い、その熱延板を高温焼鈍後急冷して、
最終冷圧延下率が80％以上である１回の強冷延を
施す際に、冷延パス間で少なくとも１回以上の時
効処理を施す方法が開示されている。この場合の
時効処理としては、50〜350℃の温度範囲内で１
分以上の保持または300〜600℃の温度範囲内で１
〜30秒の保持が必要であり、かつ多数回施すこと
が効果的であるとされている。しかしながらこの
方法によれば冷延能率が大幅に低下し、かつ鋼板
の加熱処理費が増すため不経済である。また本願
出願人に係る特公昭56−19377号公報においては、
インヒビターとしてAlNとSbとを複合添加する
場合に、この複合添加の効果を充分に発揮させる
ため、中間焼鈍後の冷却に際して700〜900℃の温
度範囲を200〜2000秒間の範囲で徐冷してから直
ちに200℃以下まで急冷する方法が開示されてい
る。しかしながらこの方法に従つて700〜900℃の
間を200〜2000秒間で徐冷する処理を実現しよう
とすれば、連続焼鈍炉の冷却帯を大幅に改造し
て、鋼板をこの温度域に加熱保持する長尺な除冷
帯を設ける必要があるとともに、著しく低速度で
の連続操業が必要となり、そのため生産能率の著
しい低下と製造コストの上昇を招いて経済的に不
利となる問題がある。さらに、これらの方法とも
にAlNまたはAlN−Sbという特定のインヒビタ
ーを利用し、同時に80％以上の強冷延工程を組合
せて始めてその効果を発起し得るものであり、こ
のような方法で得られた集合組織は｛111｝＜11２
＞方位が著しく強く集積しており、（110）〔001〕
方位は副方位として弱い集積を示すに過ぎず、
（110）〔001〕方位を強く集積させる方法とは根本
的に異つており、またインヒビターとして従来一
般に用いられているMnS、MnSeを利用して一方
向性珪素鋼板を製造するに際してこれらの方法を
適用することはできなかつた。 一方、ＳおよびSeをインヒビターとし、この
インヒビターに適した最終冷延圧下率の範囲内に
おいて集合組織の改善を図るために鋼中炭素の有
効活用を図る公知の方法の一つとして、例えば特
公昭56−3892号公報には、中間焼鈍後の冷却に際
して600〜300℃の間を150℃／min以上の冷却速
度で冷却し、最終冷延段階で時効処理を施す方法
が開示されている。この場合の時効処理は、100
〜400℃において５秒〜30分間とし、冷延パス間
で少くとも１回以上その時効処理を施す必要があ
り、したがつてこの場合も冷延能率の低下と加熱
処理費の増大を招き、経済的に不利となるから、
より効率的な方法の開発が強く望まれていた。 この発明は以上の事情に鑑みてなされたもの
で、鋼中Ｃの有効活用を図る従来方法の諸欠点を
除去、改善して、磁気特性の優れた一方向性珪素
鋼板を能率良くかつ経済的に工業的規模で製造し
得るようにした方法を提供することを目的とする
ものである。 すなわち本発明者等は上述の目的を達成するべ
く鋭意実験・検討を重ねた結果、第１には、熱延
中に生成するγ相の生成量を適正範囲内に制御す
るべく、Ｃ量をSi量に応じて調整すること、第２
には熱延工程終了後から最終冷延工程前の中間焼
鈍後に至るまでの間に所定量のＣを脱炭させるこ
と、第３には最終冷延前の中間焼鈍後に鋼板の結
晶粒内炭化物を極微小の特定範囲内に制御しかつ
充分に分散させる処理を施すこと、以上３要件を
組合せることによつて優れた磁気特性を有する一
方向性珪素鋼板を能率的かつ経済的に製造し得る
ことを見出し、この発明をなすに至つたのであ
る。 具体的には、この発明の一方向性珪素鋼板の製
造方法は、 C0.015〜0.10％、Si2.8〜4.0％、Mn0.02〜0.15
％を含みかつＳ、Seのいずれか１種または２種
とSbとを合計量で0.008〜0.080％含有し、残部が
実質的にFeよりなる珪素鋼素材を熱間圧延し、
得られた熱延鋼板に対し中間焼鈍を挟む２回以上
の冷間圧延を最終冷延圧下率40〜80％の範囲内で
施して所定の最終板厚に仕上げ、さらにその冷延
鋼板に脱炭焼鈍および最終焼鈍を施す一連の一方
向性珪素鋼板の製造方法において、 前記珪素鋼素材のＣ量をSi量に応じて下記式で
表わされる範囲に調整し、かつ前記熱間圧延終了
後最終冷延終了前までの間においてＣを0.006〜
0.020％脱炭させ、かつまた最終冷延前における
中間焼鈍後の冷却過程において770〜100℃の温度
範囲を30秒以内で急冷し、直ちに150〜250℃の温
度において２〜60秒間の時効処理を施すか、ある
いは同じく前記中間焼鈍後の冷却過程において
770〜300℃の温度範囲を20秒以内で急冷し、続い
て300〜150℃の間の冷却所要時間を８〜30秒の範
囲内に制御することによつて、鋼板の結晶粒内炭
化物を100〜500Åの大きさの微小かつ充分に分散
した析出状態に制御した後、最終冷延を施すこと
を特徴とするものである。 記 0.37［Si％］＋0.27≦log（［Ｃ％］×10³） ≦0.37［Si％］＋0.57 但し〔Si％〕、〔Ｃ％〕はそれぞれ鋼中に含まれ
るSi、Ｃの重量％を表わす。 以下この発明の製造方法をさらに詳細に説明す
る。 先ずこの発明をなすに至つた過程での知見を説
明すると、本発明者等は熱延中に生成されるγ相
の作用について検討を加えたところ、次のような
事実が確認された。すなわち、素材スラブの熱延
中に生成されるγ相は前述のように素材スラブの
高温加熱時に粗大成長した結晶粒を分裂・破壊さ
せるに有効である半面、インヒビターとして作用
するMnS、MnSe等の微細析出物に有害に作用
し、時に過剰なγ相生成はインヒビターの効果を
大幅に減退させて２次再結晶粒の充分な発達を阻
害するおそれがあり、したがつてγ相生成量は適
切な範囲とする必要があること、またγ相は、そ
の生成量が適切な範囲内にある場合でも、熱延中
に粗大成長粒を細分化する役割を果たした後に
は、冷延工程での適切な結晶組織、集合組織の形
成に対して有害となる等の事実を新規に見出し
た。そこで本発明者等はγ相の有益な作用は生か
しつつ、しかもその有害な作用を解消する方策を
種々研究した結果、熱延中のγ相の生成量を適正
な範囲とするべく素材中のＣ量をSi量に応じて調
整し、しかも熱延終了後最終冷延工程終了前まで
の間において適量の脱炭を行つて過剰なγ相生成
量を減少せしめ、さらには中間焼鈍後、最終冷延
前の鋼板の結晶粒内炭化物を、光学的顕微鏡によ
つては視ることのできない程度の従来留意された
ことのないような極微小の特定範囲内に制御しか
つ充分に析出分散させることによつて、最終冷延
および脱炭焼鈍を経た最終焼鈍前の鋼板の集合組
織を（110）〔001〕方位の集積度が強い状態に改
善することができ、その結果最終焼鈍における２
次再結晶過程において高度に揃つた（110）〔001〕
方位の２次再結晶粒を充分に成長させて、優れた
磁気特性を有する一方向性珪素鋼板が得られるこ
とを新規に知見し、この発明の完成に至つたので
ある。 上述のようにこの発明を完成するに至つた本発
明者等の実験結果に基いて、この発明の各要件を
さらに詳細に説明する。 第１図は、インヒビターとしてSeおよびSbを
合計量で0.020〜0.045％、Mn0.03〜0.09％を含
み、Si含有量を2.8〜3.1％、3.3〜3.5％、3.6〜3.8
％の３群とし、かつＣ含有量をいずれも0.01〜
0.10％の範囲で変化させた多数の珪素鋼連鋳スラ
ブ供試材を、1400℃で１時間加熱処理後に熱間圧
延して厚さ2.5mmの熱延板となし、次いで公知の
方法による中間焼鈍を挾む２回の冷延工程により
最終板厚0.30mmに仕上げ、さらに脱炭焼鈍および
最終焼鈍を施して得た一方向性珪素鋼板の各製品
について、鉄損W_17/50を調べ、その鉄損値と各連
鋳スラブ供試材のSi量およびＣ量との関係を示し
たものである。なおこの試験における中間焼鈍の
雰囲気は脱炭性から非脱炭性のものに各種変更さ
せ、また最終冷延圧下率は50〜70％の範囲に設定
した。 第１図における記号◎、○、●、×は、製品の
鉄損W_17/50の大小を、それぞれの供試材段階のSi
含有量に応じて次の第１表に示すように判定した
ものである。

【表】 また第１図中に併記した破線Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，
Ｅは、熱延中の1150℃におけるγ相生成量の推定
値であり、それぞれγ相生成量40％、30％、20
％、10％および０％の場合を示す。ここでγ相生
成量は実質的にはSi量およびＣ量と温度に応じて
変化するものであり、前記各破線Ａ，Ｂ，Ｃ，
Ｄ，Ｅは、各種のSi量、Ｃ量の珪素鋼供試材につ
いて実験により求めた1150℃の平衡状態で生成す
るγ相量実測値と、鋼中のSi量、Ｃ量との相関関
係から導き出された下記(1)式より求めたものであ
る。 γ％＝67log（〔Ｃ％〕×10₃）−25〔Si％〕−８……(1
) 第１図および第１表から明らかな如く、Si含有
量によつて良好と判定される絶対的な鉄損水準は
異なるが、各Si量に応じて鉄損W_17/50の優れるＣ
量の適正範囲は、いずれも破線ＤとＢの間、すな
わちγ相生成量が10〜30％の範囲内にあるときに
限られることを見出した。但し熱延工程中に生成
されるγ相は平衡状態とは異なり準安定的であつ
て、実際の1150℃の熱延中に生成するγ相量を正
確に把握することは困難である。したがつてγ相
生成量によつて限定することは実際的ではないか
ら、前記(1)式で与えられる推定γ相生成量が10〜
30％の範囲内となるような素材中のSi量に応じた
Ｃ量の範囲を以つて限定することが妥当と考えら
れる。この考え方に基づき、この発明においては
γ％が10〜30％となるような素材Si量に応じたＣ
量の範囲を前記(1)式から導き出し、これを優れた
鉄損水準を得るためのＣ量の適正範囲とした。す
なわちこのＣ量の適正範囲は次の(2)式で表わされ
る。 0.37〔Si％〕＋0.27≦log（〔Ｃ％〕×10³） ≦0.37〔Si％〕＋0.57 ……(2) これがこの発明の第１の特徴的な要件である。 上記(2)式で示されるSi量に応じた適正Ｃ量範囲
の下限よりもＣ量が不足する場合、従つて熱延中
のγ相生成量が10％未満に対応する組成の場合に
は、製品の結晶組織が明瞭な帯状細粒組織を示
し、磁気特性の劣化が認められた。また熱延中の
γ相生成量が第１図においてＤ線で示す10％以上
となる組成の製品は、帯状細粒の発生が殆どな
く、大半が正常に発達した２次再結晶粒で構成さ
れていることが判明した。したがつてスラブ高温
加熱の際に異常成長した粗大結晶粒を熱延工程中
に分裂、破壊し、製品の帯状細粒発生を防止する
ためには、所定量以上のγ相生成が必要であり、
このγ相の必要所定量は、含有Si量に応じて熱延
中に平衡状態であれば10％以上のγ相を生成させ
るようＣ量を含ませることによつて実現できるこ
とが判明した。一方、Ｃ量が著しく過剰の場合、
すなわち熱延中のγ相生成量が30％を越える組成
に対応する場合は、製品の結晶組織は２次再結晶
の発達が不完全な全面細粒組織となり、極端に劣
悪な磁気特性を示した。 上述のように、Si量に応じて、熱延中に平衡状
態であれば10〜30％の範囲内のγ相を生成するよ
うなＣ量を含有する場合にのみ、製品における帯
状粒組織の発生もしくは２次再結晶粒の発達が不
完全な全面細粒組織の生成を防止でき、したがつ
て前記(2)式によりSi量に応じたＣ量を限定するこ
とが磁気特性の向上に極めて有効であることが判
明した。 しかしながら、第１図のγ相生成量10〜30％の
範囲内においてもなお一部には鉄損特性の不充分
なものが含まれており、磁気特性の安定性を期す
べき工業生産の観点からは、前記(2)式によるＣ、
Si量の規制だけでは未だ満足すべきものとは言え
ない。そこで本発明者等はさらにこれを改良すべ
く研究を重ねた結果、素材スラブの熱延工程終了
後から最終冷延工程前の中間焼鈍後に至るまでの
工程途中でＣを0.006〜0.020％脱炭させることが
優れた磁気特性を安定して得るために有効である
ことを見出し、これをこの発明の第２の特徴的要
件としたのである。 この要件は本発明者等の次のような実験結果か
ら明らかにされたものである。すなわち、第１図
の実験で用いた供試材のうち、Si2.8〜3.1％およ
びSi3.3〜3.5％の２群のSi含有量であり、かつこ
れらSi量に対応するＣ量が、熱延中1150℃におけ
るγ相生成量が10〜30％に相当する範囲内にある
組成の供試材について、製品の磁気特性と、熱延
工程終了直後および最終冷延前中間焼鈍後のＣ含
有量の差すなわちその間の脱炭量ΔCとの関係を
詳細に調査した結果、第２図Ａ，Ｂに示す結果が
得られた。なお、第２図において白丸はSi含有量
が2.8〜3.1％の群を、黒丸はSi含有量が3.3〜3.5％
の群をそれぞれ示す。第２図Ａ，Ｂから明らかな
ように、脱炭量ΔCが0.006％以上、0.020％以下で
あるときに優れた磁気特性が安定して得られ、Ｃ
が0.006％未満もしくは0.020％を越える場合には
磁束密度が不足するとともに鉄損も大きい値を示
し、充分な磁気特性が得られないことが判明し
た。 なお通常の珪素鋼板の製造における熱延後から
最終冷延前までの間の脱炭量は0.005％程度以下
であり、したがつてこの発明の方法における脱炭
量0.006〜0.020％は常法における通常の脱炭量よ
りも大きいから、この発明の方法を実施するにあ
たつては通常は中間焼鈍の雰囲気を脱炭性のもの
とするごとく、積極的な脱炭処理を行うことを要
する。このように熱間圧延終了後から最終冷延前
までの間において適量の強脱炭を行うことによつ
て、先に説明した第１要件の不満足点を補い、優
れた磁気特性を安定して得ることが可能となつた
のである。 上述のように適量の脱炭が磁気特性の改善およ
び安定化に有効なことは、次のような結晶組織、
集合組織観察結果からも明らかである。すなわ
ち、脱炭量が適切な場合、最終冷延前の結晶粒度
が均一かつ適正であり、また１次再結晶集合組織
は（110）〔001〕方位の強い集積を示す好適な状
態に改善されており、その結果製品の結晶組織は
正常な２次再結晶粒が充分に発達したものとなつ
ている。一方、脱炭量が不足する場合、１次再結
晶組織は粒が不揃いで塊状の炭化物が残留してお
り、１次再結晶集合組織は（110）〔001〕方位の
集積が弱く（111）＜11２＞方位が分散する不適切
な組織となつており、その結果細粒が混在する２
次再結晶発達不良の状態となつている。また脱炭
過多の場合には最終冷延前の結晶粒度が不均一で
粗大粒が分散する不適切なものとなつており、そ
の１次再結晶集合組織も（110）〔001〕方位が減
少するため、２次再結晶後には著しく粗大な結晶
粒で占められ、これ等の結晶方位は（110）〔001〕
方位からやや偏倚した方位が多く、したがつて磁
気特性も不充分となつた。 上述のように本発明者等は適量の脱炭が磁気特
性の向上と安定化に有効であることを見出した
が、さらに本発明者等はより高い磁束密度と鉄損
がW_17/50値で1.00W／Kg以下という著しく優れた
特性を有する一方向性珪素鋼板の開発に取組んだ
結果、最終冷延前の中間焼鈍後に鋼板の結晶粒内
炭化物を光学顕微鏡によつては視ることのできな
い極微小の特定範囲内に制御しかつ充分多量に析
出させる処理を前記２要件に組合せることによつ
て、最終焼鈍前の集合組織を（110）〔001〕方位
の集積が一段と強い状態に改善することができ、
その結果として最終焼鈍での２次再結晶過程にお
いて高度に揃つた（110）〔001〕方位の２次再結
晶粒の形成がなされ、優れた磁気特性が得られる
ことを新規に知見し、このような結晶粒内炭化物
制御のための処理をこの発明の第３の特徴的要件
としたのである。 以下本発明者等の実験結果に基づいて第３の要
件の効果を説明する。実験に用いた素材はC0.045
％、Si3.20％、Mn0.06％、Se0.025％、および
Sb0.020％の組成を有し、通常の製鋼、連鋳およ
び熱間圧延を経て仕上げられた板厚3.0mmの熱延
板である。このような熱延板を950℃×２分間の
焼鈍後、酸洗して第１回冷間圧延を施し、中間板
厚0.75mmとなした後900℃×３分間の中間焼鈍後、
圧下率60％の最終冷延を施し、最終板厚0.30mmに
仕上げた。次いで800℃の湿水素雰囲気中で脱炭
焼鈍し、MgO塗布後最終焼鈍として1200℃×10
時間保持焼鈍を行ない、一方向性珪素鋼板の製品
を得た。 上記実験において冷延工程間の中間焼鈍での脱
炭量ΔCを、従来の通常の水準である0.002％、こ
の発明の限定範囲内である0.012％、および過脱
炭の0.025％の３水準に変化させ、かつ中間焼鈍
後の冷却過程における770℃以下の冷却を油焼入
れ（770〜100℃における冷却時間約10秒に相当す
る急冷）とし、直ちに200℃での時効処理を、２
〜200秒の間で変化させて実施した。この時効処
理後の鋼板、すなわち中間焼鈍後最終冷延前の鋼
板における結晶粒内炭化物析出サイズと磁気特性
との関係、および同じく炭化物析出サイズと200
℃での時効処理時間との関係を第３図に示す。な
お第３図の磁気特性プロツトは、脱炭量ΔCが
0.002％の場合を○印、ΔC0.012％の場合を●印、
ΔC0.025％の場合を◎印でそれぞれ示した。また
第３図における比較材としては、工業的な連続焼
鈍で一般に実用されている770〜100℃間の冷却時
間98秒に相当する冷却速度で強制空冷した試料に
ついて示した。 第３図から明らかなように、脱炭量が前記第２
の要件の範囲内の適切な量（●印）でしかも200
℃における時効処理時間が10〜20秒間程度の場合
に、磁束密度B₁₀値が1.94T以上、鉄損W_17/50が
1.00W／Kg以下と極めて優れた磁気特性を示し、
またこの場合の炭化物の析出サイズは、100〜500
Åの範囲にあることが明らかである。またこの場
合の炭化物析出状態の電子顕微鏡写真（１万倍）
を第４図Ａに示す。但しこの電子顕微鏡写真は、
最終冷延前の中間焼鈍後、770〜100℃間を22秒で
急冷後、直ちに200℃×10秒間の時効処理を施し
た試料についてのものであり、その炭化物平均粒
径は200Åで、炭化物が均一かつ多量に分散して
いることが明らかである。 一方、中間焼鈍後油焼入れのまま（時効処理な
し）および200℃時効処理２秒間の場合には、い
ずれの脱炭量の場合も磁気特性が不充分であるこ
とが明らかであり、この場合結晶粒内炭化物は観
察されないかまたは局部的に僅少量のみ析出して
いる状態であつた。また200℃時効処理が30秒間
以上の場合も、いずれの脱炭量でも磁気特性が不
充分であることが明らかであり、この場合結晶粒
内炭化物の析出サイズは500Åを越えていた。ま
た参考のため、中間焼鈍後工業的な標準冷却
（770〜100℃間の冷却時間約98秒）を施した比較
材についての最終冷延前の炭化物析出状態の電子
顕微鏡写真（１万倍）を第４図Ｂに示す。この場
合結晶粒内炭化物析出平均粒径は約700Åであり、
また磁気特性は中間焼鈍後急冷して200℃時効処
理を30秒間以上施した場合と同程度に劣るもので
あつた。 さらに第３図から、脱炭量ΔCが従来の通常の
水準の場合（○印）および脱炭過多の場合（◎
印）には、中間焼鈍後急冷して直ちに10〜20秒程
度の200℃時効処理を施した場合でも磁気特性は
若干の改善効果は認められるものの顕著ではない
ことが明らかである。 以上の実験結果から、中間焼鈍後最終冷延前の
結晶粒内炭化物サイズが100〜500Åの範囲内とな
るような処理を、時に脱炭量が適切な材料につい
て施すことによつて磁気特性を顕着に改善できる
ことが判明したのである。 さらに本発明者等は(A)中間焼鈍工程で積極的に
脱炭を行なわず、かつ最終冷延前の中間焼鈍後冷
却過程で急冷せずに標準冷却（770〜100℃間の冷
却所要時間約90秒）した場合、(B)中間焼鈍工程で
0.006〜0.020％の脱炭を行ない、最終冷延前の中
間焼鈍後冷却過程で急冷せずに標準冷却した場
合、(C)中間焼鈍工程で積極的に脱炭せず、最終冷
延前の中間焼鈍後冷却過程で770〜100℃の温度範
囲を30秒以内で急冷し、直ちに200℃で10〜20秒
程度の時効処理を行つた場合、(D)中間焼鈍工程で
0.006〜0.020％の脱炭を行ない、かつ最終冷延前
の中間焼鈍後冷却過程で前記(C)と同様な急冷およ
び時効処理を行つた場合、以上(A)〜(D)の４種類の
処理により得られた冷延板につき、最終焼鈍前の
脱炭焼鈍板表層のゴス方位強度を調べたところ、
第５図に示す結果が得られた。第５図から、脱炭
および急冷−時効処理のいずれも行なわない場合
(A)と比較して、脱炭のみの場合(B)および急冷−時
効処理のみの場合(C)には約1.5倍のゴス方位強度
を示し、さらにこの発明の方法にしたがつて脱炭
および急冷−時効処理の両者を施した場合(D)に
は、(A)と比較して約1.7倍のゴス方位強度を示す
ことが確認された。このようにこの発明の方法に
よりゴス方位強度が増す理由は次のように考えら
れる。すなわち、適切な量の脱炭によつて最終冷
延前の中間焼鈍において再結晶開始温度がより低
温となり、そのため、より定温で再結晶すると言
われているゴス粒の成長に有利となり、さらに再
結晶後の均熱時のα−γ変態量の減少によつて集
合組織のランダム化が阻止されて、ゴス方位に強
い集積をもつ集合組織に改善される。また、最終
冷延前に超微小炭化物が均一に析出分散すること
によつて、最終冷延時に初期結晶方位に依存した
内部歪蓄積量の差異を拡大する役割を果たし、続
く脱炭焼鈍の昇温過程で再結晶する際、冷延後の
結晶内部に蓄積した歪量の多い（110）〔001〕方
位とその近傍の結晶方位を有する結晶粒ほど初期
に優先的に再結晶を開始し、より強いゴス方位を
もつ１次再結晶組織を形成するものと推定され、
したがつてこの発明の方法では上記２作用の相乗
効果によつて、よりゴス方位の強い集積をもつ集
合組織に改善される。 一方最終冷延前までの脱炭量が不足する場合
は、最終冷延前の１次再結晶組織は結晶粒度が不
均一で、微細な結晶粒が塊状に分布し、１次再結
晶集合組織は（110）〔001〕方位の集積が弱く、
比較的強い（111）＜11２＞方位が分散する不適切
な組織となつており、最終冷延前に急冷を施して
100〜500Åの微細炭化物を均一に析出分散させて
も効果は少なく、その結果として製品の結晶組織
は細粒が混在する２次再結晶不良の状態となる。 また脱炭過多の場合、最終冷延前の結晶粒度が
不均一で粗大な結晶粒が分散する不適切なものと
なり、その１次再結晶集合組織も（110）〔001〕
方位が減少している。また脱炭過多によつて、最
終冷延前の中間昇鈍での冷却の際、炭化物の析出
量が不充分となり、急冷によつて目的とする微細
炭化物の量を充分に確保できず、したがつてこの
状態から得られた製品の結晶組織は著しく粗大な
２次再結晶粒で占められ、またこれらの粗大結晶
粒は（110）〔001〕方位からやや偏倚した方位が
多く、従つて磁気特性が不充分となり、鉄損値も
増大する傾向がみられる。 以上詳述したように、最終冷延前の適量の脱炭
と所期の結晶粒内炭化物サイズとが組合わされた
場合にのみ、著しく低い低損値と充分に高い磁束
密度が得られるのであり、脱炭量が適切な範囲で
あつても粒内炭化物が未析出あるいは500Åを越
えて成長した場合、あるいは逆に粒内炭化物析出
サイズが100〜500Åの範囲内であつても最終冷延
前の脱炭量が過不足した場合には初期の磁気特性
が得られない。 次に、前述の如く最終冷延前に100〜500Åの範
囲内の超微小炭化物を結晶粒内に充分に析出させ
るための具体的方法について説明する。 第６図は、中間昇鈍後770〜100℃の間を冷却所
要時間22秒で急冷し、直ちに100〜300℃の温度範
囲で時効処理を施した場合の時効処理温度および
処理時間と粒内炭化物析出サイズとの関係を示
す。第６図から、急冷後の時効処理により100〜
500Åの範囲内の超微小炭化物を析出させるため
には、150〜250℃の温度範囲で２〜60秒間、但し
温度が低い程度長く保持するように選択すること
が適切であることが判明した。ここで、最終冷延
前の中間昇鈍後の冷却の際においては、770℃で
Ｃの固溶量が最大となるため、770℃以下の領域
の冷却速度が遅ければ微細炭化物の析出開始まで
に結晶粒界等に粗大炭化物が析出してしまい、所
定量の微細炭化物の析出分散が得られなくなつて
集合組織の改善を図ることができなくなるから、
時効処理前の冷却は、770〜100℃の間を30秒以内
で急冷することとした。 さらに本発明者等は、中間昇鈍後の冷却過程の
うち、特に従来は看過されてきた温度範囲である
300℃以下の冷却過程を厳密に制御することによ
つて、冷却後の時効処理を不要とする方法の開発
を試みた。すなわち第６図から理解されるように
超微小炭化物は300℃以下、150℃程度以上の温度
範囲で粒内析出することに着目し、770〜300℃間
は前記同様に急冷して300〜150℃の温度範囲を各
種の冷却速度で冷却し、その300〜150℃の間の冷
却中に粒内超微小炭化物を析出させることを試み
た。具体的には、最終冷延前の中間焼鈍後の冷却
に際して、770〜300℃間はミストジエツト冷却に
より冷却所要時間15秒で急冷した後、続いて300
℃以下の温度域を水冷から自然放冷まで種々の冷
却速度で冷却させ、300〜150℃間の冷却所要時間
と粒内炭化物析出サイズおよび製品の磁気特性と
の関係を調べたところ、第７図に示す結果が得ら
れた。但しここで最終冷延前の中間焼鈍における
脱炭量はこの発明の範囲内である0.012％である。 第７図から、100〜500Åの粒内炭化物析出サイ
ズを得るためには、300〜150℃間の冷却所要時間
を８〜30秒の範囲内に選択すべきであることが判
明し、またその場合に著しく低い鉄損値と充分に
高い磁速密度が得られることが明らかとなつた。 以上のように、最終冷延前の鋼板の結晶粒内に
100〜500Åのサイズの超微小炭化物を分散析出さ
せるための工業的な方法としては、最終焼鈍前の
中間焼鈍の冷却過程において、770〜100℃の間を
30秒以内で急冷した後直ちに150〜250℃の温度に
おいて２〜60秒間の時効処理する方法、あるいは
770〜300℃の間を20秒以内で急冷し、続いて300
〜150℃の間の冷却所要時間を８〜30秒の範囲内
に制御する方法が適当であることが明らかとなつ
た。なおこれらの方法はいずれも工業的に容易に
実施可能なものであるが、特に後者の方法によれ
ば冷却時間の短縮により連続炉操業を効率良く行
ない得る利点がある。 次にこの発明の方法に適用される珪素鋼素材の
成分限定理由について説明する。 Siは比抵抗を高めて鉄損を低減させるに有効な
元素であり、2.8％よりも少なければ充分な低鉄
損値を達成することができず、逆に4.0％を越え
れば著しく脆くなつて冷延加工性が低下し、通常
の工業的冷延が困難となるから2.8〜4.0％の範囲
に限定した。なおSiは2.8〜4.0％の範囲内におい
てその含有量を高める程、一般に低徹損の製品を
得ることができるが、実際操業においてはSi量を
高めればSi原料費が上昇することはもちろんのこ
と、冷延歩留の低下によるコスト上昇を招くか
ら、Si含有量は得るべき所期の鉄損水準に応じて
適宜選定することが必要である。 ＣはSi量に応じて前記(2)式の範囲内に調整すべ
きことは前述の通りである。すなわち第１図に示
した熱延中1150℃におけるγ相生成量がほぼ10〜
30％に相当するＣ含有量範囲とする必要がある。
前記(2)式による具体的数値を例示すれば次の第２
表の通りである。

【表】 但しＣ量が0.015％未満では、Si量が2.8〜4.0％
の範囲での必要量のγ相量が確保されず、一方Ｃ
量が0.10％を越えれば脱炭工程に長時間を要し、
経済的に不利となるから、Ｃが0.015〜0.10％の
範囲内で前記(2)式を満足させる必要がある。 Mn、Ｓ、Se、Sbはいずれもインヒビターとし
て添加され、最終焼鈍において１次再結晶粒の成
長を抑制し、（110）〔001〕方位の２次再結晶粒を
先鋭に発達させるに必要な元素である。しかしな
がらMn0.02〜0.15％、Ｓ、Seのいずれか１種ま
たは２種とSbとを合計量で0.008〜0.080％の範囲
を逸脱して過不足すれば、２次再結晶が不安定と
なり、目的とする優れた磁気特性が得られなくな
るから、上記範囲に限定した。 この発明の方法が適用される珪素鋼素材は、上
述の各成分のほかは特に限定されるものはない
が、さらに適宜粒界偏析型元素例えばAs、Bi、
Pb、Sn、Te等を単独もしくは複合して添加し
て、インヒビターの効果を補強しても良い。但し
これらの粒界偏析型元素の添加は、この発明の特
有の効果発揮に特別に影響を及ぼすものではな
い。 次にこの発明の方法による一方向性珪素鋼板の
製造過程の全体を工程順に説明する。 この発明において使用される珪素鋼スラブは従
来の造塊−分塊法によつて得られたものでも、ま
た連続鋳造法によつて得られたものでも良いが、
この発明の方法は特に連鋳製スラブを用いた場合
に効果的な磁気特性の安定化および向上効果が得
られる。この発明の方法においては、珪素鋼スラ
ブを1250℃程度以上に加熱後、公知の方法により
熱間圧延を施し、板厚1.2〜5.0mmの熱延板に仕上
げ、必要に応じて750〜1100℃のノルマライジン
グ焼鈍を施し、次いで750〜1100℃の中間焼鈍を
挾む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚0.15〜
0.50mmの最終冷延板とする。そしてこの工程の途
中、熱延後から最終冷延前までの工程間におい
て、すなわち熱延巻取後の自己焼鈍中あるいは前
記ノルマライジング焼鈍または中間焼鈍のうちの
少くとも一つの工程において雰囲気を脱炭性に調
整し、合計で0.006〜0.020％の脱炭を行う。脱炭
焼鈍雰囲気の脱炭性の強さは、素材の組成、板
厚、焼鈍時間等により適宜調整すべきであり、ま
た熱延コイル巻取後の自己焼鈍時を利用する場
合、コイル層間にFe₂O₃等の酸化物を塗布する等
の方法により熱延板の脱炭焼鈍を行うことも可能
である。 また前記冷延工程における最終冷延前の中間焼
鈍の冷却過程においては、前述した各冷却方法を
用いて、最終冷延前の鋼板の結晶粒内に100〜500
Åのサイズの超微小炭化物を充分に析出させてお
き、次いで最終冷延圧下率40〜80％にて製品厚に
冷延する。この発明においては最終冷延前までに
適度の脱炭と炭化物の微細析出処理を行うことで
結晶組織を均一化し、集合組織中の（110）〔001〕
方位の強い集積を促進させるのであるが、この効
果は最終冷延圧下率40％未満もしくは80％を越す
場合には得られず、40〜80％の最終冷延圧下率範
囲によつてはじめて達成されるのである。 上述のような冷延工程終了後には、通常は湿水
素雰囲気中で750〜850℃の温度範囲においてＣを
0.003％以下まで脱炭させる脱炭焼鈍を行う。そ
の後MgO等の焼鈍分離剤を塗布した後、最終焼
鈍を施す。この最終焼鈍は、Ｓ、Se、Ｎ等の不
純物元素の除去ならびにフオルステライトを主体
とする電気絶縁被覆の形成を図るため、1000℃程
度以上、望ましくは1050〜1250℃の温度範囲にて
数時間以上保持することが望ましい。なおこの最
終焼鈍は、900℃以上の高温焼鈍のときは不純物
の除去を促すために焼鈍雰囲気として水素を用い
ることが必要であるが、その高温焼鈍の前に予め
820〜900℃程度で低温保定焼鈍を行う場合、その
雰囲気としては水素、窒素、アルゴンのいずれを
用いても良い。 以下この発明の実施例を記す。 実施例 １ Si3.35％、C0.050％、Mn0.06％、Se0.023％お
よびSb0.020％を含有する連鋳スラブに公知の熱
間圧延を施して得られた多数の2.5mm厚の熱延板
をそれぞれ950℃×２分間の焼鈍後酸洗して、第
１回冷間圧延により中間板厚0.75mmとし、引続い
て950℃×２分間の焼鈍時にP_H2O／P_H2＝0.003〜
0.35の範囲の湿水素雰囲気で処理して、脱炭量
ΔCをこの発明の範囲外の0.002％、0.025％および
この発明の範囲内の0.013％にそれぞれ調整し、
続く冷却過程において770〜100℃間の冷却所要時
間を22秒となるように冷却し、その後直ちに200
℃の時効処理を(A)なし、(B)10秒間、(C)40秒間の３
種類で施した。次いで圧下率60％の最終圧延によ
り板厚0.30mmに仕上げ、湿水素雰囲気中で830℃
×３分間を脱炭焼鈍を施し、MgOスラリー塗布
後、最終焼鈍として120℃×10時間の純化焼鈍を
施し、その後絶縁コーテイングを塗布して、一方
向性珪素鋼板の製品を得た。これらの製品の磁気
特性を測定した結果を、各工程条件と対応させて
第３表に示す。

【表】 第３表から明らかなように、脱炭量ΔCがこの
発明の範囲よりも少ない0.002％である試料７、
８、９はいずれも充分に低い鉄損値が得られてい
ない。なおこれらの試料７、８、９のうち、炭化
物析出サイズがこの発明の範囲内となつている試
料８は製品における細粒発生率が０％であるため
わずかに磁性が改善されてはいるが、目的とする
充分な低鉄損値が得られなかつた。また脱炭量
ΔCが0.025％と脱炭量が過多であつた試料13、
14、15は、いずれも細粒発生率は０％であつた
が、２次再結晶粒が粗大化し、磁束密度は充分で
あつたが低鉄損値は得られなかつた。これに対し
この発明の要件を全て満足する試料11は、充分に
低い鉄損値と高い磁束密度が得られた。なお脱炭
量ΔCはこの発明の範囲内であるが炭化物析出サ
イズがこの発明の範囲を外れる試料10、12は、い
ずれも磁束密度が高くしかも鉄損値が相当に低か
つたが、本発明例（試料11）の如き超低鉄損値、
超高磁束密度を得るには至らなかつた。 実施例 ２ Si3.35％、C0.050％、Mn0.06％、Se0.023％、
およびSb0.020％を含有する連鋳スラブに公知の
熱間圧延を施して得られた多数の2.5mm厚の熱延
板をそれぞれ950℃×２分間の焼鈍後、酸洗して
第１回冷間圧延により中間板厚0.75mmとし、引続
き950℃×２分間の中間焼鈍時にその連続焼鈍雰
囲気を公知の方法によりP_H2O／P_H2＝0.003〜0.35
の範囲で変化させて処理し、脱炭量をこの発明の
範囲外の0.002％、0.025％、およびこの発明の範
囲内の0.013％にそれぞれ調整し、続く冷却過程
において770〜300℃の間の冷却所要時間を17秒ま
たは70秒とし、次いで300〜150℃間の冷却所要時
間を15秒または50秒に制御して冷却した。次いで
圧下率60％の最終冷延により板厚0.30mmに仕上げ
た後、湿水素中にて830℃×３分間の脱炭焼鈍を
施し、MgOスラリー塗布後、最終焼鈍として
1200℃×10時間の純化焼鈍を施し、その後絶縁コ
ーテイングを塗布して一方向性珪素鋼板の製品を
得た。これらの製品の磁気特性を調べた結果を各
条件と対応して第４表に示す。

【表】 第４表から明らかなようにこの発明の各要件を
満足する試料18は、その他の試料、すなわちこの
発明の各要件のうち１つ以上を欠いている比較例
の試料と比較して、著しく高い磁束密度と著しく
低い鉄損値が得られ、満足すべき一方向性珪素鋼
板となつている。 実施例 ３ C0.049％、Si3.30％、Mn0.080％、S0.026％、
Sb0.026％を含有する連鋳スラブに公知の熱間圧
延を施して得られた2.7mm厚の熱延板について、
酸洗後、0.77mm厚に中間冷延し、次いで980℃×
1.5分間の中間焼鈍をP_H2O／P_H2＝0.25の湿水素雰
囲気で施して、脱炭量ΔCを0.015％とし、かつそ
の中間焼鈍後の冷却は770℃〜300℃間の所要時間
を12秒、300℃〜150℃の間の所要時間を20秒と
し、その後圧下率65％の最終冷延により0.27mm厚
に仕上げた。その後湿水素雰囲気中で830℃×３
分間の脱炭焼鈍を施し、MgOスラリーを塗布し
た後、最終焼鈍として、昇温途中で840℃×60時
間保定後1200℃×10時間の純化焼鈍を施し、その
後絶縁コーテイングを施して本発明例による一方
向性珪素鋼板の製品（試料No.31）を得た。 比較のため、上記の本発明例で用いたと同じ成
分組成、厚みの熱延板について、酸洗後、0.77mm
厚に中間冷延し、その後980℃×1.5分間の中間焼
鈍を通常の雰囲気で施して脱炭量0.002％とし、
その中間焼鈍後の冷却は、770℃〜300℃の間の所
要時間を47秒、300℃〜150℃の間の所要時間を45
秒とし、その後圧下率65％の最終冷延により0.27
mm厚に仕上げた。その後、前記の本発明例の場合
と同様に脱炭焼鈍、MgOスラリー塗布、最終焼
鈍、絶縁コーテイングを施して、比較例による一
方向性珪素鋼板の製品（試料No.30）を得た。 これらの製品について磁気特性を測定した結果
を第５表に示す。

【表】 第５表から明らかなように、この発明の方法に
より製造された本発明例の製品（試料No.31）は、
比較例の製品（試料No.30）と比較して磁気特性に
優れていることが判明した。 実施例 ６ C0.051％、Si3.25％、Mn0.085％、S0.021％、
Se0.005％、Sb0.026％を含有する連鋳スラブに公
知の熱間圧延を施して得られた2.0mm厚の熱延板
について、酸洗後、P_H2O／P_H2＝0.20の湿水素雰
囲気で930℃×2.5分間の熱延板焼鈍（脱炭量ΔC
＝0.008％）を施し、次いで0.70mm厚に中間冷延
した後、P_H2O／P_H2＝0.20の湿水素雰囲気で950℃
×２分間の中間焼鈍（脱炭量ΔC＝0.009％）を施
し、かつその中間焼鈍後の冷却は、770℃〜100℃
間の所要時間を13秒として冷却した後、直ちに
225℃×30秒間の時効処理を施し、さらに圧下率
67％の最終冷延を施して0.23mm厚に仕上げた。そ
の後湿水素雰囲気中で830℃×３分間の脱炭焼鈍
を施し、さらにMgOスラリーを塗布した後、最
終焼鈍として、850℃×55時間保定後1200℃×10
時間の純化焼鈍を施し、その後絶縁コーテイング
を塗布して、本発明例による一方向性珪素鋼板の
製品（試料No.33）を得た。 比較のため、上記本発明例と同じ成分組成、同
じ厚みの熱延板について、930℃×2.5分間の焼鈍
（脱炭量ΔC＝0.002％）を施した後、酸洗し、0.70
mm厚に中間圧延した後、950℃×２分間の中間焼
鈍（脱炭量ΔC＝0.002％）を施し、かつその中間
焼鈍後の冷却は770℃〜100℃間の所要時間を67秒
として行ない、時効処理は行なわなかつた。さら
に圧下率67％の最終冷延を施して0.23mm厚に仕上
げた後、前記の本発明例の場合と同様に脱炭焼
鈍、MgOスラリー塗布、最終焼鈍、絶縁コーテ
イングを施した。 これらの製品について磁気特性を測定した結果
を第６表に示す。

【表】 第６表から明らかなように、この発明の方法に
より得られた本発明例の製品（試料No.33）は、比
較例による製品（試料No.32）と比較して優れた磁
気特性を有している。 以上の説明で明らかなようにこの発明の製造方
法によれば、素材のＣ量をSi量に応じて適切な範
囲に調整しかつ熱延後最終冷延前までの脱炭量を
適切な範囲とししかも最終冷延前の鋼板の結晶粒
内炭化物を適切に制御することによつて、従来得
られなかつた著しい高磁束密度、著しい低鉄損値
の極めて優れた磁気特性を有する一方向性珪素鋼
板を安定して得ることが可能となり、また工程的
にも特殊な高温での除冷や長時間の時効処理を要
さずに極めて優れた特性の一方向性珪素鋼板が得
られるから、工業的規模での実施においても生産
性が高く経済的となる等、各種の効果が得られ
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は素材に含まれるSi量およびＣ量が製品
の鉄損値に及ぼす影響を示すグラフ、第２図は熱
延後最終冷延前までの脱炭量ΔCが製品の磁気特
性に及ぼす影響を示すグラフ、第３図は中間焼鈍
における脱炭量および中間焼鈍後急冷して200℃
時効処理した時の時効処理時間と磁気特性および
炭化物析出サイズとの関係を示すグラフ、第４図
は最終冷延前の鋼板の炭化物析出状態を示すため
の倍率１万倍の電子顕微鏡写真で、Ａはこの発明
にしたがつて中間焼鈍後急冷および時効処理した
場合、Ｂは従来法にしたがつて中間焼鈍後標準冷
却した場合についてそれぞれ示すもの、第５図は
脱炭焼鈍後の鋼板表層部のゴス方位強度を、中間
焼鈍工程における脱炭の有無および中間焼鈍後の
急冷−時効処理の有無に応じて比較したグラフ、
第６図は最終冷延前の中間焼鈍後急冷しさらに時
効処理した場合の時効処理条件と炭化物析出サイ
ズとの関係を示すグラフ、第７図は最終冷延前の
中間焼鈍後の冷却過程において770〜300℃間は急
冷し300〜150℃間の冷却所要時間を変化させた場
合の300〜150℃間における冷却所要時間と炭化物
析出サイズおよび磁気特性との関係を示すグラフ
である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ C0.015〜0.10％（重量％、以下同じ）、Si2.8
   〜4.0％、Mn0.02〜0.15％を含み、かつＳ、Seの
   いずれか１種または２種とSbとを合計量で0.008
   〜0.080％含有し、残部が実質的にFeよりなる珪
   素鋼素材を熱間圧延し、得られた熱延鋼板に対し
   中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を最終冷延圧
   下率40〜80％の範囲内で施して所定の板厚に仕上
   げ、さらにその冷延板に脱炭焼鈍および最終焼鈍
   を施す一連の一方向性珪素鋼板の製造方法におい
   て、 前記珪素鋼素材中に含まれるＣ量をSi量に応じ
   て次の式 0.37［Si％］＋0.27≦log（［Ｃ％］×10³） ≦0.37［Si％］＋0.57 によつて表わされる範囲内とし、かつ熱間圧延終
   了後、最終冷延終了前までの間にＣを0.006〜
   0.020％脱炭させ、かつまた最終冷延前の中間焼
   鈍後の冷却過程において、770〜100℃の間の冷却
   所要時間が30秒以内となるように中間焼鈍後に鋼
   板を急冷し、直ちに150〜250℃の温度範囲内にお
   いて２〜60秒間の時効処理を施した後、最終冷延
   を施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向
   性珪素鋼板の製造方法。 ２ C0.015〜0.10％（重量％、以下同じ）、Si2.8
   〜4.0％、Mn0.02〜0.15％を含み、かつＳ、Seの
   いずれか１種または２種とSbとを合計量で0.008
   〜0.080％含有し、残部が実質的にFeよりなる珪
   素鋼素材を熱間圧延し、得られた熱延鋼板に対し
   中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を最終冷延圧
   下率40〜80％の範囲内で施して所定の板厚に仕上
   げ、さらにその冷延板に脱炭焼鈍および最終焼鈍
   を施す一連の一方向性珪素鋼板の製造方法におい
   て、 前記珪素鋼素材中に含まれるＣ量をSi量に応じ
   て次の式 0.37［Si％］＋0.27≦log（［Ｃ％］×10³） ≦0.37［Si％］＋0.57 によつて表わされる範囲内とし、かつ熱間圧延終
   了後、最終冷延終了前までの間にＣを0.006〜
   0.020％脱炭させ、かつまた最終冷延前の中間焼
   鈍後の冷却過程において770〜300℃の間の冷却所
   要時間を20秒以内に制御しかつそれに続く300〜
   150℃の間の冷却所要時間を８〜30秒の範囲内に
   制御して冷却した後、最終冷延を施すことを特徴
   とする磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造
   方法。