JPS62224634A - 表面性状の優れた低鉄損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） 低鉄損一方向性珪素鋼板、それもとくに薄手である場合
における表面形状改善とさらに２次再結晶集合組織の制
御による磁束密度の向上に関連してこの明細書で述べる
技術内容は、上記珪素鋼板の安定した工程における製造
を可能ならしめることについての開発研究の成果を提案
することにある。

（従来の技術） 一方向性珪素鋼板は変圧器、電気機器の鉄心材料として
利用できるもので磁束密度（Ｂ＋。値で代表される。）
が高く、鉄損（Ｗｌ？／Ｓ。値で代表される。）の低い
ことが要求されている。

この目的の達成のために今までにおびただしい数の改善
がなされ、今日では磁束密度Ｂ１゜値１．８９Ｔ以上で
、鉄損ＷＩ？／Ｓ。値１．０５Ｗ／ｋｇ以下の低鉄損を
有する一方向性珪素鋼板が製造されるようになった。

しかしながらエネルギー危機を境にしてより鉄損の低い
一方向性珪素鋼板の製造が急務の問題となり、今日では
欧米を中心にして超低鉄損珪素鋼板についてはボーナス
を附するという制度（Ｌｏｓｓ−ｅｖａｌｕｔｉｏｎ　
ｓｙｓｔｅｍ）が普及して来ている。

このように鉄損値を著しく低（した一方向性珪素鋼板の
製造方法としては、最近に至り次のような方法が提案さ
れている。

すなわち、特公昭５７−２２５２号、特公昭５７−５３
４１９号、特公昭５Ｂ−５９６８号、特公昭５Ｂ−２６
４０５号、特公昭５８−２６４０６号、特公昭５Ｂ−２
６４０７号および特公昭５８−３６０５１号各公報に記
載されているように、最終仕上焼鈍における不適当な方
位の結晶粒の成長を抑制するためのインヒビターとして
ＡｌＮ析出相を利用し、かつ製品の一方向性珪素鋼板の
表面に圧延方向に対、しほぼ直角にレーザービームを数
龍間隔で照射することによって鋼板表面に人工粒界を導
入し、この人工粒界によって鉄損を小さくする方法であ
る。

しかながらこの提案の人工粒界導入方法では局部的に高
転位密度領域を形成させであるため、このような処理を
行った製品は３５０℃程度以下の低温でしか安定に使用
できない問題がある。

上掲引用の如きＡｌＮ析出相を利用した一方向性珪素鋼
板の製造方法においては、インヒビターとしてＡｌＮと
共存させるＭｎＳを解離固溶させるために、熱間圧延前
のスラブ加熱を通常の鋼の場合よりも高温で行う必要が
あるが、このような高温でのスラブ加熱を施せば、スラ
ブ加熱時あるいは熱間圧延時に熱間割れを生じて製品に
表面欠陥が発生し易く、特に熱間加工性を阻害するＳｉ
の含有量が３．０χを越えれば製品の表面性状が著しく
劣化する。

この点、先に発明者らが特開昭５９−８５８２０号公報
に開示したように、ＡｌＮ析出相を利用した場合にＳｉ
含有量の高いＳｉ３．１〜４．５χの珪素鋼素材が、本
質的に高磁束密度で低鉄損の製品を得るに適した素材で
あることに着目し、その場合の欠点である表面性状の劣
化を解決する手段として熱延前の素材表面層にＭｏを濃
化させることにより、高Ｓｉ含有量でも表面性状を良好
になし得る。しかしこの新しい手法により製品の表面性
状は以前に比べて大幅に改善されたが、最近、低鉄損を
得るためとくに０．２３〜０．１７ｍｍ厚に薄手化した
製品に関しては、表面性状の向上効果が少なく大きな問
題として残されている。

これとは別にＡｌＮ析出相の利用は、木来強冷延−回法
によっているため、薄手化した製品を製造しようとする
と、二次再結晶粒が極めて不安定になり、Ｇｏｓｓ方位
に強く集積した２次再結晶粒を発達させることが困難で
あるという問題もあった。

ごく最近特開昭５９−１２６７２２号公報において、高
Ｓｉ含有量の下がＡｌＮ析出相を利用して薄手化した製
品を安定製造するためには、従来の一回の強冷延性を大
幅に変えた２回の冷間圧延をとくにＡｌＮのほかに小量
のＣｕとＳｎとを複合添加した組成の熱延素材に適用す
ることが開示された。

この手法は薄手化した製品の鉄損を安定して低下させる
のに効果的ではあるが、通常Ｓｉを増量した状況下では
スラブの高温加熱を必要とするので、やはり表面性状の
優れた製品を得ることが困難であるとと、さらに２次再
結晶粒の安定化のために小量のＳｎとＣｕを添加するた
め製品が大幅にコスト高となることのように、まだ解決
されるべき問題が多く残されている。

（発明が解決しようとする問題点） ところで一方向性珪素鋼板の鉄…を低下させる方法とし
ては、 ■珪素鋼中のＳｉ含有量を高めること、■製品板厚を薄
くする。

■鋼板の純度を高めること、 ■製品の２次再結晶粒のＧｏｓｓ方位集積度を低下させ
ないで細粒の２次再結晶粒を発達させることなどが基本
的に考えられている。

まず■に関してＳｉ含有量を通常の３．０χより増加し
たり、■に関して通常製品板厚０．３５．０．３０韻よ
り薄い０．２３．０．２０龍にすることが試みられたが
、いずれも２次再結晶組織が不均一となり、Ｇｏｓｓ方
位集積度が低下する問題が生じる。

加え■に従い通常よりもＳｉ含有量を増加させた場合、
熱間ぜい化が顕著となり、スラブ加熱あるいは熱間圧延
途中で熱間割れを生じ、製品の表面性状が著しく劣化し
てしまうことはすでに述べた。

一方において■の鋼板の純度向上又は■の方向性の改善
に関しては、現在極限と考えられる所まで来ている。例
えば現行製品の２次再結晶粒のＧｏｓｓ方位はすでに圧
延方向に平均３°〜４°以内に集積していて、このよう
に高度に集積した状況で結晶粒径をさらに小さくするこ
とは冶金学上きわめて困難とされている。

この発明は以上の事情を前景としすでに述べた従来技術
の最近の動向に鑑み、表面性状が極めて優れしかも鉄損
が著しく小さく、またさらに高磁束密度の薄手一方向性
珪素鋼板を工業的に安定してとくに有利に製造し得る方
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） 上記の目的は次のように成就される。

Ｓｉ　３．１〜４．５　ｗｔ％、 Ｍｏ　Ｏ，００３〜０．１　ｗｔ％、 Ｓｂ　０．００５〜０．２ｉｖｔ＄。

酸可溶Ａｌ　０．００５〜０．０６袈ｔ％、そしてＳお
よびＳｅのいずれか１種または２種を合計量で０．００
５〜０．１　ｗｔ％、を含有するスラブを熱間圧延して
熱延板とした後、圧下率１０〜６０χの１次冷間圧延を
施し、ついで中間焼鈍を経て、圧下率７５〜９０χの２
次冷間圧延を施し０．１〜０．２５ｍｍ厚の最終Ｆｉ厚
に仕上げた薄手冷延板を、湿水素中で脱炭・１次再結晶
焼鈍後、高温仕上焼鈍することを特徴とする、表面性状
の優れた低鉄損薄手一方向性珪素鋼板の製造方法（第１
発明）。

Ｓｉ　３．１〜４．５　ｗｔ％、 Ｍｏ　０．００３〜０．１　ｗｔ　’Ａ、Ｓｂ　０．０
０５〜０．２　ｗｔ　’Ｘ。

酸可溶Ａｌ　０．００５〜０．０６　ｗｔ％、そしてＳ
およびＳｅのいずれか１種または２種を合計量で０．０
０５〜０．１　ｗｔ％、を含有するスラブを熱間圧延し
て熱延板とした後、圧下率ｌＯ〜６０χの１次冷間圧延
を施し、ついで中間焼鈍を経て、圧下率７５〜９０χの
２次冷間圧延を施し０．１〜０．２５ｍ１＋厚の最終板
厚に仕上げ、この薄手冷延板を湿水素中で脱炭・１次再
結晶焼鈍するに際して、引続く高温仕上焼鈍を経た鋼板
表面上に異質微小領域区画の形成をもたらす処理を予め
施しておいて高温仕上焼鈍に供することを特徴とする、
表面性状の優れた低鉄損薄手高磁束密度一方向性けい素
鋼板の製造方法（第２発明）。

Ｓｉ　　３．１〜４．５　　ｗｔ　％、Ｍｏ　　０．０
０３〜０．１　　ｗｔ　’ｔ。

Ｓｂ　　０．００５〜０．２　ｗｔ　　％、酸可溶Ａｌ
　０．００５〜０．０６　ｗｔ％、そしてＳおよびＳｅ
のいずれか１種または２種を合計量で０．００５〜０．
１賀ｔ％、 を含有するスラブを熱間圧延して熱延板とした後、圧下
率１０〜６０χの１次冷間圧延を施し、ついで中間焼鈍
を経て、圧下率７５〜９０χの２次冷間圧延を施し０．
１〜０．２５ｍｍＷ−の最終板厚に仕上げた薄手冷延板
を、湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍後、高温仕上焼鈍
し、さらにこの鋼板表面上に異質微小領域区画を形成す
ることを特徴とする、表面性状の優れた低鉄損薄手一方
向性けい素鋼板の製造方法。（第３発明）。

なお、中間焼鈍については、昇温過程、降温過程とも５
００〜９００℃間をとくに毎秒５℃以上にて加熱又は冷
却することが実施上好適である。

発明者らは、３．１〜４．５ｗｔχの高珪素含有量の下
でのＡｌＮ析出相の利用による、薄手一方向性珪素鋼板
を製造する際、素材中に小量のＭｏを添加することによ
って表面性状の優れた製品が得られまた、急熱・急冷の
中間焼鈍を含む２回の冷間圧延法の採用によってきわめ
て安定した工程で低鉄損を有する一方向性珪素鋼板の製
造が可能であることを発見し、上記各発明を完成するに
至った。

まず、第１発明の完成を導いた実験的事例につき具体的
に説明する。

Ｃ０，０４６ｈＬＺ、Ｓｉ　３．４０ｗｔ％、Ｍｏ　０
．０２６ｈＬＺ、酸可溶Ａｌ　　０．０２７ｈＬＺ、Ｓ
ｂ　０．０２５ｈＬＺおよびＳ　Ｏ，０２３ｈＬＺを含
有する鋼塊（供試ＭＩ）およびＣＯ，０５４ｈＬＺ　、
Ｓｉ　３．３９ｗｔ！、酸可溶Ａｌ　０．０３０ｈＬＺ
　、　Ｓ　Ｏ，０２０−ｔ％、Ｓｎ　０．１２ｗｔχお
よびＣｕ　０．００８ｉｖｔ！を含有する鋼塊（供試鋼
■）を何れも１３４０℃で３時間加熱してインヒビター
を解離・固溶した後、熱間圧延して２．２龍厚の熱延板
とした。

その後７０％以下の圧下率で１次冷間圧延を行った後、
１０７０°Ｃで２分間の中間焼鈍を行った。この中間焼
鈍の際には５００℃から９００℃までの昇温は１２℃／
Ｓの急熱処理を施し、また中間焼鈍後９００℃から５０
０℃まで１３℃／Ｓの急冷処理を施した。

その後７ｏｚ〜９１χの圧下率で２次冷間圧延を施して
０．２０１℃厚の最終板厚の冷延板としてのち、８４０
℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施した。

その後鋼板表面上にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布した後、８５０℃から１０℃／ｈｒで昇温して２次
再結晶させた後、１２００℃で８時間飽水素中で純化焼
鈍を施した。そのときの製品の磁気／特性および表面欠
陥発生率（鋼板表面上に存在する表面キズのブロック発
生率を％で表示）を第１図に示す。

第１図の・印に示すプロットから明らかなように素材中
にＭｏとｓｂを含有する供試鋼Ｉによる製品は１次冷間
圧延の圧下率が１０〜６０χ　（特に２０〜４０χ）に
おいて磁気特性が良好で、しかも製品の表面欠陥発生率
が３％以下（１次冷間圧延の圧下率が２０〜５０χの範
囲において０．５％以下となる）であることが注目され
る。

これに対して従来通りの組成の比較鋼Ｉによる製品の磁
気特性は同図Ｏ印のプロットに明らかなように８１゜値
、ＷＩ？／Ｓ。値共に少量のＭＯとｓｂの複合添加材よ
りも若干悪（、とくに製品の表面欠陥発生率は７〜２０
χと極端に高い。

次にＣＯ，０４６ｈＬＺ、Ｓｉ　３．３６ｗｔ％、Ｍｏ
　Ｏ，０２６ｈＬＺ、Ｓｂ　　０．０２５ｈＬＺ、酸可
溶へｌ　０．０２４ｈＬＺおよびＳｅ　Ｏ，０２０ｈＬ
Ｚを含有する連鋳スラブ（供試鋼Ａ）およびＣＯ，０４
９ｈＬＺ、Ｓｉ　３．４５ｗｔ！、酸可溶Ａｌ　０．０
２５ｈＬＺ　、　ＳｂＯ，０２３ｈＬＺおよびＳｅ　Ｏ
，０２２ｈＬＺを含有する連鋳スラブ（供試鋼Ｂ）を何
れもを１３６０℃で３時間加熱してインヒビクーを解離
・固溶した後、熱間圧延して２．２龍厚の熱延板とした
。

その後これらの熱延板は１０５０℃で２分間の均−化焼
鈍後急冷処理を行った。その後約４０χの圧下率で１次
冷間圧延を行った後、１０００℃で２分間の中間焼鈍を
行った。この中間焼鈍の際には５００℃から９００℃ま
での昇温は１０℃／Ｓの急熱処理を施し、また中間焼鈍
後９００℃から５００℃まで１２℃／Ｓの急冷処理を施
した。

その後８５χの圧下率で２次冷間圧延を施して０゜２０
龍厚の最終冷延板としたのち、８３０　’Ｃの湿水素中
で脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施した。

その後鋼板表面上にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布した後８５０　’Ｃがら１０’Ｃ／ｈｒで昇温しで
２次再結晶させた後、１２００”ｃで１０時間乾水素中
で純化焼鈍を施した後、絶縁被膜の焼付処理後８００℃
で３時間の歪み取り焼鈍を行った。

そのときの製品の磁気特性および表面欠陥発生率（鋼板
表面上に存在する表面キズのブロック発生率を％で表示
）を表１に示す。

表１に示す製品の磁気特性および表面形状から明らかな
ように素材中にＭｏを含有する供試鋼（Ａ）による製品
の磁気特性８．。値が１．９４７　、’／ＪｒｑＩｓｏ
値が０．７８Ｗ／ｋｇと良好で、しかも製品の表面欠陥
発生率が０．３２であることが注目される。

これに対して従来通りの組成の比較ｍ　（Ｂ）による製
品の磁気特性はＢ１゜が１．９３Ｔ　、　Ｗ＋ｔｚｓ。

が０．８５Ｗ／ｋｇで素材中にＭｏを含有する供試鋼（
＾）よりも悪く、と（に製品の表面欠陥発生率は８％と
極端に高い。

ＣＯ，０５１％、Ｓｉ　３．３９％、Ｍｏ　Ｏ，０２５
％、酸可溶ＡｌＯ，０２６％、Ｓｅ　Ｏ，０２０％、Ｓ
ｂ　Ｏ，０２５χを含有する鋼塊（供試ｆｉＡｃ）　、
Ｇ　Ｏ，０４９′＆、Ｓｉ　３．４６％、酸可溶＾ｌＯ
，０２５％、Ｓ　Ｏ，０２５％、Ｓｎ　Ｏ，０５％、Ｃ
ｕ　Ｏ，１χを含有する鋼塊（供試鋼Ｄ）及びＣＯ，０
４８％、Ｓｉ　３．４３％、酸可溶Ａｌ　０．０２６Ｘ
　、　Ｓ　Ｏ，０２４χを含有する鋼塊（供試鋼Ｅ）を
何れを１４２０℃で４時間加熱してインヒビターを解離
・固溶した後、熱間圧延して２．０龍厚の熱延板とした
。

その後約５０％以下の圧下率で１次冷延圧延を行った後
、１０５０℃で３分間の中間焼鈍を行った。この中間焼
鈍の際には５００℃から９００℃までの昇温は加熱速度
１１”ｃ／ｓで急熱処理し、また中間焼鈍後９００℃か
ら５００℃まで冷却速度１５℃／Ｓで急冷処理した。

その後約８ｏｚの圧下率で２次冷間圧延を施し０．２０
ｍｍ厚の最終冷延板としたが、冷間圧延の途中で３００
℃の温間圧延を施した。

その後鋼板表面を脱脂した後、Ｍｇ５Ｏａの希薄水溶液
（８０℃で０．０１＋ｓｏｌ／Ｉ）をスプレーで圧延方
向と直角に７龍間隔に０．７１■幅で塗布乾燥した。ま
た比較のために鋼板表面を脱脂したままの試料も同時に
用意した。

これらの試料は８４０℃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８４０℃から１０５０℃まで８℃
／ｈｒで昇温して２次再結晶させた後、１２００℃で１
０時間乾水素中で純化焼鈍を施した。

そのときの製品の磁気特性および表面欠陥発生率（鋼板
表面上に存在する表面キズのブロック発体重を％で表示
）を表２に示す。

表２から明らかなように素材中にＭｏおよびｓｂを添加
した供試鋼（Ｃ）の製品の磁気特性は、Ｂ１０値が１．
９４Ｔ　、　Ｗ＋ｔｚｓ。値が０．７５〜０．８４Ｗ／
ｋｇと良好で、製品の表面欠陥発生率も０．７χ〜０．
８χである。これに対して従来組成の比較鋼（Ｄ）およ
び（Ｅ）の製品の磁気特性はＢ、。値り、９３Ｔ、匈、
７７、。値０．８２〜０．９１Ｗ／ｋｇで、Ｍｏ添加材
よりも悪く、かつ製品の表面欠陥発生率は８．９〜１０
．２χと極端に高い。

次に最終冷延板表面上にＭｇＳＯ４９の希薄水溶液をス
プレーで圧延方向に直角に７ｍ■間隔に０．７顛幅で塗
布したときの磁気特性はＭｏを添加した供試鋼Ｃの場合
において鉄損Ｌｔｙｓ。値で０．７５Ｗ／ｋｇと極端に
良好である。また、従来組成の比較鋼（Ｄ）および（Ｅ
）の製品の磁気特性においてもＭｇ５Ｏａの希薄水溶液
を塗布した工程では通常工程（比較材）に比較して鉄損
が０．０６〜０．０９Ｗ／ｋｇ程度良好である。

これらの実験例から製品の磁気特性と表面性状が共に優
れた低鉄損薄手一方向性珪素鋼板を製造するには高珪素
材中に小量のＡｌとＭｏとｓｂの複合添加を行うこと、
冷延２回法を採用すること、そして最終冷延板表面上に
特定した元素を含有する希薄水溶液又は懸濁液塗布を区
画形成することの結合によって達成されることを示して
いる。

これらの一部の構成はすでに特開昭６０−３９１２４号
公報に開示したように脱炭・１次再結晶焼鈍前の鋼板表
面上に、圧延方向とほぼ直角に脱炭促進領域あるいは脱
炭遅滞領域とを交互区画して不均質の２次再結晶粒を発
達させることによる鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造
方法として発明者らが提案しているところであるが、こ
れを最終冷延表面塗布前に急熱・急冷の中間焼鈍を含む
冷延２回法を用いることにより、とくに２次再結晶粒の
安定成長を図ることができる。

またこのような鋼板表面上に脱炭促進領域と脱炭遅滞領
域とを交互に区画形成する方法は脱炭・１次再結晶焼鈍
後においても有効であり、これらの一部の構成はすでに
特開昭６０−８９５２１号公報に開示されている。

次ニＣＯ，０４８Ｌ　Ｓｉ　３．４１Ｌ　Ｍｏ　０．０
２４Ｘ　、酸可溶＾１０．０２５％、　Ｓｂ　Ｏ，０２
５％、　Ｓ　Ｏ，０２６χを含有する鋼塊（供試ｇＦ）
およびＣ０，０５２％、　Ｓｉ　３．３８％、酸可溶Ａ
ｌ　Ｏ，０２３％、Ｓ　Ｏ，０２５χを含有する鋼塊（
供試鋼Ｇ）を１４２０℃で３時間加熱してインヒビター
を解離・固溶した後、熱間圧延して２．０ｍｍ厚の熱延
機とした。

その後１１００℃で９０秒間均−化焼鈍後急冷処理を行
った後、９８０°Ｃで３分間の中間焼鈍をはさんで２回
の冷間圧延（１次冷間圧下率は５０％、２次冷間圧下率
８０χ）で０．２０ｍｍ厚の最終冷延板とした。

なおこの中間焼鈍の際には５００℃から９００℃までの
昇温は加熱速度１０℃／Ｓで急熱処理し、また中間焼鈍
後９００℃から５００℃まで冷却速度１３℃／Ｓで処理
した。

その後８４０℃の湿水素中で脱炭を兼ねた１次再結晶焼
鈍を施した後、ついでこの鋼板表面にＭｇＯを主成分と
する焼鈍分離剤を塗布するに先立って焼鈍分離剤と鋼板
サブスケール中５ｉ０２との反応阻害物質であるＡｌ０
Ｚ粉末を付着量：　０．５ｇ／ｍｚ　、鋼板の圧延方向
にほぼ直角方向に付着幅：２鰭、そして繰返し間隔８龍
の条件下で、鋼板表面に線状に付着させ、しかるのちに
ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、８５
０℃から１０℃／ｈｒで１０５０　。

℃まで昇温して２次再結晶させた後、１２００℃で８時
間の純化処理した後、絶縁被膜を焼付処理し８００℃で
３時間の歪み取り焼鈍を行った。

なお比較のためＡｌ２Ｏ３粉末の付着処理のない常法に
従うＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布する方法に
より方向性珪素鋼板を作成し、比較例とした。

被膜性状について調べたところ比較例では鋼板全面にわ
たって灰色の均質なフォルスドライド被膜が形成されて
いたが実施したＡｌ□０３粉末を塗布した領域について
は、０．７μｍだけ厚みの少ないフォルステライト被膜
が形成されていた。

これらの製品の磁気特性および表面性状を表３に比較し
て示す。

表３に示す製品の磁気特性および表面性状から明らかな
ように素材中にＭｏを含有する供試ｍ　（Ｆ）による製
品の磁気特性は脱炭・１次再結晶焼鈍後の九〇焼鈍分離
剤を常法の方法に従い鋼板に均一塗布した場合にＢＩＧ
値１．９４Ｔ　、　Ｗ＋ｔｚｓ。値０．８４Ｗ／ｋｇと
良好で、しかも製品の表面欠陥発生率も０．４χである
。

さらに同一の供試鋼Ｆを用いて脱炭・１次回結晶焼鈍後
ＡｌｚＯｉを局所的に塗布したのち、ＭｇＯを塗布して
不均一なフォルステライト被膜を形成させた場合８１゜
値１．９４Ｔ、　　Ｗ＋＋ｚｓ。が０．７７讐／ｋｇと
、きわめて良好で、しかも製品の表面、欠陥発生率も０
．５ｚであることが注目される。

これに対して従来通りの組成の比較鋼（Ｇ）による製品
の磁気特性は脱炭・１次再結晶焼鈍後の取扱い条件によ
ってＢ、。値１．９３Ｔ、　Ｗ＋、ｙｓ。値０．８６〜
０．９０Ｗ／ｋｇで素材中にＭｏを含有する供試鋼（Ｆ
）よりも悪く、また製品の表面欠陥発生率は９〜ｌＯχ
と極端に高い。

これらの一部の構成はすでに特開昭６０−９２４７９号
公報に開示したように一方向性珪素鋼板の表面被膜を構
成するフォルステライト被膜において厚みの異なる領域
をつくることによって磁区幅を細分化することによる鉄
損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法として発明者らが
提案しているところである。

次に第３の発明の代表的開発経緯を下に説明する。

Ｃ０，０５３％、Ｓｉ　３．４３Ｌ　Ｍｏ　０．０２ｆ
ｄ　、酸可溶Ａｌ０．０２９！、Ｓｅ　Ｏ，０２１％、
Ｓｂ　Ｏ，０２０χを含有する鋼塊（供試ＭＨ）　およ
びＣＯ，０５８！、Ｓｉ　３．４’ｌＪ！、酸可溶Ａｌ
　Ｏ，０２６％、Ｓ　Ｏ，０２６％、Ｃｕ０．１％、Ｓ
ｎ　Ｏ，０５χを含有する鋼塊（供試鋼■）を１４２０
℃で５時間加熱してインヒビターを解離・固溶した後、
熱間圧延して２．０ｍｍ厚の熱延板とした。

その後１０８０℃で２分間の均−化焼鈍後急冷処理を行
った後、９５０℃で３分間の中間焼鈍をはさんで２回の
冷間圧延（１次冷間圧下率は５０％、２次冷間圧下率８
０χ）で０．２ｍｍ厚の最終冷延板とした。

なおこの中間焼鈍の際には５００℃から９００℃までの
昇温は加熱速度１１℃／Ｓで急熱処理し、また中間焼鈍
後９００℃から５００℃まで冷却速度を１２℃八で処理
した。

その後８５０℃で湿水素中で脱炭を兼ねた１次再結晶焼
鈍を施した後、この鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布したあと、８５０℃から１２℃／ｈｒＯ
昇温速度で１０５０℃まで昇温しで２次再結晶させた後
、１２２０℃で５時間飽水素中で純化焼鈍を行った。

その後１部の鋼板は、ＹＡＧレーザーを用い鋼板の圧延
方向に直角方向に８１■間隔（レーザー照射条件：パル
ス間隔り＝０．４關、照射列間隔ｆ＝６龍、パルス周波
数ｆ＊　＝　８　Ｋ１１ｚ　、鋼板面積当たりエネルギ
ーＵ　＝　２．０ｍＪ／■ｍ　２　）で微小歪を導入し
た後、８０℃のＩｈ５Ｏｎ（６０χ）液中に酸洗処理し
た後５ｂＣ１３中に浸漬処理を施した。その後リン酸塩
とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜の焼付処理
を行った後、８００℃で３時間の歪み取りを兼ねたレー
ザー照射位置回復・再結晶処理を施して最終製品とした
。

なお比較のため、仕上焼鈍を行った後絶縁被膜の焼付処
理を行った後、８００℃で３時間の歪み取り焼鈍を行っ
た。

これらの製品の磁気特性および表面性状を表４に比較し
て示す。

表４に示す製品の磁気特性および表面性状から明らかな
ように素材中に月０を含有する供試鋼（Ｈ）による製品
の磁気特性は仕上焼鈍後常法の方法に従い絶縁被膜処理
した場合、Ｂｏｏ値１．９４Ｔ、　Ｗ＋ｔｚｓｓ値０．
８４Ｗ／ｋｇと良好で、しかも製品の表面欠陥発生率も
０．２χである。さらに同一の供試鋼（１１）を用いて
仕上焼鈍後レーザー照射した後酸洗処理、さらに５ｂＣ
１，液中で浸漬処理した後絶縁被膜形成後回復・再結晶
焼鈍を施した場合ではＢｏｏ値１．９４Ｔ、Ｗ１７／！
ｉ。値０．７６Ｗ／ｋｇときわめて良好で、しかも製品
の表面欠陥発生率も０．４χであることが注目される。

これに対して従来通りの組成の比較ｔｉｉｉｌ（Ｉ）に
よる製品の磁気特性は、仕上焼鈍後の取扱い条件によっ
てＢ１゜値１．９３Ｔ　、　Ｗ＋ｔ／ｓｏ値０．８５〜
０．９０Ｗ／ｋｇで素材中にＭｏを含有する供試鋼（）
ｌ）よりも悪く、また製品の表面欠陥発生率は９〜１１
χと極端に高い。

これらの発明の一部構成は上述した特公昭５７−２２５
２号、特公昭５７−５３４１９号、特公昭５Ｂ−５９６
８号、特公昭５Ｂ−２６４０５号、特公昭５Ｂ−２６４
０６号、特公昭５８−２６４０７号および特公昭５Ｂ−
３６０５１号各公報で開示されたように仕上焼鈍後の一
方向性珪素鋼板の表面に圧延方向に対しほぼ直角にレー
ザー照射により人工粒界を導入して鉄損を小さくする方
法である。

しかしこの方法は局部的な高転位密度領域を形成するた
めに低温でしか安定に使用できないという欠点を有して
いた。このため本発明ではレーザー照射により局部的に
微小歪みを導入した後、酸洗により地鉄を完全に露出さ
せ、ｓｂと高温で反応させてその局部領域の回復・再結
晶を促進させて鋼板表面上に不均質領域を区画形成させ
ることにより鉄損の低い一方向性珪素鋼板を製造するこ
とができる。この製造方法は、上記のレーザー照射した
ままの製品板とは異なり高温熱処理を施して鉄損が劣化
しない画期的な製造方法である。

以上のように本発明は、素材中にＭＯとｓｂを添加する
こと、冷延２回法を採用すること、中間焼鈍において昇
温・降温速度に制限を加えること、そして脱炭・１次回
結晶焼鈍前／又は後、あるいは仕上焼鈍後の鋼板上に不
均質な領域を区画形成させることによって、安定した工
程で良好な鉄損と表面性状とを有する一方向性珪素鋼板
の製造が可能であることを見出した点で前掲した先行技
術とは発想の基本を異にし、またそれらの工程の採用に
よって得られる効果も従来に比べてはるかにすくれてい
る。

（作　用） 各発明において、Ｓｔは前述したとおり珪素鋼板の電気
抵抗を高めて渦電流損を減少させるのに有効な元素で、
とくに薄手製品の鉄損を減少させるため３．１ｗｔ％以
上とする必要がある。しかしＳｉ含有量が４．５ｗｔχ
を越えると冷間圧延の際の脆性割れが生し易くなるから
、Ｓｉ含有量を３．１〜４．５ｗｔχの範囲とした。な
お従来のＡｌＮをインヒビターとして利用する通常の一
方向性珪素鋼板のＳｉ含有量は２．８〜３．０ｗｔ％程
度であり、またＳｉを増加させた場合、第１図の比較鋼
の製品の表面性状が著しく劣化するが、この発明におい
て素材中に０．００３〜０、１ｗｔχのＭｏを添加する
ことによって表面欠陥発生防止が可能となったものであ
る。

この素材中に添加するＭｏｆｉは０．００３ｗｔχ未満
では磁気特性向上ならびに表面欠陥発生の防止力が弱く
、また０、１χをこえると脱炭時に鋼中の脱炭を遅らせ
るため０．００３〜Ｏ，１ｗｔχの範囲に限定すべきで
ある。

Ａｌは鋼中に含まれるＮと結合してＡｌＮの微細析出物
を形成し、強力なインヒビターとして作用する。とくに
薄手一方向性珪素鋼板の製造においてＧｏｓｓ方位に強
く集積した２次再結晶粒を発達させるためには０．００
５〜０．０６ｒｔ’Ｘの範囲の酸可溶へ１が必要である
。

酸可溶旧が０．００５ｕｔχ未満ではインヒビターとし
てのＡｌＮ　Ｈ細析出物の析出量が不足し、（１１０）
＜００１＞方位の２次再結晶粒の発達が不充分となり、
一方０．０６ｗｔχを越えれば再び（１１０）　＜００
１＞方位の２次再結晶粒の発達が著しく悪くなる。

ｓｂは１次再結晶粒成長を抑制する機能を存するが、０
．００５ｗｔχ未満ではその効果が少なく、一方０．２
ｗｔ％を越えれば磁束密度を低下させて磁気特性を劣化
させるため、０．００５〜０．２ｗｔχの範囲内とする
必要がある。

Ｓ、　ＳｅはＡｌＮとともにＭｎＳもしくはＭｎＳｅの
分散析出相を形成してインヒビター効果を増進させる。

ＳまたはＳｅは合計量で０．００５ｗｔχよりも少なけ
ればＭｎＳまたはＭｎＳｅによるインヒビター効果が弱
く、−労合計量でＯ，１ｗｔχを越えれば熱間および冷
間加工性が著しく劣化するから、Ｓ　、　Ｓｓの１種ま
たは２種は合計量で０．００５〜０．１ｗｔχの範囲内
とする必要がある。なおこのような合計量範囲内におい
ても、Ｓが０．００５ｗｔχより少ない場合もしくはＳ
ｅが０．００３ｈｔχより少ない場合にはそれぞれイン
ヒビター効果が不足し、一方それぞれ０．０５ｗｔχを
越えれば熱間および冷間加工性が劣化するから、Ｓは０
．００５〜０．０５ｗｔχの範囲内、Ｓｅは０．００３
〜０．０５ｗｔ２の範囲内とすることが望ましい。

各発明の方法に適合する素材としては、上述のように３
．１〜４．５χのＳｉを含有しかつ小量のＭｏとＡｌと
ｓｂとＳおよびＳｅを含有している必要があるが、その
他通常の珪素鋼中に添加される公知の元素の存在を妨げ
るものではない。

例工ばＭｎは０．０２〜２　ｗｔχ程度含有されている
ことが好ましい。

またＣはＡｌＮの微細析出に関連して、熱延板焼鈍中に
鋼板の一部にＴ変態を生せしめるために必要であり、こ
の発明のＳｉ含有量３．１〜４．５ｗｔχの範囲ではＣ
含有量は０．０３０〜０　、０８０ｗ　ｔχ程度が適当
である。

さらに通常の珪素鋼中に添加されることのある公知の一
次再結晶粒成長抑制剤としてのＳｎ　、　Ｃｕ。

Ｂのいずれか１種あるいは２種以上を合計量で０．２ｗ
ｔ″を以下含有しても良い。その他Ｃｒ　、　Ｔｉ　＋
　Ｖ　＋Ｚｒ　、　Ｎｂ　、　Ｔａ　、　Ｃｏ　、　Ｎ
ｉ　、　Ｐ　ＩＡｓ等の一般的な不可避的元素が微量含
有されることは許容される。

次にこの発明の一例の製造工程について説明する。

先ずこの発明の方法に使用される素材を溶製する手段と
しては、ＬＤ転炉、平炉その他の公知の製鋼方法を用い
ることができ、また真空処理、真空溶解を併用しても良
いことは勿論である。

またスラブ作成の手段としても、通常の造塊−分塊圧延
法のほか、連続鋳造も好適に用いることができる。

上記のようにして得られた珪素鋼スラブは公知の方法に
より加熱後、熱間圧延に附される。この熱間圧延によっ
て得られる熱延前の厚みは後続の冷延工程における圧下
率によっても異なるが、通常１．５〜３．Ｏｍｍ程度が
望ましい。

この発明では表面性状の良好な珪素鋼板を得るために素
材中に少量のＭｏを添加することを必要条件とするが、
その他発明者らが特開昭５９−８５８２０号公報で開示
したように熱延終了後までに表面にＭＯ化合物を塗布す
る手段によって鋼板表面層にＭＯを濃化させる手段の併
用も勿論可能である。

熱間圧延を終了した熱延鋼板には、次に１次冷間圧延が
施されるが、１次冷延の前に場合によっては熱延板中の
Ｃの微細均一化分散を図るため９００〜１２００℃の温
度範囲で均一化焼鈍を行なった後急冷処理も施される。

１次冷間圧延の際の圧下率は、製品板厚によって若干異
なるが、この発明で良好な特性を有する薄手製品を得る
には第１図から明らかなように１０〜６０χ　（望まし
くは２０〜５０χ）に限定される。

次の中間焼鈍は９００〜１１００℃の温度で３０秒〜３
０分間程度の焼鈍を施すが、良好な磁気特性を安定して
得るためには、５００°Ｃから９００℃の昇温そして中
間焼鈍後の９００℃から５００℃の降温を５℃／Ｓ以上
なかでも１０℃／Ｓ以上にすることが望ましい。

この急熱急冷処理は通常の連続炉あるいはバンヂ炉等公
知の手法を用いて良い。

次の２次冷間圧延は第１図、第３図から明らかなように
７５〜９０χの圧下率で適合し、最終冷延板厚０．１〜
０．２５鰭厚に仕上げる。

各発明では薄手高磁束密度電磁鋼板の製造を目的とした
ものであり、熱延板の板厚１．５〜３゜０龍厚程度で、
第１図、第３図に示す冷間圧延および２次冷間圧延の各
圧下率において０．１〜０．２５ｍ５厚の薄手最終冷延
板に仕上げることにより、特性の良好な鋼板が得られる
。

この時、特公昭５４−１３８６６号公報に開示されてい
るように複数バス間に５０〜６００Ｃ”ｃの時効処理を
行なってもよい。

このようにして０．１〜０．２５ｍの薄手の板厚とされ
た冷延板に対しては、７５０〜８７０℃程度の温度範囲
において一次再結晶を兼ねる脱炭焼鈍を施す。

この脱炭焼鈍は通常は露点＋３０〜６５℃程度の温水素
ガス雰囲気あるいは水素・窒素混合ガス雰囲気中で数分
間行なえば良い。

次いで脱炭焼鈍後の鋼板に対しＭｇＯを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施して（１１０）＜００
１＞方位の２次再結晶粒を発達させる。この仕上焼鈍の
具体的条件は従来公知のものと同様であれば良いが、通
常は１１５０〜１２５０℃まで３〜ｂｒの昇温速度で昇
温して２次再結晶粒を発達させた後、雑水素中で５〜２
０時間の純化焼鈍を行うことが望ましい。

ついで最終冷延を終えて、製品板厚に仕上げた鋼板につ
き、表面脱脂後、脱炭・１次再結晶焼鈍処理が施される
が、第２発明ですでにのべたように、脱炭・１次再結晶
焼鈍に際してつまり処理前又は処理後に、引続く高温仕
上焼鈍を経た鋼板表面上に異ｒｔ微小領域区画の形成を
もたらす処理を予め施しておいてから、高温仕上げ焼鈍
に供することにより低鉄損の薄手一方向性珪素鋼板を製
造することができる。

この鋼板表面上に不均質領域を区画形成する方法は、 ■上述したように圧延方向とほぼ直角に脱炭促進領域あ
るいは脱炭遅滞領域を塗布剤を用いて鋼板表面上に区画
形成する（特開昭６０−３９１２４号および特開昭６０
−８９５２１号公報参照） ■鋼板表面上にレーザー、放電加工、ケガキあるいはボ
ールペン状の小球による局所位置に漱少歪を導入あるい
は異張力の働く領域（特公昭５４−２３６４７号、特公
昭５８−２９６８号、特開昭６０−８９５４５号および
特開昭５７−１８８１０号公報参照）■　鋼板表面上に
局所位置に熱処理による鋼板表面上で温度ムラを作る（
特開昭６０−１１４５１９号、特開昭６０−１０３１２
０号および特開昭６０−１０３１３２号公報参照）等を
用いることができる。

このような処理をした後鋼板表面上にはＭｇＯを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍を施して（１１０
）　＜００１＞方位に強く集積した２次再結晶粒を発達
させる。この仕上げ焼鈍の具体的条件は従来公知の焼鈍
方法と同様であれば良いが、通常は１１５０〜１２５０
°Ｃまで３〜ｂ昇温しで２次再結晶粒を発達させた後、
飽水素中５〜２０ｈｒのは純化焼鈍を行うことが望まし
い。

仕上焼鈍後の鋼板表面上のフォルステライト質被膜上に
は確実な絶縁を保証するため絶縁被覆が施されるが、第
３発明ですでにのべたように、仕上焼鈍を施した鋼板表
面上に異質微少領域区画を形成することによって低鉄損
の薄手一方向性珪素鋼板を製造することができる。

この場合特公昭５７−２２５２号、特公昭５７−５３４
１９号、特公昭５８−５９６８号、特公昭５８−２６４
０５号、特公昭５８−２６４０６号、特公昭５８−２６
４０７号および特公昭５８−３６０５１号公報で開示さ
れたレーザー照射法による人工粒界導入法では低温でし
か安定使用できないという欠点を有しているため、高温
の歪み取り焼鈍を行なっても磁気特性が劣化しない方法
による鋼板表面上に不均質領域を区画形成する方法を採
用すに必要がある。

高温焼鈍を施しても磁気特性が劣化しない不均質領域を
区画形成する方法は、 （ａｌ　　鋼板表面上のフォルステライト被膜の厚さの
異なる領域を区画形成する（特開昭６０−９２４７９号
参照） ｆｂｌ　　フォルステライト被膜の上に異種の張力コー
ティングを区画形成する（特開昭６０−１０３１８２号
公報参照） （Ｃ）　　上述したようにレーザー等を用いてフォルス
テライト被膜を局部的に除去した後、その局所領域を凹
稜・再結晶させて不均一２次再結晶粒を区画形成する。

等を用いることができる。

さらにこのような処理した上に確実な絶縁性を保証する
ためにりん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁
被膜の塗布焼付を行うことが、１００万ＫＶ＾にも上る
大容量トランスの使途において当然に必要であり、この
絶縁性塗布焼付層の形成の如きは従来公知の手法をその
まま用いて良い。

このような絶縁被膜を形成させた後、６００℃以上の温
度で歪み取り焼鈍が施され、本発明の上記の製造方法は
このような高温焼鈍を施しても磁気特性の劣化が起らな
いのが特徴である。

（実施例１） ＣＯ，０５８％、　Ｓｉ　３．４０％、　Ｍｏ　Ｏ，０
２６χ。

酸可溶Ａｌ　Ｏ，０３０％、　Ｓｂ　Ｏ，０２５χを含
有する連鋳スラブを１４３０℃で３時間加熱後、熱間圧
延して２．２龍厚の熱延板とした。その後約５０χの１
次冷間圧延を施して後、１１００℃で３分間の中間焼鈍
を施した。この中間焼鈍の際には５００℃から９００℃
までを１２℃／Ｓの急熱処理および中間焼鈍後９００℃
から５００℃までを１５℃／Ｓで急冷処理を施した。

その後約８０χの冷間圧延を施して０．２０鶴厚の最終
冷延板に仕上げた後、８３０℃の湿水素中で脱炭を兼ね
る１次再結晶焼鈍を施した。

ついでこの焼鈍板表面上にＭｇＯを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布するに先立って焼鈍分離剤と鋼板サブスケー
ル中ＳｉＯ□との反応阻害物質であるＡｈ０３粉末を付
着量＝　０．３ｇ／ｍ”、鋼板の圧延方向にほぼ直角方
向に付着幅＝１，５ｍｍそして繰返し間隔ｆ３　ａｍの
条件下で鋼板表面に線状で付着させ、しかるのちにＭｇ
Ｏを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した。

その後８５０℃から１０℃／ｈｒで１１００℃まで昇温
して２次再結晶させた後、１２００℃で１０時間乾水素
中で純化焼鈍を行なった。仕上焼鈍後の鋼板表面はＡｈ
０３粉末を塗布した領域については０．６μｍ厚だけ少
ないフォステライト被膜が形成されていた。

このように形成されたフォルステライト質被膜上にリン
酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜焼付処
理をした後８００℃で３時間の歪み取り焼鈍を行なった
。

そのときの製品の磁気特製および表面性状は次のようで
あった。

磁気特製はＢ＋ｏ　：　１．９４Ｔ　、　ＩＡ＋ｑ７ｓ
。：　０．７８讐／　ｋｇ表面性状は表面欠陥のブロッ
ク発生率で０．９χと、きわめて良好であった。

（実施例２） ＣＯ，０５７％、　Ｓｔ　３．３５％、　Ｍｏ　Ｏ，０
２５χ。

酸可溶Ａｌ　Ｏ，０２０％、　Ｓｅ　Ｏ，０２２′ｔ、
　Ｓｂ　Ｏ，０２３２：を含有する連鋳スラブを１４２
０℃で４時間加熱後熱延して２．２＋ｎ厚の熱延板とし
た。その後約３０χの１次冷間圧延を施して後、１０８
０℃で３分間の中間焼鈍を施した。この中間焼鈍の際に
は５００℃から９００℃までを１３℃／Ｓの急熱処理お
よび中間焼鈍後９００℃から５００℃までを１８℃／Ｓ
で急冷処理を施した。

その後約８５χの冷間圧延を施して０．２３ｍｍ厚の最
終冷延板に仕上げた後、８３０℃の湿水素中で脱炭を兼
ねる１次再結晶焼鈍を施した。その後８４０℃の湿水素
中で脱炭・１次再結晶を施し、次いでＭｇＯを主体とす
る焼鈍分離剤を塗布したのち、８５０℃から１１００℃
まで１０℃／ｈｒで除熱したのち、水素雰囲気中で１２
００℃で１０時間の純化焼鈍を施した。

その後パルスレーザ−を用いて圧延方向に直角方向に線
状（０，５ｍ−中）にｌｂｎ間隔に微少歪みを導入後、
酸洗処理し、さらに５ｂＣ１３（０，０１ｍｏｌ／ｌ）
液中に浸漬した。

その後リン酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁
被膜を塗布した後８００　”ｃで５時間歪み取り焼鈍と
回復・再結晶焼鈍を行なった。

得られた製品の磁気特製および表面性状は次のようであ
った。

磁気特製Ｂｏｏ　：　１．９４Ｔ　、Ｌ、ｙｓ。：　０
．７８Ｗ／　ｋｇ、表面性状の表面欠陥のブロック発生
率は１．１χできわめて良好であった。

（発明の効果） 以上の説明で明らかなようにこの発明の方法によればＢ
１゜が１．９２Ｔ以上で、鉄損が０．８５Ｊ／　ｋｇ　
（０，２３ｕ＋厚）以下の低鉄損で、しかも製品の表面
性状が極めて優れた薄手一方向性珪素鋼板を工業的に安
定して製造することができる顕著な効果を有するもので
ある。

またこの発明によれば、素材中に一〇　とＡｌとｓｂと
を含有させて冷延２回法で最終冷延板とした後仕上焼鈍
前または仕上焼鈍後の鋼板表面上に異質区画を形成する
ことにより不均一で而も細粒のＧ。

ｓｓ方位２次再結晶組織を発達させて鉄損特性、表面性
状がともに優れた製品が安定した工程で製造できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は製品の磁気特製と１次冷間圧延および２次冷間
圧延の圧下率との関係および表面性状の状況を示す図、 第２図は中間焼鈍の際の昇温速度および冷却速度と製品
の磁気特性との関係を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｓｉ３．１〜４．５ｗｔ％、 Ｍｏ０．００３〜０．１ｗｔ％、 Ｓｂ０．００５〜０．２ｗｔ％、 酸可溶Ａｌ０．００５〜０．０６ｗｔ％、 そしてＳおよびＳｅのいずれか１種または ２種を合計量で０．００５〜０．１ｗｔ％、を含有する
   スラブを熱間圧延して熱延板とした後、圧下率１０〜６
   ０％の１次冷間圧延を施し、ついで中間焼鈍を経て、圧
   下率７５〜９０％の２次冷間圧延を施し０．１〜０．２
   ５ｍｍ厚の最終板厚に仕上げた薄手冷延板を、湿水素中
   で脱炭・１次再結晶焼鈍後、高温仕上焼鈍することを特
   徴とする、表面性状の優れた低鉄損薄手一方向性珪素鋼
   板の製造方法。 ２、Ｓｉ３．１〜４．５ｗｔ％、 Ｍｏ０．００３〜０．１ｗｔ％、 Ｓｂ０．００５〜０．２ｗｔ％、 酸可溶Ａｌ０．００５〜０．０６ｗｔ％、 そしてＳおよびＳｅのいずれか１種または２種を合計量
   で０．００５〜０．１ｗｔ％、 を含有するスラブを熱間圧延して熱延板とした後、圧下
   率１０〜６０％の１次冷間圧延を施し、ついで中間焼鈍
   を経て、圧下率７５〜９０％の２次冷間圧延を施し０．
   １〜０．２５ｍｍ厚の最終板厚に仕上げ、この薄手冷延
   板を湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍するに際して、引
   続く高温仕上焼鈍を経た鋼板表面上に異質微小領域区画
   の形成をもたらす処理を予め施しておいて高温仕上焼鈍
   に供することを特徴とする、表面性状の優れた低鉄損薄
   手一方向性けい素鋼板の製造方法。 ３、Ｓｉ３．１〜４．５ｗｔ％、 Ｍｏ０．００３〜０．１ｗｔ％、 Ｓｂ０．００５〜０．２ｗｔ％、 酸可溶Ａｌ０．００５〜０．０６ｗｔ％、 そしてＳおよびＳｅのいずれか１種または２種を合計量
   で０．００５〜０．１ｗｔ％、 を含有するスラブを熱間圧延して熱延板とした後、圧下
   率１０〜６０％の１次冷間圧延を施し、ついで中間焼鈍
   を経て、圧下率７５〜９０％の２次冷間圧延を施し０．
   １〜０．２５ｍｍ厚の最終板厚に仕上げた薄手冷延板を
   、湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍後、高温仕上焼鈍し
   、さらにこの鋼板表面上に異質微小領域区画を形成する
   ことを特徴とする、表面性状の優れた低鉄損薄手一方向
   性けい素鋼板の製造方法。 ４、中間焼鈍が、５００℃から９００℃までの温度範囲
   の昇温過程における加熱速度毎秒５℃以上、９００℃か
   ら５００℃までの温度範囲の降温過程における冷却速度
   毎秒５℃以上の条件である１、２又は３に記載の方法。