JPH09157745A - 磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 Al含有方向電磁鋼板の高圧下率の冷間圧延に
伴う、磁気特性の不安定現象を解消することができ、か
つ従来になく優れた磁気特性を具備する方向性電磁鋼板
を製造する。 【解決手段】 冷間圧延工程の最終冷間圧延の直前に、
鋼中に平均粒子径20〜2000Åの微細カーバイドを析出さ
せておく。この最終冷間圧延を複数パスにより、前半部
では圧下率30〜75％の範囲で140 ℃以下の低温にて、後
半部では少なくとも２回の圧下パスを150 〜300 ℃の高
温にて、かつ前半部、後半部を合わせた全圧下率80〜95
％で行う。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、方向性電磁鋼板
の製造方法、なかでも磁束密度の高い方向性電磁鋼板の
製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】方向性けい素鋼板は、変圧器及び発電機
用鉄心に使用されるもので、磁気特性として磁束密度
(800 A/m の磁場の強さでの値Ｂ₈ で示される）と鉄損
（1.7 Ｔの最大磁束密度における50Hz交流鉄損値W_17/50
で示される）が低いことが必要である。

【０００３】この材料の低鉄損化への努力はこれまで種
々になされ、(1) 鋼板の板厚を薄くする、(2) Si含有量
を高める、(3) 最終製品の結晶粒径を低減する、といっ
た改善策の結果、板厚0.23mmのW_17/50値で0.90W/kgとい
った鉄損の材料も得られるようになった。

【０００４】一方、方向性けい素鋼板の磁束密度を向上
させるためには、製品の結晶粒方位を（１１０）〔００
１〕方位いわゆるゴス方位に高度に集積させる必要があ
る。かかるゴス方位の結晶粒は、最終仕上焼鈍における
二次再結晶現象によって得られる。つまり、この二次再
結晶現象により、（１１０）〔００１〕方位に近い結晶
粒のみを成長させて、他の方位の結晶粒の成長を抑制す
る、いわゆる選択成長を起こさせるのである。この選択
成長を起こさせるには、他の方位の結晶粒の成長を抑制
するための抑制剤（インヒビター）を予め添加しておく
ことが必要である。すなわち、このインヒビターは、鋼
中に析出分散相を形成し、粒成長の抑制作用としての機
能を発揮する。

【０００５】インヒビターとして抑制力の大きいもの
が、より選択成長作用が強く、磁束密度の高い材料が得
られるので、抑制力の大きなインヒビターを探究すべく
これまで多くの研究がなされてきたが、最も優れた効果
が得られたものはAlN であった。すなわち、特公昭４６
−２３８２０号公報に開示されている如く、Alを含有す
る鋼板において、最終冷延前の焼鈍の急冷処理及び最終
冷延の圧下率を80〜95％の高圧下率とすることにより、
Ｂ₁₀で1.92〜1.95Ｔの高磁束密度材料が得られている。
しかしながら、かかる方法は圧下率が高いため、二次再
結晶の核となる（１１０）〔００１〕方位の結晶粒の出
現頻度が低く二次再結晶が不安定であり、二次再結晶し
ても、磁気特性も不安定で、確実に良好な磁気特性を得
ることが困難であるとの問題があった。

【０００６】そのため、優れた磁気特性を安定して得る
ための研究開発が進められ、特に方向性けい素鋼板の圧
延技術の工夫に関しては、特公昭５０−３７１３０号公
報に、少なくとも最終冷延のロール径を300 mmφ以下と
する技術が、また特開平２−８０１０６号公報に、タン
デム圧延において第１スタンドにはロール径250 mm未満
のワークロールを使用する技術が、それぞれ開示されて
いるが、これらロール径の小径化によっても磁気特性の
安定化には至らなかった。

【０００７】また、特公昭５４−１３８４６号公報及び
特公昭５４−２９１８２号公報には圧延パス間に時効効
果を与える熱処理を施す技術が開示されているが、これ
らのパス間時効によっても、磁気特性の不安定化現象は
解消されなかった。さらに、特公平３−２３６０７号公
報には、冷間圧延における第１回目の圧延パスの温度を
下限としてはSi量（Ｘwt％）に応じて100 （Ｘ−3.0)²
として与えられる温度、上限として、圧延として圧延の
歪速度（ｙ sec^-1）に応じて200 ×log ｙで与えられる
温度範囲とする技術が開示されているが、この技術をも
ってしても、磁気特性の不安定現象は解消されなかっ
た。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】上述したように、Al含
有方向性電磁鋼板を製造する方法において、高圧下率の
冷間圧延に伴う磁気特性の不安定性という問題を解決し
ようとする従来技術にあっては、ロール径の変更やパス
間での時効処理では一定の効果しかなく、さらに１パス
目の圧延の温度を上げる技術にも大きな改善効果が認め
られなかった。

【０００９】そこでこの発明は、かかるAl含有方向電磁
鋼板の高圧下率の冷間圧延に伴う、磁気特性の不安定現
象を解消することができ、かつ従来になく優れた磁気特
性を具備する方向性電磁鋼板を製造することのできる方
法を提案することを目的とする。

【００１０】

【課題を解決するための手段】この発明の要旨構成は、
次のとおりである。すなわち、Al含有方向性電磁鋼スラ
ブを熱間圧延する工程と、この熱間圧延工程後に１回も
しくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板
厚となす冷間圧延工程と、この冷間圧延工程後に施す脱
炭焼鈍工程及び最終仕上焼鈍工程とを有する方向性電磁
鋼板の製造方法において、該冷間圧延工程の最終冷間圧
延の直前に、鋼中に平均粒子径20〜2000Åの微細カーバ
イドを析出させておき、この最終冷間圧延を複数パスに
より、前半部では圧下率30〜75％の範囲で140 ℃以下の
低温にて、後半部では少なくとも２回の圧下パスを150
〜300 ℃の高温にて、かつ前半部、後半部を合わせた全
圧下率80〜95％で行うことを特徴とする磁気特性に優れ
る方向性電磁鋼板の製造方法（第１発明）。

【００１１】第１発明において、該冷間圧延工程の最終
圧延の前半部の圧延を３〜６の圧下パスからなるタンデ
ム圧延機で行い、後半部の圧延をタンデムもしくはリバ
ース型の圧延機で３〜６回の圧下パスで行うことを特徴
とする磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法（第
２発明）。

【００１２】第１発明又は第２発明において、最終冷間
圧延の直前の焼鈍の際、均熱処理を前段部と後段部に分
割してこの前段部を800 〜880 ℃の温度域での20〜60秒
間の均熱処理とし、後段部を1050〜1170℃の温度域での
30〜90秒間の均熱処理とし、かつ該焼鈍の冷却過程を50
0 〜200 ℃の間の冷却停止点まで20℃/s以上の速度で急
冷し、この冷却停止点到達時から10〜60秒の間、該冷却
停止温度に対し、±100 ℃以内の温度域に加熱又は保熱
の手段により温度保持することを特徴とする磁気特性に
優れる方向性電磁鋼板の製造方法（第３発明）。

【００１３】第１発明又は第２発明において、最終冷間
圧延の直前に鋼中に析出している微細カーバイドの平均
粒径Ｄ（Å）に応じて、最終冷間圧延の後半部の圧延で
行う高温度の圧延温度Ｔ（℃）を下式 33 log₁₀Ｄ＋104 ≦Ｔ≦33 log₁₀Ｄ＋189 の範囲に制御することを特徴とする磁気特性に優れる方
向性電磁鋼板の製造方法（第４発明）。

【００１４】第１発明〜第４発明において、最終冷間圧
延の最終圧下パス終了後、コイル巻取の間までに、鋼板
温度を150 ℃以下に低下させることを特徴とする請求項
１〜４のいずれか１項に記載の磁気特性に優れる方向性
電磁鋼板の製造方法（第５発明）。

【００１５】以下、この発明に至った解明経緯について
説明する。発明者らは二次再結晶を高品質にかつ安定し
て得るための数多くの研究の結果、二次再結晶の核を鋼
板板厚方向においてより内層の側に形成させることが最
も有利であるとの知見を得た。これは、二次再結晶の核
生成層が鋼板表面近くにある場合、鋼板表層部のインヒ
ビターが最終仕上焼鈍雰囲気の影響を受けて変質し、方
位の劣る結晶粒が核となって二次再結晶したり、二次再
結晶粒の成長が停止したりして、高品質の製品を得るこ
とができなくなるからである。

【００１６】次に、二次再結晶の核となる（１１０）粒
が、圧延・再結晶の過程でどのようにして形成されるか
について述べる。この（１１０）粒は、基本的には冷間
圧延時に最も均質で大きな剪断変形を受ける領域に形成
されると考えられるため、この冷間圧延時の変形挙動に
ついてまず説明する。

【００１７】ロール冷間圧延時の鋼板の変形挙動につい
ては「(153) フェライト鋼の冷間圧延変形挙動の解明
（第１報）」（日本金属学会講演概要, 1993年春期大
会, 第87頁）で報告されてもいるが、ここに図１を用い
て説明する。図１(a) に示すように変形は、圧延時の鋼
板５がロール４から受ける摩擦力（ロールバイト入口点
１から中立点２に向かう摩擦力ｆ₁ 及びロールバイト出
口点３から中立点に向かう摩擦力ｆ₂ ）に基づく剪断変
形によって生じる。

【００１８】そしてこの剪断変形は、板厚方向でみると
鋼板表面部で大きく、鋼板中心部で消失しているのであ
り、かつその変形の向き及び変形量を１パスのロール圧
延における前半（ロールバイト入口点１から中立点２ま
で）と後半（中立点２からロールバイト出口点まで）で
比べてみると、前半の挙動を示す図１(b) 及び後半の挙
動を示す図１(c) に示されるように、前半では圧延進行
方向へ大きな剪断変形を受け、後半では圧延進行逆方向
に比較的小さな剪断変形を受ける。

【００１９】このため、１パスのロール圧延終了後では
最も均質で大きな剪断変形を受ける層（最大剪断変形点
６）が、図１(d) に示すように板厚方向において表面か
ら板厚1/10〜1/4 の間に存在するのである。この最大剪
断変形点の位置は、ロール圧延における中立点２の位置
によって変化し、また剪断力の大きさは摩擦力によって
変化するため、この最大剪断変形点の位置とほぼ同一視
できる上述の（１１０）粒の形成位置は、１パスの圧下
の圧下率、板厚とロール径の比、圧延油量や圧延油種や
圧延速度や圧延温度に依存する摩擦係数、及び入出側の
張力比によって変化することになる。

【００２０】したがって、これらの値を適正な範囲に制
御することは、二次再結晶の核を鋼板板厚方向において
より内層の側に形成させるために有効であるが、発明者
らは、これらの技術以上に圧延のパス回数を制御するこ
とも重要であることを発見した。

【００２１】すなわち、発明者らの研究によって、二次
再結晶の位置を板厚の中央方向に制御するためには圧延
のパス回数を増すことが有効であることがわかった。図
２は80mm径のロールを用い、圧延速度10mpm で0.5 mm厚
から0.18mm厚への冷間圧延に際し、圧延のパス回数を変
えて二次再結晶の核となる（１１０）粒強度の板厚方向
の変化を調べて最も強度の大きな位置を求めた結果であ
るが、圧延パス回数の増加とともに、（１１０）粒強度
最大の位置が板厚中央方向に移行していることがわか
る。さらにこの鋼板の二次再結晶後の磁束密度Ｂ₈ の変
化も併せて示すが、パス回数の少ない場合は、Ｂ₈ の低
いものも数多く発生し、二次再結晶が不安定となってい
る。

【００２２】このようにパス回数が多い方が二次再結晶
に有利である理由としては、鋼板板厚が薄くなった場
合、板厚ｔとロール径Ｄとの比ｔ／Ｄが小さくなり１パ
スあたりの板厚に対する剪断変形量が大きく、最大剪断
変形点が板厚中心方向へ移行するとともに、１パス当た
りの圧下量が小さくなるため、ロールバイト内に引き込
まれる圧延油量が少なくなって、摩擦力の増加に伴い剪
断変形の量が大きくなるからである。

【００２３】以上が、圧延に伴うマクロな変形挙動につ
いて、発明者らによる実験の解析及び考察の結果、得ら
れた新しい知見であるが、次にミクロな変形挙動につい
て、調査した結果について述べる。

【００２４】一般に（１１０）粒は、圧延時の剪断変形
に伴う変形帯から、再結晶の際に核生成して生じること
がわかっている。圧延時に結晶粒内に変形帯が生じるた
めには、圧延変形が単純なすべり変形で終了しないこ
と、すなわち、交叉すべりなどの複雑なすべり変形が生
じることが必要である。そのためには結晶が部分的に硬
く、変形しにくくなること、つまり転位が移動しにくく
なることが必要である。そこで従来は、転位の移動を妨
げる手段として、コットレル雰囲気（すなわち、固溶Ｃ
が転位に固着し、自由な運動を妨げる現象）を用いるこ
とがなされてきた。

【００２５】つまり、最終冷間圧延前の焼鈍にて室温ま
で急速冷却してから、この最終圧延を温間圧延するか、
もしくはパス間時効を施すことは、上記技術の工業的応
用例だということができる。このように焼鈍時の冷却を
単調に室温まで急冷とすることにより、圧延前の鋼中の
固溶Ｃを増加させておき、引き続く圧延に伴って導入さ
れる転位に、高温度の圧延又はパス間の熱処理によって
Ｃを移動させて固着して、転位の自由な運動を妨げるも
のである。

【００２６】かような技術に対し、発明者らが転位の自
由な運動を妨げるために創案した新しい方法は、圧延前
に結晶粒内に微細カーバイドを析出させ、かつこの析出
物の特性を利用するものであり、他の追随を許さぬ新し
い方法である。すなわち、圧延前に微細カーバイドを析
出させ、かつ圧延を前半部と後半部に分けて、この前半
部、すなわち未だ転位密度の比較的小さい段階では低温
度多パスの圧延を行う一方、後半部では高温度多パスの
圧延を行うものである。

【００２７】かようなこの発明の技術により、転位の自
由な運動を妨げることができるのは、次の作用による。
まず、転位密度の低い段階では、固溶Ｃより析出炭化物
の方が、より転位の自由な運動を妨げる能力が高いため
に、（１１０）粒や（１１１）粒の発達を促進し（１０
０）粒の発達を抑制する変形帯の発達が著しくなる。こ
のためには、微細カーバイドのサイズと分布を調整する
ことが必要であるとともに、140 ℃以下という低温度多
パスの圧延が必要となる。低温が必要とされる理由は、
高温の場合、カーバイドが溶解してサイズと密度が減少
し、上記効果が消失するからであり、多パスが必要とさ
れる理由は、前述のように最大剪断変形点を板厚中心方
向へ移行させるとともに剪断変形量を増加させるためで
ある。このように各条件を適正に制御すれば、剪断変形
によって導入される転位の、析出物とのからみあい及び
増殖が行われ、局部的な硬度の上昇に関して、固溶Ｃを
利用するコットレル効果よりも大きな変形帯密度の増加
が期待できる。また、このような効果を得るためには、
ある程度十分な転位密度の導入が必要であり、そのため
の圧延前半部の圧下率としては30〜75％が必要である。

【００２８】次に圧延後半部においては、微細カーバイ
ドの析出密度に比較し、圧倒的に導入される転位密度が
高くなるため、上記微細カーバイドではその作用が十分
でなくなる。この高い転位密度の領域で十分に転位の運
動を捕捉するために、再び固溶Ｃを利用する点がこの発
明の独創的な点である。すなわち、圧延時の温度を150
℃以上の高温度としたとき、適正に微細カーバイドのサ
イズを調整していれば、この微細カーバイドが再固溶
し、これを有効に活用できることを発見した。このよう
なコットレル効果によって得られる作用は、圧延・再結
晶時の（１００）粒の発達を抑え、（１１０）粒の発達
を促進するものである。このためには、後半部の圧延温
度を150 ℃以上とすることが必要であるが、300 ℃を超
える場合は転位への固着力が低下し、さらに転位の易動
度も増加して粒界への移動消失も起き、所望の効果が得
られなくなる。

【００２９】かかる高転位密度下の微細カーバイドの再
固溶法は、転位が高密度に存在するためにＣの拡散距離
が小さく、そのために極めて短時間にＣが転位へ到達す
るので工業応用上有利である。すなわち、圧延パス間に
て高温で長時間保持する、いわゆる圧延パス間時効を行
わなくとも圧延温度を上げさえすれば大部分の固溶Ｃが
転位へ到達することができるのである。もっとも、固溶
Ｃを完全に転位へ固着させるためパス間時効を組合せた
方がより好ましいことに変わりはない。

【００３０】また、このような後半部の圧延において
も、マクロ変形挙動を制御して最大剪断変形点の位置及
び剪断力を制御することは必要である。すなわち、圧下
パス回数は多い方が好ましく、最低３回の圧延圧下パス
があることが好ましい。但し、温間圧延によるコットレ
ル効果を得るためには、最低圧下パスとして２回が 150
〜300 ℃間の温間圧延となっていることが必要で、コッ
トレル効果の作用が顕在化する。また、温間圧延時やコ
イル巻取においてパス間時効を伴っても良い。

【００３１】以上、このような新規技術によって、一次
再結晶組織の改良、すなわち（１００）粒の減少と（１
１０）粒及び（１１１）粒の発達を促進すること、さら
に（１１０）粒形成層の鋼板板厚方向中心部への移行が
なされて、極めて高品質の方向性電磁鋼板を得ることが
できる。

【００３２】なお、蛇足ながら、圧延前の微細カーバイ
ドのサイズの増大に伴って圧延後半部の温間圧延の温度
を上昇させることが好ましいのは自明である。

【００３３】最終冷延後のコイルは次工程の脱炭焼鈍工
程に供されるまで、コイル状態で長時間保管される場合
がある。このとき、巻取温度が高いと圧延油が鋼板表面
に焼付いて次工程の前処理としての脱脂処理で除去でき
ないことがある。この発明に従えば、最終圧延の最終パ
ス後の時効を不要にできるので、上記脱脂処理のために
は、最終圧下パス終了後、コイル巻取までを、クーラン
ト等を用いて 150℃以下に冷却しておくことが好まし
い。

【００３４】次に、この発明の最も根幹をなす実験につ
いて次に示す。Ｃ：0.078 wt％、Si：3.35wt％、Mn：0.
072 wt％、Al：0.025 wt％、Se：0.018 wt％、Sb：0.03
5 wt％、Mo：0.015 wt％、Cu：0.10wt％を含み、残部は
不可避的不純物とFeとからなる方向性電磁鋼スラブ８本
を準備し、これらのスラブを常法の熱間圧延により、2.
2 mm厚の熱延コイルとした。

【００３５】これらの熱延コイルは1000℃で１分間の熱
延板焼鈍を施した後、酸洗し、第１回目の冷間圧延で1.
5 mmの中間厚に圧延した。この後、1100℃で均熱１分間
の中間焼鈍を施したが、このとき、ａ−１，ａ−２，ａ
−３，ａ−４の４コイルは、1100℃からミスト水で 200
℃/sの急速冷却を行って室温まで冷却した後、酸洗し
た。またｂ−１，ｂ−２，ｂ−３，ｂ−４の４コイル
は、1100℃からミスト水で40℃/sの急速冷却で 350℃ま
で冷却した後、 350℃±25℃の範囲に、30秒間保持した
後、空冷して酸洗した。この結果、ａ−１〜ａ−４のコ
イルの鋼板結晶粒内には炭化物の析出は痕跡程度しか認
められなかったが、ｂ−１〜ｂ−４のコイルの鋼板結晶
粒内には約 500Åの微細カーバイドが多数析出してい
た。

【００３６】かかる中間焼鈍後のコイルの最終冷間圧延
として、ａ−１, ｂ−１のコイルは４スタンドを有する
タンデム圧延機にて50〜140 ℃の温度で0.22mmの最終板
厚まで圧延した（圧延パス回数４回）。ａ−２, ｂ−２
のコイルは、0.70mmの厚みまで、同一のタンデム圧延機
にて50〜120 ℃の温度で圧延した後、ゼンジマー圧延機
で５回の圧延パス回数で180 〜230 ℃の温度で圧延を行
い、最終板厚0.22mmとした。ａ−３, ｂ−３のコイルは
同一のゼンジマー圧延機で４回の圧延パス回数で0.70mm
の厚みまで180 〜230 ℃の温度で圧延した後、前記と同
一のタンデム圧延機にて0.22mmの最終板厚まで50〜120
℃の温度で圧延した。ａ−４, ｂ−４のコイルは同一の
ゼンジマー圧延機で９回の圧延パス回数で最終板厚0.22
mmまで180 〜230 ℃の温度で圧延を行った。

【００３７】これらのコイルは脱脂後、露点60℃，N₂：
40％とH₂：60％の湿水・窒素雰囲気中で 840℃, ２分間
の脱炭焼鈍を行い、8 ％TiO₂を含有するMgO を焼鈍分離
剤として塗布した後、コイル状に巻き取り、最終仕上焼
鈍に供した。この最終仕上焼鈍では、850 ℃で20時間，
N₂中で保持し、15℃/hr の昇温速度で25％のN₂と75％の
H₂との雰囲気中で1160℃まで昇温し、H₂中で1160℃で５
時間保持した後、降温した。最終仕上焼鈍後、各コイル
は未反応分離剤を除去した後、平坦化焼鈍を兼ねて張力
コーティングを塗布 800℃, １分間焼付けた。かくして
得られたコイルの磁気特性を表１に示す。

【００３８】

【表１】

【００３９】表１に示されるように、最終冷間圧延前に
おいて微細カーバイドを多数析出させ、さらに最終冷間
圧延の前半部を低温度（50〜120 ℃）の圧延、後半部を
高温度(180〜230 ℃) の圧延を施したｂ−２のコイルの
磁気特性は極めて良好なものであった。

【００４０】第２の実験として、前述の実験と同一の熱
延コイルを用い、1000℃で１分間の熱延板焼鈍を施した
後、酸洗し、第１回目の冷間圧延で1.5 mmの中間厚に圧
延した。この後、多数の試片をこのコイルから採取し、
1100℃で均熱１分間の中間焼鈍を施したが、その冷却過
程において、冷却速度を５〜60℃/sに変化させ、これら
の一部には冷却後、 150℃から 500℃の温度域で10秒間
から10秒保持し、積極的に鋼板結晶粒内への炭化物析出
処理を行った。この結果、鋼板内に析出した微細カーバ
イドの平均粒子径として、15Å, 20Å, 47Å, 112 Å,
572 Å, 803 Å, 1020Å, 1980Å, 3010Å及び5210Åの
試片が得られた。

【００４１】これらの試片を酸洗した後、40〜90℃の温
度で0.60mmまで４パスで圧延した後、各試片を10分割
し、それぞれ140 ℃, 160 ℃, 180 ℃, 200 ℃, 220
℃, 240℃, 260 ℃, 280 ℃, 290 ℃及び310 ℃の温度
でかつ５〜７回の圧下パス回数で0.22mmの最終板厚まで
圧延した。各圧延における温度の変動は±３℃以内であ
った。

【００４２】これらの試片は脱脂後、露点60℃, N₂：40
％とH₂：60％との湿水素・窒素雰囲気中で 840℃, ２分
間の脱炭焼鈍を施し、８％ TiO₂ を含有するMgO を焼鈍
分離剤として塗布した後、積層して最終仕上焼鈍に供し
た。この最終仕上焼鈍においては850 ℃で20時間、N₂中
で保持し、15℃/hr の昇温速度で25％N₂と75％H₂雰囲気
中で1160℃まで昇温し、H₂中で1160℃で５時間保持した
後、降温した。かかる最終仕上焼鈍後、各試片は未反応
分離剤を除去した後、張力コーティングを塗布して800
℃, １分間焼付けた後、磁気特性を測定した。

【００４３】図３に、これらの試片の磁束密度を示す。
図３に示されるように、Ｂ₈ ≧ 1.925Ｔの鋼板を得るた
めには、微細カーバイドの平均粒子径は20〜2000Åであ
ることが必要で、かつ、最終冷間圧延の後半部の高温圧
延の温度は150 〜300 ℃の温度域とすることが必要であ
ることがわかる。

【００４４】また、この後半部の高温圧延の温度150 〜
300 ℃の範囲内で、最も優れた磁束密度が得られる温度
領域は微細カーバイドの平均粒子径Ｄ（Å）によって異
なり33 log₁₀Ｄ＋104 以上、33 log₁₀Ｄ＋189 以下の温
度領域が良好であることがわかる。

【００４５】

【発明の実施の形態】以下、この発明を数値限定理由を
含めてより具体的に説明する。さて、この発明で出発材
料とする電磁鋼スラブは、連続鋳造法又は造塊−分塊圧
延法によって得られた方向性電磁鋼用のスラブを対象と
するが、その成分組成は、次の範囲が好適である。

【００４６】Ｃは、鋼板の結晶組織を改善する有用成分
であるが、0.01wt％未満ではその添加効果に乏しく、一
方0.10wt％を超えると脱炭性が劣化するので、通常は0.
01〜0.10wt％の範囲が好ましい。Siは鋼板の比抵抗を高
め鉄損を下げるために必要であるが、２wt％未満ではα
−γ変態を生じて最終仕上焼鈍で結晶方位が揃わず、一
方 5.5wt％を超えると冷延性が劣化するので２〜5.5 wt
％の範囲が好ましい。Mnは、インヒビターとして作用さ
せるためには少なくとも0.02wt％を必要とし、また熱間
圧延性を改善するに有効である。しかし、2.0 wt％を超
えると変態を促進し、最終仕上焼鈍で結晶方位が揃わな
くなるので、通常は0.02〜2.0 wt％程度の範囲とする。

【００４７】Alはこの発明に必須の成分であり、インヒ
ビター成分として0.01wt％以上を含有させることが必要
である。但し、0.04wt％を超えるとAlN の析出物の粗大
化をもたらすので、0.01〜0.04wt％の範囲で含有させ
る。なお、インヒビターAlN の一方の成分であるＮは、
途中工程における窒化処理で含有させることも可能であ
るので、スラブ中の含有量の下限は不純物程度の含有量
でも有効であるが、0.013 wt％を超えるとスラブ中に気
泡となって存在し、ふくれの原因となるので上限を0.01
3 wt％とする。

【００４８】また、上記した成分の他にインヒビター成
分としてＳ，Se, Cu, Sn, Sb, Mo,Ｐ，Cr, Te, Ｖ，Ｂ
及びBiのうちから選ばれる１種又は２種以上を少量含有
させることも可能である。

【００４９】上記の好適成分組成になるスラブは、ガス
燃焼炉、誘導加熱炉、もしくは両者の併用により、1150
〜1460℃の高温のスラブ加熱に供される。なお、スラブ
加熱の前工程として、厚みの低減又は幅の低減の処理を
行うこともできる。

【００５０】スラブ加熱後のスラブは、常法により熱間
圧延を施し、熱延コイルとする。熱延コイルは、必要に
応じて熱延板焼鈍を施し、1 回もしくは中間焼鈍を挟む
複数回の冷間圧延によって最終板厚とされる。かかる熱
延板焼鈍、中間焼鈍とは、少なくとも部分的には再結晶
を伴う、温度以上での熱処理を称する。

【００５１】ここで、冷間圧延工程の最終冷間圧延の直
前の状態、すなわち通常は１回の冷間圧延によって最終
板厚となす場合は熱延板焼鈍が、また複数回の冷間圧延
によって最終板厚となす場合は最終の中間焼鈍が施され
るのであるが、かかる焼鈍工程後の最終圧延直前におい
て、鋼板内に平均粒子径として20〜2000Åの微細カーバ
イドを析出させておくことが、この発明の効果を得るた
めには必須の要件である。

【００５２】すなわち、Ｃを完全固溶させて微細カーバ
イドを析出させない場合や、析出させても20Å未満とい
う極微細なカーバイドを析出させる場合には、最終冷間
圧延の前半部における140 ℃以下の温度での圧延におい
て転位の自由な運動を妨げ変形帯密度を増加させる能力
が低下するため、所定の優れた集合組織が得られず、製
品の磁気特性が低下する。

【００５３】逆に微細カーバイドの平均粒径が2000Åを
超えた場合、析出密度の低下が甚だしくなり、同様に圧
延時の変形帯密度が低下し、さらに、最終冷間圧延の後
半部における高温度の圧延時に析出カーバイドの固溶が
十分に進行せず、たとえＣが固溶したとしても、空間的
に均一に拡散するためには固溶Ｃが長い距離を移動して
拡散する必要が生じるので、コットレル効果を有効に利
用することができない。したがって、やはり集合組織の
改善効果が得られず、製品の磁気特性が劣化する。

【００５４】かような微細カーバイドの析出密度という
のは、析出物間の平均距離として0.01〜10μm の範囲が
好ましい、0.01μm よりも狭い場合は析出物のサイズも
極微細となり不利をもたらし、逆に10μm を超える場合
は変形帯密度の増加にやや不利となる傾向が生じる。

【００５５】また、かかる微細カーバイドを得るために
は、最終冷間圧延直前に80〜380 ℃の温度範囲で10〜10
⁵ 秒、高温になるにしたがい短時間となる熱処理を行え
ば良いのであるが、最終圧延直前の焼鈍において、微細
カーバイド析出処理を組み合わせた好適な焼鈍方法とし
ては、均熱処理を前段部と後段部とに分け、前段部の均
熱処理として800 〜880 ℃の温度域で20〜60秒間とし、
後段部の均熱処理として、1050〜1170℃の温度域で30〜
90秒間とし、かつ冷却過程を500 〜200 ℃の間の冷却停
止点まで20℃/s以上の速度で急冷し、冷却停止点から10
〜60秒間、冷却停止点に対し、±100 ℃以内の温度域に
加熱又は保熱の手段により温度保持することが望まし
い。

【００５６】この焼鈍で、前段部の均熱はＣ含有量を調
整したり、鋼板内のγ組織の均一分散のために必要であ
り、後段部の温度域は鋼板結晶粒を粗大化し、粒界密度
を低下させ、粒界へ拡散していくＣ量を減らし、結晶粒
内に存在するＣを増加させるために必要な処理である。
このような作用効果を得るための好適条件として前段部
の均熱処理として800 〜880 ℃の温度域で20〜60秒間と
し、後段部の均熱処理として、1050〜1170℃の温度域で
30〜90秒間とする。また、冷却速度は、Ｃの過飽和度を
増すためには、20℃/s以上の急冷とすることが望まし
い。冷却停止点が500 ℃を超える場合はＣが粒界へ拡散
するため、また200 ℃未満であると、析出に必要なＣの
拡散距離が得られないので、いずれも良好な微細カーバ
イドの析出が得難くなる。

【００５７】かような冷却停止点到達時から10〜60秒間
保持することによって微細カーバイドを十分に析出させ
る。このためには、10秒以上保持することが好ましく、
また60秒を超えると操業性が悪くなる。また、かかる温
度保持の温度範囲は、冷却停止温度に対し±100 ℃以内
が好ましい。100 ℃を上回る場合は微細カーバイドが粗
大化する傾向を有し、逆に冷却停止点−100 ℃よりも低
温側に温度低下する場合は、最も好ましい微細カーバイ
ドの析出分布が得難くなる。さらに、かかる温度保持の
手段としては、加熱又は保熱の手段によることが望まし
い。

【００５８】次に、最終冷間圧延の全圧下率としては80
〜95％とすることが必要である。圧下率が80％より低い
と適正な集合組織が得られず、磁束密度が低下する。一
方、95％より高いとインヒビターAlN の抑制力よりも一
次再結晶粒径が小さくなり、方位の劣る粒が二次再結晶
の核となり、同じく製品板の磁束密度が低下する。

【００５９】さらに、この最終冷間圧延を前半部と後半
部とに分ける。ここで、前半部とは140 ℃以下の温度域
で圧延される圧延パスまでを称し、後半部とは圧延パス
の温度が初めて150 ℃以上となるパス以降を称する。こ
の前半部を圧下率30〜75％の範囲でかつ、140 ℃以下の
低温で行い、後半部を少なくとも２回の圧延パスは150
〜300 ℃の高温で行うことが必須の要件となる。

【００６０】前半部の圧延の温度が140 ℃を超えると、
カーバイドが溶解してサイズと密度が減少して所期した
効果が十分に得られない。また前半部の圧延の圧下率が
30％未満である場合は、十分な変形帯を形成するのに十
分な転位の導入がなく、逆に75％を超える場合は、後半
部の圧下率が低下し、高温度の圧延の際に導入される転
位の密度が不十分となり、いずれも集合組織を劣化させ
磁気特性の劣化を招く。

【００６１】なお、前半部の圧延は３〜６の圧延パスで
行うことがより適する。すなわち、集合組織のより好ま
しい形成のためには、圧延圧下回数が多い方が良く、こ
のためには特に３回以上の圧下パス回数としパス回数を
増加させることでより優れた集合組織を得て、優れた磁
気特性を得ることができる。さらに、これを高能率で行
うためにはタンデム圧延機がロールスタンドの数が多い
ので有利である。但し、６回を超える場合は、ロールス
タンドの増設や２回通しなどが必要であり、逆に能率を
低下させ、かつ効果も飽和するので６回までとすること
が望ましい。

【００６２】次に後半部の圧延を少なくとも２回の圧下
パスに関して150 〜300 ℃の高温で行うことが必須の技
術となる。この温度が150 ℃未満の場合、微細カーバイ
ドの溶解が進行しないために十分な固溶Ｃが得られず、
コットレル効果による集合組織改善効果が得られないの
で磁気特性が劣化する。また、逆に300 ℃を超える場合
は、導入される転位のＣの固着力が低下するとともに転
位の易動度が増加して粒界への移動消失が起き、所望の
効果が得られなくなる。したがって、後半部の圧延の温
度域としては150 〜300 ℃の高温が必要である。

【００６３】また、かかる高温度域の圧延の圧下パス回
数としては２回以上が必要で、これにより望ましい集合
組織にすること可能となり、磁気特性の向上効果が得ら
れる。後半部の圧延の圧下パス回数については２回以上
であれば所望の磁気特性が得られるが、特に３回以上の
圧下パス回数とし、パス回数を増加させることでより優
れた集合組織を得、優れた磁気特性を得ることができ
る。但し、この場合に、６回を超えると生産の能率を落
とし、かつ効果も飽和するので６回までとすることが望
ましい。かかる圧延を行うにはゼンジマー圧延機などの
リバース型の圧延機のみならずタンデム型の圧延機も有
効に用いることができる。

【００６４】さらに、最も優れた後半部の高温度圧延と
しては、最終冷間圧延の直前の鋼中に析出している微細
カーバイドの平均粒径Ｄ（Å）に応じて圧延温度Ｔ
（℃）を33 log₁₀Ｄ＋104 の値と33 log₁₀Ｄ＋189 の値
の範囲内に制御することが好ましい。かかる温度域で圧
延することにより、さらに優れた磁気特性を得ることが
可能となる。

【００６５】なお、最終圧延の最終圧下パスにおいて
は、コイル巻取後の高温保持は不要であり、高温で長時
間保持した場合には、逆に圧延油の焼付きが生じる可能
性が高いので、最終圧下パス終了後、コイル巻取の間ま
でにおいて鋼板温度を150 ℃以下に冷却することが次工
程の洗滌の能率を高める上で望ましい。

【００６６】最終冷間圧延の後は、必要に応じて鋼板表
面に溝を配設する磁区細分化処理を施し、次の脱炭焼鈍
工程を行う。この脱炭焼鈍は、一般に750 〜950 ℃の温
度域で１〜５分の時間、湿水素と窒素ガス雰囲気で処理
され、雰囲気の露点としては20〜70℃の値が常用され
る。

【００６７】脱炭焼鈍後は、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗
布した後、コイル状を巻き取り、最終仕上焼鈍に供され
る。この最終仕上焼鈍は二次再結晶と、高温での純化処
理を兼ねる焼鈍であるが、二次再結晶にかかわる部分に
関しては、公知のいかなるヒートパターン及び雰囲気で
適用できる。最終仕上焼鈍後の鋼板は必要に応じて、絶
縁コーティングと平坦化処理を施し、製品とされる。こ
のとき、製品にレーザー照射や、プラズマジェットを照
射し、磁区細分化処理を施すことも、鉄損をさらに向上
させる効果がある。

【００６８】

【実施例】

（実施例１）連続鋳造によって得たＣ：0.070 wt％、S
i：3.34wt％、Mn：0.076 wt％、Al：0.024 wt％、Se：
0.018 wt％、Sb：0.025 wt％、Ｎ：0.008 wt％を含有
し、残部は不可避的不純物とFeとの組成からなる電磁鋼
用スラブ７本を常法の熱間圧延により2.0 mmの厚みの熱
延コイルとした。これらの熱延コイルは1000℃で均熱30
秒間の熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、冷間圧延によ
り、1.5 mmの中間板厚とした。

【００６９】次いで中間焼鈍を行ったが、その際、60秒
間の昇温と1100℃で均熱60秒間の熱処理を行ったのち、
冷却条件としてコイルａはミスト水を用い100 ℃/sの冷
却速度で室温まで冷却し、コイルｂ〜ｆは同じくミスト
水を用い40℃/sの冷却速度で350 ℃まで冷却し、350 ℃
で30秒間保持した後空冷した。またコイルｇはガス冷却
により20℃/sの冷却速度で室温まで冷却した。これらの
コイルの鋼中の析出炭化物を透過電子顕微鏡で観察した
結果、コイルａにはほとんどカーバイドは認められず、
コイルｂ〜ｆには700 〜800 Åの平均粒子径の微細カー
バイドが析出しており、コイルｇは250 Åの平均粒子径
の微細カーバイドが一面に密集して析出していた。

【００７０】これらのコイルは酸洗した後、最終圧延の
前半部としてコイルａ，ｂ，ｃ，ｄ及びｇは４スタンド
からなるタンデム圧延機で80〜120 ℃の温度で0.75mmの
厚さに圧延し、コイルｅ及びｆは同じく４スタンドの圧
延機で160 〜190 ℃の温度で0.75mmの厚さに圧延した。
これらのコイルはさらに最終圧延の後半部としてゼンジ
マー圧延機を用いて0.18mmの厚みに５回の圧下パス回数
で圧延したが、そのときコイルａ，ｂ，ｃ，ｅ及びｇは
５パスを170 〜200 ℃の温度で圧延した。また、ｄ及び
ｆは５パスを100 〜120 ℃の温度で圧延した。なおコイ
ルｃは最終圧延後、クーラントを用いて80〜90℃に鋼板
温度を低下させて後、コイル状に巻きとった。

【００７１】これらａ〜ｇのコイルは脱脂後、鋼板片面
に、深さ20μm 幅150 μm 、圧延方向から80°の角度方
向の直線状の溝を圧延方向の間隔４mmで平行に配設する
磁区細分化処理とを行った。

【００７２】この後、50％N₂と50％H₂、露点55℃の雰囲
気下で840 ℃、２分間の脱炭焼鈍を施し、この後、TiO₂
を８％添加するMgO を焼鈍分離剤として塗布し、コイル
状に巻き取った後、最終仕上焼鈍に供した。この最終仕
上焼鈍は、850 ℃で15時間N₂中で保持した後、15℃/hr
の昇温速度で1180℃まで25％N₂と75％H₂の雰囲気下で昇
温し、1180℃で５時間、H₂中に保持し、降温した。

【００７３】最終仕上焼鈍後は未反応分離剤を除去した
後、張力コーティングを塗布し、平坦化焼鈍を兼ねて80
0 ℃で１分間焼付け、製品とした。これらの磁気特性を
表２に示す。表２に示されるように平均粒子径が250 Å
もしくは700 〜800 Åの微細カーバイドを中間焼鈍で析
出させ、80〜120 ℃の前半部圧延と170 〜200 ℃の後半
部圧延を施した発明例において、極めて優れた磁性が得
られた。

【００７４】

【表２】

【００７５】（実施例２）表３に示される組成を有する
電磁鋼スラブＡ〜Ｆを常法の熱間圧延により2.5mmの厚
みの熱延コイルとした。

【００７６】

【表３】

【００７７】これらの熱延コイルを870 ℃で30秒間の第
１の均熱とそれに続く、1150℃で60秒間の第２の均熱と
冷却過程としてミスト水を用いて35℃/sの冷却速度で25
0 ℃まで冷却し、冷却停止点から30秒間、±50℃以内の
温度に保持する熱延焼鈍を施し、次いで酸洗処理を施し
た。

【００７８】酸洗処理後の各コイルの鋼中の微細カーバ
イドをＴＥＭにより観察して平均粒子径を求めた。この
値を表３に併せて示す。

【００７９】各コイルはそれぞれ３分割し、一つのコイ
ルはゼンジマー圧延機を用いて、80〜120 ℃の温度で６
回の圧下パスにより0.34mmの最終板厚（圧下率86％) と
した（条件ｉ）。もう一つのコイルは、同じくゼンジマ
ー圧延機を用いて80〜110 ℃の温度で４回の圧下パスに
より0.75mmの厚み（圧下率70％) まで圧延した後、190
〜210 ℃の温度で３回の圧下パスにより、0.34mmの厚み
まで圧延し最終板厚とした（条件iii ）。残るコイル
は、同じくゼンジマー圧延機を用いて80〜110 ℃の温度
で、0.55mm（圧下率78％) 、1.75mm（圧下率30％) 、2.
0 mm（圧下率20％) 、2.2 mm（圧下率12％) の厚みまで
のいずれかの圧延を行った後、190 〜210℃の温度で２
〜４パスの圧下パス回数で0.34mmの最終板厚とした（条
件ii、iv〜vi）。

【００８０】これらのコイルは55％のH₂と45％のN₂、露
点55℃の雰囲気で840 ℃で３分間の脱炭焼鈍を施した
後、5 ％のTiO₂と３％の Sr(OH)₂・8H₂Oを添加したMgO
を焼鈍分離剤として鋼板表面に塗布し、コイル状に巻き
採った後、最終仕上焼鈍を施した。この最終仕上焼鈍で
は850 ℃までN₂中で30℃/hr の昇温速度で昇温し、次に
30％N₂と70％H₂中で1200℃まで15℃/hr の昇温速度で昇
温した後、H₂中で1200℃、５時間保持した後、降温し
た。

【００８１】最終仕上げ焼鈍後のコイルは未反応分離剤
を除去した後、張力コーティングを塗布し平坦化焼鈍を
兼ねて800 ℃、１分間の焼鈍を行った後、プラズマジェ
ットによって圧延直角方向に直線状に、圧延方向への間
隔８mmでプラズマ熱流照射を行い、製品とした。

【００８２】これらの製品の磁気特性を、表３に併せて
示す。表３に示されるように冷間圧延の前半部を72％の
圧下率、４回の圧下パスで80〜110 ℃の低温圧延し、後
半部を190 〜210 ℃の温度で３回の圧下パスにより最終
板厚としたこの発明の方法による製品は、いずれも優れ
た磁気特性のものが得られていることがわかる。

【００８３】

【発明の効果】かくしてこの発明によれば、Alを含有す
る方向性電磁鋼板の製造に関し、最終冷間圧延の直前に
析出させる微細カーバイドの平均粒子径の制御を行い、
かつ最終冷間圧延の前半部を低温の圧延、後半部を少な
くとも２パスを高温度の圧延とすることにより、極めて
高い磁束密度と低鉄損の方向性電磁鋼板を安定して得る
ことができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】１パスのロール圧延の際の摩擦力の方向と、剪
断変形の状態を説明する図である。

【図２】一次再結晶組織の（１１０）強度が板厚方向に
おいて最大値をとる位置及び磁束密度の圧延パス回数依
存性を示す図である。

【図３】最終冷間圧延の後半部の圧延温度と圧延前の鋼
中の微細カーバイドの平均粒子径が磁束密度に及ぼす影
響を示す図である。

【符号の説明】

１ ロールバイト入口点 ２ 中立点 ３ ロールバイト出口点 ４ ワークロール ５ 鋼板 ６ 最終剪断変形点

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成７年１２月２７日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００１６

【補正方法】変更

【補正内容】

【００１６】次に、二次再結晶の核となる（１１０）
〔００１〕粒が、圧延・再結晶の過程でどのようにして
形成されるかについて述べる。この（１１０）〔００
１〕粒は、基本的には冷間圧延時に最も均質で大きな剪
断変形を受ける領域に形成されると考えられるため、こ
の冷間圧延時の変形挙動についてまず説明する。

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００１９

【補正方法】変更

【補正内容】

【００１９】このため、１パスのロール圧延終了後では
最も均質で大きな剪断変形を受ける層（最大剪断変形点
６）が、図１(d) に示すように板厚方向において表面か
ら板厚1/10〜1/4 の間に存在するのである。この最大剪
断変形点の位置は、ロール圧延における中立点２の位置
によって変化し、また剪断力の大きさは摩擦力によって
変化するため、この最大剪断変形点の位置とほぼ同一視
できる上述の（１１０）〔００１〕粒の形成位置は、１
パスの圧下の圧下率、板厚とロール径の比、圧延油量や
圧延油種や圧延速度や圧延温度に依存する摩擦係数、及
び入出側の張力比によって変化することになる。

【手続補正３】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００２１

【補正方法】変更

【補正内容】

【００２１】すなわち、発明者らの研究によって、二次
再結晶の位置を板厚の中央方向に制御するためには圧延
のパス回数を増すことが有効であることがわかった。図
２は80mm径のロールを用い、圧延速度10mpm で0.5 mm厚
から0.18mm厚への冷間圧延に際し、圧延のパス回数を変
えて二次再結晶の核となる（１１０）〔００１〕粒強度
の板厚方向の変化を調べて最も強度の大きな位置を求め
た結果であるが、圧延パス回数の増加とともに、（１１
０）〔００１〕粒強度最大の位置が板厚中央方向に移行
していることがわかる。さらにこの鋼板の二次再結晶後
の磁束密度Ｂ₈の変化も併せて示すが、パス回数の少な
い場合は、Ｂ₈ の低いものも数多く発生し、二次再結晶
が不安定となっている。

【手続補正４】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００３１

【補正方法】変更

【補正内容】

【００３１】以上、このような新規技術によって、一次
再結晶組織の改良、すなわち（１００）粒の減少と（１
１０）粒及び（１１１）粒の発達を促進すること、さら
に（１１０）〔００１〕粒形成層の鋼板板厚方向中心部
への移行がなされて、極めて高品質の方向性電磁鋼板を
得ることができる。

【手続補正５】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】図面の簡単な説明

【補正方法】変更

【補正内容】

【図面の簡単な説明】

【図１】１パスのロール圧延の際の摩擦力の方向と、剪
断変形の状態を説明する図である。

【図２】一次再結晶組織の（１１０）〔００１〕強度が
板厚方向において最大値をとる位置及び磁束密度の圧延
パス回数依存性を示す図である。

【図３】最終冷間圧延の後半部の圧延温度と圧延前の鋼
中の微細カーバイドの平均粒子径が磁束密度に及ぼす影
響を示す図である。

【符号の説明】 １ ロールバイト入口点 ２ 中立点 ３ ロールバイト出口点 ４ ワークロール ５ 鋼板 ６ 最終剪断変形点

【手続補正６】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図２

【補正方法】変更

【補正内容】

【図２】

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Al含有方向性電磁鋼スラブを熱間圧延す
   る工程と、この熱間圧延工程後に１回もしくは中間焼鈍
   を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚となす冷間圧
   延工程と、この冷間圧延工程後に施す脱炭焼鈍工程及び
   最終仕上焼鈍工程とを有する方向性電磁鋼板の製造方法
   において、 該冷間圧延工程の最終冷間圧延の直前に、鋼中に平均粒
   子径20〜2000Åの微細カーバイドを析出させておき、こ
   の最終冷間圧延を複数パスにより、前半部では圧下率30
   〜75％の範囲で140 ℃以下の低温にて、後半部では少な
   くとも２回の圧下パスを150 〜300 ℃の高温にて、かつ
   前半部、後半部を合わせた全圧下率80〜95％で行うこと
   を特徴とする磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方
   法。
2. 【請求項２】 該冷間圧延工程の最終圧延の前半部の圧
   延を３〜６の圧下パスからなるタンデム圧延機で行い、
   後半部の圧延をタンデムもしくはリバース型の圧延機で
   ３〜６回の圧下パスで行うことを特徴とする請求項１記
   載の磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 最終冷間圧延の直前の焼鈍の際、均熱処
   理を前段部と後段部に分割してこの前段部を800 〜880
   ℃の温度域での20〜60秒間の均熱処理とし、後段部を10
   50〜1170℃の温度域での30〜90秒間の均熱処理とし、か
   つ該焼鈍の冷却過程を500 〜200 ℃の間の冷却停止点ま
   で20℃/s以上の速度で急冷し、この冷却停止点到達時か
   ら10〜60秒の間、該冷却停止温度に対し、±100 ℃以内
   の温度域に加熱又は保熱の手段により温度保持すること
   を特徴とする請求項１又は２記載の磁気特性に優れる方
   向性電磁鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 最終冷間圧延の直前に鋼中に析出してい
   る微細カーバイドの平均粒径Ｄ（Å）に応じて、最終冷
   間圧延の後半部の圧延で行う高温度の圧延温度Ｔ（℃）
   を下式 33 log₁₀Ｄ＋104 ≦Ｔ≦33 log₁₀Ｄ＋189 の範囲に制御することを特徴とする請求項１又は２記載
   の磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】 最終冷間圧延の最終圧下パス終了後、コ
   イル巻取の間までに、鋼板温度を150 ℃以下に低下させ
   ることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載
   の磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法。