JPH0742506B2 - 磁気特性の優れた厚い板厚の一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、トランス等の鉄心として使用される磁気特性
の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

〔従来の技術〕

一方向性電磁鋼板は、主にトランスその他の電気機器の
鉄心材料として使用されており、励磁特性、鉄損特性等
の磁気特性に優れていることが要求される。励磁特性を
表す数値としては、磁場の強さ800A/mにおける磁束密度
B₈が通常使用される。また、鉄損特性を表す数値として
は、周波数50Hzで1.7テスラー（Ｔ）まで磁化したとき
の1kg当りの鉄損Ｗ_17/50を用いている。磁束密度は、鉄
損特性の最大支配因子であり、一般的にいって磁束密度
が高いほど鉄損特性が良好になる。なお、一般的に磁束
密度を高くすると二次再結晶粒が大きくなり、鉄損特性
が不良となる場合がある。これに対しては、磁区制御に
より、二次再結晶粒の粒径に拘らず、鉄損特性を改善す
ることができる。

この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工程で二次再結
晶を起こさせ、鋼板面に｛110｝，圧延方向に＜001＞軸
をもったいわゆるゴス組織を発達させることにより、製
造されている。良好な磁気特性を得るためには、磁化容
易軸である＜001＞を圧延方向に高度に揃えることが必
要である。二次再結晶粒の方向性は、MnS,AlN等をイン
ヒビターとして利用し、最終強圧下圧延を施す方法によ
って大幅に改善され、それに伴って鉄損特性も著しく向
上する。

〔発明が解決しようとする課題〕

ところで、近年タービン発電機用鉄心材料等の用途に、
現用の高級無方向性電磁鋼板にかわって、方向性電磁鋼
板を用いたというニーズが高まってきた。上記用途に関
していえば、他の無方向性電磁鋼板の用途と比較して、
一方向の磁気特性が重要とされるため、方向性電磁鋼板
を用いたいというニーズが高まってきたわけである。一
方、方向性電磁鋼板の熱延後の製造の主工程は、熱延板
焼鈍−冷延−脱炭焼鈍−仕上焼鈍となっており、無方向
性電磁鋼板の熱延後の主工程である冷延−焼鈍と比較し
て、複雑となっている。そのため、製造コストからし
て、方向性電磁鋼板の方が無方向性電磁鋼板よりかなり
高いものとなる。更に、主として0.5mm厚等の厚手を必
要とする上記用途においては、例えば0.08wt％程度のＣ
を含有する通常の方向性電磁鋼用スラブを素材として用
いると、脱炭焼鈍工程で磁気時効の生じないＣレベル
（例えば0.003wt％以下）まで脱炭するのに要する時間
がかかりすぎるため、当然製造コストが高くなってしま
う。

また、方向性電磁鋼板の製造においては通常熱延後組織
の不均一化、析出処理等を目的として熱延板焼鈍が行わ
れている。例えばAlNを主インヒビターとする製造方法
においては、特公昭46−23820号公報に示すように熱延
板焼鈍においてAlNの析出処理を行ってインヒビターを
制御する方法がとられている。

近年多量のエネルギー消費をするこのような方向性電磁
鋼板の製造工程に対する見直しが進められ、工程、エネ
ルギーの簡省略化のの要請が強まってきた。このような
要請に応えるべく、AlNを主インヒビターとする製造方
法において、熱延板焼鈍でのAlNの析出処理を、熱延後
の高温巻取で代替する方法（特公昭59−45730号公報）
が提案された。確かにこの方法によって熱延板焼鈍を省
略しても、磁気特性をある程度確保することはできる
が、５〜20トンのコイル状で巻取られる通常の方法にお
いては、冷却過程でコイル内での場所的な熱履歴の差が
生じ、必然的にAlNの析出が不均一となり、最終的な磁
気特性はコイル内の場所によって変動し、歩留が低下す
る結果となる。

そこで本発明者らは、従来ほとんど注目されていなかっ
た仕上熱延最終パス後の再結晶現象に着目し、この現象
を利用して80％以上の強圧下１回冷延による製造法にお
いて熱延板焼鈍を省略することを検討した。

一方向性電磁鋼板の熱延に関しては、高温スラブ加熱
（例えば1300℃以上）時のスラブ結晶粒の粗大成長に起
因する二次再結晶不良（圧延方向に連なった線状細粒発
生）を防止するために、熱延時の960〜1190℃での温度
で１パス当り30％以上の圧下率で再結晶化高圧下圧延を
施し、粗大結晶粒を分断する方法が提案されている（特
公昭60−37172号公報）。確かにこの方法によって線状
細粒発生が減少するが、熱延板焼鈍を施す製造プロセス
を前提としている。

また、MnS,MnSe,Sbをインヒビターとする製造方法にお
いて、熱延時の950〜1200℃の温度で圧下率10％以上で
連続して熱延し、引き続き３℃/sec以上の冷却速度で冷
却することによってMnS,MnSeを均一微細に析出させ、磁
気特性を向上させる方法が提案されている（特開昭51−
20716号公報）。また熱延を低温で行い再結晶の進行を
抑制し、剪断変形で形成される｛110｝＜001＞方位粒が
引く続く再結晶で減少するのを防止することによって磁
気特性を向上させる方法が提案されている（特公昭59−
32526号公報、特公昭59−35415号公報）。これらの方法
においても、熱延板焼鈍無しの１回冷延法での製造は検
討さえされていない。また超低炭素を含有する珪素鋼ス
ラブの熱延において、熱延板で歪を蓄積させる低温大圧
下熱延を行い、引き続く熱延板焼鈍での再結晶により超
低炭素材特有の粗大結晶粒を分断する方法が提案されて
いる（特公昭59−34212号公報）。しかしこの方法にお
いても、熱延板焼鈍無しの１回冷延法での製造は検討さ
えされていない。

そこで本発明者らは、従来ほとんど注目されていなかっ
た仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に着目し、この現
象を利用して80％以上の強圧下１回冷延による製造法に
おいて熱延板焼鈍を省略して優れた磁気特性をもつ一方
向性電磁鋼板を得ることを目的として研究を行った。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、かかる目的を達成するために重量でC:0.010
〜0.060％、Si:2.5〜4.5％ならびに通常のインヒビター
成分を含み、残余はFeおよび不可避的不純物よりなる珪
素鋼スラブに対し、熱延終了温度を750〜1150℃とし、
最終３パスの累積圧下率を50％以上とする熱延を行い、
引き続き熱延板焼鈍をすることなく圧下率80％以上の冷
延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする0.
4〜1.0mm厚の厚手一方向性電磁鋼板の製造法を提供する
ものである。

更に、この特徴に加えて、仕上熱延の最終パスの圧下率
を20％以上とすることによって、一層磁気特性の優れた
一方向性電磁鋼板が得られる。

〔作 用〕

本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、従来用い
られている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法或いは造
塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブと
し、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施すことなく圧下率80％以上の冷延、脱炭焼鈍、最
終仕上焼鈍を順次行うことによって製造される。

本発明者らは、仕上熱延の最終パス後の再結晶現象に注
目して、種々の観点から広範囲にわたって研究したとこ
ろ、この現象と磁気特性が密接に関係していることを確
かめた。以下、実験結果を基に詳細に説明する。

第１図は熱延終了温度及び熱延の最終３パスの累積圧下
率が製品の磁束密度に与える影響を表したグラフであ
る。ここでは、C:0.036重量％、Si:3.20重量％、酸可溶
性Al:0.027重量％、N:0.0081重量％、S:0.007重量％、M
n:0.15重量％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物から
なる20〜80mm厚のスラブを1150〜1400℃に加熱し、６パ
スで3.4mm圧の熱延板に熱延し、約１秒後に水冷し、550
℃まで冷却した後、550℃に１時間保持して炉冷する巻
取りシミュレートを施し、熱延板焼鈍を施すことなく約
85％の強圧下圧延を行って最終板厚0.5mmの冷延板と
し、830〜1000℃の温度で脱炭焼鈍を行い、引き続きMgO
を主成分とする焼鈍分離剤を塗布して最終仕上焼鈍を行
った。

第１図から明らかなように熱延終了温度750〜1150℃
で、かつ最終３パスの累積圧下率50％以上の場合にB₈≧
1.88Tの高い磁束密度が得られている。また本発明者ら
はこの新知見をさらに詳細に検討した。

第２図は、第１図で磁束密度が良好であった熱延終了温
度750〜1150℃で、かつ熱延の最終３パス累積圧下率50
％以上の場合における熱延の最終パスの圧下率と磁束密
度との関係を表したグラフである。

第２図から明らかなように最終パスの圧下率が20％以上
の場合にB₈≧1.90Tの高い磁束密度が得られている。

熱延終了温度、最終３パスの累積圧下率、最終パスの圧
下率と製品の磁束密度との間に第１図及び第２図に示し
た関係が成立する理由については、必ずしも明らかでは
ないが、本発明者らは次のように推察している。

従来から｛110｝＜001＞二次再結晶粒の母体は熱延時表
面層での剪断変形で形成されると考えられており、熱延
板での｛110｝＜001＞方位粒を冷延再結晶後に富化する
ためには、熱延板での｛110｝＜001＞方位粒を粗粒で、
かつ歪の少ない状態にすることが有効と考えられてい
る。他方、通常行われる熱延板焼鈍の役割は、AlN等の
析出処理、冷却時の変態相の形成、冷却時の固溶Ｃ、固
溶Ｎ、微細炭窒化物の生成等が考えられるが、これらの
役割に加えて、再結晶による歪の低下も熱延板焼鈍の重
要な役割と考えられる。

そこで本発明者らは、熱間加工シミュレーターを用い
て、熱間加工再結晶挙動を詳細に検討した。第３図は、
熱間加工後の再結晶挙動を示すグラフである。この場
合、重量でC:0.040％、Si:3.27％、Mn:0.14％、S:0.007
％、酸可溶性Al:0.027％、N:0.0076％を含有する粗圧延
材より試料を切り出し、1150℃×10分の加熱後、各温度
で75％の１パス圧下を加え、加工した温度で所定の時間
保持した後水焼入れした。しかる後、本発明者らが開発
したECP（Electron channelling pattern）を画像解析
して結晶歪を測定する方法（日本金属学会秋期講演大会
概要集（1988.11）P289）を用いて再結晶率を測定し
た。ここでは、標準試料の焼鈍板に1.5％冷延した場合E
CPの鮮明度より高い値を示す粒の面積率（低歪粒の面積
率）を再結晶率と呼んでいる。この方法は従来の金属組
織を目視判定して再結晶率を測定する方法と比較して格
段に精度がよい。第３図からわかるように、1000〜1050
℃の温度範囲で最も再結晶の進行が速いことがわかる。

また、同一素材の試料を用いて、同一条件の加熱を行
い、10〜90％の圧下率で1000℃で圧下し、1000℃の温度
に１秒間保持した後水焼入れした。しかる後上記と同一
の方法で再結晶粒を判定し、その再結晶粒の粒径（円相
当直径）と再結晶率（低歪粒の面積率）を画像解析機を
用いて測定した。圧下率と粒径および再結晶率の関係を
第４図に示す。第４図からわかるように、圧下率が大き
いほど再結晶率は高く、再結晶粒の粒径は小さくなる。

本発明の条件である、熱延終了温度を750〜1150℃と
し、最終３パスの累積圧下率を50％以上とすること、さ
らに加えて、最終パスの圧下率を20％以上とすること
は、第３図、第４図から明らかなように、いずれも仕上
熱延の最終パス後に、再結晶を容易ならしめ、再結晶粒
径を微細とする要件となっていると考えられる。

従って、本発明の場合、熱延板の結晶粒径は小さいが歪
が少ない状態となり、｛110｝＜001＞方位粒を冷延再結
晶後に富化する点では、粒径の点で不利であるが、歪の
点で有利であり、結果的には、脱炭焼鈍後の状態で｛11
0｝＜001＞方位粒に大きな影響を与えないと考えられ
る。

他方脱炭板の主方位である｛111｝＜112＞，｛100｝＜0
25＞は｛110｝＜001＞二次再結晶粒の粒成長に影響を与
える方位として知られており、｛111｝＜112＞が多いほ
ど｛100｝＜025＞が少ないほど｛110｝＜001＞二次再結
晶粒の粒成長が容易となると考えられる。本発明におい
ては、最終パス後に引き続く再結晶において、再結晶が
進みやすく、結晶粒も微細化されやすくなる。この本発
明の熱延板を引き続き冷延再結晶させると冷延前の粒径
が小さいがために粒界近傍から｛111｝＜112＞が多く核
生し、粒内から核生する｛100｝＜025＞が相対的に減少
する。

従って本発明においては、熱延最終パス後に引き続く再
結晶によって熱延板が低歪で、かつ結晶粒径が小さい状
態となったがために、脱炭板の状態で｛110｝＜001＞方
位粒に影響を与えることなく、｛110｝＜001＞方位粒の
粒成長に有利な｛111｝＜112＞方位粒を増加させ、｛11
0｝＜001＞方位粒の粒成長を妨げる｛100｝＜025＞方位
粒を減少させることに成功した。これにより熱延板焼鈍
を省略しても良好な磁気特性を得ることが可能となるも
のと考えられる。

次いで、本発明の各要件について説明する。

本発明で使用されるスラブは重量でC:0.010〜0.060％、
Si:2.5〜4.5％ならびに通常のインヒビター成分を含み
残余はFeおよび不可避的不純物よりなる。

次に上記成分の限定理由について述べる。Ｃは0.010％
未満になると二次再結晶が不安定となり、二次再結晶し
た場合でもB₈≧1.80（Ｔ）が得がたいので、0.010％以
上とした。また、0.060％を超えると板厚が0.4〜1.0と
厚いために脱炭不良が発生して好ましくない。また、Si
については4.5％を超えると冷延が困難となり好ましく
なく、2.5％未満では良好な磁気特性を得ることが困難
となり好ましくない。また、インヒビター構成元素とし
て、必要に応じてAl,N,Mn,S,Se,sb,B,Cu,Bi,Nb,Cr,Sn,T
i等を添加することもできる。

このスラブの加熱温度は、特に限定されるものではない
が、コスト面から1300℃以下とすることが好ましい。

加熱されたスラブは、引き続き熱延されて熱延板とな
る。本発明の特徴はこの熱延工程にある。つまり、熱延
終了温度を750〜1150℃とし、仕上熱延の最終３パスの
累積圧下率を50％以上とすることが良好な磁気特性を得
る上で好ましい。また、さらに加えて、仕上熱延の最終
パスの圧下率を20％以上にすることは、良好な磁気特性
を得る上で一層好ましい。

熱延工程は通常100〜400mm厚のスラブを加熱した後、い
づれも複数回のパスで行う粗圧延と仕上圧延より成る。
粗圧延の方法については特に限定するものではなく通常
の方法で行われる。本発明の特徴は粗圧延に引き続く仕
上圧延にある。仕上圧延は通常４〜10パスの高速連続圧
延で行われる。通常仕上圧延の圧下配分は前段が圧下率
が高く、後段に行くほど圧下率を下げて形状を良好なも
のとしている。圧延速度は通常100〜3000m/minとなって
おり、パス間の時間は0.01〜100秒となっている。本発
明で限定しているのは、熱延終了温度と最終３パスの累
積圧下率とさらに加えて最終パスの圧下率だけであり、
その他の条件は特に限定するものではないが、最終３パ
スのパス間時間を1000秒以上と異常に長くとるとパス間
の回復、再結晶で歪が開放され、蓄積歪の効果が得られ
にくくなるので好ましくない。その他仕上熱延前段の数
パスでの圧下率については、最終パスまで加えた歪が残
っていることが期待しにくいので特に限定せず、最終３
パスだけを重視すれば十分である。

次いで上記熱延条件の限定理由について述べる。熱延終
了温度を750〜1150℃、最終３パスの累積圧下率を50％
以上としたのは、第１図から明らかなようにこの範囲で
B₈≧1.88（Ｔ）の良好な磁束密度B₈をもつ製品が得られ
るためである。なお最終３パスの累積圧下率の上限につ
いては特に限定するものではないが工業的には99.9％以
上の累積圧下を加えることは困難である。またさらに好
ましくは最終パスの圧下率を20％以上としたのは第２図
から明らかなようにこの範囲において、B₈≧1.90（Ｔ）
の一層良好な磁束密度B₈をもつ製品が得られるためであ
る。なお最終パスの圧下率の上限は特に限定するもので
はないが、工業的には90％以上の圧下を加えることは困
難である。

熱延の最終パス後、通常0.1〜100秒程度空冷された後水
冷され300〜700℃の温度で巻取られ、徐冷される。この
冷却プロセスについては特に限定されるものではない
が、熱延後１秒以上空冷することは、再結晶を進ませる
上で好ましい。

この熱延板は熱延板焼鈍を施すことなく80％以上の圧下
率で冷延される。圧下率を80％以上としたのは、圧下率
を上記範囲とすることによって、脱炭板において尖鋭な
｛110｝＜001＞方位粒と、これに蚕食され易い対応方位
粒（｛111｝＜112＞方位粒等）を適正量得ることがで
き、磁束密度を高める上で好ましいためである。

冷延板の板厚を0.4〜1.0mmと規定したのは、厚手一方向
性電磁鋼板を得る本発明の目的のためである。また、1.
0mm超では、脱炭焼鈍に時間がかかりすぎて好ましくな
い。

冷延後鋼板は通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布、
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。なお脱炭焼鈍後の
状態で二次再結晶に必要なインヒビター強度が不足して
いる場合には、仕上焼鈍等においてインヒビターを強化
する処理が必要となる。インヒビター強化法の一例とし
ては、Alを含有する鋼において仕上焼鈍雰囲気ガスの窒
素分圧を高めに設定する方法が知られている。

〔実施例〕

以下実施例を説明する。

−実施例１− C:0.034重量％、Si:3.21重量％、Mn:0.16重量％、S:0.0
07重量％、酸可溶性Al:0.026重量％、N:0.0078重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる60mm厚のス
ラブを1150℃の温度で加熱した後、1050℃で熱延を開始
し６パスで熱延して3.4mmの熱延板とした。この時圧下
配分を60→28→13→6.5→5.0→3.8→3.4（mm）、60
→40→26→14→7.3→4.1→3.4（mm）、60→40→26→1
4→7.3→4.4→3.4（mm）の３条件とした。熱延終了後は
１秒間空冷後550℃まで水冷し、550℃に１時間保持した
後、炉冷する巻取シミュレーションを行った。この熱延
板を酸洗して圧下率約85％で0.5mmの冷延板とし、830℃
で250秒保持する脱炭焼鈍を施した。得られた脱炭焼鈍
板に、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、N₂25
％、H₂75％の雰囲気ガス中で15℃／時の速度で1200℃ま
で昇温し、引き続きH₂100％雰囲気ガス中で1200℃で20
時間保持する最終仕上焼鈍を行った。

熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第１表に示
す。

−実施例２− C:0.035重量％、Si:3.28重量％、Mn:0.16重量％、S:0.0
07重量％、酸可溶性Al:0.027重量％、N:0.0080重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm厚のス
ラブを1150℃の温度で加熱した後、６パスで熱延して3.
4mmの熱延板とした。この時圧下配分を40→21→14→10
→7.0→4.0→3.4（mm）とし、熱延開始温度を1000
℃、900℃、800℃、700℃の４条件とした。熱延
終了後の冷却条件、引き続く最終仕上焼鈍までの工程条
件は実施例１と同じ条件で行った。

熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第２表に示
す。

−実施例３− C:0.048重量％、Si:3.30重量％、Mn:0.15重量％、S:0.0
06重量％、酸可溶性Al:0.031重量％、N:0.0080重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる70mm厚のス
ラブを1250℃の温度で加熱した後、６パスで熱延して3.
0mmの熱延板とした。この時圧下配分を70→45→30→15
→7.5→4.5→3.0（mm）とし、熱延開始温度を1250
℃、1100℃、1000℃の３条件とした。熱延終了後は
実施例１と同じ条件で冷却した。この熱延板を酸洗して
圧下率約83％で0.5mmの冷延板とし、830℃で150秒保持
し引き続き850℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施した。得
られた脱炭焼鈍板にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗
布し、N₂25％、H₂75％の雰囲気ガス中で10℃／時の速度
で880℃まで昇温し、引き続きN₂75％、H₂25％雰囲気ガ
ス中で15℃／時の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH₂
100％の雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕
上焼鈍を行った。

熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第３表に示
す。

−実施例４− C:0.019重量％、Si:3.10重量％、Mn:0.16重量％、S:0.0
07重量％、酸可溶性Al:0.031重量％、N:0.0078重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm厚のス
ラブを1150℃の温度で加熱した後、1050℃で熱延を開始
し、５パスで熱延して3.8mmの熱延板とした。この時圧
下配分を下記の３条件とした。

40→16→7.4→5.8→4.3→3.8（mm） 40→30→22.7→13.6→6.8→3.8（mm） 40→30→23→14→7.6→3.8（mm） 熱延後の冷却を実施例１と同じ条件で行った。この熱延
板を酸洗して圧下率約87％で0.5mmの冷延板とし、引き
続き最終仕上焼鈍までの工程条件を実施例１と同じ条件
で行った。

熱延条件、熱延終了温度、製品の磁気特性を第４表に示
す。

−実施例５− C:0.033重量％、Si:3.20重量％、Mn:0.14重量％、S:0.0
07重量％、酸可溶性Al:0.027重量％、N:0.0079重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm厚のス
ラブを1150℃の温度で加熱した後、1050℃で熱延を開始
し、６パスの熱延して3.4mmの熱延板とした。この時圧
下配分を40→15→7.3→5.1→4.4→3.8→3.4（mm）、
40→25→15→10→８→5.7→3.4（mm）の２条件とし
た。熱延終了後の冷却条件、引き続く脱炭焼鈍までの工
程条件は実施例１と同じ条件で行った。次いで、この脱
炭板に750℃×30秒の熱処理を施し、この時NH₃ガスを雰
囲気ガスに混合させ、鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。し
かる後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、1200
℃までN₂75％、H₂25％の雰囲気ガス中で10℃／時の速度
で昇温し、次いでH₂100％の雰囲気ガス中で1200℃で20
時間保持する最終仕上焼鈍を行った。

熱延条件、熱延終了温度と製品の磁気特性を第５表に示
す。

〔発明の効果〕 以上説明したように、本発明においては、熱延終了温度
と熱延最終３パスの累積圧下率とさらに好ましくは熱延
の最終パスの圧下率を制御することにより、熱延板焼鈍
を施すことなく、１回冷延法で良好な磁気特性を有する
厚手一方向性電磁鋼板を製造することができるので、そ
の工業的効果は極めて大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は熱延終了温度及び熱延の最終３パスの累積圧下
率が製品の磁束密度に与える影響を表したグラフであ
り、第２図は熱延の最終パスの圧下率が製品の磁束密度
に与える影響を表したグラフであり、第３図は、熱間加
工再結晶挙動を示すグラフであり、第４図は再結晶率、
再結晶粒径に対する圧下率の影響を示すグラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量でC:0.010〜0.060％、Si:2.5〜4.5％
   ならびに通常のインヒビター成分を含み、残余はFeおよ
   び不可避的不純物よりなる珪素鋼スラブを熱延し、熱延
   板焼鈍をすることなく、引き続き圧下率80％以上の冷
   延、脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を施して0.4〜1.0mm厚の厚
   手一方向性電磁鋼板を製造する方法において、熱延終了
   温度を750〜1150℃とし、最終３パスの累積圧下率を50
   ％以上とすることを特徴とする磁気特性の優れた厚い板
   厚の一方向性電磁鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】仕上熱延の最終パスの圧下率が20％以上で
   あることを特徴とする請求項１記載の磁気特性の優れた
   厚い板厚の一方向性電磁鋼板の製造方法。