JPH066747B2 - 磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、磁束密度の高く鉄損の低い一方向性珪（け
い）素鋼板の製造方法に関し、とくに、上記の両物性値
の有利な改善向上を確実かつ安定に実現する過程とし
て、とくに中間焼鈍における挙動を究明した結果に基い
て、該過程に革新的配慮を講じた、一方向性珪素鋼板の
製造方法を提案するものである。

一方向性珪素鋼板は、主として変圧器その他の電気機器
の鉄心として利用され、ここに磁化特性が優れているこ
と、すなわち磁化特性として磁束密度（Ｂ₁₀値で代表さ
れる）が高く、また鉄損Ｗ_17/50が低いことが要求され
る。

とくに一方向性珪素鋼板の磁気特性を向上させるために
は第一に鋼板中の２次再結晶粒の＜００１＞軸を圧延方
向に高度に揃える必要があり、第二には最終製品中に残
存する不純物や析出物はできるだけ少なくする必要があ
る。

（従来の技術） このためN.P.Gossによって一方向性珪素鋼板の２段冷延
による基本的な製造方法が提案されて以来、その製造方
法に数多くの改善が重ねられ、一方向性珪素鋼板の磁束
密度および鉄損値は年を追って改良されてきた。その中
で特に代表的なものとしては、ＡｌＮ析出相を利用する
特公昭４０−１５６４４号公報に記載された提案があ
り、この方法によればＢ₁₀が１．８９Ｔを越える製品が
得られるようになった。

しかし磁束密度の高い製品は得られるにしても仕上げ焼
鈍後の２次再結晶粒が大きくなるため、 鉄損が比較的高いのでこの点最近に至り特公昭５４−１
３８４６号公報にて強冷延途中に温間圧延を施すことに
より２次再結晶粒を微細化させて鉄損を低下させる改良
法が提案され、鉄損Ｗ_17/50が１．０５Ｗ／Kgより低い
製品も得られるようになったが、磁束密度が高いわりに
は充分な低鉄損化が図られたとは云い難い。

このような欠点をなくすためごく最近に至り特公昭５７
−２２５２号公報にてこの最終製品板表面に圧延方向に
ほぼ直角にレーザービームを数mm間隔に照射し鋼板表面
に人工粒界（Artifical Grain Boundary）を導入するこ
とにより鉄損を低くする方法が提案されている。

しかしこの人工粒界の導入法は、局部的に高転位密度領
域を形成させるため、それによる製品は３５０℃以下の
低温状態でしか安定使用できないという決定的な欠点が
ある。

（発明が解決しようとする問題点） とくに最近では、数年前のエネルギー危機を境にして電
力損失のきわめて少ないことの要請が著しく強まり鉄心
材料の用途ではより一層の改良がのぞまれている。

この発明は上記の要請に有利に応えるもので、一方向性
珪素鋼板の製造段階における中間焼鈍方法を変えること
により磁気特性の向上を図り、それを有利に実現する方
法を究明したものである。

すなわち、従来知られた一方向性珪素鋼板の前記の如き
諸欠点を除去・改善しＢ₁₀が少なくとも１．９１Ｔの高
磁束密度と、Ｗ_17/50が１．００Ｗ／Kg以下の超低鉄損
を有し、かつ安定した工程によって製造することのでき
る一方向性珪素鋼板の製造方法を提供することがこの発
明の目的である。

（問題点を解決するための手段） この発明はＣ：０．０１〜０．０６重量％（以下％で示
す）、Ｓｉ：２．０〜４．０％及びＭｎ：０．０１〜
０．２０％を含みかつ、ＳとＳｅとの何れか１種または
２種合計で０．００５〜０．１％を、酸可溶Ａｌ：０．
０１〜０．０９％並びにＮ０．００１〜０．０１％とと
もに含有し、またさらにはＳｂ：０．００５〜０．２０
％並びにＭｏ：０．００３〜０．１０％とともに含有
し、残部は不可避不純物を除き実質的にＦｅの組成にな
る珪素鋼片を熱延し、次に均一化焼鈍を施したのち冷延
と中間焼鈍とを適宜繰返して得られる最終製品厚の冷延
鋼板に脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し、さらに最終
仕上げ焼鈍を施して｛１１０｝＜００１＞方位の２次再
結晶粒を発達させる一連の工程よりなる一方向性珪素鋼
板の製造方法において、上記中間焼鈍の際に、５００℃
から９００℃までの加熱速度５℃／ｓｅｃ以上、中間焼
鈍後の冷却の際、９００℃から５００℃までの冷却速度
５℃／ｓｅｃ以上とする急熱・急冷中間焼鈍を施すこと
を、前記目的の達成手段とするものである。

次にこの発明による成功が導かれるに至った経過および
発明内容を詳細に説明する。

発明者らは高磁束密度で超低鉄損の一方向性珪素鋼板の
製品を得るためには現行の熱処理工程では磁気特性が限
界であり根本的に熱処理焼鈍サイクルを見直すことが必
要であると考え、新たに高速加熱、高速冷却ができるパ
ルス焼鈍炉を建設し実験を行った。このパルス熱処理方
法は特願昭５６−２０８８８０号の明細書に記載のよう
に複数の輻射加熱ゾーンと冷却ゾーンとの間で被処理物
自体を高速移動させ、その移動制御により任意のヒート
サイクルを得るようにしたものである。

ここにＣ：０．０５８％、Ｓｉ：３．３８％、Ｍｎ：
０．０７３％、Ｓｅ：０．０２３％、酸可溶Ａｌ：０．
０２２％、Ｎ：０．００６８％残部実質的にＦｅより成
る珪素鋼連鋳スラブを１３９０℃で５時間加熱後熱延し
て２．５mm厚の熱延板とした。その後１０００℃で３分
間の均一化焼鈍を施してから約４０％の１次冷延を行な
った。その後パルス焼鈍装置を用いて中間焼鈍を行なっ
た。

この中間焼鈍は９５０℃で３分間にわたらせたが、昇温
の際の加熱速度は５００℃から９００℃までの温度範囲
で１．５℃／sec以上、また降温の際の冷却速度は900か
ら500℃までの温度範囲で１．５℃／sec以上で各様な実
験条件を用いた。なおこのような加熱、冷却速度は予め
試料に熱電対を取りつけて、パルス焼鈍炉に内蔵した試
料移動体の速度を任意に変化させることにより容易に可
能である。

パルス焼鈍装置使用による中間焼鈍後の試料は約８０％
の２次冷延を行って０．３０mm厚の最終冷延板とした。

その後８５０℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施
した後、鋼板表面上にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤
を塗布した後８５０℃から１０５０℃まで１０℃／ｈｒ
で昇温してＧｏｓｓ方位２次再結晶粒を発達させた後１
１８０℃で５時間の純化焼鈍を施したときの製品の磁気
特性値を中間焼鈍の際における急熱速度を（縦軸）にと
り急冷速度を（横軸）にとった直角座標にプロットして
第１図に示す。

第１図から磁気特性は、中間焼鈍前の急熱速度と中間焼
鈍後の冷却速度に強く影響され、急熱、冷却両速度が何
れも５℃／ｓｅｃ以上で良好な特性が得られる。とくに
中間焼鈍前後の昇温および冷却両速度が１０℃／ｓｅｃ
において磁束密度Ｂ₁₀が１．９１Ｔ以上、鉄損Ｗ_17/50
が１．００Ｗ／Kg以下の超低鉄損の製品が得られること
が注目される。

ところで発明者らは、さきに特開昭５６−９３８２３号
公報において一方向性珪素鋼板の中間焼鈍に引続く冷却
の際、９００℃から５００℃までの間の冷却速度を５℃
／ｓｅｃ以上に急冷させることにより磁気特性の良好な
製品を得る製造方法を提案したがこれに対してこの発明
では第１図から明らかなように中間焼鈍後の急冷処理を
含む、中間焼鈍前の昇温急熱処理により磁気特性の極め
て良好な製品を得ることができることを新たに発見した
のである。すなわち第２図の従来の中間焼鈍サイクル
（破線）に対するこの発明の中間焼鈍サイクル（実線）
の比較で明らかなように、中間焼鈍熱サイクルは従来の
徐熱・徐冷よりも、急熱・急冷の方が磁気特性の良好な
２次再結晶粒を発達させることができることを新たに発
見したものである。

（作 用） この発明に従う中間焼鈍における昇温急熱処理は、中間
焼鈍において尖鋭な｛１１０｝＜００１＞方位の１次再
結晶集合組織の発達を促進させることを意図したもので
あり、一般に鉄、鉄合金の冷延後の１次再結晶核発生の
方位順は１９７４年のW.B.Huchinson{Metal Science
J.，８（１９７４），Ｐ．１８５｝で明らかなように、
｛１１０｝，｛１１１｝，｛２１１｝および｛１００｝
の順であることから、一方向性珪素鋼板の１次冷延板に
おいても中間焼鈍における急熱・１次再結晶処理の方が
｛１１０｝＜００１＞方位の集合組織を発達させるのに
有利であると考えられる。

加え、一方向性珪素鋼板における｛１１０｝＜００１＞
方位の２次再結晶粒の核発生は、最近の発明者らの透過
kossel法による、熱延板から２次再結晶初期過程までの
一連の研究｛井口，前田，伊藤，嶋中：鉄と鋼，６８
（１９８２），Ｐ．Ｓ５４５，Ｙ．Inokuti et al. The
Sixth International Conference on Textures of Mat
erials，（１９８１），Ｐ．１９２（Japan），および
Y.Inokti et al.Ist Ris φInternational Symposium o
n Metallurgy and Materials Science,（１９８０），
Ｐ．７１（Denmark）｝において、熱延板からのストラ
クチャー・メモリーによって、｛１１０｝＜００１＞方
位の２次再結晶粒が鋼板表面近傍に核発生することを示
したところから、一方向性珪素鋼板の１次冷延直後の中
間焼鈍時には鋼板表面近傍を急速加熱させることにより
｛１１０｝＜００１＞方位の１次再結晶集合組織を優先
形成させることができるため、２次再結晶焼鈍時に｛１
１０｝＜００１＞方位の２次再結晶粒を選択的に成長さ
せることが可能であると考えられる。

次の中間焼鈍に引続く急冷処理による磁気特性向上に関
してはすでに上掲の特開昭５６−９３８２３号公報での
べたと同様、次の２次冷延前に素材中の析出物が微細・
均一に分散していると冷延時に転位の移動に対する障壁
としての働きが増大し、転位の局部堆積を促進するの
で、セル構造が微細均一化する。その結果次の脱炭を兼
ねる１次再結晶組織形成の際、再結晶の早い結晶方位す
なわち｛１１０｝＜００１＞や｛１１１｝＜１１２＞方
位のセルが優先的に再結晶するようになり、他方｛１０
０｝〜｛１１２｝〜｛１１１｝〜＜０１１＞方位等Goss
方位の２次再結晶粒の発達を阻害する＜０１１＞繊維組
織成分はセル形成し難いと同時に、再結晶も遅れるの
で、これらの不都合な組織成分を減少させることができ
ると考えられる。

N.P.Gossにより発見された２段冷延の際の中間焼鈍処理
は｛１００｝＜００１＞や｛１００｝＜０１１＞方位等
の集合組織改善のために行なわれていたが、第２図の
(a)に示したような急熱・急冷中間焼鈍熱サイクルでは
上記の集合組織改善よりはむしろ、熱延板表面層に生成
した強い｛１１０｝＜００１＞方位の集合組織の有効利
用を図るための焼鈍サイクルである。この処理により鋼
板表面層では多数の｛１１０｝＜００１＞方位の２次再
結晶核発生が可能となるため、次の２次再結晶焼鈍にお
いて、直接｛１１０｝＜００１＞方位の２次再結晶粒と
して有効利用できるため細粒の２次再結晶粒が得られ、
特にこの工程を採用により超低鉄損化を図ることが可能
である。

以上この発明を従来の先行技術と対比して説明したとこ
ろから明らかなように、この発明の急熱・急冷中間焼鈍
法は、先行諸公知技術と発想の基本を異にするものであ
って、それによって発揮される効果もはるかにすぐれて
いる。

次にこの発明における素材含有成分および工程条件を限
定する理由を以下述べる。

Ｃは０．０１％より少ないと熱延集合組織制御が困難で
大きな伸長粒が形成されるため磁気特性が劣化し、また
Ｃが０．０６％より多いと脱炭工程で脱炭に時間がかか
り経済的でないので０．０６％以下にする必要がある。

Ｓｉは２．０％より少ないと電気抵抗が低く渦流損失増
大に基づく鉄損値が大きくなり、一方４．０％より多い
と冷延の際に脆性割れを生じ易いため、２〜４％の範囲
内にすることが必要である。

Ｍｎ量は一方向性珪素鋼板の二次再結晶を左右する分散
析出相のＭｎＳあるいはＭｎＳｅを決定する重要な成分
である。Ｍｎ量が０．０１％を下廻ると２次再結晶を起
こさせるのに必要なＭｎＳ等の絶対量が不足し、不完全
２次再結晶を起こすと同時に、ブリスターと呼ばれる表
面欠陥が増大する。一方Ｍｎ量が０．２％を越えると、
スラブ加熱時においてＭｎＳなどの解離固溶が困難にな
る。またかりに解離固溶が行なわれたとしても、熱延時
に析出する分散析出相は粗大化しやすく、抑制剤として
望まれる最適サイズ分布は損なわれ、磁気特性は劣化す
るので、Ｍｎは０．０１〜０．２％以内にする必要があ
る。

Ｓ，Ｓｅは何れも０．１％以下、なかでもＳは０．００
８〜０．１％、またＳｅは０．００３〜０．１％の範囲
とすることが好ましい。それというのはこれらが０．１
％をこえると熱間および冷間加工性が劣化し、またそれ
ぞれ下限値に満たないとＭｎＳ，ＭｎＳｅとしての１次
粒成長抑制機能に格別の効果を生じないからであるが、
すでに実験例についてのべたように酸可溶Ａｌ，及びＮ
さらにはＳｂ，Ｍｏの添加に基く既知１次粒成長抑制剤
を、有利に併用するので、ＳおよびＳｅの下限値は合計
で０．００５％で足りる。

酸可溶Ａｌ０．０１〜０．０９％並びにＮ０．００１〜
０．０１％を含有させることにより優れた磁気特性の製
品が安定して得られる。

すなわち酸可溶Ａｌが０．０１％、またＮは０．００１
％に満たないと必要なインヒビータ作用をもたらすこと
ができずまた酸可溶Ａｌは０．０９％、Ｎは０．０１％
をこえるとブリスターが生じ、鉄損の点で不利になる。

さらにＳｂは０．００５％より少ないと、１次再結晶粒
抑制作用が不充分な一方、０．２％より多いと磁束密度
が低下して磁気特性の劣化をきたすのでＳｂは０．００
５〜０．２％の範囲内とする必要がある。

Ｍｏは０．１％より多いと熱間及び冷間における加工性
が低下しまた鉄損も劣化し、他方０．００３％より低い
と１次再結晶粒の成長抑制効果が微弱になるのでＭｏは
０．００３〜０．１％の範囲内とすることが必要であ
る。

次にこの発明による一連の製造工程について説明する。

まず素材を溶製するにはＬＤ転炉、電気炉、平炉その他
の公知の製鋼方法を用いて行い得ることは勿論、真空処
理、真空溶解を併用することができる。

次のスラブ製造は現在歩止り向上と工程省略による大幅
な製造コスト低減、スラブ長手方向における成分あるい
は品質の均一性等の経済的技術的利点のため連続鋳造法
が適用されているが、そのほか従来の造塊法も好適に行
なうことができる。

この発明に従い素材中に含有されるＳ，Ｓｅの何れか少
くとも１種と、酸可溶ＡｌとＮとまたさらにはＳｂとＭ
ｏとを、溶鋼中に添加するには従来公知の何れの方法を
用いることもでき、例えばＬＤ転炉、ＲＨ脱ガス終了時
あるいは造塊時の溶鋼中に添加することができる。

連続鋳造スラブまたは造塊した鋼塊はそれぞれ公知の方
法で熱延に付される。通常スラブを熱延鋼板に圧延する
のは当然であり、得られる熱延板の厚みは後続の冷延工
程より支配されるが通常２〜５mm厚程度とすることは有
利である。

次に熱延板は均一化焼鈍後に冷延される。冷延後中間焼
鈍前後に昇温あるいは冷却されるが、高磁束密度で超低
鉄損の製品を得るには第１図および第２図に示すように
急熱および冷却速度に注意を払う必要があり、少なくと
も最終冷延直前の中間焼鈍前の昇温速度を５００℃から
９００℃までの範囲５℃／ｓｅｃ以上、また中間焼鈍後
の冷却速度を９００℃から５００℃までの範囲を５℃／
ｓｅｃ以上に管理しなければならない。

この中間焼鈍に至る昇温あるいは中間焼鈍に引続く冷却
方法は従来公知の何のような方法でも用いることがで
き、例えば公知の連続炉を用いて急熱昇温する場合連続
炉の加熱帯の能力アップを図るとかあるいは加熱帯部に
誘導炉を新たに設置して急熱できるようにすることもで
きる。また急冷する場合冷却ガスの噴射あるいは水冷噴
射による急冷設備の使用により好適に行なうことができ
る。また公知の連続炉以外に急熱・急冷熱処理サイクル
のできるものであれば充分で、焼鈍炉、方法での制限は
加えない。

急熱・急冷中間焼鈍された鋼板は冷延に付される。冷延
は少なくとも２回以上施すが、この発明の目的とする高
磁束密度で低鉄損の特性を有する製品を得るには最終冷
延率に次のような注意を払う必要がある。

冷延は通常８５０℃から１０５０℃の中間焼鈍をはさん
で２回施し最初の圧下率は２０％から７０％程度、最終
の圧下率は５５％〜８５％程度で０．３０mmから０．３
５mm厚の最終板厚にする。

最終冷延を終り、製品板厚となった鋼板は次に脱炭に付
される。この焼鈍は冷延組織を１次再結晶組織にすると
同時に最終焼鈍で｛１１０｝＜００１＞方位の２次再結
晶粒を発達させる場合に有害なＣを除去するのが目的
で、例えば７５０℃から８５０℃で３〜１５分程度の湿
水素中での焼鈍のように既に公知になっているどのよう
な方法をも用いることができる。

最終焼鈍は｛１１０｝＜００１＞方位の２次再結晶粒を
充分発達させるため施されるもので、通常箱焼鈍によっ
て直ちに１０００℃以上に昇温し、その温度に保持する
ことによって行なわれる。この最終焼鈍は通常マグネシ
ア等の焼鈍分離剤を塗布し、箱焼鈍によって施される
が、この発明において｛１１０｝＜００１＞方位に極度
に揃った２次再結晶組織を発達させるためには８２０℃
から９００℃の低温で保定焼鈍する方が有利であるが、
あるいは例えば０．５〜１５℃／ｈｒの昇温速度の徐熱
焼鈍でも良い。

（実施例） 次に本発明を実施例について説明する。

実施例 １ Ｃ０．０４９％、Ｓｉ３．３８％、Ｍｎ０．０７８％、
Ｓ０．０２９％、酸可溶Ａｌ０．０２８％およびＮ０．
００７２％、残部実質的にＦｅより成る熱延板（３．０
mm）を１１５０℃で連続焼鈍後急冷処理を施した。その
後９５０℃で３分間の中間焼鈍をはさんで２回の冷延を
行なって０．３０mmの最終板厚に仕上げた。この中間焼
鈍の際には５００℃から９００℃までの温度範囲を３０
℃／ｓｅｃで急熱し、また中間焼鈍後９００℃から５０
０℃までの温度範囲を３０℃／ｓｅｃで急冷処理した。
次に８５０℃で湿水素中で脱炭焼鈍したあと１２００℃
で最終焼鈍を施して製品とした。そのときの製品の磁気
特性は次の通りであった。

Ｂ₁₀：１．９７Ｔ Ｗ_17/50：０．９５Ｗ／Kg 実施例 ２ Ｃ：０．０４５％、Ｓｉ：３．２１％、Ｍｎ：０．０７
２％、Ｓ：０．０２１％、酸可溶Ａｌ：０．０２２％、
Ｎ：０．００６８％、残部実質的にＦｅより成る連鋳ス
ラブを熱延して２．７mm厚の熱延板としたあと１０００
℃で３分間の均一化焼鈍を施したあと、１０００℃から
４００℃まで１０℃／ｓｅｃで急冷した。その後９５０
℃で３分間の中間焼鈍をはさんで、約４０〜５０％の１
次冷延と約７５〜８５％の２次冷延を行なって最終板厚
０．３０mm厚の冷延板に仕上げた。この中間焼鈍の際の
急熱速度は３０℃／ｓｅｃ、急冷速度は３５℃／ｓｅｃ
とした。その後脱炭・１次再結晶焼鈍を施したあと、８
２０℃から５℃／ｈｒで１０５０℃まで昇温後１２００
℃で８時間Ｈ_２中で純化焼鈍を施した。そのときの成品
の磁気特性は次のようであった。

Ｂ₁₀：１．９４Ｔ Ｗ_17/50：１．００Ｗ／Kg 実施例 ３ Ｃ：０．０６４％、Ｓｉ：３．４０％、Ｍｎ：０．０７
４％、Ｓｅ：０．０１７％、酸可溶Ａｌ：０．０２０
％、Ｍｏ：０．０１３％、Ｓｂ：０．０２２％、Ｎ：
０．００７１％、残部実質的にＦｅよりなる珪素鋼連鋳
スラブを１３５０℃で４時間加熱後熱延して２．５mm厚
の熱延板とした。その後１０５０℃で３分間の均一化焼
鈍を施してから約４０％の１次冷延を行なった。その後
１０００℃で２分間の焼鈍を行なった後、８０％の２次
冷延を行なって最終製品板厚（０．３０mm厚）とした。
この中間焼鈍の際の急熱速度は１８℃／ｓｅｃ、急冷速
度は１６℃／ｓｅｃとした。その後８４０℃で脱炭・１
次再結晶焼鈍を施した後８５０℃から１０℃／ｈｒで１
０５０℃まで昇温して２次再結晶させた後１２００℃で
８時間乾Ｈ_２中で純化焼鈍を施した。そのときの成品の
磁気特性は次のようであった。

Ｂ₁₀：１．９５Ｔ Ｗ_17/50：０．９７Ｗ／Kg （発明の効果） この発明により高磁束密度でしかも低鉄損の一方向性珪
素鋼板を安定に製造することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は中間焼鈍前後の昇温および冷却速度と磁気特性
との関係を示す図、 第２図は本発明の急熱・急冷中間焼鈍サイクル（実線）
と従来の中間焼鈍サイクル（点線）の比較を示す図であ
る。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：０．０１〜０．０６重量％ Ｓｉ：２．０〜４．０重量％及び Ｍｎ：０．０１〜０．２０重量％ を含みかつ、 ＳとＳｅのうち少なくとも一方を合計で０．００５〜
   ０．１重量％を、 酸可溶Ａｌ：０．０１〜０．０９重量％並びに Ｎ：０．００１〜０．０１重量％ とともに含有し、残部は不可避不純物を除き実質的にＦ
   ｅの組成になる珪素鋼片を熱延し、次に均一化焼鈍を施
   したのち、冷延と、中間焼鈍を適宜繰返して得られる最
   終製品厚の冷延鋼板に、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を
   施し、さらに最終仕上げ焼鈍を施して｛１１０｝＜００
   １＞方位の２次再結晶粒を発達させる一連の工程よりな
   る一方向性珪素鋼板の製造方法において、 上記中間焼鈍の際に、５００℃から９００℃までの加熱
   速度を毎秒５℃以上、中間焼鈍に引続く降温の際に、９
   ００℃から５００℃までの冷却速度を毎秒５℃以上とす
   る、急熱急冷中間焼鈍を施す ことを特徴とする、磁束密度の高く鉄損の低い一方向性
   珪素鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】Ｃ：０．０１〜０．０６重量％ Ｓｉ：２．０〜４．０重量％及び Ｍｎ：０．０１〜０．２０重量％ を含みかつ、 ＳとＳｅのうち少なくとも一方を合計で０．００５〜
   ０．１重量％を、 Ｓｂ：０．００５〜０．２０重量％並びに Ｍｏ：０．００３〜０．１０重量％と 酸可溶Ａｌ：０．０１〜０．０９重量％並びに Ｎ：０．００１〜０．０１重量％と ともに含有し、残部は不可避不純物を除き実質的にＦｅ
   の組成になる珪素鋼片を熱延し、次に均一化焼鈍を施し
   たのち、冷延と、中間焼鈍を適宜繰返して得られる最終
   製品厚の冷延鋼板に、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施
   し、さらに最終仕上げ焼鈍を施して｛１１０｝＜００１
   ＞方位の２次再結晶粒を発達させる一連の工程よりなる
   一方向性珪素鋼板の製造方法において、 上記中間焼鈍の際に、５００℃から９００℃までの加熱
   速度を毎秒５℃以上、中間焼鈍に引続く降温の際に、９
   ００℃から５００℃までの冷却速度を毎秒５℃以上とす
   る、急熱急冷中間焼鈍を施す ことを特徴とする、磁束密度の高く鉄損の低い一方向性
   珪素鋼板の製造方法。