JPH06172939A - 高磁束密度低鉄損一方向性電磁鋼板およびその製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 一次被膜の形成および安定したＧＯＳＳ方位
の二次再結晶方位粒を得る方向性電磁鋼板およびその製
造法を提供する。 【構成】 Ｓｉ：１〜７％および鉄中の拡散の活性化エ
ネルギーが７０kcal/mol以上の元素の１種類以上を合計
０．００５〜０．５０％含む鋼をベースとする一方向性
電磁鋼板の製造法において、仕上げ焼鈍の昇温速度をＭ
ｇＯにＳｂ系の添加物を０．０５〜０．５０％添加する
ときは０．１〜８０℃／時、またボロン系の添加物を添
加する場合は、５〜４００℃／時にすることにより、高
磁束密度、低鉄損を得る。さらに、８０kcal/mol以上の
元素のＨｆ，Ｂｉ，Ｗに特定し、高磁束密度の鋼板を得
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は表面被膜および磁気特性
に優れた珪素鋼板およびその製造法に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】トランス用等の磁気特性に優れた珪素鋼
板を製造するに際して、絶縁特性と鋼板表面に張力を与
えトランスの性能向上に必要な磁気特性を向上させ、か
つ鋼板との密着性が良好な一次被膜を形成させることは
大変重要である。通常の技術では脱炭を伴う一次焼鈍後
に鋼板にマグネシアと呼ばれる酸化マグネシウム（Ｍｇ
Ｏ）の微粉末を水溶させたスラリー状のものを塗り、必
要に応じて乾燥させたあと、二次再結晶焼鈍工程で焼成
させ、鋼板中のＳｉとの反応でフォルステライト（Ｍｇ
₂ ＳｉＯ₄ ）と呼ばれるセラミックス質状の絶縁被膜を
形成させる。これが鋼板に張力を与え、磁気特性とりわ
け鉄損と呼ばれるトランスの効率を支配する特性値を向
上させるのに有効である。

【０００３】しかも、このフォルステライト形成の状態
が、二次再結晶で鋼板の結晶方位を通称ＧＯＳＳ方位と
呼ばれ、透磁率や磁束密度の向上に不可欠な鋼板長手方
向（圧延方向）に対して｛１１０｝〔００１〕の結晶方
位を有するやや粗大な二次再結晶粒を成長させるのにも
重要な役割を果たしていることもよく知られている。す
なわち、二次再結晶焼鈍昇温過程中に十分緻密な被膜が
形成されないまま二次再結晶させようとしても鋼板内の
インヒビターと呼ばれる微細な窒化物や硫化物等がその
ままの状態で、あるいは分解して早く鋼板外に抜けでて
しまう。

【０００４】このため、昇温中にＧＯＳＳ方位粒を優先
的に成長させ、他の方位粒の成長を抑制させる役目のイ
ンヒビター効果が発揮できず、通称、細粒と呼ばれ、Ｇ
ＯＳＳ方位粒の二次再結晶粒の成長が部分的あるいは全
面的に行われない、極めて磁気特性の劣る鋼板を生み出
すことになる。なお、このＭｇＯの中に酸化チタン（Ｔ
ｉＯ₂ 等）やその他の化合物を添加させ、さらに緻密な
一次被膜を形成させることも行われる。

【０００５】しかるに、実際は上記の技術知見があって
もなおかつ十分な一次被膜および二次再結晶組織を安定
して作ることは容易ではなく、特に二次再結晶焼鈍条件
を工業的必要性から種々変化させることがあるがこの場
合にも十分な一次被膜を作りこなし、さらに十分適正な
方位の二次再結晶を生成せしめることは容易なことでは
ない。その理由の一つとして、一次被膜の形成とインヒ
ビターと称される二次再結晶過程での適切な添加物の形
成に関する製法上の解明が未だ十分でないことが挙げら
れる。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記従来技
術における課題を解決し、二次再結晶時に一次被膜を安
定して珪素鋼表面に形成し、かつ磁区制御を行う前の磁
束密度Ｂ₈ ≧１．９２Ｔ（テスラ）および鉄損Ｗ_17/50
≦１．１０watt／kgを常時安定して出せる、ＧＯＳＳ方
位の集積した二次再結晶粒を有する方向性珪素鋼板およ
びその製造方法を提供するものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記の通りである。 （１）フォルステライトを主成分とする一次被膜および
母金属に含まれる総計でＨｆ，Ｂｉの元素の１種類以上
の合計が０．００３〜０．３０％であり、かつ磁束密度
Ｂ₈ が１．９２Ｔ（テスラ）以上および鉄損Ｗ_17/50 が
１．１０watt／kg以下である高磁束密度低鉄損一方向性
電磁鋼板。 （２）フォルステライトを主成分とする一次被膜および
母金属に含まれる総計でＨｆが０．００３〜０．３０％
であり、かつ磁束密度Ｂ₈ が１．９２Ｔ（テスラ）以上
および鉄損Ｗ_17/50 が１．１０watt／kg以下である高磁
束密度低鉄損一方向性電磁鋼板。

【０００８】（３）Ｓｉ：１〜７％を含む鋼を溶製し、
熱間圧延、冷間圧延、一次再結晶焼鈍および二次再結晶
焼鈍を基本工程とする方向性電磁鋼板の製造において、
鋼中成分として、鉄中の拡散の活性化エネルギーＱが７
０kcal/mol以上の元素の１種類以上を合計で０．００５
〜０．５％含有させ、一次再結晶粒径（断面粒径）の測
定の平均値を５〜３５μｍ、かつそのそれぞれの粒径の
標準偏差値が該平均値の１０〜７０％とし、かつ二次再
結晶焼鈍前にフォルステライトを主体とする一次被膜形
成のために塗布するマグネシアの中にアンチモン系の化
合物を０．０５〜５．０％添加し、かつ二次再結晶焼鈍
での８００℃〜最高到達温度の平均昇温速度を毎時０．
１〜８０℃とする高磁束密度低鉄損一方向性電磁鋼板の
製造法。 （４）Ｓｉ：１〜７％を含む鋼を溶製し、熱間圧延、冷
間圧延、一次再結晶焼鈍および二次再結晶焼鈍を基本工
程とする方向性電磁鋼板の製造において、鋼中成分とし
て、鉄中の拡散の活性化エネルギーＱが７０kcal/mol以
上の元素の１種類以上を合計で０．００５〜０．５％含
有させ、一次再結晶結晶粒径（断面粒径）の測定の平均
値を５〜３５μｍ、かつそのそれぞれの粒径の標準偏差
値が該平均値の１０〜７０％とし、二次再結晶焼鈍前に
フォルステライトを主体とする一次被膜形成のために塗
布するマグネシアの中にボロン系、ストロンチウム・バ
リウム系、炭・窒化物系、硫化物系、塩化物系の１種ま
たは２種以上を合計０．０５〜５．０％添加し、かつ二
次再結晶焼鈍での８００℃〜最高到達温度の平均昇温速
度を毎時５〜４００℃とする高磁束密度低鉄損一方向性
電磁鋼板の製造法。 （５）鋼中への添加元素として活性化エネルギーＱが７
０kcal/mol以上の元素であるＨｆ，Ｂｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏを使用する（３）または（４）記
載の高磁束密度低鉄損一方向性電磁鋼板の製造法。 （６）鋼中への添加元素として、活性化エネルギーＱが
８０kcal/mol以上の元素であるＨｆ，Ｂｉ，Ｗを使用す
る（３）または（４）記載の高磁束密度低鉄損一方向性
電磁鋼板の製造法。

【０００９】以下に本発明を詳細に説明する。方向性珪
素鋼板の二次再結晶はＧＯＳＳ方位と呼ばれる｛１１
０｝〈００１〉方位の粒を二次再結晶焼鈍（仕上げ焼鈍
とも呼ばれる）時に十分成長させることが肝要である。
これは一次再結晶焼鈍（以下、一次焼鈍と呼ぶ）の中の
ある特定粒のみを粗大再結晶させるもので、この時にイ
ンヒビター（Ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）と呼ばれるＡｌＮ等
の微細析出物を仕上げ焼鈍前に十分作っておくことが技
術上必要であることがよく知られている。そして、Ａｌ
Ｎ，Ｓｉ₃ Ｎ₄ 等を利用する場合は、このために必要な
Ｎを鋼溶製時または一次焼鈍後または他の工程中に添加
することが行われる。後者の場合は、通常脱炭反応も機
能する一次焼鈍の設備の一部に窒化反応を行う設備を内
部または近接して設置し、一次焼鈍後またはそれと平行
させて窒化反応させる方法がある。

【００１０】鋼溶製時に十分低炭素化した鋼では脱炭機
能よりも一次焼鈍後の表面層の酸化物層を変えて、被膜
形成に有利な形にすることがむしろ重要な役割となる。
このように一次焼鈍し、その前か後の工程で窒素を添加
した鋼板にＭｇＯを主体とする通称ＭｇＯパウダーとい
うものをスラリー状に鋼板表面に塗布し、仕上げ焼鈍工
程で被膜生成および二次再結晶を行せしめるのが一つの
方法であるが、この一次被膜形成に関連し、次の実験を
行った。

【００１１】表１は一次焼鈍および窒化後の３％Ｓｉ鋼
板にＭｇＯパウダーをスラリー状に塗布して、二次再結
晶焼鈍の途中の仕上げ焼鈍引き出し実験を行った結果で
ある。ここでパウダーにＳｂ系、Ｂ系とあるのはここで
はそれぞれＭｇＯパウダーに微量のＴｉＯ₂ （５％）と
Ｓｂ₂ （ＳＯ₄ ）₃ （０．２％）、ＴｉＯ₂ （５％）と
Ｎａ₂ Ｂ₄ Ｏ₇ （０．３％）を添加し、フォルステライ
ト形成等を促進させたものである。

【００１２】二次再結晶焼鈍は図１の方法で途中まで行
い、各温度で引き出す、いわゆる引き出し実験を行っ
た。かくして引き出した鋼板を表面からＧＤＳ分析（Ｇ
ｌｏｗＤｉｓｃｈａｒｇｅ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓ
ｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：グロー放電発光
分光分析法）を行い、フォルステライト、つまり、Ｍｇ
ピークがどの引き出し温度から出現するかを調べた結果
を表１に示してある。ここで（ ）の温度は測定温度の
中間に出現があったと判定されたものである。表１の結
果で明瞭なことは、Ｓｂ系の方がＢ系よりも低い温度で
フォルステライトの形成があることである。

【００１３】

【表１】

【００１４】フォルステライトの生成はＭｇＯと鋼板中
の表面濃化したＳｉが反応し、 ２ＭｇＯ＋ＳｉＯ₂ →Ｍｇ₂ ＳｉＯ₄ の反応を起こしたものと一般的に考えられている。とこ
ろで珪素鋼板の製造工程とこれらの鋼板の性質とはどの
ようにコントロールできるのであるのか、という点につ
いて検討してみた。上述のように一次被膜の形成過程と
珪素鋼板の諸性質との因果関係が明確になれば、当然工
業的にそれを製造に反映させることができることにな
る。

【００１５】表１の実験結果にみられるようにＳｂ系の
化合物をＭｇＯに微量添加した場合、ＭｇＯの溶融は比
較的低温で行われるので、たとえば二次再結晶焼鈍の昇
温速度を比較的小さくした方がより早くフォルステライ
トの生成を促進させ、優れた一次被膜を生成させやすい
ことになる。なおアンチモン（Ｓｂ）系の化合物とは当
実験で用いたＳｂ₂ （ＳＯ₄ ）₃ のみならずＳｂを含む
他の化合物を含む。一方、同じ低融点化合物でもＢ系の
化合物をＭｇＯに微量添加した場合は、ＭｇＯの溶融は
Ｓｂ系の化合物よりも比較的高温で行われるので、たと
えば二次再結晶焼鈍の昇温速度を比較的大きくした方
が、より早くフォルステライトの生成を促進させる。な
おボロン（Ｂ）系はＮａ系のみならずＮａの代わりにＣ
ａ，Ｍｇ等を含む化合物や、ほう酸（Ｈ₃ ＢＯ₃ ）やほ
う酸ソーダも含まれる。

【００１６】さらに、アンチモン系よりも高融点系とい
う点でストロンチウム・バリウム系、炭・窒化物系、硫
化物系、塩化物系もボロン系と同等の作用がみとめられ
る。これらの化合物を総称して非アンチモン系と呼ぶこ
とにする。なお、通常ＭｇＯにはＴｉＯ₂ 等の酸化物を
添加させ高温反応を容易にすることが行われるが、本発
明の上記の添加物の効果はその酸化物の添加量に関係な
く発揮されるので、ＭｇＯに酸化物が添加されても、こ
れをプレインと称してベース材の一部とみなしている。
このように珪素鋼板の特性に重要な支配要因となる一次
被膜は本発明により、その組成分布の解明およびそれと
相関を有する製造方法との組み合わせにより、ある程度
自由にコントロールすることが可能となった。

【００１７】さて、ここで珪素鋼板の製造方法に触れる
必要がある。前述のように本発明が可能な珪素鋼板は必
要に応じてＡｌを含有し、ＡｌＮあるいはＳｉ₃ Ｎ₄ を
主要インヒビターの一部とすることが可能である。もち
ろんＳｉ，Ａｌ以外に、後述する本発明の擬インヒビタ
ー元素およびＭｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｓｂ，Ｂ，Ｔｉ，Ｓｎ，
Ｖ，Ｃｒ，Ｐ等の他の添加元素を付加的に添加させ、磁
気特性の向上をはかることは本発明の基本を変えるもの
ではない。ところでＡｌＮあるいはＳｉ₃ Ｎ₄ をインヒ
ビターとする鋼は公知であり、そのいずれの場合におい
ても本発明の技術を適用することが可能である。しかし
ながら、これだけでは本発明の目標の磁区制御を行う前
のＢ₈ ≧１．９２ＴおよびＷ_17/50 ≦１．１０watt／kg
を安定して達成することは困難である。すなわち本発明
の主要の考えの一部は以下の通りである。

【００１８】従来の一方向性電磁鋼板の二次再結晶でＧ
ＯＳＳ方位を鋭く得るためには、インヒビターと称する
析出物を二次再結晶前または二次再結晶時に鉄中に出さ
せることが知られている。これはＧＯＳＳ方位を持った
結晶粒が優先的に成長するべく、他の方位の結晶粒の成
長を抑制するためであると一般的に言われている。事実
ＡｌＮやＭｎＳやＭｎＳｅ等に代表される一方向性電磁
鋼板はこれらの析出物を使い、優れた磁性の鋼板を製造
している。しかしながらこのような方法だけでは、いか
なる条件下でも安定して上記の本発明の特性の鋼板を製
造することは困難である。その理由はこれらの析出物が
高温、例えば１０００℃以上では基本的に分解してしま
うことによると考えられる。従って１０００℃以上の粒
成長でのインヒビターフリーの状況下で粒成長させて
も、ＧＯＳＳ方位から多少逸脱して粒成長することがあ
ると考えられる。

【００１９】このような状況に対応するためにまず１０
００℃以上で安定して存在する析出物が極めて重要であ
ることがわかる。従来の知見では残念ながら適当な技術
が見つかっていない。その理由は例えば、Ｔｉは高温で
も安定な化合物、ＴｉＮ等をつくるし、その他の元素で
も酸化物等が比較的高温、たとえば１２００℃以上でも
安定である。しかしながら、これらの化合物はその生成
量が結晶粒の粒界を万遍なく覆うほど数が多くはなく、
インヒビターとしての機能が期待できない。仮に量を多
くするべく多量に入れたとしても、今度は純化の目的も
ある二次再結晶焼鈍では十分抜けないで製品の鉄損を劣
化させる。一方、１０００℃以上でインヒビター強度が
全く変わらず頑固なままでは、１０００℃までに成長し
たＧＯＳＳ方位から多少ずれた二次再結晶粒が、そのま
ま軌道修正せずに製品に残ることが考えられる。

【００２０】本発明ではかかる従来知見の状況を打開す
るべく画期的な技術知見を見いだしたものである。本発
明が着目したのは従来の析出物の概念にとらわれないで
粒界移動を抑制する物質がないか、という観点からスタ
ートした。その結果、粒界に偏析しやすくかつ１０００
℃以上の高温でもそれが比較的残り、かつさらに高温に
なったときに徐々に消えていくような元素はないかとい
う点に帰結した。その結果、鉄のなかに入って拡散の活
性化エネルギーＱ（kcal/mol）の大きい元素に着目し
た。

【００２１】その理由は以下の通りである。いわゆる拡
散係数Ｄは式で表される。 Ｄ＝Ｄ₀ ｅｘｐ（−Ｑ／ＲＴ） ………………………………… ここでＤ：拡散定数、Ｄ₀ ：定数、Ｒ：気体定数、Ｔ：
絶対温度 この式は対数をとると、式となる。 ＩｎＤ＝ＩｎＤ₀ ＋（−Ｑ／ＲＴ） ………………………………… つまり、拡散定数Ｄは、活性化エネルギーＱが大きいほ
ど、高温でも小さいことを示し、つまり拡散に長時間を
必要とすることを示している。このことはもし高温まで
この式が通用するならば、Ｑの大きい元素（高拡散エネ
ルギー元素）は高温でも安定していることを示してい
る。このような元素はそれ自体インヒビターとしての可
能性があるのではないかと予測される。

【００２２】その結果、本発明によれば、Ｑが７０kcal
/mol以上の場合には元素それ自体のインヒビターとして
の効果（以下本発明では擬インヒビター元素と呼ぶ）が
認められることが明らかとなった。一方、このＱの大き
い元素の添加だけでは必ずしも十分本発明の目標の磁区
制御前の磁束密度Ｂ₈ ≧１．９２Ｔおよび鉄損Ｗ_{17/5 0}
≦１．１０watt／kgを安定して満たしてくれる一方向性
電磁鋼板を製造することが困難であることが明らかにな
った。

【００２３】その理由は以下の通りである。前述のよう
に一方向性電磁鋼板はフォルステライトを主成分とする
一次被膜が十分にできないとインヒビターが逃げてしま
い、ＧＯＳＳ方位のそろった二次再結晶が十分成長しな
いばかりか、その一次被膜の張力による鉄損も十分向上
せず、よい磁気特性の製品は得られない。そして、この
ためのマグネシアＭｇＯに混ぜるＳｂ₂ （ＳＯ₄ ）₃ 等
の特殊添加物の種類によって前述のごとく昇温速度の最
適値がある。

【００２４】一方、本発明が上記のように元素の拡散定
数の特性からくる擬インヒビターを使用するために、そ
の観点からも二次再結晶時の昇温速度は当然ながら極め
て重要な因子となる。この組み合わせがいわば本発明の
もう一つの重要な技術要素を構成している。１０００℃
以上でもなお安定する擬インヒビター元素は昇温速度に
よって拡散量は変化する。たとえば、Ｂｉの場合、その
拡散式は式のように表されることが本発明で明らかに
なった。 Ｄ＝３．９×１０³ ｅｘｐ（−８５，０００／ＲＴ）……………… （ここでＢｉのＱは８５kcal/mol）

【００２５】これをもとに二次再結晶焼鈍（仕上げ焼
鈍）の昇温速度を図２のように変えて昇温すると、その
ときのＢｉの拡散量（移動量）は式から計算すると図
３に示すように変化し、昇温速度の小さいほど拡散移動
量は多くなる。一方、式は鉄中のＡｓの拡散式であ
る。 Ｄ＝４．３×ｅｘｐ（−５２，５００／ＲＴ） ………………

【００２６】このＡｓの場合は昇温速度と拡散移動量と
の関係も図３のように表される。つまりＢｉに比べれば
活性化エネルギーＱが５２．５kcal/molと小さいＡｓで
は、どの昇温速度でも拡散移動量がはるかに大きく、イ
ンヒビターとしての機能ははるかに弱いことがこれから
もわかる。そしてどちらの場合も昇温速度が小さいほど
拡散移動量は多くなる。そして二次再結晶が熱活性過程
で行われる以上、鉄（Ｆｅ）元素固有の自己拡散との競
争になる。Ｆｅの自己拡散の活性化エネルギーＱは６０
kcal前後の値であり、本発明の擬インヒビター元素のＱ
（≧７０kcal/mol）よりも小さい。このことはＦｅの自
己拡散に基づく二次再結晶粒の自己粒成長の駆動力の方
が擬インヒビター元素の拡散の移動の駆動力よりも大き
いことを示す。

【００２７】このことが、とりもなおさず擬インヒビタ
ー元素が１種のブレーキとして二次再結晶のインヒビタ
ーとしての１種のドラッグ（ｄｒａｇ）効果をもたらし
ていることに他ならないと考えられる。従って、ドラッ
グ効果は鉄の自己拡散の活性化エネルギーの６０kcal/m
ol台の値よりも大きい７０kcal/mol以上の元素ならば、
当然ドラッグ効果が期待できる。この元素としてはＢ
ｉ，Ｈｆ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏである。
一方、８０kcal/mol以上ではさらにこのドラッグ効果が
大きくなり、よりＧＯＳＳ方位の先鋭な二次再結晶組織
の高磁束密度の一方向性電磁鋼板が得られることがわか
った。８０kcal/mol以上の元素はＨｆ，Ｂｉ，Ｗであ
る。

【００２８】そしてとりわけ本発明で重要なことは仕上
げ焼鈍の昇温速度との関係である。つまり、昇温速度の
大きい場合、自己拡散の活性化エネルギーＱが、本発明
の擬インヒビター元素の拡散のＱよりも小さい鉄の自己
拡散が擬インヒビター元素の拡散の移動よりも相対的に
移動しやすく、つまり鉄が粒成長しようとする駆動力の
方が擬インヒビターの駆動力をはるかに大きく上回って
しまう。ところが図３に示すように昇温速度が大きい場
合は、擬インヒビターの移動量は減る（残存量が増え
る）のでそれだけインヒビター効果は強くなり、これが
うまく昇温速度を大きくすることによる粒成長の駆動力
の急増とバランスする。

【００２９】一方、昇温速度が小さいとこの逆の現象が
起こり、この場合もうまく粒成長とインヒビター強度が
バランスする。この擬インヒビター元素の自己調整作用
が昇温速度の変動に対して工業的に安定してＧＯＳＳの
先鋭な二次再結晶の形成に寄与していると考えられる。
とりわけ拡散の活性化エネルギーＱが８０kcal/mol以上
の元素Ｈｆ，Ｂｉ，Ｗでは、この効果が十分に発揮され
極めてＧＯＳＳ方位の先鋭な磁束密度の高い一方向性電
磁鋼板が得られることがわかった。

【００３０】当然ながら鉄の自己拡散エネルギー（６０
kcal/mol台）よりも大きい拡散の活性化エネルギーＱが
７０kcal/mol以上の他の元素のＮｂ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｍｏ等の元素も程度は少し弱いが類似の効果が認め
られた。また、Ｑが６０kcal/mol台でも７０kcal/molに
近いＶ，Ｃｒ，Ｐも補助的な効果は期待できるが、本発
明では必須ではない。従って、仕上げ焼鈍の昇温速度を
決めるのは、むしろ一次被膜の形成がそれに追従できる
ことが必要条件であり、この点から以下の制約がでてく
る。Ｓｂ系のたとえばＳｂ₂ （ＳＯ₄ ）₃ 系の添加物を
マグネシアに添加する場合は、仕上げ焼鈍の比較的小さ
い昇温速度でかつ低い温度からよい一次被膜ができやす
い。一方、ボロン系の添加物を添加する場合は、比較的
高温でかつ比較的高い昇温速度でもよい一次被膜ができ
やすい。

【００３１】さらに本発明の構成要素で重要な点は以下
の技術的知見である。本発明の擬インヒビター効果をも
たらす拡散の活性化エネルギーＱが、７０kcal/mol以上
の元素を添加しただけでは十分先鋭なＧＯＳＳ方位の二
次再結晶組織を安定して得ることが困難である。図４は
擬インヒビター元素のＢｉを０．０２５％含む３．２０
％Ｓｉ鋼の画像解析装置で求めた一次再結晶焼鈍後の結
晶粒径の断面組織の平均粒径および標準偏差の該平均粒
径への割合（％）と、製品の磁束密度Ｂ₈ との関係を示
したものである。なお、ここで粒径の標準偏差の求め方
を式で表す。 標準偏差：σｎ＝（（ΣＸ² −（ΣＸ）² ／ｎ））／ｎ）^1/2 …… ここでＸ：各結晶粒径 ｎ：結晶粒の数

【００３２】また、標準偏差を平均粒径で割り、これに
１００を乗じ、この値を百分率（％）で表した値を本発
明では、標準偏差の平均粒径への割合として、重要な指
標の一つとして扱う。これをみても明らかのように、高
磁束密度を安定して得られる断面一次粒径の平均粒径お
よび標準偏差の該平均粒径への割合の最適範囲があるこ
とがわかる。この理由は必ずしも明確ではないが以下の
ように考えられる。すなわち、これも擬インヒビター元
素の拡散の活性化エネルギーと関係があると考えられ
る。

【００３３】一次再結晶粒径の平均値は一次粒径の粒界
エネルギーの大きさと対応しており、粒径の小さいほ
ど、粒界面積が多いので粒界エネルギーは大きい。本発
明の場合、擬インヒビター元素は一次再結晶粒の粒界に
も当然偏析しており、その粒成長過程でも粒成長を抑制
している。従って平均粒径が大き過ぎると粒界エネルギ
ーが弱すぎて仕上げ焼鈍で粒成長が十分行われずに、い
わゆる細粒組織となって極めて磁性は悪い。一方、一次
粒径の平均値が小さすぎると粒界エネルギーが大きすぎ
て、どの方位の粒も成長しやすいため、分散した方位の
二次再結晶組織となりやすく磁性は安定して高くはなら
ない。これが一次再結晶組織の断面平均粒径の最適範囲
を５〜３５μｍとした理由である。

【００３４】本発明によれば平均粒径は一次焼鈍温度と
傾向的に相関があり、高いほど大きい傾向もある。この
点からは一次焼鈍温度は好ましくは７８０〜８６０℃が
よい。

【００３５】一方、擬インヒビター元素の粒界偏析のた
め大きい粒と小さい粒が混ざって存在すると、粒界偏析
している擬インヒビター元素の濃度が局所的に異なり、
仕上げ焼鈍の一次再結晶粒の成長過程で擬インヒビター
元素の拡散の移動の絶対量が部分的に異なってしまう。
このため、いわゆる鉄の自己拡散をベースとする粒成長
の駆動力と、擬インヒビター元素の拡散の移動量の局部
遍在によるインヒビター効果の局部的ばらつきとの不均
衡により、二次再結晶の粒成長とインヒビター効果との
不一致が生じ、二次再結晶粒の成長と共に徐々にインヒ
ビター強度が一様に弱まっていくことによるＧＯＳＳの
優先成長という本発明の基本思想からのずれが生じてい
き、磁性の安定が見られないと考えられる。このため、
一次粒径の標準偏差の平均粒径に対する比率は７０％以
下でなければならない。

【００３６】一方、一次粒径の標準偏差が平均粒径に対
し１０％未満であると再び磁性が悪くなる。この理由も
明確ではないが以下のことが考えられる。つまり、一次
組織の整粒性がよく成りすぎると、どの方位の粒も均一
な比較的揃った粒界エネルギーを有するので、かえっ
て、ＧＯＳＳ方位粒の成長優先性が失われることが考え
られる。

【００３７】本発明によれば粒径の標準偏差は冷間圧延
率と一次焼鈍温度とに傾向的に相関があり、この点から
好ましくは冷延圧下率は７０〜９３％、一方一次焼鈍温
度は７８０〜８６０℃がよい。

【００３８】さて、本発明の特徴をより一層発揮させる
にはとりわけ以下に示す製造法が最適である。すなわち
Ｓｉを１〜７％含む鋼で必要に応じＡｌを鋼溶製時に
０．１％以下含み、また、ＡｌＮ，Ｓｉ₃ Ｎ₄ 等をイン
ヒビターとして利用する場合は珪素鋼板製造工程におけ
る鋼溶製時または冷延後の一次焼鈍中の脱炭焼鈍中また
は後に、鋼板に直接窒化反応を介して鋼にＮを強制的に
添加せしめる方法等により、二次再結晶焼鈍前にＮを６
０〜４００ppm 鋼に含むことを特徴とする。

【００３９】Ｓｉは本発明においては上記のようにフォ
ルステライト形成のために最低１％は必要である。一
方、７％を超えると加工性が極端に劣化し工業生産に適
さない。ＡｌはＡｌＮインヒビター形成に有効である。
しかし０．１％を超えるとＡｌ₂ Ｏ₃ 生成量が多くなり
健全な鋼の清浄度を損ない、ひいては磁気特性に悪影響
をもたらす。ＮはＡｌＮやＳｉ₃ Ｎ₄ インヒビターを形
成するのに不可欠であり、本発明においてはこれらのイ
ンヒビターを利用する場合は一次焼鈍後つまり、仕上げ
焼鈍の二次再結晶開始前で最低６０ppm は必要である。
一方４００ppm を超えるとＡｌやＳｉを食いすぎて好ま
しくはない。この他の元素は本発明では従来の鋼に較べ
て特に特徴的ではないが以下に制約することが好まし
い。

【００４０】Ｃは鋼溶製中に十分低くするかまたは一次
焼鈍の脱炭焼鈍時に十分低くする必要があり、二次再結
晶焼鈍開始時には０．０３％以下が好ましい。Ｍｎは
０．５％以下ならばＳと反応してＭｎＳインヒビターを
形成する。０．１５％以下だとさらに磁束密度の向上に
好ましい。Ｏは鋼溶製後に０．０５％以下であればＡｌ
₂ Ｏ₃ を多量に作りすぎず清浄度的に好ましい。Ｈｆ，
Ｂｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏの元素は鉄中
の拡散の活性化エネルギーが７０kcal/mol以上で前述の
擬インヒビター効果により、磁束密度の向上、鉄損低減
の効果があり、そのためにはその１種類以上の合計が鋼
溶製時に最低０．００５％以上必要である。一方、０．
５０％超では熱間脆性が激しく熱延が極めて困難にな
る。これは高温での活性化エネルギーの大きいことと無
関係ではないと考えられる。Ｖ，Ｃｒ，Ｐは本発明では
必須元素ではないが、前述のように擬インヒビター元素
への補助的効果が認められる。この場合、その１種類以
上の合計が０．０２％以上を含まないと補助的効果はな
く、一方、０．３０％超では一次被膜形成が十分でなく
なる。Ｓｎは本発明では必須元素ではないが鉄損低減に
効果があり、その場合は０．０２％以上必要である。一
方、０．２０％超では一次被膜が十分できない。

【００４１】次に化学成分以外の本発明の製造方法につ
いて述べる。鋼を転炉または電気炉等で出鋼し、必要に
応じて精錬工程を加えて成分調整を行った溶鋼を連続鋳
造法、造塊分塊圧延法あるいは熱延工程省略のための薄
スラブ連続鋳造法等により、厚さ３０〜４００mm（薄ス
ラブ連続鋳造法では５０mm以下）のスラブとする。ここ
で３０mmは生産性の下限であり、４００mmは中心偏析で
Ａｌ₂ Ｏ₃ 等の分布が異常になることを防ぐための上限
である。また５０mmは冷速が小さくなって粗大粒が出て
くることを抑制するための上限である。

【００４２】該スラブをガス加熱、電気利用加熱等によ
り１０００〜１４００℃に再加熱を行い、引き続き熱間
圧延を行って厚さ１０mm以下のホットコイルとする。こ
こで１０００℃はＡｌＮ溶解の下限であり、１４００℃
は表面肌あれと材質劣化の上限である。また１０mmは適
正な析出物を生成する冷速を得る上限である。なお、薄
スラブ連続鋳造法では直接コイル状にすることも可能で
あり、そのためには１０mm以下が好ましい。このように
作ったホットコイルを再び８００〜１２５０℃で焼鈍
し、磁性向上をはかることもしばしば行われる。ここで
８００℃はＡｌＮ等のインヒビター析出物の再溶解の下
限であり、１２５０℃はＡｌＮ等インヒビター析出物の
粗粒化防止の上限である。

【００４３】かかる処理工程の後、ホットコイルを直接
またはバッチ的に酸洗後冷間圧延を行う。冷間圧延は圧
下率６０〜９５％で行うが、６０％は本発明で再結晶可
能な限界であり、好ましくは７０％以上が一次焼鈍で
｛１１１｝〔１１２〕方位粒を多くして、二次再結晶焼
鈍時のＧＯＳＳ方位粒の生成を促進させる下限であり、
一方９５％超では二次再結晶焼鈍で首振りＧＯＳＳ粒と
称するＧＯＳＳ方位粒が板面内回転した磁気特性に好ま
しくない粒が生成される。以上はいわゆる一回冷延法で
製造する場合だが、なお、二回冷延法と称して冷延−焼
鈍−冷延を行う場合は、一回目の圧下率は１０〜８０
％、二回目の圧下率は５０〜９５％となる。ここで１０
％は再結晶に必要な最低圧下率、８０％と９５％はそれ
ぞれ二次再結晶時に適正なＧＯＳＳ方位粒を生成させる
ための上限圧下率、また５０％は二回冷延法においては
一次焼鈍時の｛１１１｝〔１１２〕方位粒を適正に残す
下限圧下率である。

【００４４】なお、通称パス間エージングと称し、冷間
圧延の途中で鋼板を適当な方法で１００〜４００℃の範
囲で加熱することも磁気特性の向上に有効である。１０
０℃未満ではエージングの効果がなく、一方、４００℃
超では転位が回復してしまう。しかる後、一回冷延法で
も二回冷延法でも一次焼鈍を行うわけであるが、この焼
鈍で脱炭を行うことは有効である。前述のようにＣは二
次再結晶粒の成長に好ましくないばかりか、不純物とし
て残ると鉄損の劣化を招く。なお鋼の溶製時にＣを下げ
ておくと脱炭工程が短縮化されるばかりか｛１１１｝
〔１１２〕方位粒も増すので好ましい。なお、この脱炭
焼鈍工程で適正な露点を設定することで後の一次被膜生
成に必要な酸化層の確保が行われる。

【００４５】一次焼鈍温度は７００〜９５０℃が好まし
い。ここで７００℃は再結晶可能な下限温度であり、９
５０℃は粗大粒の発生を抑制する上限温度である。さら
に、ＡｌＮやＳｉ₃ Ｎ₄ インヒビターのＮを積極的に利
用する場合は、鋼溶製時または一次焼鈍時か後に窒化法
等で強制添加することが行われるが、一次焼鈍中または
直後に行う場合は、アンモニア（ＮＨ₃ ）等で窒化法に
より窒化することも行われる。この場合の窒化法の温度
は６００〜９５０℃が好ましい。ここで６００℃は窒化
反応を起こす下限であり、一方９５０℃は粗大粒発生を
抑える上限である。

【００４６】本発明において窒化は一次再結晶焼鈍後に
行う場合は、工業的には同じ炉内の後面に仕切りを設け
て雰囲気を必要に応じて多少変えて、ＮＨ₃ ガスを流す
か、近接した設備で行うため一次再結晶と平行して窒化
されることもしばしば行われる。この際前述のようにＮ
₂ 分圧が低い方が窒化量は大きく、窒素と酸素の分圧比
Ｐ N₂ ／Ｐ H₂ は０．５以下が好ましい。一次焼鈍ある
いは上記窒化法を行い、その後、酸化マグネシウム（Ｍ
ｇＯを主成分とする。以下ＭｇＯと呼ぶ）パウダーを水
または水を主成分とする水溶液に溶かしスラリー状にし
て鋼板に塗布する。

【００４７】この際、後の二次再結晶焼鈍時にＭｇＯパ
ウダーの溶融を容易にさせ、フォルステライト生成反応
を促進させる目的で、適当な化合物を微量添加すること
も行われる。ＴｉＯ₂ を添加する場合は１〜１５％が好
ましいが、ここで１％はフォルステライト反応促進効果
を発揮する下限であり、１５％超ではＭｇＯが少なくな
って、かえってフォルステライト反応が進まない。Ｓｂ
₂ （ＳＯ₄ ）₃ 等のアンチモン系の化合物はＭｇＯを比
較的低温で溶融させるのに効果があり、添加を行う場合
は０．０５〜５％が好ましい。ここで、０．０５％は上
記低温溶融を起こす下限であり、一方、５％を超える場
合は多すぎてＭｇＯのフォルステライトの本来の反応を
不活性化する。

【００４８】Ｎａ₂ Ｂ₄ Ｏ₇ 等のボロン系の化合物およ
びそれと同様の作用を持つストロンチウム・バリウム
系、炭・窒化物系、硫化物系、塩化物系の化合物は、ア
ンチモン系よりは比較的高温でＭｇＯを溶融させるのに
効果があり、添加する場合は０．０５〜５％が好まし
い。ここで、０．０５％は上記の効果を発揮する下限で
あり、一方５％超ではやはりＭｇＯのフォルステライト
の本来の反応を不活性化するので好ましくない。なおこ
れらの化合物は互いに複合して添加することも可能であ
る。ただしアンチモン系の低温溶融型とボロン系他の比
較的高温溶融型の化合物を混ぜて使用するときは、その
効果は高温溶融型に近いことになるが、本発明の主旨と
矛盾するものではなく、その場合は本発明の高温溶融型
の昇温速度をとることが好ましい。

【００４９】なお、ここで添加する化合物の％はＭｇＯ
の重量を１００％としたときの重量比を％で示してあ
る。二次再結晶焼鈍は最高到達温度を１１００〜１３０
０℃で行うのが好ましい。１１００℃は二次再結晶が行
われる下限の温度であり、一方１３００℃超は結晶粒が
粗大化し過ぎて鉄損の劣化を招く。なお、前述のよう
に、この二次再結晶焼鈍中の比較的前段階で雰囲気等よ
りＮを追加添加する窒化法が行われることもある。

【００５０】さて、この二次再結晶焼鈍の昇温速度はと
りわけ本発明では重要である。すなわち、ＭｇＯ中に添
加する化合物の種類によって昇温速度を変化させること
が必要である。アンチモン系の化合物をＭｇＯに添加す
る場合は、８００℃〜最高到達温度の平均昇温速度は毎
時０．１〜８０℃の比較的小さいことが必要である。こ
こで、０．１℃／時は工業的昇温速度の下限であり、一
方前述のようにＭｇＯがアンチモン系の化合物の添加で
は低温で溶融するため、より早く確実にフォルステライ
トの生成を行っておく必要があり、それには昇温速度は
８０℃／時以下にしておく必要がある。一方、ボロン
系、ストロンチウム・バリウム系、炭・窒化物系、硫化
物系および塩化物系では上記平均昇温速度は毎時５〜４
００℃が好ましい。すなわち、高温溶融型の化合物の添
加ではＭｇＯの溶融を比較的高温で起こすため、早く高
温に到達するため５℃／時以上の昇温速度が必要であ
り、一方、４００℃／時超では二次再結晶そのものがイ
ンヒビターとの関係で十分行われない。

【００５１】以上が本発明の珪素鋼板の製造方法での重
要な部分であるが、工業的にはさらに絶縁特性や磁気特
性を向上させる目的で、鋼板にロールコータ法やコロイ
ド法やゾルゲール法等による有機質や無機質による二次
被膜の生成や、さらに機械的、化学的またはレーザー付
加等の非接触型のエネルギー照射法による磁区制御法、
さらにはその後の発粉防止のための三次被膜の生成等の
いくつかの工程が伴うことが多い。

【００５２】

【実施例】

実施例１ 表２に示す化学組織を有する鋼を、１５０kg真空溶解炉
で溶製した。これを鋳造し、加熱、熱間圧延し、厚さ
１．８mmの熱延板とした。熱延板の何枚かに１１２０℃
×３０秒間の焼鈍を施した。熱延板焼鈍した材料および
熱間圧延ままの材料を酸洗し、次いで９０％の圧下率を
適用して冷間圧延し、０．１８mmの最終板厚とした。こ
の冷間圧延過程で、材料を２５０℃の温度に保持するパ
ス間エイジングを施した。然る後、材料を油洗し、
Ｎ₂ ：２５％＋Ｈ₂ ：７５％、露点：６０℃の雰囲気で
表３の焼鈍条件で脱炭を兼ねる一次再結晶焼鈍を施した
後、下記の焼鈍分離剤を塗布した。

【００５３】(1) ＭｇＯ＋ＴｉＯ₂ (5％）……プレイン (2) ＭｇＯ＋ＴｉＯ₂ (5％）＋Ｓｂ₂ （ＳＯ₄ ）₃ (0.2
％：Ｓｂ系）、（0.02％：低Ｓｂ系）、(6.0％：高Ｓｂ
系） (3) ＭｇＯ＋ＴｉＯ₂ (5％）＋Ｎａ₂ Ｂ₄ Ｏ₇ (0.3％：
Ｂ系）、（0.03％：低Ｂ系）、(7.0％：高Ｂ系） (4) ＭｇＯ＋ＭｇＳＯ₄ (4％）＋ＦｅＳＯ₄ (0.1％）＋
Ｎａ₂ Ｂ₄ Ｏ₇ (0.5％）……硫化物系 (5) ＭｇＯ＋ＳｒＣＯ₃ （0.08％）＋ＢａＣｌ₂ (0.5
％）＋Ｂａ（Ｈ）₂ (0.1％）……ストロンチウム・バリ
ウム系 (6) ＭｇＯ＋Ｖ₂ Ｏ₅ (5％）＋ＣｒＮ(3％）……炭・窒
化物系 (7) ＭｇＯ＋ＭｎＯ₂ (0.2％）＋ＴｉＯ₂ (8％）＋Ｔｉ
Ｃｌ₄ (0.5％）……塩化物系

【００５４】焼鈍分離剤はこれを水に溶解させてスラリ
ー状にしてロールコータで鋼板に塗布した後、３５０℃
の炉内で乾燥した。次いで、仕上げ焼鈍工程において、
８００℃〜最高到達温度間の昇温速度を種々変化させて
鋼板を二次再結晶させた。焼鈍後の材料を水洗した後、
燐酸系の絶縁被膜（二次被膜）を塗布し、焼付処理し
た。得られた珪素鋼板に、Ｎ₂ ：９０％＋Ｈ₂ ：１０％
のドライ雰囲気中、８５０℃×４時間の歪取焼鈍を施し
た後、被膜およびマクロ組織外観検査、磁気測定、被膜
張力測定、密着性試験を行った。その結果を表３に示
す。

【００５５】

【表２】

【００５６】

【表３】

【００５７】

【表４】

【００５８】被膜外観検査の結果を、○印：スケール、
霜降り状欠陥なし、△印：若干の霜降り状欠陥あり、×
印：スケール、霜降り状欠陥が多く、被膜が十分に形成
されていない、という表示方法で示した。スケールと
は、被膜がある程度広く剥離しているもの、霜降り状欠
陥とは、点状に被膜が剥離している欠陥のことである。
また、マクロ組織外観検査の結果を、○印：二次再結晶
組織が十分にできている、△印：部分的に細粒が認めら
れる、×印：全面に細粒が認められる、という表示方法
で示した。磁気測定は、幅：６０mm、長さ：３００mmの
単板のＳＳＴ（Ｓｉｎｇｌｅ Ｓｈｅｅｔ Ｔｅｓｔｅ
ｒ）試験法によって行った。Ｂ₈ 値（８００Ａ／ｍにお
ける磁束密度〔ガウス〕）およびＷ_17/50 （５０Hzで
１．７Tesla の交番磁界における鉄損値〔ｗ／kg〕）を
測定した。

【００５９】密着性試験においては、直径：２０mmの円
柱に鋼板を巻き付け、その結果を、○印：被膜のクラッ
クなし、△印：被膜の微細クラックあり、×印：ほぼ全
面にクラックあり、という表示方法で評価した。さら
に、被膜張力は、鋼板の片面の被膜を除去し、そのとき
の鋼板の反りを測定し、計算によって被膜張力を算出す
るという方法によって測定した。算出結果の値の大きい
方が、被膜と地鉄の熱膨脹係数の差によって鋼板に生起
する張力が大きく、これによって鉄損特性が大きく改善
される。なお、板厚が薄いほど被膜張力は高めに出る傾
向がある。

【００６０】表３から明らかなように、Ｓｂ（アンチモ
ン）系の化合物を添加した焼鈍分離剤を用いて製造され
た方向性珪素鋼板で、仕上げ焼鈍工程における昇温速度
が低く、また、Ｂ系等の化合物を添加した焼鈍分離剤を
用いて製造された方向性珪素鋼板では昇温速度が比較的
高く、かつ本発明で規定する諸条件を満足し、なかんず
く、一次再結晶組織が本発明に入るものは上記特性試験
結果が全て良好である。

【００６１】一方、ＭｇＯ＋ＴｉＯ₂ からなる焼鈍分離
剤（プレイン）を用いて製造された珪素鋼板では、仕上
げ焼鈍工程における昇温速度が低い方が、上記特性試験
結果が良好なものが認められるけれども、Ｓｂ（アンチ
モン）系の化合物を焼鈍分離剤に添加したものよりも若
干諸特性が劣る傾向がある。

【００６２】実施例２ 表４，表７に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、
表５，表８に示す製造条件で厚さ：０．２７mmの製品を
製造した。なお、符号２−３０，２−３３の材料につい
ては、仕上げ焼鈍工程における昇温中に鋼板に窒化処理
を施した。符号２−９，２−１５および２−３４〜２−
４０の材料については、一次再結晶焼鈍後にアンモニア
ガスを含む雰囲気中で鋼板を窒化処理した。また、符号
２−２８，２−３２の材料については、一次再結晶焼鈍
後にアンモニアガスを含む雰囲気中で鋼板を窒化処理
し、さらに仕上げ焼鈍工程における昇温中に鋼板に窒化
処理を施した。焼鈍分離剤に添加する諸種の化合物は、
実施例１におけると同じである。得られた製品に、実施
例１におけると同様の諸種の特性試験を行った。

【００６３】その結果を表６，表９に示す。表６，表９
から明らかなように、本発明で規定する条件を満足する
ものは、上記特性試験結果が全て良好である。

【００６４】

【表５】

【００６５】

【表６】

【００６６】

【表７】

【００６７】

【表８】

【００６８】

【表９】

【００６９】

【表１０】

【００７０】

【発明の効果】本発明によれば磁気特性の優れた一方向
性電磁鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】（ａ），（ｂ），（ｃ）は仕上げ焼鈍条件を示
す図表である。

【図２】仕上げ焼鈍速度を示す図表である。

【図３】昇温速度と拡散移動量の関係を示す図表であ
る。

【図４】一次粒径の平均値および標準偏差と磁気測定の
関係を示す図表である。

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 フォルステライトを主成分とする一次被
   膜および母金属に含まれる総計でＨｆ，Ｂｉの元素の１
   種類以上の合計が０．００３〜０．３０％であり、かつ
   磁束密度Ｂ₈ が１．９２Ｔ（テスラ）以上および鉄損Ｗ
   _17/50 が１．１０watt／kg以下であることを特徴とする
   高磁束密度低鉄損一方向性電磁鋼板。
2. 【請求項２】 フォルステライトを主成分とする一次被
   膜および母金属に含まれる総計でＨｆが０．００３〜
   ０．３０％であることを特徴とする請求項１記載の高磁
   束密度低鉄損一方向性電磁鋼板。
3. 【請求項３】 Ｓｉ：１〜７％を含む鋼を溶製し、熱間
   圧延、冷間圧延、一次再結晶焼鈍および二次再結晶焼鈍
   を基本工程とする方向性電磁鋼板の製造において、鋼中
   成分として、鉄中の拡散の活性化エネルギーＱが７０kc
   al/mol以上の元素の１種類以上を合計で０．００５〜
   ０．５％含有させ、一次再結晶粒径（断面粒径）の測定
   の平均値を５〜３５μｍ、かつそのそれぞれの粒径の標
   準偏差値が該平均値の１０〜７０％とし、かつ二次再結
   晶焼鈍前にフォルステライトを主体とする一次被膜形成
   のために塗布するマグネシアの中にアンチモン系の化合
   物を０．０５〜５．０％添加し、かつ二次再結晶焼鈍で
   の８００℃〜最高到達温度の平均昇温速度を毎時０．１
   〜８０℃とすることを特徴とする高磁束密度低鉄損一方
   向性電磁鋼板の製造法。
4. 【請求項４】 マグネシアの中にボロン系、ストロンチ
   ウム・バリウム系、炭・窒化物系、硫化物系、塩化物系
   の１種または２種以上を合計０．０５〜５．０％添加
   し、かつ二次再結晶焼鈍での８００℃〜最高到達温度の
   平均昇温速度を毎時５〜４００℃とすることを特徴とす
   る請求項３記載の高磁束密度低鉄損一方向性電磁鋼板の
   製造法。
5. 【請求項５】 鋼中への添加元素として活性化エネルギ
   ーＱが７０kcal/mol以上の元素であるＨｆ，Ｂｉ，Ｗ，
   Ｎｂ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏを使用することを特徴と
   する請求項３または４記載の高磁束密度低鉄損一方向性
   電磁鋼板の製造法。
6. 【請求項６】 鋼中への添加元素として、活性化エネル
   ギーＱが８０kcal/mol以上の元素であるＨｆ，Ｂｉ，Ｗ
   を使用することを特徴とする請求項３または４記載の高
   磁束密度低鉄損一方向性電磁鋼板の製造法。