JPH10121213A - 高磁場に比し低磁場の鉄損特性に優れる方向性電磁鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高磁場に比し低磁場の鉄損特性に優れ小型の
発電機や変圧器の鉄心として好適な方向性電磁鋼板を得
る。 【解決手段】 Si：1.5 〜7.0 ％およびMn：0.03〜2.5
％を含有し、Ｃ，ＳおよびＮをそれぞれＣ：0.003 ％以
下、Ｓ：0.002 ％以下およびＮ：0.002 ％以下に調整し
た電磁鋼板であって、該鋼板の鋼板面内方向の結晶粒径
の個数比率を１mm未満：25〜98％、４mm〜７mm：45％以
下、７mm以上：10％以下とし、該鋼板表面に有するフォ
ルステライト被膜中にAl：0.5 〜1.5 ％、Ti：0.1 〜10
％およびＢ：0.01〜0.8 ％の範囲で含有させる。

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、発電機や変圧器
の鉄心に利用される方向性電磁鋼板のなかでも、特に小
型発電機の鉄心やＥＩコアなどに用いて有利な高磁場に
比し低磁場の鉄損特性に優れる方向性電磁鋼板とその製
造方法を提案するものである。

【０００２】Siを含有し、かつ、結晶方位が（１１０）
〔００１〕方位や（１００）〔００１〕方位に配向した
方向性電磁鋼板は、優れた軟磁気特性を有することから
商用周波数域での各種鉄心材料として広く用いられてい
る。この時、電磁鋼板に要求される特性としては、一般
に50Hzの周波数で1.7 Ｔに磁化させた場合の損失である
W_17/50 （Ｗ／kg）で表わされる鉄損が低いことが重要
で、大型変圧器の鉄心や巻鉄心の鉄損は W_17/50 の値が
低い材料が実機での特性も優れているという結果を得て
いる。しかし、小型発電機の鉄心や小型変圧器であるＥ
Ｉコアなどの鋼板内部を流れる磁束が複雑な場合は、材
料の W_17/50 であらわす鉄損と実機での鉄損特性が一致
しないという問題があった。

【０００３】近年エネルギー危機の進行とともに変圧器
中で無駄に失うエネルギーの低減が要請され、実機の鉄
損を低減する努力がなされているなか、上記の場合材料
の W _17/50 では正当な評価が得られず、材料の選定にし
ばしば困難をきたしていた。

【０００４】

【従来の技術】一般に材料の鉄損を低減するには、渦電
流損を低下させるために有効なSiを含有させ電気抵抗を
高める方法、鋼板板厚を低減する方法、結晶粒径を低減
する方法、さらに結晶方位の集積度を高めて磁束密度を
向上させる方法などが知られている。

【０００５】これらのうち、磁束密度を向上させる手法
についてはこれまで数多く研究されてきており、例え
ば、特公昭５１−２２９０号公報（高磁束密度一方向性
電磁鋼板の熱間圧延方法）には鋼中にインヒビター成分
としてAlを添加し、1300℃以上の高温でスラブ加熱し、
熱間仕上げ圧延を高温短時間で行い、980 ℃以上の熱間
圧延終了温度で熱間圧延を行う技術が、また、特公昭４
６−２３８２０号公報（高磁束密度電磁鋼板の熱処理
法）には、鋼中にAlを添加し、熱間圧延後1000〜1200℃
と高温での熱延板焼鈍とそれに伴う急冷処理によって微
細なAlN を析出させ、80〜95％の高圧下率を施す技術が
開示され、これによって、Ｂ₁₀にて1.95Ｔと極めて高い
磁束密度と低鉄損の材料を得ている。

【０００６】しかしながら、 W_17/50 の低減の際に従来
から追究されてきた通常の結晶方位を揃え磁束密度を向
上させる手法は、ＥＩコアや小型発電機の鉄心の鉄損特
性を向上させるには有効な手法とはいえなかった。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】前記したようなことか
ら、磁束密度を向上させる手法にかわるものとして、Si
含有量を増加させる手法、鋼板板厚を低減する手法、結
晶粒径を低減する手法を検討したが、このうち、Si含有
量を増加させる手法についてはSiを過度に含有させると
圧延性や加工性を劣化させるので好ましくなく限界があ
り、また鋼板板厚を低減する方法も極端な製造コストの
増大をもたらすのて自から限界があった。

【０００８】そこで、この発明のうち請求項１ないし２
の発明は、製品の結晶粒径分布およびフォルステライト
質被膜の成分組成を最適化することによる高磁場に比し
低磁場の鉄損特性に優れる方向性電磁鋼板を提案するこ
とを目的とするものであり、請求項３ないし５の発明は
その方向性電磁鋼板の製造方法を提案することを目的と
するものである。

【０００９】なお、従来から広く知られている方向性電
磁鋼板の結晶粒径の制御技術は、例えば、特公昭５９−
２０７４５号公報（鉄損の極めて低い一方向性珪素鋼板
とその製造方法）に平均結晶粒径を１〜６mmとする薄手
の方向性電磁鋼板の製造方法が、特公昭６２−５６９２
３号公報（鉄損の少ない一方向性珪素鋼板の製造方法）
には粒径が２mm以下の結晶粒の個数比率を15〜70％とし
鉄損を低減する手法が、さらに、特公平６−８０１７２
号公報（鉄損の低い方向性けい素鋼板およびその製造方
法）には粒径が1.0 mm以上2.5 mm以下の微細粒を混粒状
に存在させることにより鉄損を低減する技術が、それぞ
れ提案開示されているが、これらはいずれも磁束密度1.
7 Ｔの高磁場での鉄損 W_17/50 の低減を目的としたもの
であり、低磁場での鉄損について検討されたものではな
い。

【００１０】

【課題を解決するための手段】発明者らは鋭意研究の結
果、高磁場での鉄損 W_17/50 を増加し、低磁場での鉄損
W_10/50 を低減する、すなわち、 W_10/50 ／ W_17/50 の
値を低減すること、そのためには、製品の金属組織の結
晶粒径分布として、一定値以下の微細粒と粗大粒の個数
比率を適格に制御すること、および鋼板表面にAl、Tiお
よびＢを適量含有するフォルステライトを主成分とする
被膜を形成させることにより達成できることを新規に見
い出しこの発明に至ったものである。すなわち、この発
明の要旨とするところは以下のとおりである。

【００１１】 Si：1.5 〜7.0 wt％およびMn：0.03〜
2.5 wt％を含有し、Ｃ，ＳおよびＮの含有量をそれぞれ
Ｃ：0.003 wt％以下、Ｓ：0.002 wt％以下およびＮ：0.
002wt％以下に調整した電磁鋼板であって、該鋼板の板
厚方向に貫通する結晶粒の鋼板面内方向の粒径の個数比
率が、１mm未満：25〜98％、４mm以上７mm未満：45％以
下および７mm以上：10％以下であり、該鋼板表面にはフ
ォルステライト質被膜を有し、その被膜中にAl，Tiおよ
びＢをそれぞれAl：0.5 〜15wt％、Ti：0.1 〜10wt％お
よびＢ：0.01〜0.8 wt％を含有していることを特徴とす
る高磁場に比し低磁場の鉄損特性に優れる方向性電磁鋼
板（第１発明）。

【００１２】 Si：1.5 〜7.0 wt％、Mn：0.03〜2.5
wt％およびSb：0.0010〜0.080 wt％を含有し、Ｃ，Ｓお
よびＮの含有量をそれぞれＣ：0.003 wt％以下、Ｓ：0.
002wt％以下およびＮ：0.002 wt％以下に調整した電磁
鋼板であって、該鋼板の板厚方向に貫通する結晶粒の鋼
板面内方向の粒径の個数比率が、１mm未満：25〜98％、
４mm以上７mm未満：45％以下および７mm以上：10％以下
であり、該鋼板表面にはフォルステライト質被膜を有
し、その被膜中にAl，TiおよびＢをそれぞれAl：0.5 〜
15wt％、Ti：0.1 〜10wt％およびＢ：0.01〜0.8 wt％を
含有していることを特徴とする高磁場に比し低磁場の鉄
損特性に優れる方向性電磁鋼板（第２発明）。

【００１３】 Ｃ：0.005 〜0.070 wt％、 Si：1.5 〜7.0 wt％、 Mn：0.03〜2.5 wt％、 Al：0.005 〜0.017 wt％および Ｎ：0.0030〜0.0100wt％ を含み、かつ、Ti，Nb，ＢまたはSbのうちから選ばれる
１種または２種以上をそれぞれ Ti：0.0005〜0.0020wt％ Nb：0.0010〜0.010 wt％ Ｂ：0.0001〜0.0020wt％および Sb：0.0010〜0.080 wt％ で含有する溶鋼を鋳造してけい素鋼スラブとなし、該ス
ラブを素材として1250℃以下の温度に加熱して熱間圧延
を行うかもしくは直接熱間圧延して800 〜970 ℃の温度
範囲で仕上げ圧延を終了したのち、10℃／ｓ以上の冷却
速度で急冷して670 ℃以下の温度でコイルに巻取り、そ
の後、昇温速度：５〜25℃／ｓの範囲で昇温し800 〜95
0 ℃の温度範囲で100 秒間以下保持する熱延板焼鈍を施
したのち、タンデム圧延機により圧下率：80〜95％の冷
間圧延後、１次再結晶焼鈍を施し、Ti化合物：１〜20wt
％およびＢ：0.04〜1.0 wt％を含有する焼鈍分離剤を塗
布してから、昇温途中の少なくとも850 ℃以上の温度か
らはＨ₂ を含有する雰囲気中で昇温・保持する最終仕上
げ焼鈍を施すことを特徴とする高磁場に比し低磁場の鉄
損特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法（第３発
明）。

【００１４】 Ｃ：0.005 〜0.070 wt％、 Si：1.5 〜7.0 wt％、 Mn：0.03〜2.5 wt％、 Al：0.005 〜0.017 wt％および Ｎ：0.0030〜0.0100wt％ を含み、かつ、Ti，Nb，ＢまたはSbのうちから選ばれる
１種または２種以上をそれぞれ Ti：0.0005〜0.0020wt％ Nb：0.0010〜0.010 wt％ Ｂ：0.0001〜0.0020wt％および Sb：0.0010〜0.080 wt％ で含有し、さらにCrまたはSnの１種または２種を Cr：0.0010〜0.30wt％および Sn：0.0010〜0.30wt％ で含有する溶鋼を鋳造してけい素鋼スラブとなし、該ス
ラブを素材として1250℃以下の温度に加熱して熱間圧延
を行うかもしくは直接熱間圧延して800 〜970 ℃の温度
範囲で仕上げ圧延を終了したのち、10℃／ｓ以上の冷却
速度で急冷して670 ℃以下の温度でコイルに巻取り、そ
の後、昇温速度：５〜25℃／ｓの範囲で昇温し800 〜95
0 ℃の温度範囲で100 秒間以下保持する熱延板焼鈍を施
したのち、タンデム圧延機により圧下率：80〜95％の冷
間圧延後、１次再結晶焼鈍を施し、Ti化合物：１〜20wt
％およびＢ：0.04〜1.0 wt％を含有する焼鈍分離剤を塗
布してから、昇温途中の少なくとも850 ℃以上の温度か
らはＨ₂ を含有する雰囲気中で昇温・保持する最終仕上
げ焼鈍を施すことを特徴とする高磁場に比し低磁場の鉄
損特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法（第４発
明）。

【００１５】 鋳造時に電磁攪拌を施すことを特徴と
する第３または第４発明に記載の高磁場に比し低磁場の
鉄損特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法（第５発
明）。

【００１６】ここで、焼鈍分離剤に含有させるTi化合物
とは、 TiO₂ , TiS, MgTiO₃ などTiを含む化合物を意味
し、Ｂとしては、MgO 中に固溶している状態や、nMgO・
B₂O ₃ 等の化合物でMgO 中に存在している状態のほか、
焼鈍分離剤へ添加物として含有させることもよい。

【００１７】

【発明の実施の形態】まず、この発明に至った実験例に
ついて以下に述べる。

【００１８】予備実験として、実機の小型発電機の鉄心
やＥＩコアの鉄損について材料評価のよい指標について
検討したところ、表１に示すように高磁場での鉄損の劣
化を許容し低磁場での鉄損が良好なこと、すなわち、 W
_10/50 （1.0 Ｔの磁束密度における鉄損：Ｗ／kg）／ W
_17/50 の値と実機の特性とがよい相関を有することが判
明した。

【００１９】

【表１】

【００２０】この理由は、実機の場合鋼板内を流れる磁
束の分布が不均一であるため、低磁場での鉄損がより重
要で、高磁場での鉄損はむしろ高い方が実機全体におけ
る磁束の流れがより均一化する方向に改善され、結果的
に実機の鉄損を低減することになるためと思われる。ま
た、表１において良好な実機特性を示した材料ａおよび
ｂについて調査したところ、結晶組織が細粒になってい
ることがわかった。

【００２１】ここで、従来より鉄損の低減に結晶粒径が
小さい方が有利であるという知識はあっても、前記した
ように、これまではすべてが材料の高磁場での鉄損 W
_17/50の低減に関する研究であって、ＥＩコアなどの鉄
損を低減するといった小型電気機器類の実機特性を向上
させるという観点からの研究はなく、とくに、鉄損 W_17
/50 の増加を許容し鉄損 W_10/50 や W_10/50 ／ W_17/50
の値を低減するといった観点から、結晶粒径を如何なる
サイズと分布に制御すべきかといった研究は皆無であ
り、そのための適正な結晶粒径の分布は明確にはなって
いなかった。

【００２２】この予備実験結果をもとに、製品での鉄損
ならびに W_10/50 および W_10/50 ／W_17/50 の値を低減
するための鋼板結晶粒径分布やその製造条件などについ
て種々実験・検討を行った。

【００２３】実験１（Al含有量、熱間圧延条件および熱
延板焼鈍条件の検討） 表２に示した鋼記号Ｉの成分組成になるスラブ10本を、
表３に示した記号ａ〜ｊの条件でそれぞれ熱間圧延し板
厚：2.4 mmの熱延板コイルとし、従来の製造法として表
２の鋼記号III の成分組成になるスラブを表３の記号ｈ
に示した条件で熱間圧延し同じく板厚：2.4 mmの熱延板
コイルとした。

【００２４】

【表２】

【００２５】

【表３】

【００２６】なお、熱間圧延終了時からコイル巻取りま
での間の冷却は全て、冷却速度：25.3〜28.6℃／ｓの範
囲の急冷とした。

【００２７】その後、これらのコイルは全て２分割し、
一方は900 ℃・60秒間、他方は1050℃・60秒間の熱延板
焼鈍を施したのち、酸洗し、タンデム圧延機により150
℃の温度で板厚：0.34mmに温間圧延後、脱脂処理を行い
850 ℃・２分間の脱炭焼鈍を施し、0.1 ％のＢを含有す
るMgO 中に TiO₂ を５％添加した焼鈍分離剤を塗布して
から、昇温時600 ℃の温度までをＮ₂ 単独の雰囲気、そ
の後、1050℃の温度まではＮ₂ ：25％、Ｈ₂ ：75％の混
合雰囲気、以後、Ｈ₂ 単独の雰囲気で1200℃の温度まで
昇温後５時間保持する最終仕上げ焼鈍を施したのち、そ
れぞれ未反応焼鈍分離剤を除去した。

【００２８】ついで、これらの鋼板に40％のコロイダル
シリカを含有するりん酸マグネシウムを主成分とする絶
縁コーテイングを塗布し800 ℃の温度で焼付けそれぞれ
製品とした。

【００２９】しかるのち、上記の未反応焼鈍分離剤を除
去した各鋼板をマクロエッチして結晶粒径分布をそれぞ
れ測定するとともに、各製品より圧延方向に沿ってエプ
スタインサイズの試験片を切り出し800 ℃の温度で３時
間の歪取り焼鈍を施したのち、1.0 Ｔおよび1.7 Ｔの磁
束密度における鉄損 W_10/50 および W_17/50 ならびに磁
束密度Ｂ₈ をそれぞれ測定した。また、各製品からＥＩ
コア用の鉄心を打抜き、歪取り焼鈍を施したのち、積み
加工、銅線の巻加工などによってＥＩコアをそれぞれ作
製し、これらのＥＩコアの鉄損特性についても調査し
た。これらの調査結果を表４にまとめて示す。

【００３０】

【表４】

【００３１】表４より、従来例の成分組成のスラブ（鋼
記号III)を素材とし、従来例の熱間圧延条件（記号ｈ）
で製造した仕上げ焼鈍後の鋼板は（結晶粒径分布は仕上
げ焼鈍後絶縁コーティングを焼付けて製品にしても変化
しない）、粒径が７mm以上の粗大結晶粒の個数比率が大
きく、かつ、磁束密度Ｂ₈ も1.96Ｔと高い製品である
が、鉄損特性について見ると、高磁場での鉄損 W_17/50
が極めて小さいのに対し、低磁場での鉄損 W_10/50 が比
較的大きく、したがって、 W_10/50 ／ W_17/50 の値が大
きく低磁場での鉄損に優れているとはいえない。

【００３２】これに対し、Nbを微量添加し、かつAl含有
量の少ないこの発明に適合する成分組成のスラブ（鋼記
号Ｉ）を素材とし、スラブ加熱温度：1200℃以下、熱間
圧延終了温度：950 ℃以下（800 ℃以上）、熱延板焼鈍
温度：900 ℃として製造した製品（表４中の備考欄に良
好と記したもの）は、高磁場での鉄損は大きいが、低磁
場での鉄損が低く、したがって W_10/50 ／ W_17/50 の値
も小さく、かつＥＩコアとしての鉄損も極めて良好であ
る。これらの製品の結晶組織の特徴は結晶粒径が従来製
法のものより小さい点にあり、４mm未満特に１mm未満の
微細粒の個数比率が大きいことがわかる。

【００３３】この点について実験・検討を進めた結果、
１mm未満の粒径の結晶粒の個数比率を25％以上とするこ
とが必要であることがわかった。ただし、このような微
細粒の過剰な存在は磁気特性を大きく劣化させ W_10/50
の値そのものを劣化させることも明らかとなった。ちな
みに、表４のこの発明に適合する鋼（鋼記号Ｉ）を素材
として、熱間圧延終了温度が低く過ぎたり高過ぎたり、
あるいは熱延板焼鈍温度が高過ぎた条件で製造した製品
などで、１mm未満の粒径の微細結晶粒の個数比率が98％
を超える場合には、 W_10/50 および W_10/50 ／ W_17/50
の値が著しく劣化し、ＥＩコアとしての鉄損特性も劣っ
ている。したがって、粒径が１mm未満の結晶粒の個数比
率としては25〜98％に制御することが必要になる。

【００３４】さらに、１mm以上の粒径の結晶粒について
もできるだけ細粒とすることが重要で、粗大な結晶粒の
出現を抑制し、結晶粒径分布を適格な範囲に制御するこ
とが肝要であることがわかった。

【００３５】ついで、上記したように微細結晶粒の個数
比率を高め、結晶粒径分布を適正化することにより、良
好な低磁場での鉄損特性が得られた理由について、さら
に種々の検討を加えた。

【００３６】まず、第１にインヒビターとしてのAlN の
析出方法が新規であり、極めて微細かつ均一にAlN を分
散できた点が挙げられる。そして、これにより１mm未満
の結晶粒を存在させつつも安定して２次再結晶をさせる
ことかできたものと考えられる。

【００３７】従来より行われていたAlN の析出方法は、
前掲特公昭４６−２３８２０号公報に開示されているよ
うに、熱延板焼鈍においてAlN を固溶状態とし、熱延板
焼鈍の冷却過程で再析出させ、その際の冷却速度を制御
することによりAlN の析出サイズを制御する方法であ
る。これに対し、この実験で良好な結果を得たAlN の析
出方法は、熱間圧延まではAlN を固溶状態に保ち、熱延
板焼鈍の昇温過程においてAlＮを析出させる斬新な方法
である。

【００３８】かかる方法において、AlN を微細に析出さ
せるためには、AlN の溶解度積を低下させるため、Al含
有量を従来の好適な値より少なくし、AlN の析出温度を
低温化して熱間圧延工程で析出しにくくし、かつ、熱間
圧延終了温度を800 ℃以上、熱延板コイル巻取り温度を
670 ℃以下としAlN の熱間圧延工程での析出を抑制する
ことが必要になる。なお、コイル巻取り温度を低温に保
つ必要性は、巻取り温度が高い場合過飽和状態のAlN が
析出するので、これを抑制するためである。

【００３９】さらに、熱間圧延後の過飽和状態にあるAl
N の析出を抑制するためには、当然熱間圧延終了後から
コイル巻取りまでの間の冷却速度も速いことが要求さ
れ、この目的のためには、冷却速度として10℃／ｓ以上
が必要であることがわかった。

【００４０】また、熱延板焼鈍としては、1150℃の温度
といったAlN の固溶を狙った従来のような高温の焼鈍は
ことのほか有害であり、加えて昇温過程で析出させた微
細なAlN のオストワルド成長をも抑制するためには焼鈍
温度としては950 ℃以下と従来では全く不適とされてい
た極めて低い温度が適合する結果となった。

【００４１】第２の革新的技術としては、好適な２次再
結晶を得るための１次再結晶組織の改善である。従来よ
り２次再結晶粒の急激な成長のためには蚕食される１次
再結晶粒のサイズが均一で小さいことが有利であること
が知られている。さらに１次再結晶粒のサイズが増大す
る原因および不均一性が増大する原因としては、熱間圧
延や冷間圧前の段階での鋼材の結晶粒の粗大化が原因で
あることも従来より良く知られていることである。しか
しながら、熱間圧延前では、インヒビターの固溶のため
に高温スラブ加熱を行うことが必然であり、これに伴っ
て熱間圧延前鋼材の結晶粒径は当然のことながら増大す
る。このため、インヒビターの粒成長抑制力が弱い場合
は１次再結晶粒径は当然のこととして増大し、例えば特
開平６−１７２８６１号公報（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）に示されているよう
に、１次再結晶粒径は18〜35μm といった粗大なものに
なる。

【００４２】かかる点からも、上記実験で良好な低磁場
での鉄損特性を得た条件が、1200℃前後といった低温の
スラブ加熱温度、900 ℃前後といった低温の熱延板焼鈍
条件にしめされるように、これらは、熱間圧延前や冷間
圧延前の鋼材の結晶粒の成長を抑え１次再結晶組織の細
粒化および均一化を得るためには絶好の条件であり、画
期的な技術といえる。

【００４３】さらに、熱間圧延前鋼材の結晶粒を粗大化
させないという観点からは、鋼の鋳造組織が細かいこと
がより効果的であり、例えば、鋳造中の溶湯に電磁攪拌
処理を施して柱状晶の発達を抑制する方法は、その効果
が絶大である。また、スラブを加熱しないで直接圧延す
る方法もこの観点から好ましい。

【００４４】実験２（AlN 析出核生成成分の影響および
熱延板昇温速度の影響) 熱延板焼鈍の昇温過程におけるAlN の微細析出に関する
実験・検討を行った。前掲表２に示した鋼記号XIの成分
組成になるスラブ６本および鋼記号Ｖの成分組成になる
スラブ１本を、それぞれ前掲表３の記号ｂに示した条件
で熱間圧延し、板厚：2.4 mmの熱延板コイルとした。こ
のとき、熱間圧延終了時からコイル巻取り時までの間の
冷却速度は26.5℃／ｓとした。

【００４５】これらの熱延板に900 ℃・60秒間の熱延板
焼鈍を施したが、このとき鋼記号XIのスラブを用いた熱
延板については、2.5, 3.7, 5.4, 12.7, 23 および28℃
／ｓとそれぞれ昇温速度を変更し、鋼記号Ｖのスラブを
用いた熱延板については、12.2℃／ｓの昇温速度とし
た。

【００４６】その後、これらの焼鈍板を酸洗し、タンデ
ム圧延機により100 〜160 ℃の温度範囲で板厚：0.34mm
に温間圧延したのち、脱脂処理を施し、850 ℃・２分間
の脱炭焼鈍後、0.05％のＢを含有するMgO 中に７％の T
iO₂ を添加した焼鈍分離剤を塗布してから、昇温時500
℃の温度までをＮ₂ 単独の雰囲気、その後、850 ℃の温
度まではＮ₂ ：25％、Ｈ₂ ：75％の混合雰囲気、以後Ｈ
₂ 単独の雰囲気で1180℃の温度まで昇温後５時間保持す
る最終仕上げ焼鈍を施したのち、それぞれ未反応焼鈍分
離剤を除去した。

【００４７】さらに、これらの鋼板に40％のコロイダル
シリカを含有するりん酸マグネシウムを主成分とする絶
縁コーティングを塗布し800 ℃の温度で焼付けそれぞれ
製品とした。

【００４８】しかるのち、実験１と同様の要領で、未反
応焼鈍分離剤除去後の各鋼板の結晶粒径分布、各製品の
磁気特性および各製品を用いて作製したＥＩコアの鉄損
などをそれぞれ調査した。これらの調査結果を表５にま
とめて示す。

【００４９】

【表５】

【００５０】表５より、成分組成としてTi，Nb，Ｂある
いはSbなどがこの発明に適合しないスラブ（鋼記号Ｖ）
を素材とした製品板は粒径が１mm以下の微細結晶粒の個
数比率が98％超えて大きく、かつ、磁束密度Ｂ₈ も1.68
Ｔと低く、低磁場および高磁場での鉄損はおしなべて劣
悪である。

【００５１】これに対し、Ｂを微量添加したこの発明に
適合するスラブ（鋼記号XI) を素材とした製品について
は、熱延板焼鈍での昇温速度を５〜25℃／ｓの範囲とし
た場合に優れた低磁場での鉄損、優れたＥＩコアでの鉄
損が得られている。昇温速度が上記範囲外の場合にはや
はり粒径が１mm未満の微細結晶粒の個数比率が98％を超
えて増大しており低磁場での鉄損などが劣っている。し
たがって、良好な低磁場特性が得られる条件としては、
粒径が１mm未満の結晶粒の個数比率が一定範囲内にある
ことが必要になる。

【００５２】かかる結果を得た原因について調査した結
果、熱延板焼鈍の昇温後の析出AlNの分布に大きな差が
あることがわかった。すなわち、良好な磁気特性と結晶
粒分布を得た条件（素材を含む）の熱延板焼鈍の昇温直
後の析出AlN については1.0〜5.0 nmの極めて微細なも
のが高密度に存在していたのに対し、鋼記号Ｖを素材と
するものや昇温速度が28℃／ｓと速いものについてはAl
N の析出量が不十分であり、昇温速度が2.5 ℃／ｓや3.
7 ℃／ｓと遅いものについては析出AlN が5.0〜20nmと
粗大化していた。このようなインヒビターの析出状態の
違いが２次再結晶に影響を及ぼし製品の結晶組織を変化
させたものと考える。

【００５３】よって、熱延板焼鈍の昇温過程で微細かつ
高密度の状態にAlN の析出制御を行うには昇温速度の制
御が重要で、この速度が遅過ぎる場合はAlN が粗大に析
出し、逆に速度が速過ぎる場合はAlN の析出量が不十分
となる。

【００５４】また、AlN の析出制御のためには昇温速度
の制御のみならず、素材鋼中の微量成分や熱間圧延温度
も重要になる。すなわち、Ti, Nb, ＢやSbの存在によっ
てAlN の析出核が増加することがわかった。これらのう
ち、Ti, NbおよびＢについては、熱間仕上げ圧延におい
て極めて微細な析出物が形成され、これを析出の核とし
て熱延板焼鈍の昇温過程でAlN が析出すること、Sbにつ
いては、結晶粒界にSbが偏析することにより結晶粒界へ
のAlN の粗大析出を抑制し結晶粒内における固溶Alと固
溶Ｎの実質的濃度を高めてAlN の析出核の生成頻度を高
めることなどがわかった。

【００５５】このためには、熱間圧延終了温度を970 ℃
以下とすることが必要になる。熱間圧延終了温度が高い
場合は、AlN の析出核となるこれらの極微細析出物すら
析出しなくなり、熱延板焼鈍の昇温過程でのAlN の均一
微細析出ができなくなる。

【００５６】以上のように、この発明のインヒビター析
出制御は、 １）低Al含有量によるAlN 析出温度の低下とそれに伴う
スラブ加熱温度の低下、 ２）AlN 析出核生成成分の微量添加と熱間仕上げ圧延温
度の低温化( 熱間圧延終了温度の上限規制）による析出
核の生成、 ３）熱間圧延終了温度の下限規制、熱間圧延終了時から
コイル巻取り時までの冷却速度の下限規制およびコイル
巻取り温度の上限規制による熱間圧延でのAlN 析出の制
御、 ４）熱延板焼鈍の昇温速度の制御による昇温過程でのAl
N の微細かつ均一な析出、 ５）熱延板焼鈍温度の上限規制によるAlN の再固溶やオ
ストワルド成長による結晶粒の粗大化の抑制、 といったこれまでにない革新的な技術思想とその手段か
らなる。

【００５７】実験３（冷間圧延方法の検討） 良好な結果を得るための冷間圧延技術のもととなった実
験について述べる。前掲表２に示した鋼記号VIIIの成分
組成になるスラブ４本を、前掲表３に示した記号ｂの条
件で熱間圧延し、それぞれ板厚：2.4 mmの熱延板コイル
とした。このとき、熱間圧延終了時からコイル巻取り時
までの間の冷却速度は17.5℃／ｓとした。これらの熱延
板に昇温速度を7.8 ℃／ｓとして900 ℃・30秒間の熱延
板焼鈍を施し、酸洗後、それぞれ板厚：0.34mmに冷間圧
延した。

【００５８】このとき、第１の焼鈍板はタンデム圧延機
により120 〜180 ℃の温度範囲での温間圧延を施し、第
２の焼鈍板はタンデム圧延機によりクーラントを多量に
被圧延材表面に噴射して50〜80℃の範囲の鋼板温度での
圧延を施し、第３の焼鈍板はリバース式圧延機により圧
延パス間で150 〜220 ℃の温度範囲での時効処理を行っ
て圧延し、第４の焼鈍板はリバース圧延機によりクーラ
ントを多量に被圧延材表面に噴射し50〜80℃の範囲の鋼
板温度での圧延を施した。

【００５９】その後、各冷延板は脱脂処理後、 850℃・
２分間の脱炭処理を施し、0.05％のＢを含有するMgO に
７％のTiO₂を添加した焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布して
から、昇温時 700℃の温度までをＮ₂ 単独の雰囲気、そ
の後、 850℃の温度まではＮ ₂ ：25％、Ｈ₂ ：75％の混
合雰囲気、以後Ｈ₂ 単独の雰囲気で1180℃の温度まで昇
温後５時間保持する最終仕上げ焼鈍を施したのち、それ
ぞれ未反応焼鈍分離剤を除去した。

【００６０】さらに、これらの鋼板に60％のコロイダル
シリカを含有するりん酸マグネシウムう主成分とする絶
縁コーティングを塗布し 800℃の温度で焼付けそれぞれ
製品とした。しかるのち、実験１と同様の要領で、未反
応焼鈍分離剤除去後の各鋼板の結晶粒径分布、各製品の
磁気特性および各製品を用いて作成したEIコアの鉄損な
どについてそれぞれ調査した。これらの調査結果を表６
にまとめて示す。

【００６１】

【表６】

【００６２】表６に示すように、リバース圧延機を用い
た場合に比し、タンデム圧延機を用いて圧延した場合
は、低磁場鉄損Ｗ_10/50 、高磁場と低磁場との鉄損比 W
_10/50／ W_17/50 およびＥＩコアでの鉄損が良好で、特
に 120〜180 ℃の温度範囲で温間圧延した場合は、50〜
80℃の温度範囲で圧延した場合に比しＷ_10/50 は多少高
めであるがＷ_10/50 ／Ｗ_17/50 の値は小さくEIコアの鉄
損にも優れており、また、結晶粒径分布も適切である。

【００６３】一般に温間圧延や圧延工程での時効処理
は、結晶の圧延変形集合組織を変える働きがあり、圧延
再結晶後の１次再結晶組織中に２次再結晶の核となる
（１１０）〔００１〕方位の結晶粒の生成密度を高める
ことが知られている。このためには、特公昭５４−１３
８４６号公報（特性の優れた高磁束密度一方向性珪素鋼
板を得る冷間圧延方法）に開示されているように、従来
はゼンジマ−ミルなどリバース式の圧延機による圧延パ
ス間での時効処理によりＣの拡散を図ることが適切とさ
れていた。

【００６４】しかしながら、この実験結果に示されるよ
うにリバース圧延によるパス間での時効処理は有効でな
く、タンデム圧延機による圧延が有効であった。これら
両者の差異について考察すると、リバース圧延によるパ
ス間時効処理では圧延時の歪速度が相対的に小さく、ま
た圧延パス間に十分時間がありその間に加工歪に起因し
て発生した熱により必然的にＣの転位への拡散現象によ
る静的時効が起きるのに対し、タンデム圧延では圧延時
の歪速度が相対的に大きく、また圧延パス間の時間が極
めて短いため静的時効は起こりにくく、圧延パス中、転
位が増殖されつつ同時にＣの転位への拡散による動的歪
時効が起こる点にある。

【００６５】この実験結果は、タンデム圧延方式がリバ
ース圧延方式に優れることおよびタンデム圧延において
温間圧延は常時圧延に比し優れること、さらには、リバ
ース圧延方式ではパス間時効処理が有害なことを示して
いる。したがって、大きい歪速度および動的歪時効は有
効に作用するが、静的時効は有害な作用を及ぼすことを
示している。

【００６６】これらのことより、この発明の最終冷間圧
延法としては、タンデム方式が最も優れているといえ
る。さらに、動的歪時効の効果をより向上させるために
は、タンデム圧延方式での圧延温度を90℃以上とするこ
とがよい。

【００６７】実験４（適正なフォルステライト質被膜の
検討） この発明の被膜に関する実験について述べる。前掲表２
に示した鋼記号IXのスラブ９本を、、前掲表３に示した
記号ｂの条件で熱間圧延し、板厚：2.4mm の熱延板コイ
ルとした。このとき、熱間圧延終了時からコイル巻取り
時までの間の冷却速度は14.5℃／ｓとした。

【００６８】これらの熱延板に昇温速度を 6.5℃／ｓと
して 900℃・30秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗後、タン
デム圧延機により 120〜160 ℃の温度範囲で板厚：0.34
mmに温間圧延したのち、脱脂処理し、 850℃・２分間の
脱炭処理をそれぞれ施した。

【００６９】その後、これらの脱炭処理鋼板に表７に示
す異なる配合の焼鈍分離剤を塗布したのち同じく表７に
示す雰囲気で、1180℃の温度まで30℃／ｓの昇温速度で
昇温し７時間保持後降温するヒートパターンでそれぞれ
最終仕上げ焼鈍を施したのち、未反応焼鈍分離剤を除去
した。

【００７０】

【表７】

【００７１】このとき、鋼板表面には、脱炭焼鈍時に鋼
板表層に生成したSiO₂と焼鈍分離剤の主成分であるMgO
が最終仕上げ焼鈍時に反応してフォルステライト(Mg₂Si
O₄)を主成分とする被膜を形成しているが、これらの鋼
板の被膜中のＢ，TiおよびAlの含有量を測定した。

【００７２】未反応焼鈍分離除去後の各鋼板は、更に60
％のコロイダルシリカを含有するりん酸マグネシウムを
主成分とする絶縁コーティングを塗布し 800℃の温度で
焼付けそれぞれ製品とした。

【００７３】しかるのち、実験１と同様の要領で、未反
応焼鈍分離剤除去後の各鋼板の結晶粒径分布、各製品板
の磁気特性および各製品板を用いて作製したEIコアの鉄
損などについてそれぞれ調査した。これらの調査結果を
表８にまとめて示す。

【００７４】

【表８】

【００７５】表８に示すように、結晶粒径分布はいずれ
もこの発明の適正範囲内にあるが、低磁場での鉄損特性
は、被膜中のAl, TiおよびＢの含有量に明らかに依存し
ており、これらの含有量が多いほど鉄損特性は優れてい
る。なお、被膜中のAl, TiおよびＢの含有量は、焼鈍分
離剤中のこれらの含有量と最終仕上げ焼鈍雰囲気条件に
よって変化している。

【００７６】このように、被膜中のこれらの成分の増加
によって低磁場での鉄損が向上する理由としては、おそ
らくかかる成分が窒化物や酸化物といった形態をとって
存在し、総体としての被膜の熱膨張係数を低下させ、結
果的に張力効果を向上させていることによるものと考え
られる。

【００７７】最終仕上げ焼鈍における窒素雰囲気は、か
かる被膜中の酸化物や窒化物の形成に重要な働きをして
おり、焼鈍の中期から後期においては特に還元性を強め
ておくことが重要である。

【００７８】すなわち、還元性の強いＨ₂ を雰囲気中に
含有させることによって鋼中窒化物の分解を促進し、被
膜中のAl含有量を増加させることができ、同時に還元性
雰囲気によって被膜形成を促進し、被膜中のTiやＢ量も
増加させることができる。なお、Alは焼鈍分離剤中に特
に添加しなくとも、鋼中からAlが移行するので、この発
明のように最終仕上げ焼鈍雰囲気を制御して、被膜中へ
のAlの移行を促進し、かつ未反応焼鈍分離剤中へ移行す
るAlを抑制できればよいことになる。

【００７９】また、鋼中に含有する成分がＮ₂ 雰囲気で
施される最終仕上げの冷却過程、絶縁コーティングの焼
付け焼鈍および歪取り焼鈍において重要な作用を有する
ことの知見も得た。すなわち、Ｎ₂ 雰囲気での焼鈍によ
る鋼の窒化の悪影響を、鋼中に存在するTi, ＢやSbによ
って抑制できる利点がある。TiやＢは地鉄と接する被膜
界面に濃縮しBNやTiN を生成し鋼中（地鉄）へのＮの侵
入を抑制し被膜強度も高め、Sbは被膜と地鉄との界面に
濃縮して窒化を抑制する作用を有する。

【００８０】このように、鋼中に存在するTi, ＢやSb等
の成分は製造工程中の焼鈍のみならず、製品の歪取り焼
鈍においても有利に作用し、被膜の張力強化や地鉄の窒
化抑制に有効な働きをして製品の低磁場鉄損の低減に寄
与していることが、この実験結果を考察することにより
判明した。

【００８１】以上実験１〜４から得られた結果を図１〜
３にまとめて示す。図１は、粒径が１mm未満の結晶粒の
個数比率とEIコアの鉄損および製品の鉄損比Ｗ_10/50 ／
Ｗ_17/50 との関係を示すグラフである。この図から明ら
かなように粒径が１mm未満の結晶粒の個数比率が25〜98
％の範囲で良好な値が得られている。

【００８２】図２は、４mm以上、７mm未満の結晶粒の個
数比率および７mm以上の結晶粒の個数比率とEIコアの鉄
損との関係を示すグラフである。この図から明らかなよ
うに、４〜７mmの結晶粒の個数比率が45％を超える場
合、７mm以上の結晶粒の個数比率が10％を超える場合
は、ともにEIコアでの良好な鉄損が得られる可能性はな
い。

【００８３】図３は、種々行った実験の製品のなかで、
結晶粒径分布がこの発明の範囲に適合するものについ
て、フォルステライト質被膜中のAl, TiおよびＢの含有
量とEIコアの鉄損との関係を示したグラフである。この
図から明らかなようにAl, TiおよびＢの含有量のいずれ
もがこの発明の構成要件を満たしている時のみEIコアで
の優れた鉄損が得られている。

【００８４】以上述べてきたような実験と調査をもとに
鋭意研究の結果この発明は完成されたものである。

【００８５】つぎに、この発明の効果を得るための必須
条件および好適条件とそれらの作用について述べる。ま
ず、この発明の高磁場に比し低磁場での鉄損特性に優れ
る方向性電磁鋼板の構成要件について記す。

【００８６】この発明の方向性電磁鋼板は下記の成分組
成を必須成分および好適成分として含有させる。

【００８７】Si：1.5 〜7.0 wt％（以下単に％であらわ
す） Siは、製品の電気抵抗を高め鉄損を低減するのに有効な
成分であり、このためには 1.5％以上含有させるが 7.0
％を超えて含有させると硬度が高くなり製造や加工が困
難になる。したがって、その含有量は 1.5％以上、 7.0
％以下とする。

【００８８】Mn：0.3 〜2.5 ％ Mnは、Siと同じく電気抵抗を高める作用があり、また、
製造時熱間加工を容易にする作用がある。このためには
0.03％以上含有させる必要があるが、2.5 ％を超えて含
有させると熱処理時にγ変態を誘起して磁気特性を劣化
させるので、その含有量は0.03％以上、2.5 ％以下とす
る。

【００８９】また、不純物としてＣは 0.003％以下、よ
り好ましくは 0.001％以下、ＳおよびＮはともに 0.002
％以下、より好ましくは 0.001％以下に低減することが
必須である。これらの不純物はこの値を超えると磁気特
性上有害な作用があり、特に鉄損を劣化させる。

【００９０】これらの成分のほか必要に応じて下記の成
分を含有させることは可能である。すなわち、インヒビ
ター成分として鋼中に添加するＢ，Sb, Ge, Ｐ, Sn, C
u, Cr, Pb, ZnおよびInや、組織改善のために鋼中に添
加されるMo, NiおよびCoといった成分は２次再結晶を良
好に進行させるために添加されるものであるが、製造後
も製品中に残留する。さらに、TiやＢなどの成分の微量
の含有は、被膜と地鉄との界面に窒化物、酸化物を生成
し、低磁場における磁気特性上も有利になる。

【００９１】ここで、特に、Sbの含有は歪取り焼鈍等の
際に地鉄の窒化抑制効果を有するので好ましく、この目
的のためには、0.0010％以上含有させることが肝要であ
るが、 0.080％を超えて含有させると鋼板の靱性が劣化
し加工が困難となるので、その含有量は0.0010〜0.080
％の範囲が適切である。

【００９２】かかる方向性電磁鋼板の表面は絶縁物を存
在させた状態で使用され、最終仕上げ焼鈍時に形成され
るフォルステライト(Mg₂SiO₄) を主成分とする絶縁被膜
が用いられるが、この絶縁被膜の上にさらに上塗りコー
ティングを被成させてもよい。

【００９３】さらに、このフォルステライト質被膜中の
微量成分を制御することが、この発明の必須構成要件の
ひとつである。すなわち、被膜中にAl, TiおよびＢを含
有させることが必要である。これらの成分を含有させる
ことにより、被膜の張力効果が高まり製品の低磁場領域
での鉄損が向上する。この効果を得るためには、Al：0.
5 ％以上、Ti：0.1 ％以上およびＢ：0.01％以上の含有
が必要である。しかし、Al：15％超え、Ti：10％超えお
よびＢ：0.8 ％超えの過剰な量の含有は、被膜の硬度を
過度に増加し逆に被膜の密着性を劣化させるので不適で
ある。よって、Al：0.5 〜15％、Ti：0.1 〜10％および
Ｂ：0.01〜0.8 ％の範囲で被膜中に含有させることが必
要である。

【００９４】ここで、被膜中のこれらの成分の濃度測定
法について記す。鋼板表面にフォルステライト質被膜の
みが存在する状態にして、鋼板の酸素含有量 (fO) 、Al
含有量 (fAl)、Ti含有量（fTi)およびＢ含有量（fB) を
分析し、つづいて、フォルステライト質被膜を 酸洗に
より除去したのち、再び鋼板の酸素含有量 (sO) 、Al含
有量 (sAl)、Ti含有量 (sTi)およびＢ含有量 (sB) を分
析する。かくして、フォルステライト質被膜量はほぼ、
ｆ＝（fO-sO)×Mg₂SiO₄ ÷０₄ ＝ (fO-sO)×140.6 ÷64
の式で算出できるので、 被膜中のAl含有量は (fAl-sAl)÷ｆ×100 （％） 被膜中のTi含有量は (fTi-sTi)÷ｆ×100 （％） 被膜中のＢ含有量は (fB-sB)÷ｆ×100 （％） で、それぞれ算出できる。

【００９５】ついで、この発明の方向性電磁鋼板を構成
する結晶粒についての各必須要件とその作用について記
述する。

【００９６】この発明の方向性電磁鋼板において対象と
する結晶粒は、板厚方向に貫通しているものを対象とす
る。そして、結晶粒の粒径とは鋼板表面における結晶粒
の面積と同一の面積を有する円の直径（円相当径）をも
ってあらわし、平均結晶粒径は、一定面積中に含まれる
結晶粒の個数で該面積を除し、この値の円相当径をもっ
て平均結晶粒径とする。

【００９７】このような結晶粒の鋼板面内方向の結晶粒
径として１mm未満の結晶粒の個数比率が25〜98％、４mm
以上、７mm未満の結晶粒の個数比率が45％以下および７
mm以上の結晶粒の個数比率が10％以下であることが必要
である。

【００９８】７mm以上の結晶粒は高磁場に比し低磁場で
の鉄損を増加させる作用があり、実機特性の向上のため
には10％以下の個数比率に抑制し、同様に４mm以上、７
mm未満の結晶粒の個数比率を45％以下に抑制することが
必須である。４mm未満の結晶粒の個数比率、特に１mm未
満の結晶粒の個数比率を増加させることが低磁場での鉄
損の向上に極めて有効で、１mm未満の結晶粒の個数比率
は25％以上とすることが必要であるが、98％を超えると
逆に低磁場での鉄損が増大し実機特性の劣化をもたらす
ので、その上限は98％とする。

【００９９】高磁場での鉄損を増大し低磁場での鉄損を
低減して実機特性の向上をはかるためには、このように
結晶粒径を極微細化し一定範囲内に揃えることが肝要
で、４mm未満の結晶粒、特に１mm未満の結晶粒を増加さ
せることが必須の技術となる。

【０１００】こうした結晶粒の制御と併せて、前記した
被膜中のAl, TiおよびＢの含有量の調整により、高磁場
に比し低磁場での鉄損特性に優れる製品とすることが可
能となる。

【０１０１】つぎに、この発明の高磁場に比し低磁場で
の鉄損特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法の構成要
件として、限定条件、好適条件とその理由について述べ
る。まず、素材の成分組成について述べる。

【０１０２】Ｃ：0.005 〜0.070 ％ Ｃは、含有量を 0.070％以下とすることをこの発明の特
徴とする。すなわち、0.070 ％を超えるとγ変態量が過
剰となり、熱間圧延中のAlの分布が不均一になり、熱延
板焼鈍の昇温過程で析出するAlN の分布も不均一となり
低磁場における良好な磁気特性が得られなくなる。一
方、含有量が 0.005％未満では組織の改善効果が得られ
ず２次再結晶が不完全となり同じく磁気特性が劣化す
る。したがって、その含有量は 0.005〜0.070 ％の範囲
に限定する。

【０１０３】Si：1.5 〜7.0 ％ Siは、電気抵抗を増加させ鉄損を低減するために必須の
成分であり、このためには 1.5％以上含有させることが
必要であるが、7.0 ％を超えて含有させると加工性が劣
化し製造や製品の加工が極めて困難になる。したがっ
て、その含有量は1.5 〜7.0 ％の範囲とする。

【０１０４】Mn：0.03〜2.5 ％ Mnは、Siと同じく電気抵抗を高め、また、製造時の熱間
加工性を向上させるので必要な成分である。このために
は、0.03％以上含有させることが必要であるが、2.5 ％
を超えて含有させるとγ変態を誘起して磁気特性が劣化
するので、その含有量は0.03〜2.5 ％の範囲とする。

【０１０５】素材の鋼中にはこれらの成分のほかに良好
な２次再結晶を誘起させるためのインヒビター成分を含
有させることが必要で、AlおよびＮを含有させることを
必須とする。

【０１０６】Al： 0.005〜0.017 ％、Ｎ：0.0030〜0.01
00％ Alは、含有量が 0.005％未満では熱延板焼鈍の昇温過程
で析出するAlN の量が不足する。逆に、0.017 ％を超え
ると1200℃の温度前後でのスラブの低温加熱において A
lNの固溶が困難となり、また、AlN の固溶温度が上昇す
るため、熱間圧延工程でAlN が析出してしまい、この発
明の特徴の一つである熱延板焼鈍の昇温過程でのAlN の
微細析出が不能となり、低磁場での良好な鉄損特性が得
られなくなる。なお、この不備を解消するため1400℃の
温度前後の高温でスラブ加熱を行うと、製品の結晶粒径
が粗大化して高磁場での鉄損が低減し低磁場での鉄損が
増大する結果となり、実機での鉄損が劣化する。したが
って、Alは0.005 〜0.017％の範囲で含有させることが
必要である。

【０１０７】一方Ｎは、AlN を構成する成分であるの
で、0.0030％以上含有させることが必要である。しかし
ながら、0.0100％を超えて含有させると鋼中でガス化し
ふくれなどの欠陥をもたらすので、その含有量は0.0030
〜0.0100％の範囲とする。さらに、この発明では、Ti,
Nb, ＢまたはSbのうちから選ばれる１種または２種以上
を含有させることが必須の構成要件となる。

【０１０８】これらの成分は、熱間圧延において微細な
析出物を形成し、次工程の熱延板焼鈍の昇温過程におけ
るAlN の析出核を増加させる作用を有するものである。
かかる作用効果を得るためのそれぞれの含有量として
は、Ti：0.0005％以上、Nb：0.0010％以上、Ｂ：0.0001
％以上およびSb：0.0010％％以上を必要とする。しか
し、Ti：0.0020％超え、Nb：0.010 ％超え、Ｂ：0.0020
％超えおよびSb：0.080 ％超えで含有した場合には製品
のベンド特性など機械的特性が劣化する。したがってこ
れらの含有量はそれぞれ、Tiは0.0005〜0.0020％の範
囲、Nbは0.0010〜0.010 ％の範囲、Ｂは0.0001〜0.0020
％の範囲およびSbは0.0010〜0.080 ％の範囲とする。

【０１０９】その他の添加成分については、高磁場に比
し低磁場での鉄損特性の良好な方向性電磁鋼板を得るた
めに必ずしも必要とされるものではないが、例えばMoの
添加などは鋼板の表面性状を改善する効果があるので含
有させることはよく、また、BiやTeなどを適宜含有させ
ることも可能である。

【０１１０】つづいて、製造工程条件について記す。常
法により上記の成分組成に調整された鋼は、通常スラブ
加熱に供されたのち熱間圧延により熱延板コイルとされ
るが、このスラブ加熱温度を1250℃以下の温度にするこ
とがこの発明の重要な構成要件である。すなわち、高温
でスラブ加熱を行った場合、製品での結晶粒の分布につ
き、７mm以上の粗大な結晶粒の比率が増大し、低磁場で
の鉄損が増大する。このようなことから良好な結晶粒分
布と磁気特性を得るためにはスラブ加熱温度は1250℃以
下の温度となる。さらに、近年、スラブ加熱を行わずに
連続鋳造後、直接熱間圧延を行う方法が開発されている
が、この方法はスラブ温度がほとんど上昇しないので、
当然のこととしてこの発明の方向性電磁鋼板の製造方法
として適した方法である。

【０１１１】熱間圧延においては熱間圧延終了温度を 8
00〜970 ℃の範囲にすることが必須の条件である。熱間
圧延終了温度が 800℃未満である場合、鋼中にAlN が析
出し磁気特性の劣化をもたらし、逆に、970 ℃の温度を
超える場合は鋼中にAlN 析出のための核生成サイトとな
る析出物の生成量と分布が不充分となり磁気特性が劣化
する。

【０１１２】熱間圧延終了後は10℃／ｓ以上の冷却速度
で冷却することが必要である。これは、10℃／ｓ未満の
冷却速度では、冷却中にAlN が析出し磁気特性が劣化す
ることによる。さらにコイル巻取り温度を 670℃以下の
温度に制御することが必須となる。これもまた、巻取り
温度が 670℃を超える場合はやはりAlN が析出し磁気特
性の劣化を招くことによる。

【０１１３】かかる制御によって、熱間圧延でのAlN の
析出を抑制した熱延板コイルに、熱延板焼鈍を施すが、
この熱延板焼鈍を極めて低温で行うことがこの発明の独
創的なところである。この熱延板焼鈍の温度と時間の適
合条件は、800 〜950 ℃の温度範囲で保持時間 100秒間
以内とすることである。すなわち、熱延板焼鈍温度が95
0 ℃を超える場合や焼鈍時間が 100秒間を超える場合に
は、冷間圧延前鋼板の結晶粒が粗大化し、結果として１
次再結晶粒径が増大するため２次再結晶不良となり、熱
延板焼鈍温度が 800℃未満の場合は昇温過程における A
lNが析出が不十分となる。

【０１１４】さらにこの熱延板の昇温過程でAlN を析出
させる点がこの発明の最も新しい技術であるが、かかる
焼鈍の昇温速度を５〜25℃／ｓの範囲に制御することも
必須の条件となる。すなわち、これは、昇温速度が５℃
／ｓ未満の場合はAlN が粗大に析出して磁気特性の劣化
を招き、逆に25℃／ｓを超える場合はAlN の析出量が不
十分となり、同様に磁気特性の劣化を招くからである。

【０１１５】熱延焼鈍後は、１回の冷間圧延によって最
終冷延板厚とされるが、このときタンデム圧延機による
冷間圧延とすることが必須の条件となる。

【０１１６】ここで、タンデム圧延機とは、ロール対の
間を通板し圧延する圧延機を通板方向に連続配設し、鋼
板の一方向通板に対し連続して圧延することを可能とし
たものをいう。

【０１１７】かかるタンデム圧延機での圧延によって圧
延パス間における有害な静的時効を抑制することが可能
であるとともに歪速度を増大させ良好な圧延集合組織を
得ることが可能となる。すなわち、これにより１次再結
晶集合組織が２次再結晶の粒成長を促進する方向へと改
善され、微細結晶粒の核生成と成長を促進し、製品での
１mm未満の粒径の結晶粒や１〜４mmの粒径の結晶粒の安
定した発生を促す。この際、圧延中の鋼板温度を高める
ことによって動的歪時効をじゃっ起し、さらに好ましい
効果を得ることも可能である。このための圧延温度とし
ては鋼板の温度で90〜300 ℃の範囲が適切である。

【０１１８】ゼンジマー圧延機などのリバース方式の圧
延の場合、必然的に静的時効を伴い、２次再結晶粒の成
長性に劣る１次再結晶組織が生成して１mm未満の結晶粒
の個数比率が過度に増大し、製品での鉄損を高磁場鉄損
のみならず低磁場鉄損をも劣化させ、実機での鉄損特性
が不良となる。

【０１１９】さらに、かかる冷間圧延の圧下率を80〜95
％とする。これは、圧下率が80％未満の場合、製品の１
mm未満の結晶粒の個数比率が低減し、高磁場鉄損の低減
の割に低磁場鉄損が増大して実機での鉄損特性が不良と
なり、逆に圧下率が95％を超える場合は製品の１mm未満
の結晶粒の個数比率が過大となり、低磁場鉄損が増大
し、やはり実機での鉄損特性が不良となるからである。

【０１２０】冷間圧延後は、１次再結晶焼鈍を施し、そ
の後Ti化合物を１〜20％およびＢを0.04〜1.0 ％含有す
る焼鈍分離剤を塗布してから、昇温途中の少なくとも 8
50℃以上の温度からはＨ₂ を含有する雰囲気で最終仕上
げ焼鈍を施す。ここで、１次再結晶焼鈍時および最終仕
上げ焼鈍時の鋼板の窒化は極力抑制することが重要であ
る。

【０１２１】焼鈍分離剤中にTi化合物およびＢを含有さ
せ、最終仕上げ焼鈍の昇温途中の少なくとも 850℃以上
の温度からＨ₂ を含有する雰囲気を用いる理由は、これ
によって、AlN の分解を促進したり、最終仕上げ焼鈍後
に形成されるフォルステライト質被膜中のTiやＢの含有
量を増加させ、被膜の張力効果を高めて低磁場領域にお
ける鉄損を向上させるためである。

【０１２２】このためには、Ti化合物を１％以上、Ｂを
0.04％以上含有させる必要がある。すなわち、これらの
値未満の場合、最終仕上げ焼鈍昇温途中の雰囲気制御に
よっても被膜中に含有せしめるTiやＢ量が不足し、所期
の磁気特性が得られなくなり、逆にTi化合物が20％超え
およびＢが1.0 ％超えで含有する場合は、被膜の硬度が
過度に高まり、被膜の密着性が劣化する。

【０１２３】さらに、最終仕上げ焼鈍の昇温途中で850
℃の温度を超えてN₂単味の雰囲気で焼鈍を行った場合、
AlN の分解が遅滞し地鉄から被膜へのAlの速やかな移行
がなされず、また、被膜形成反応も遅滞し、被膜中への
TiやＢの濃化が起きず、所定の磁気特性が得られなくな
る。

【０１２４】最終仕上げ焼鈍後は、必要に応じて絶縁コ
ーティングを塗布・焼付け、さらに平坦化焼鈍を施し製
品とする。

【０１２５】

【実施例】

実施例１ 前掲表２に示した鋼記号ＩからXVまでの成分組成の溶鋼
を電磁攪拌を行いながら連続鋳造してスラブとなし、各
1 本ずつを前掲表3 に示した条件で熱間圧延し、それぞ
れ2.4 mmの厚みの熱延板コイルとした。また、熱間圧延
終了時からコイル巻取りまでの間の冷却速度としては1
5.3〜18.6℃／ｓの急冷とした。この後これらのコイル
は全て２分割し、一方は900 ℃の温度で60秒間、他方は
1050℃の温度で60秒間の熱延板焼鈍を施した。さらに、
これらのコイルは酸洗後150 ℃の温度でタンデム圧延機
によってそれぞれ0.34mmの厚みに圧延した。

【０１２６】その後、脱脂処理を行い850 ℃の温度で２
分間の脱炭焼鈍を施し、0.12％のＢを含有するMgO 中に
７％のTiO₂を添加した焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、
昇温時500 ℃の温度までＮ₂ 単独の雰囲気、つづいて10
50℃の温度までをＮ₂ ：25％、Ｈ₂ ：75％の混合雰囲
気、以後Ｈ₂ 単独雰囲気で1200℃の温度まで昇温後５時
間保持する最終仕上げ焼鈍を施したのち、未反応焼鈍分
離剤をそれぞれ除去した。これらのコイルはさらに40％
のコロイダルシリカを含有するりん酸マグネシウムを主
成分とする絶縁コーティングを塗布し800 ℃の温度で焼
付けそれぞれ製品とした。

【０１２７】しかるのち、未反応焼鈍分離剤を除去した
各鋼板についてフォルステライト質被膜中の、Al：Tiお
よびＢの含有量を分析し、鋼板をマクロエッチし結晶粒
径の分布をそれぞれ測定した。また各製品より圧延方向
に沿ってエプスタインサイズの試験片を切り出し800 ℃
の温度で３時間の歪取焼鈍を施したのち、1.0 Ｔおよび
1.7 Ｔの磁束密度における鉄損の値 W_10/50 、 W_17/50
および磁束密度Ｂ₈ をそれぞれ測定した。さらに、各製
品からＥＩコア用の鉄芯を打抜き、歪取焼鈍を施し積み
加工、銅線の巻加工などによってＥＩコアそれぞれ作製
しこれらのＥＩコアの鉄損特性についても調査した。こ
れらの調査結果を表９にまとめて示す。

【０１２８】

【表９】

【０１２９】表９に示すようにこの発明に適合する方向
性電磁鋼板は高磁場特性に比較して低磁場での鉄損特性
に優れ、実機での鉄損が極めて良好である。

【０１３０】実施例２ 前掲表２に示した鋼記号XII の成分組成の溶鋼を電磁攪
拌を行いながら連続鋳造機で鋳込みスラブとなし、該ス
ラブ６本を前掲表３の記号ｂに示した条件で熱間圧延
し、それぞれ2.2 mmの厚みの熱延板コイルとした。この
時熱間圧延終了時からコイル巻取りまでの間の冷却速度
を4.7 、8.8 、11.6、15.6、26.5、55.8℃／ｓと変更し
た。これらの熱延板コイルは900 ℃の温度で30秒間の熱
延板焼鈍を行ったが、このとき昇温速度は12.6℃／ｓと
した。その後これらのコイルは酸洗し100 〜160 ℃の温
度でタンデム圧延機によって0.29mmの厚みにそれぞれ温
間圧延した。

【０１３１】その後、脱脂処理を行い850 ℃の温度で２
分間の脱炭焼鈍を施し、0.05％のＢを含有するMgO 中に
４％の TiO₂ を添加した焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布
し、昇温時500 ℃の温度までN₂単独の雰囲気、その後85
0 ℃の温度まではN₂：25％、Ｈ ₂ ：75％の混合雰囲気、
以後Ｈ₂ 単独雰囲気で1180℃の温度まで昇温後５時間保
持する最終仕上げ焼鈍を施したのち、未反応焼鈍分離剤
をそれぞれ除去した。これらのコイルはさらに50％のコ
ロイダルシリカを含有するりん酸マグネシウムを主成分
とする絶縁コーティングを塗布し800 ℃の温度で焼付け
それぞれ製品とした。

【０１３２】しかるのち、実施例１と同様の要領で、未
反応焼鈍分離剤を除去した鋼板でのフォルステライト質
被膜中のAl、TiおよびＢの定量分析と結晶粒径分布、製
品の磁気特性および各製品を用いて作製したEIコアの鉄
損などをそれぞれ調査した。これらの調査結果を表10に
まとめて示す。

【０１３３】

【表１０】

【０１３４】表10に示すように熱間圧延終了後からコイ
ル巻取りまでの間の冷却速度が10℃／ｓ以上のこの発明
の構成要件を満足する方向性電磁鋼板は高磁場特性に比
較して低磁場での鉄損特性に優れ、実機での鉄損が極め
て良好である。

【０１３５】実施例３ 前掲表２に示した鋼記号XIV の成分組成の溶鋼を電磁攪
拌を行いながら鋳込んだスラブ４本と電磁攪拌を中止し
て鋳込んだスラブ１本のうち、電磁攪拌をした４本のス
ラブは前掲表３に示したａ，ｂ、ｅおよびｆの条件でそ
れぞれ熱間圧延し、2.6 mmの厚みの熱延板コイルとした
が電磁攪拌をしなかったスラブについては表３の条件ｅ
で熱間圧延を行った（板厚：2.6 mm）。このとき、熱間
圧延終了時からコイル巻取りまでの間の冷却速度として
は21.6〜26.2℃／ｓの急冷とした。その後これらのコイ
ルは全て２分割し、一方は900 ℃の温度で60秒間、他方
は1050℃の温度で60秒間の熱延板焼鈍を施した。さら
に、これらのコイルは酸洗後120 ℃の温度でタンデム圧
延機によってそれぞれ0.26mmの厚みに温間圧延した。

【０１３６】その後、脱脂処理を行い850 ℃の温度で２
分間の脱炭焼鈍を施し、0.1 ％のＢを含有するMgO 中に
５％のTiO₂を添加した焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、
昇温時800 ℃の温度までＮ₂ 単独の雰囲気、その後1050
℃の温度まではＮ₂ ：25％、Ｈ₂ ：75％の混合雰囲気、
以後Ｈ₂ 単独雰囲気で1200℃の温度まで昇温後５時間保
持する最終仕上げ焼鈍を施したのち、未反応焼鈍分離剤
をそれぞれ除去した。これらのコイルはさらに60％のコ
ロイダルシリカを含有するりん酸マグネシウムを主成分
とする絶縁コーティングを塗布し800 ℃の温度で焼付け
それぞれ製品とした。

【０１３７】しかるのち、実施例１と同様の要領によ
り、未反応焼鈍分離剤を除去した鋼板でのフォルステラ
イト質被膜中のAl、TiおよびＢの定量分析、結晶粒径分
布、製品の磁気特性および各製品を用いて作製したＥＩ
コアの鉄損などをそれぞれ調査した。これらの調査結果
を表11にまとめて示す。

【０１３８】

【表１１】

【０１３９】表11に示すようにスラブ加熱温度が1250℃
以下でかつ熱延板焼鈍温度が900 ℃のこの発明構成要件
を満足する方向性電磁鋼板は高磁場特性に比較して低磁
場での鉄損特性に優れ、実機での鉄損が極めて良好であ
る。

【０１４０】実施例４ 前掲表２に示した鋼記号VIIIの成分組成の溶鋼を電磁攪
拌を行いながら連続鋳造機でスラブに鋳込んだ。このス
ラブを７本、前掲表３の記号ｂに示した条件で熱間圧延
し、それぞれ(a)2.0mm、(b)2.2mm、(c)2.5mm、(d)2.7m
m、(e)3.2mm、(f)3.6mm、(g)13 mmの厚みの熱延板コイ
ルとした。この時、熱間圧延終了時からコイル巻取り時
までの間の冷却速度は27.5℃／ｓとした。これらの熱延
板コイルは昇温速度7.8 ℃／ｓで、かつ900 ℃の温度で
30秒間の熱延板焼鈍を行い、酸洗後、冷間圧延によりそ
れぞれ0.49mmの厚みに圧延した。したがって(a) のコイ
ルの圧下率は76％、(b) のコイルの圧下率は78％、(c)
のコイルの圧下率は80％、(d) のコイルの圧下率は82
％、(e) のコイルの圧下率は85％、(f) のコイルの圧下
率は86％、(g) のコイル圧下率は96％である。このと
き、これらのコイルは120〜180 ℃の温度でタンデム圧
延機による温間圧延を施した。

【０１４１】その後、各コイルは脱脂処理を行い850 ℃
の温度で２分間の脱炭焼鈍を施し、0.08％のＢを含有す
るMgO 中に７％のTiO₂を添加した焼鈍分離剤を鋼板表面
に塗布し、昇温時700 ℃の温度までＮ₂ 単独の雰囲気、
その後850 ℃の温度まではＮ ₂ ：25％、Ｈ₂ ：75％の混
合雰囲気、以後Ｈ₂ 単独雰囲気で1200℃の温度まで昇温
後５時間保持する最終仕上げ焼鈍を施し、その後未反応
焼鈍分離剤をそれぞれ除去した。これらのコイルはさら
に60％のコロイダルシリカを含有するりん酸マグネシウ
ムを主成分とする絶縁コーティングを塗布し800 ℃の温
度で焼付け製品とした。

【０１４２】しかるのち、実施例１と同様の要領で、未
反応焼鈍分離剤を除去した鋼板でのフォルステライト質
被膜中のAl、TiおよびＢの定量分析と結晶粒径分布、製
品の磁気特性および各製品を用いて作製したＥＩコアの
鉄損などをそれぞれ調査した。これらの調査結果を表12
にまとめて示す。

【０１４３】

【表１２】

【０１４４】表12に示すように冷間圧延の圧下率を80〜
95％としたこの発明構成要件を満足する方向性電磁鋼板
は高磁場特性に比較して低磁場での鉄損特性に優れ、実
機での鉄損が極めて良好である。

【０１４５】実施例５ 前掲表２に示した鋼記号Ｉの成分組成を有する溶鋼を連
続鋳造機で電磁攪拌を行いながらスラブに鋳込んだ。こ
のスラブ９本を、前掲表３の記号ｂに示した条件で熱間
圧延し、それぞれ2.4mm の厚みの熱延板コイルとした。
このとき、熱間圧延終了時からコイル巻取り時までの間
の冷却速度は14.5℃／ｓとした。これらの熱延板コイル
は昇温速度6.5 ℃／ｓで、かつ900 ℃の温度で30秒間の
熱延板焼鈍を行い、酸洗後、タンデム圧延機により170
〜220 ℃の温度で温間圧延を施し、それぞれ0.34mmの厚
みに圧延した。

【０１４６】その後、各コイルは脱脂処理を行い850 ℃
の温度で２分間の脱炭焼鈍を施したのち、前掲表６に示
した組成の焼鈍分離剤と焼鈍雰囲気条件によって各コイ
ルに最終仕上げ焼鈍を施した。最終仕上げ焼鈍は、1180
℃の温度まで30℃／ｓの昇温速度で昇温し７時間保持し
たのち降温するヒートパターンとした。その後未反応焼
鈍分離剤を除去した。これらのコイルはさらに60％のコ
ロイダルシリカを含有するりん酸マグネシウムを主成分
とする絶縁コーティングを塗布し800 ℃の温度で焼付け
製品とした。

【０１４７】しかるのち、実施例１と同様の要領で、未
反応焼鈍分離剤を除去した鋼板でのフォルステライト質
被膜中のAl、TiおよびＢの定量分析と結晶粒径分布、製
品の磁気特性および各製品を用いて作製したEIコアの鉄
損などをそれぞれ調査した。これらの調査結果を表13に
まとめて示す。

【０１４８】

【表１３】

【０１４９】表13に示すように焼鈍分離剤の組成と最終
仕上げ焼鈍の雰囲気条件をこの発明構成要件を満足する
ものとした方向性電磁鋼板は高磁場特性に比較して低磁
場での鉄損特性に優れ、実機での鉄損が極めて良好であ
る。

【０１５０】

【発明の効果】この発明のうち請求項１ないし２の発明
は、結晶粒径分布およびフォルステライト質被膜の組成
を特定する方向性電磁鋼板であり、請求項３ないし５の
発明は、成分組成を特定した素材を用い、熱間圧延条
件、冷間圧延条件、焼鈍分離剤組成および最終仕上げ焼
鈍条件を特定して方向性電磁鋼板を製造するものであ
り、これらの発明の方向性電磁鋼ならびにその製造方法
に従えば、高磁場に比し低磁場での鉄損特性に優れる方
向性電磁鋼板となり、これを鉄心として用いた小型の発
電機や変圧器など実機の鉄損特性を大幅に向上できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】粒径が１mm未満の結晶粒径の個数比率とＥＩコ
アの鉄損および鉄損比Ｗ_10/50／Ｗ_17/50 との関係を示
すグラフである。

【図２】粒径が４mm以上、７mm未満の結晶粒の個数比率
および７mm以上の結晶粒の個数比率とＥＩコアの鉄損と
の関係を示すグラフである。

【図３】結晶粒径分布がこの発明の範囲に適合するもの
について、フォルステライト質被膜中のAl, TiおよびＢ
含有量とＥＩコアの鉄損との関係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ (72)発明者 定広 健一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 本田 厚人 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 千田 邦浩 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Si：1.5 〜7.0 wt％およびMn：0.03〜2.
   5 wt％を含有し、Ｃ，ＳおよびＮの含有量をそれぞれ
   Ｃ：0.003 wt％以下、Ｓ：0.002 wt％以下およびＮ：0.
   002 wt％以下に調整した電磁鋼板であって、 該鋼板の板厚方向に貫通する結晶粒の鋼板面内方向の粒
   径の個数比率が、１mm未満：25〜98％、４mm以上７mm未
   満：45％以下および７mm以上：10％以下であり、 該鋼板表面にはフォルステライト質被膜を有し、その被
   膜中にAl，TiおよびＢをそれぞれAl：0.5 〜15wt％、T
   i：0.1 〜10wt％およびＢ：0.01〜0.8 wt％を含有して
   いることを特徴とする高磁場に比し低磁場の鉄損特性に
   優れる方向性電磁鋼板。
2. 【請求項２】 Si：1.5 〜7.0 wt％、Mn：0.03〜2.5 wt
   ％およびSb：0.0010〜0.080 wt％を含有し、Ｃ，Ｓおよ
   びＮの含有量をそれぞれＣ：0.003 wt％以下、Ｓ：0.00
   2 wt％以下およびＮ：0.002 wt％以下に調整した電磁鋼
   板であって、 該鋼板の板厚方向に貫通する結晶粒の鋼板面内方向の粒
   径の個数比率が、１mm未満：25〜98％、４mm以上７mm未
   満：45％以下および７mm以上：10％以下であり、 該鋼板表面にはフォルステライト質被膜を有し、その被
   膜中にAl，TiおよびＢをそれぞれAl：0.5 〜15wt％、T
   i：0.1 〜10wt％およびＢ：0.01〜0.8 wt％を含有して
   いることを特徴とする高磁場に比し低磁場の鉄損特性に
   優れる方向性電磁鋼板。
3. 【請求項３】Ｃ：0.005 〜0.070 wt％、 Si：1.5 〜7.0 wt％、 Mn：0.03〜2.5 wt％、 Al：0.005 〜0.017 wt％および Ｎ：0.0030〜0.0100wt％ を含み、かつ、Ti，Nb，ＢまたはSbのうちから選ばれる
   １種または２種以上をそれぞれ Ti：0.0005〜0.0020wt％ Nb：0.0010〜0.010 wt％ Ｂ：0.0001〜0.0020wt％および Sb：0.0010〜0.080 wt％ で含有する溶鋼を鋳造してけい素鋼スラブとなし、該ス
   ラブを素材として1250℃以下の温度に加熱して熱間圧延
   を行うかもしくは直接熱間圧延して800 〜970 ℃の温度
   範囲で仕上げ圧延を終了したのち、10℃／ｓ以上の冷却
   速度で急冷して670 ℃以下の温度でコイルに巻取り、そ
   の後、昇温速度：５〜25℃／ｓの範囲で昇温し800 〜95
   0 ℃の温度範囲で100 秒間以下保持する熱延板焼鈍を施
   したのち、タンデム圧延機により圧下率：80〜95％の冷
   間圧延後、１次再結晶焼鈍を施し、Ti化合物：１〜20wt
   ％およびＢ：0.04〜1.0 wt％を含有する焼鈍分離剤を塗
   布してから、昇温途中の少なくとも850 ℃以上の温度か
   らはＨ₂ を含有する雰囲気中で昇温・保持する最終仕上
   げ焼鈍を施すことを特徴とする高磁場に比し低磁場の鉄
   損特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】Ｃ：0.005 〜0.070 wt％、 Si：1.5 〜7.0 wt％、 Mn：0.03〜2.5 wt％、 Al：0.005 〜0.017 wt％および Ｎ：0.0030〜0.0100wt％ を含み、かつ、Ti，Nb，ＢまたはSbのうちから選ばれる
   １種または２種以上をそれぞれ Ti：0.0005〜0.0020wt％ Nb：0.0010〜0.010 wt％ Ｂ：0.0001〜0.0020wt％および Sb：0.0010〜0.080 wt％ で含有し、さらにCrまたはSnの１種または２種を Cr：0.0010〜0.30wt％および Sn：0.0010〜0.30wt％ で含有する溶鋼を鋳造してけい素鋼スラブとなし、該ス
   ラブを素材として1250℃以下の温度に加熱して熱間圧延
   を行うかもしくは直接熱間圧延して800 〜970 ℃の温度
   範囲で仕上げ圧延を終了したのち、10℃／ｓ以上の冷却
   速度で急冷して670 ℃以下の温度でコイルに巻取り、そ
   の後、昇温速度：５〜25℃／ｓの範囲で昇温し800 〜95
   0 ℃の温度範囲で100 秒間以下保持する熱延板焼鈍を施
   したのち、タンデム圧延機により圧下率：80〜95％の冷
   間圧延後、１次再結晶焼鈍を施し、Ti化合物：１〜20wt
   ％およびＢ：0.04〜1.0 wt％を含有する焼鈍分離剤を塗
   布してから、昇温途中の少なくとも850 ℃以上の温度か
   らは H₂ を含有する雰囲気中で昇温・保持する最終仕上
   げ焼鈍を施すことを特徴とする高磁場に比し低磁場の鉄
   損特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】 鋳造時に電磁攪拌を施すことを特徴とす
   る請求項３または４に記載の高磁場に比し低磁場の鉄損
   特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法。