JPH07258802A - 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％の鉄中に活性化エネルギーが
７０kcal/mol以上の元素（Ｈｆ，Ｂｉ他）が０．００５
〜０．５０％を含む方向性電磁鋼板の一次再結晶粒径を
５〜３５μ、標準偏差値がその１０〜７０％であること
を特徴とし、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、二次再結晶焼鈍での８００
℃から最高到達温度までの平均昇温速度を毎時０．１〜
８０℃とし、かつ二次再結晶焼鈍での板間の面圧を０．
３kg／mm² 以下とすることを特徴とする鋼の製造法（ア
ンチモンの代りにボロン系の化合物であれば、８００℃
から最高到達温度の昇温速度を毎時５〜４００℃とする
方法）。この方法により磁束密度が１．９２Ｔ以上が安
定して得られる。

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。しかも、このフォルステライ
ト形成の状態が、二次再結晶焼鈍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。

【０００３】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。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、ＧＯＳＳ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（ＴｉＯ₂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。

【０００４】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析出物の形
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。

【０００５】

【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
≦１．１０w/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
の製造法を提供するものである。

【０００６】

【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）Ｓｉ：１〜７％および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種類以上の合計が
０．００１％以上０．５０％以下を含む鋼を溶製し、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、二
次再結晶焼鈍前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、一次再結晶粒
径（断面粒径）の測定の平均値を５〜３５μ、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％
であることを特徴とし、かつ二次再結晶焼鈍での８００
℃から最高到達温度までの平均昇温速度を毎時０．１〜
８０℃とし、かつ二次再結晶焼鈍での板間の面圧を０．
３kg／mm² 以下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。

【０００７】（２）Ｓｉ：１〜７％および鉄中の拡散の
活性化エネルギーＱが７０kcal/mol以上の元素の１種類
以上の合計が０．００１％以上０．５０％以下を含む鋼
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、一次再結晶粒径（断面粒径）の測定の平均値
を５〜３５μ、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％であることを特徴とし、二次再
結晶焼鈍前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℃から最高到達
温度までの平均昇温速度を毎時５〜４００℃とし、かつ
二次再結晶焼鈍で板間の面圧を０．３kg／mm² 以下とす
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。 （３）上記（１），（２）において活性化エネルギーＱ
が７０kcal/mol以上の元素をＨｆ，Ｂｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏに特定する方法。 （４）上記（１），（２）において活性化エネルギーＱ
が８０kcal/mol以上の元素のＨｆ，Ｂｉ，Ｗに特定する
こと。 （５）フォルステライトを主成分とする一次被膜を含め
た鋼板中に、Ｈｆ，Ｂｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｍｏの元素の１種類以上を合計で０．００３〜０．
３０％含有し、かつ磁束密度Ｂ₈ が１．９２Ｔ（テス
ラ）以上および鉄損Ｗ_17/50 が１．１０w/kg以下である
高磁束密度低鉄損一方向性電磁鋼板。 （６）フォルステライトを主成分とする一次被膜を含め
た鋼板中に、Ｈｆ，Ｂｉ，Ｗの元素の１種類以上を合計
で０．００３〜０．３０％含有し、かつ磁束密度Ｂ₈ が
１．９２Ｔ（テスラ）以上および鉄損Ｗ_17/50 が１．１
０w/kg以下である高磁束密度低鉄損一方向性電磁鋼板。

【０００８】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）板の中
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、ＡｌＮ，Ｓｉ
₃ 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。

【０００９】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生ぜしめるのが一つの
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。

【００１０】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。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（Glow Discharge Optical Emission Sp
ectrometry：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。

【００１１】

【表１】

【００１２】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 →Ｍ
ｇ₂ 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。

【００１３】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
他の化合物を意味する。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）系の化合物とはＮａ系のみならずＮａの
代わりにＣａ，Ｍｇ等を含む化合物やほう酸（Ｈ₃ ＢＯ
₃ ）やほう酸ソーダをも意味する。

【００１４】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認められ
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すことができ
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。

【００１５】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適用可能な珪素鋼板
は必要に応じてＡｌを含有し、ＡｌＮあるいはＳｉ₃ Ｎ
₄ 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，Ｓ
ｎ，Ｖ，Ｃｒ，Ｐ等の他の添加元素を付加的に添加さ
せ、磁気特性の向上を図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 ≦１．１０w/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。

【００１６】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析出
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。

【００１７】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ても今度は純化の目的もある二次
再結晶焼鈍（仕上げ焼鈍とも言う）では十分抜けないで
残存し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、１
０００℃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。

【００１８】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存し、かつさらに高温
になったときに鋼板表面から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、鉄の中に入
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。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） ……………………………………

【００１９】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。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（本発明で
は擬インヒビター効果と以下呼ぶ）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に磁束密
度Ｂ₈ ≧１．９２Ｔおよび鉄損Ｗ_17/50 ≦１．１０w/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。その理由は以
下の通りである。

【００２０】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方位の揃った二次
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。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さらに重
要な条件がある。それは二次再結晶終了後の保定または
冷却中に表面に出てくるＨｆ，Ｂｉ等の擬インヒビター
元素が、表面に存在する他の元素と反応して化合物を作
り、せっかく生成した表面被膜のフォルステライト等を
侵食し、これらの一次被膜が十分残存しないか、全く存
在しなくなるという現象である。このため、二次再結晶
時のコイルの板間の面圧は０．３kg／mm² 以下であるこ
とが必要となった。これ以上ではＨｆ，Ｂｉ等が表面か
ら雰囲気中に十分抜けず、一次被膜が十分生成されな
い。

【００２１】さらに別の観点から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）

【００２２】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） …………………

【００２３】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６
０kcal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。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。

【００２４】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，Ｂ
ｉ，Ｗである。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。

【００２５】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。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８０kc
al/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。

【００２６】当然ながら、鉄の自己拡散エネルギー（６
０kcal/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には、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。

【００２７】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

【００２８】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。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。

【００２９】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
安定して高くならない。これが一次再結晶組織の平均粒
径の最適範囲が存在する理由である。

【００３０】一方、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。

【００３１】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。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。

【００３２】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６０〜４００ppm 鋼に含むことを特徴
とする。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。

【００３３】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。

【００３４】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０．００１％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。

【００３５】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は薄スラブ連鋳法での冷速が小さく
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。

【００３６】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、磁性向上を図ることもしばしば行われる。ここで８
００℃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。

【００３７】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。

【００３８】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｝〔１
１２〕方位粒も増やすので好ましい。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。一次焼鈍温度は７０
０〜９５０℃が好ましい。ここで７００℃は再結晶可能
な下限温度であり、９５０℃は粗大粒の発生を抑制する
上限温度である。

【００３９】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（ＮＨ
₃ ）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。

【００４０】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、好ましくは窒素と酸
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（ＭｇＯ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。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。

【００４１】Ｓｂ₂ （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。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Ｍｇ
Ｏを溶融させるのに効果があり、添加する場合は０．０
５〜５％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。

【００４２】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。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１１００〜１３００℃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。

【００４３】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８
０℃／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５〜４００
℃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。

【００４４】さらに二次再結晶保定または冷却中のコイ
ルの板間の面圧が０．３kg／mm² 超ではＨｆ，Ｂｉ等の
擬インヒビター元素がコイルから抜けず化合物を作りこ
れがフォルステライトを侵食して十分な一次被膜ができ
ない。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。

【００４５】

【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。

【００４６】(1) ＭｇＯ＋ＴｉＯ₂ (5％）＋Ｓｂ₂ （Ｓ
Ｏ₄ ）₃ (0.2％：Ｓｂ系）、（0.02％：低Ｓｂ系）、
(6.0％：高Ｓｂ系） (2) ＭｇＯ＋ＴｉＯ₂ (5％）＋Ｎａ₂ Ｂ₄ Ｏ₇ (0.3％：
Ｂ系）、（0.03％：低Ｂ系）、(7.0％：高Ｂ系） (3) ＭｇＯ＋ＭｇＳＯ₄ (4％）＋ＦｅＳＯ₄ (0.1％）＋
Ｎａ₂ Ｂ₄ Ｏ₇ (0.5％）……硫化物系 (4) ＭｇＯ＋ＳｒＣＯ₃ （0.08％）＋ＢａＣｌ₂ (0.5
％）＋Ｂａ（Ｈ）₂ (0.1％）……ストロンチウム・バリ
ウム系 (5) ＭｇＯ＋Ｖ₂ Ｏ₅ (5％）＋ＣｒＮ(3％）……炭・窒
化物系 (6) ＭｇＯ＋ＭｎＯ₂ (0.2％）＋ＴｉＯ₂ (8％）＋Ｔｉ
Ｃｌ₄ (0.5％）……塩化物系

【００４７】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。

【００４８】

【表２】

【００４９】

【表３】

【００５０】

【表４】

【００５１】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 Tester）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。

【００５２】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。

【００５３】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。

【００５４】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２−２３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および２−１４〜２−２０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２−２１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。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。

【００５５】

【表５】

【００５６】

【表６】

【００５７】

【表７】

【００５８】

【表８】

【００５９】

【表９】

【００６０】

【表１０】

【００６１】

【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。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 22/00 Ａ Ｈ０１Ｆ 1/16 (72)発明者 山崎 修一 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｓｉ：１〜７％および鉄中の拡散の活性
   化エネルギーＱが７０kcal/mol以上の元素の１種類以上
   の合計が０．００１％以上０．５０％以下を含む鋼を溶
   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、一次再結晶粒径（断面粒径）の測定の平均値を５
   〜３５μ、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％であり、かつ二次再結晶焼鈍前に塗
   布するマグネシアの中にアンチモン系の化合物を０．０
   ５〜５．０％添加し、かつ二次再結晶焼鈍での８００℃
   から最高到達温度までの平均昇温速度を毎時０．１〜８
   ０℃とし、かつ二次再結晶焼鈍での板間の面圧を０．３
   kg／mm² 以下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。
2. 【請求項２】 Ｓｉ：１〜７％および鉄中の拡散の活性
   化エネルギーＱが７０kcal/mol以上の元素の１種類以上
   の合計が０．００１％以上０．５０％以下を含む鋼を溶
   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、一次再結晶粒径（断面粒径）の測定の平均値を５
   〜３５μ、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％であり、二次再結晶焼鈍前に塗布す
   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℃から最高到達温度までの平均昇温
   速度を毎時５〜４００℃とし、かつ二次再結晶焼鈍で板
   間の面圧を０．３kg／mm² 以下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。
3. 【請求項３】 活性化エネルギーＱが７０kcal/mol以上
   の元素としてＨｆ，Ｂｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃ
   ｕ，Ｍｏの元素群から選択して用いる請求項１または２
   記載の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】 活性化エネルギーＱが８０kcal/mol以上
   の元素としてＨｆ，Ｂｉ，Ｗの元素群から選択すること
   を特徴とする請求項１または２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】 フォルステライトを主成分とする一次被
   膜を含めた鋼板中に、Ｈｆ，Ｂｉ，Ｗ，Ｎｂ，Ｃｏ，Ｎ
   ｉ，Ｃｕ，Ｍｏの元素の１種類以上を合計で０．００３
   〜０．３０％含有し、かつ磁束密度Ｂ₈ が１．９２Ｔ
   （テスラ）以上および鉄損Ｗ_17/50 が１．１０w/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。
6. 【請求項６】 フォルステライトを主成分とする一次被
   膜を含めた鋼板中に、Ｈｆ，Ｂｉ，Ｗの元素の１種類以
   上を合計で０．００３〜０．３０％含有し、かつ磁束密
   度Ｂ₈ が１．９２Ｔ（テスラ）以上および鉄損Ｗ_17/50
   が１．１０w/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。