JPH01201425A - 磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 - 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 この発明は磁気特性の優れた一方向性珪１！！ｉｌ板を
製造する方法に関するものである。

従来の技術 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Ｉ
ＯＯＯＡ／Ｈのとき発生する圧延方向の磁束密度）で代
表ざれる磁束密度が１．８９　Ｔ　（テスラ》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、３０ｍの一方向性珪素鋼板でＷ１７／５０
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／に！Ｊ以下のごとき低
鉄損のものが得られるようになっている。

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（１１
０）［００１１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、先鋭に揃った（１１０）［ｏｏ１１万位の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，ＭｎＳｅＳＡＩＮ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，Ｂ　ｉ　、Ｐｂ，３ｎ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ざれてい
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
換される傾向におるが、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
は生じていなかっ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，ＭｎＳ
ｅ、ＡＩＮ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ざれて
、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ざれている。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相マトリックス中に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１２３０〜９
６０℃の温度範囲で圧下率が１バス当り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ざれてい
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３ｉ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
せることによって、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
あって、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
上鏝も必要とされる安定性に欠ける問題があった。

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’Ｃ以上の温度か
ら５４０℃以下の温度に激しく急冷した後３１０〜４８
０℃の温度範囲に保持することによって、結晶粒内に光
学顕微鏡で可視サイズ（数珈）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（１
００）〜（１１０）　［０１１］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った。

ざらに最近に至り、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５４−２９
１８２号公報には、インヒビターとしてＡＩＮを用い、
その熱延板を高温焼鈍後急冷して、最終冷延圧下率が８
０％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°Ｃ
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ＡＩＮ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°Ｃ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って７００〜９００℃の間を２
００〜２０００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徐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。ざらに、これらの各
方法ともにＡＩＮまたはＡｌＮ−８ｂ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
合せて初めてその効果を発厚し得るものであり、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）
　［００１１方位を強く集積させる方法とは根本的に異
っており、またインヒビターとして従来一般に用いられ
ているＭ　ｎ　Ｓ　１Ｍ　ｎ’　Ｓ　ｅ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
ることはできなかった。

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、冷延パス間で少なくとも１回以上その時効処理
を施す必要があり、したがっ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。

発明が解決すべき問題点 前述のように、鋼中Ｃの有効活用を図る従来の各方法で
は、未だ充分な磁気特性が得られなかったり、あるいは
工程的に特殊な高温での徐冷または長時間の時効処理な
どを必要として経済的に不利となったりする問題があっ
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１ｑ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。

問題点を解決するための手段 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Ｓｉｌ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ｈり充分に分
散させる処理を施すこと、以上３要件を組合せることに
よって優れた磁気特性を有する一方向性珪素鋼板を能率
的カリ経済的に製造し１ｑることを見出し、この発明を
なすに至ったのである。

具体的には、この発明の一方向性珪素鋼板の製造方法は
、 ＣＯ，０１５〜０．１０％、３ｉ２．８〜４．０％、Ｍ
ｎＯ，０２〜０．１５　％！含み、がっＳ、５ｅ（７）
いずれか１種または２種を合計量でｏ、　ｏｏａ〜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８
１最に応じて下記式で表わされる範囲内とし、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＠　
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７７０〜１０
０　’Ｃの温度範囲を３０秒以内で急冷し、直ちに１５
０〜２５０℃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°Ｃ間の冷却所要時間を８〜３
０秒間の範囲内に制御することによって、鋼板の結晶粒
内炭化物を１００〜５００人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［３ｉ％］〒０．２７≦　Ｉｏｑ（［Ｃ％］×
１０３　）≦０．３７［３ｉ％：＋０．５７ 但し［８１％］、［Ｃ％］はそれぞれ鋼中に含まれるＳ
ｉ、Ｃの重量％を表わす。

作　　　用 先ずこの発明をなすに至っ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反面、インヒビターとし
て作用す１５Ｍｎ５．ＭｎＳｅ等の微細析出物に有害に
作用し、特に過剰な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、したがって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３ｉ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って過
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って、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）［Ｏｏ月方
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った
（１１０）　［００月方位の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ったの
である。

上述のようにこの発明を完成するに至った本発明者等の
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３ｅ　Ｏ，０１５〜０、
０３５％、Ｍｎ　Ｏ，０３〜０．０９％を含み、３ｉ含
有量を２．８〜３．１％、３．３〜３．５％、３．６〜
３．８％の３群とし、かつＣ含有但をいずれも０．０１
〜０、１０％の範囲で変化させた他、残部実質的にＦｅ
よりなる組成を有する多数の珪グｉ連鋳スラブ供試材を
、１４００’Ｃで１時間加熱処理後に熱間圧延して厚さ
２．５ｍの熱延板となし、次いで公知の方法による中間
焼鈍を挟む２回の冷延工程により最終板厚０．３０ｍに
仕上げ、ざ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Ｗ１７１５０を
調べ、その鉄損値と各連鋳スラブ供試材の３ｉ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◎、０１・、×は、製品の鉄損Ｗ１
７１５０の大小を、それぞれの供試材の段階の８１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
。

第１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１４０％、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
３ｉ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５ｉｆｆｉ、
Ｃ量の珪素鋼供試材について実験により求めた１１５０
’Ｃの平衡状態″で生成するγ相関実測値と、鋼中の５
ｉｉｉ、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％＝６７Ｘ　１０（＋　（［Ｃ％］Ｘ１０３）−２５
［３ｉ％］−８・・・（１） 第１図および第１表から明らかな如く、３ｉ含有母によ
っ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３１７１５０の優れるＣ量の適正範
囲は、いずれも破線りと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って、芙際の１１５０’Ｃの熱延中
に生成するγ相四を正確に把握することは困難である。

したがってγ相生成量によっ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１％が１
０〜３０％となるような素材Ｓｉｌ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。

０．３７ｊ３ｉ％ｌ＋０．２７≦　１０（］（［Ｃ％］
ｘｌＯ３）≦０．３３３ｉ％”、−ｒｏ、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、従って熱延中の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。したがってスラブ高温
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７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ＣＩを含ませること
によっ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、Ｓｉｌ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潰
を含有する場合にのみ、製品における帯状細粒組織の発
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、したがって前記（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Ｃ１５ｉｔ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侵に
至るまでの工程途中で０８０．００６〜０．０２０％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３ｉ３．３
〜３．５％の２群のＳｉ含有量であり、かつこれらＳｉ
ｌに対応するＣＩ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３ｉ含有量が２．８〜３．１％の群を、黒丸は
Ｓ１含有看が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
たがっ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っては通常は中間
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
とによって、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ったので
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）［００月方位の強い集積を
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っ
ている。

−５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）［ＯＱ月方位の集積が弱く（１１１）ｄ１
２＞方位が分散する不適切な組織となっており、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ってい
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っており、そ
の１次再結晶集合組織も（１１０）［００月方位が減少
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）［００月方位から
やや偏倚した方位が多く、したがって磁気特性も不充分
となった。

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、ざらに本発明
者等はより高い磁束密度と鉄損がＷ１７１５０値で１．
００　Ｗ／Ｋｌ以下トイウ著シク優した特性を有する一
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って
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
によっ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
に揃った（１１０）　［００月方位の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ＣＯ，０４５％、３ｉ
３．２０％、Ｍｎ０．０６％、ＳｅＯ，０３０％を含み
、残部実質的にＦｅよりなる組成を有し、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３．０＃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．
７５ｍとなした後９００’ＣＸ　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０．３０ｍに
仕上げた。

次いで８００℃の湿水素雰囲気中で脱炭し、Ｍ　ＣＪ　
Ｏ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’Ｃ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図の磁気特性プロットは、脱炭量ΔＣが０．０
０２％の場合をＱ印、ΔＣＯ，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Ｂ
ｌｏ値が１．９４Ｔ以上、鉄損Ｗ１７１５０が１．ＯＯ
Ｗ／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人の範囲
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
℃ｘｌＯ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２００人で、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、中間焼鈍浸油焼入れのまま（時効処理なし）およ
び２００°Ｃ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った。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５００人を越えていた
。

また参考のため、中間焼鈍工業的な標準冷却（７７０〜
１００°Ｃ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７００人であ
り、また磁気特性は中間焼鈍後急冷して２００°Ｃ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
った。

ざらに第３図から、脱炭量ΔＣが従来の通常の水準の場
合（Ｏ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°Ｃ時効
処理を臆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、中間焼鈍後の最終冷延前の結晶粒
内炭化物サイズが１００〜５００人の範囲内となるよう
な処理を、特に脱炭量が適切な材料について施すことに
よって磁気特性を顕著に改善できることが判明したので
ある。

ざらに本発明者等は、（八）中間焼鈍工程で積慢的に脱
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°Ｃ間の冷却所要
時間約９０秒）した場合、（Ｂ）中間焼鈍工程で０．０
０６〜０．０２０％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ｅ４準冷却した場合、（Ｃ
）中間焼鈍工程で積恒的に脱炭せず、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
効処理を行った場合、（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
理を行った場合、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、ざらにこの発明の方法
にしたがって脱炭および急冷−時効処理の両者を施した
場合（１））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かで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って最終冷延前
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、より低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、ざらに再結晶後の均熱時のα−γ
変悪量の減少によって集合組織のラン。

ダム化が阻止されて、ゴス方位に強い集積をもつ果合組
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って、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）［００月方
位とその近傍の結晶方位を有する結晶粒はど初期に優先
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、したがってこの発明
の方法では上記２作用の相乗効果によって、よリゴス方
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）
［００月方位の集積が弱く、比較的強い（１１１）＜１
１２＞方位が分散する不適切な組織となっており、最終
冷延前に急冷を施して１００〜５００人の微細炭化物を
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
男結晶集合組織も（１１０）［００月方位が減少してい
る。また脱炭過多によって、最終冷延前の中間焼鈍での
冷却の際、炭化物の析出最が不充分となり、急冷により
目的とする微細炭化物の量を充分に確保できず、したが
っ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）　［００月方位からやや偏倚した方位が多く
、従っ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
しく低い鉄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おっても粒内炭化物が未析出
あるいは５００人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１００〜５００人の範囲内であ
っても最終冷延前の脱炭量が過不足した場合には所期の
磁気特性が得られない。

次に、前述の如くＲ終冷延前に１００〜５００人の範囲
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、中間焼鈍後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１００〜５００人の範囲内の
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、但し温度が但い程長く保持
するように選択することが適切でおることが判明した。

ここで、最終冷延前の中間焼鈍後の冷却の際においては
、７７０’ＣでＣの固溶柵が最大となるため、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って集合組織
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’Ｃの間を３０秒以内で急冷する
こととした。

ざらに本発明者等は、中間焼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’Ｃ以下
の冷却過程を厳密に制御することによって、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°Ｃ間は前記同様に急冷して３００
〜１５０’Ｃ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
ジェット冷却により冷却所要時間１５秒で急冷した後、
続いて３００　′Ｃ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’Ｃ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、１００〜５００人の粒内炭化物析出サイズ
を得るためには、３００〜１５０’Ｃ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束密
度が得られることが明らかとなった。

以上のように、最終冷延前の鋼板の結晶粒内に１００〜
５００人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’Ｃ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―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った。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。

３ｉ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連成
することができず、逆に４．０％を越えれば著しく脆く
なっ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３ｉ
は２．８〜４．０％の範囲内においてその含有量を高め
る程、一般に低鉄損の製品を得ることができるが、実際
操業においてはｓｉｉを高めれば３ｉ原料費が上昇する
ことはもちろんのこと、冷延参画の低下によるコスト上
昇を招くから、３ｉ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。

ＣＧ、ｔｓｉ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。

第２表 但しＣＩｌが０．０１５％未満では、３ｉ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０．１％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、ＣｔｆｉＯ，０１５〜０．１０
％の範囲内で前記（２）式を満足させる必要がある。

Ｍｎ１Ｓ、Ｓｅ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、（１
１０）［００１１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Ｍｎ　０．０２−
０．１５％、Ｓ、Ｓｅのいずれか１種または２種を合計
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
分のほかは実質的にＦｅおよび不可避的不純物よりなる
ものである。

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
−分塊法によって得られたものでも、また連続鋳造法に
よっ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．Ｏｓ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
中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚０
．１５〜０．５０７１１１１１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な
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Ｆ
ｅ：ｚ０３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人のサイズの超
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）［００月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
下率範囲によっ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’Ｃの温度範囲においてＣを０．０
０３％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
除去ならびにフォ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’Ｃ稈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。

実施例 以下この発明の実施例を記す。

実施例１ ３ｉ３．１５％、Ｇ　Ｏ，０４５％、Ｍｎ０．０７％、
Ｓｏ、　０２５％を含み、残部実質的にＦｅよりなる組
成を有する２００＃厚連鋳スラブを１３８０℃に１時間
加熱後２．５Ｍ厚に熱間圧延し、コイルに巻取った。

次いで熱延コイルを酸洗して第１回冷間圧延により０．
７０ｓの中間板厚とした。引続き９２５℃×３分間の中
間焼鈍をＰＨ２０／　ＰＨ２＝　０．００３〜０１３５
の範囲の湿水素雰囲気で実施して、脱炭量ΔＣが本発明
範囲よりも少ない０．００３％、本発明範囲内の０、０
１２％、本発明範囲を越える０、　０２５％の３水準と
なるように調整し、続く冷却過程を、（Ａ）　７７０〜
３００℃間の冷却所要時間が１５秒、ざらに３００〜１
５０℃間を１５秒、（Ｂ）　７７０〜３００℃間の冷却
所要時間が６０秒、ざらに３００〜１５０℃間を１５秒
となるような２種の条件で冷却し、次いで圧下率５７％
の最終冷間圧延により板厚０．３０ｍに仕上げた。そし
て湿水素雰囲気中でａｏｏ’Ｃｘ　Ｓ分間の脱炭焼鈍を
施した後、ＭＱＯスラリーを塗布し、箱焼鈍にて直ちに
１１５０℃に昇温し、１５時間保持する最終焼鈍を施し
、その後絶縁コーティ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（磁束密度Ｂ１
ｏおよび鉄損ＷＩ７１５０）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。

第　　　３　　　Ｍ 第３表において、試料２．６はともに素材Ｃ量からγ相
生成量が１０〜３０％の範囲内の適正量となっているも
のと思われるにもかかわらず、脱炭量ΔＣがこの発明に
おける０、　００６〜０．０２０％の範囲を満足してお
らずしかも炭化物析出サイズがこの発明の１００〜５０
０人の範囲内となっていないため、低い鉄損値と高い磁
束密度が得られない。試料１．５は炭化物析出サイズが
この発明における１００〜５００人の範囲内にあるが、
脱炭量がこの発明の範囲を満足していないため、わずか
に磁性が改善されているものの、目的とする充分な特性
は得られず、また試料４は逆に脱炭量は満足しているも
のの、炭化物析出サイズが満足しないため、同様に磁性
がわずかに改善されるものの、目的とする充分な特性が
得られない。それに対しこの発明のすべての要件を満た
す試料３は、充分に低い鉄損値と同時に高い磁束密度が
得られた。

実施例２ ＣＯ，０５４％、Ｓｉ３．３０％、Ｍｎ　Ｏ，０８５％
、Ｓ　Ｏ，０２１％、３’ｅ　ｏ、ｏｉｏ％を含み、残
部実質的にＦｅよりなる組成を有する２＃厚の熱延板を
酸洗し、Ｐ＋２ｏ／’Ｐ＝２＝　０．３５の湿水素雰囲
気で９５０″Ｃ×２分間の熱延板焼鈍（脱炭量へＧ＝　
　０．０１３％）を施した後、０．７０．厚に中間冷延
し、ざらに９５０°ＣＸ　２分間の中間焼鈍（脱炭量Δ
Ｃ＝　０．００２％）を施して、その中間焼鈍後の冷却
過程における７７０’Ｃ〜１００’Ｃの間を１５秒で冷
却した後、直ちに２００’Ｃで３０秒間時効処理し、圧
下率７１％の最終冷延により０．２０ｍ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、ＭＣｌ０スラリーを塗布した後、最終焼鈍として
、昇温途中で８５０’ＣＸ　５０時間保定後１２００℃
ＸＩＯ時間の純化焼鈍を施し、その後絶縁コーティング
を塗布して、本発明例の一方向性珪素鋼板の製品（試料
Ｎ０８）を得た。

比較のため、上記の本発明例と同じ成分組成、厚さの熱
延板について、９５０’Ｃｘ　２分間の焼鈍（脱炭量Δ
Ｇ＝　０．００３％）を施した後、酸洗し、０．７０ｒ
ｒｖｎ厚に中間冷延し、ざらに９５０℃×２分間の中間
焼鈍（脱炭量ΔＣ＝　０．００２％）を施して、その中
間焼鈍後の冷却過程において７７０’Ｃ〜１００℃間の
冷却所要時間を５０秒間としく時効処理は施さず）、次
いで圧下率７１％の最終冷延により０．２０ｍ厚に仕上
げた。その後は前記の本発明例と同様な条件で脱炭焼鈍
、Ｍ　Ｑ　Ｏスラリー塗布、最終焼鈍、絶縁コーティン
グを施して、比較例の一方向性珪素鋼板製品（試料Ｎα
７）を得た。

これらの製品の磁気特性を調べた結果を第４表に示す。

第４表 第４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Ｎα８）は、比較例の製品
（試料〜α７）と比較して磁気特性が優れていることか
判明した。

発明の効果 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
ことによって、従来得られなかっ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徐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蟻が製品の鉄層
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
明にしたがって中間焼鈍後急冷および時効処理した場合
、（Ｂ）は従来法にしたがっ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℃間における冷即断要時間と炭
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種を合計量
   で０．００８〜０．０８０％含有し、残部が実質的にＦ
   ｅ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％］×１
   ０＾３）≦０．３７［Ｓｉ％］＋０．５７ によっ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
   程における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種を合計量
   で０．００８〜０．０８０％含有し、残部が実質的にＦ
   ｅ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％］×１
   ０＾３）≦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。