JPS5843446B2 - 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、高密度一方向性電磁鋼板の製法に関し、連
続鋳造法なかでもその際凝固に致る過程で電磁攪拌また
は超音波振動を随伴させて柱状晶の体積比Ｆｃ匍脚な加
えて得られる連鋳スラブを出発材とする高磁束密度一方
向性電磁鋼板につき、とくに表面欠陥が少なくしかも電
磁特性にすぐれる製品を適切かつ有利に製造する新規な
方法を提案しようとするものである。

一方向性けい素鋼板は変圧器のような電気機器の鉄心材
料として使用され、圧延方向の磁化特注（１００ＯＡ／
ｍで磁化したときの磁束密度ＢＩＯで代表される。

）や鉄損特性（５０サイクルで１７ＫＧ”！で磁化した
ときの鉄損Ｗ１７１５０で代表される。

）Ｋすぐれることが特長である。これらの一方向性けい
素鋼板はそれを構成する結晶粒がミ・ラー指数で（１０
０）（００１）方位により表わされる２次再結晶粒で圧
延方向に磁化容易軸（００１）を有することが優れた磁
気特性を持つ主たる理由である。

ところで（ｘｔｏ）（ｏｏｔ）方位を有する２次再結晶
粒を生じさせるためには、インヒビターと呼ばれるＭｎ
Ｓ、ＭｎＳｅあるいはＡｅＮ なとの微細な第２分散
相を地鉄中に分散析出させることと、適切な１次再結晶
粒の集合組織を形成させることとが必要であり、これら
は良く知られているとおりである。

ここ１０数年間にかいて、方向性けい素鋼は著しく発展
していわゆる高磁束密度方向性（ここでいう高磁束密度
方向性というのは前記Ｂ、。

が１．８９Ｔ以上の特性を有するものを意味する）を有
するに至った。

この技術的発展を可能にした条件の一つにインヒビター
の分散析出を最適ならしめるために、熱間圧延（以下熱
延と略す）前のスラブ加熱条件を高温度で行ない−たん
インヒビタ−を解離固溶する必要性の発見があげられる
。

ここに高磁束密度方向性けい素鋼板を製造する場合には
、通常このスラブ加熱温度を１３００℃以上さらに好筐
しくは１３５０℃以上にする必要があり、それより低い
温度ではＢＩＯが劣化するとされてきたのである。

かかる高温のスラブ加熱は必然的にスラブからのノロの
発生が増大することにより歩留り低下、表面疵の増大、
加熱炉底寿命の減少、ノロ処理の頻度増大などの問題が
生じ、また省エネルギーの点からも好１しくないのは明
らかである。

この発明は、かかる不利な点を解決するためによシ低い
スラブの加熱温度においてなお高磁束密度を呈すべき一
方向性けい素鋼板の有利な製造方法を提供するのが目的
である。

また同時にこの発明は、連続鋳造法によって製造したス
ラブを出発素材とし、それにも拘らず安定に高磁束密度
方向性電磁鋼板を製造することができる有利な方法を提
供することをも目的とする０ ここに連続鋳造法によって製造したスラブは通常、柱状
晶と等軸晶から形成されることで特長的な結晶組織を有
し、この結晶組織はスラブ加熱の際、インゴットより分
塊圧延を経て製造したスラブの結晶組織に比して結晶粒
がより低い温度で粗大化しやすい。

このスラブ加熱で粗大化した結晶粒は後の工程で２次再
結晶不完全領域を形成ＬＪ気時特性劣化する原因となる
ため、連続鋳造スラブは高磁束密度方向性けい素鋼の素
材としては元来不適当であった。

近年、後述する如く連続鋳造（以下Ｃ０Ｃと略す）スラ
ブを素材として高磁束密度方向性けい素鋼板を製造する
ための数種の方法が提案されるに至り、それらはいずれ
も柱状晶の発生を抑止することに目標がおかれているが
製造工程を複雑化することに加え、操業上の困難性があ
るなどの弱点を持っている。

その中で、電磁攪拌を施しながら鋳造する方法は、他の
方法に比して工程の複雑化や操業の困難性という点から
みて最も有利ではあるが、通常、柱状晶の発生を軽減す
るのに役立つだけで完全な防止には寄与し得ない。

すなわち柱状晶を完全に防止するためには鋳込温度をか
なり低下させねばならず、それが操業上の困難をもたら
すからである。

発明者らは、電磁攪拌または超音波振動を施して得られ
たＣＣスラブの性状につき検討を重ねて、かようなスラ
ブであっても一定割合の柱状晶を有する場合には、低湿
のスラブ加熱温度と特定の冷間圧延（以下冷延と略す）
の圧下率を適用することによって、高磁束密度方向性け
い素鋼の圧延素材として有利に用いうろことを発見した
。

従ってこの発明では高磁束密度方向性けい素鋼のＣＣス
ラブを従来よりも低い加熱温度での熱延を有利に実現す
るために、電磁攪拌によるＣＣスラブの性質を利用し、
かつその加熱温度に応じた冷延圧下率で冷延加工を施す
ことが骨子である０ ところで上述した如く、スラブの高温における加熱が種
々の不利な点をもっているにもかかわらず不可避とされ
た理由は、上記インヒビターを熱延に先き立ち、地鉄中
で完全に解離固溶させることが不可欠と考えられていた
からである。

この点例えば特開昭５０−８６４１８号公報においては
ＭｎＳ、ＡｅＮ、ＶＮ、ＭｎＳｅの１積重たは２種以上
を含有するけい素鋼スラブを熱間圧延に先き立つスラブ
加熱で１３０ ｏに１４５０℃の高混加熱を用いて析出
分散相を固溶させることの必要性が述べられ、また特開
昭５１−２０７１６号公報には、ＭｎＳ’；＆たはＭｎ
Ｓ ｅの１種もしくは２種を含むけい素鋼素材では１
２３０℃以上のスラブ加熱が必要であることが述べられ
ている。

このようにスラブの高温加熱を行なわない場合には、イ
ンヒビターの効果を充分に生かしきれず、ＢＩＯが１．
８９Ｔ以上の高磁束密度方向性けい素鋼を得ることがで
きなかったのであるが、すでに触れたように高温スラブ
加熱時に生じる溶融スラグの流出による製品歩留低下や
製品表面欠陥の増大、さらにはエネルギー消費の増大、
ならびに加熱炉底の寿命短縮そしてノロ処理作業の頻度
増大などの不利は軽祝され得す、そこで高磁束密度方向
性けい素鋼スラブの加熱温度を低下させるための方法が
数種提案されている。

たとえば特公昭５４−２４６８５号公報にはＳｅ以外に
Ａｓ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｂの４種の元素を単独もしくは複
数で含有する溶鋼を鋳造する際その凝固冷却速度を速め
、スラブ加熱前の析出形態を微細にしてスラブ加熱時の
固溶を容易ならしめて、スラブ加熱温度は１３５０〜１
０５０℃好ましくは１３００〜１１００℃にできること
が述べられている。

しかしこの方法で析出物が微細になれば、完全な解離固
溶に要する時間の短縮は達成され得ても、ある温度にお
けるインヒビターの溶解度積は一定と考えられるので、
開示の程度に１で加熱温度を低下しうるとの根拠に疑問
がある。

また、その際の最終冷延圧下率は少なくとも６０φ以上
、好１しくは７０優以上も必要とされる。

渣た、特開昭５２−２４１１６号公報においては、酸可
溶アルミ以外にＺｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ。

Ｔａ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ等の窒化物生成元素を単独又は複
数種で含有させて、１１００〜１２６０ ’Ｃのスラブ
加熱を行なうことが提唱されている。

しかしこの方法では、高磁束密度方向性けい素鋼板を製
造する際、その製造工程とくに仕上焼鈍中に地鉄より除
去することが可能なインヒビターを用いるのが通常であ
るにもかかわらず、該工程で除去困難な窒化物形成元素
がインヒビターとして用いられているので常道を逸し、
とくに最終冷延圧下率が６５〜９０％を要するものであ
る。

玉揚の諸先行技術に対してこの発明は、低温におけるス
ラブ加熱を実現するために、必ずしも析出物を完全に解
離固溶させる必要はなく解離固溶したインヒビター量に
応じて、最適の冷延圧下率が存在していること、および
その効果がスラブの鋳造組織、特に柱状組織の存在によ
って影響を受けることの発見に由来し、発想の基礎を異
にしている。

そこでこのＣＣスラブの組織と加熱温度について述べる
。

一般的に連続鋳造の採用はよく知られているようにイン
ゴットの分塊工程の省略や歩留向上による大きなメリッ
トを生み出すが、高磁束密度方向性けい素鋼にあっては
そのＣＣスラブは通常、等軸晶と柱状晶で構成される特
徴ある結晶組織を有し、筐だスラブ厚中心にはＳ、Ｓｅ
等の濃厚偏析帯が存在するところに問題がある。

すなわちこの種ＣＣスラブを熱延前に加熱する場合、こ
れらの濃厚偏析帯に存在する析出物を完全に解離固溶せ
しめるためには、造塊材より製造したスラブの場合より
もはるかに高温でスラブ加熱をする必要があるところ、
この種ＣＣスラブの結晶組織は造塊材のそれに比して著
しく粗大化しやすく、高磁束密度方向性けい素鋼板の製
造上必要とされている１３００℃以上のスラブ加熱では
その粒径が数備。

にも及ぶ。

コウシて−たん粗大化したスラブの結晶粒は、熱延後の
工程で再結晶しにくい粒として影響を残し、最終製品板
に２次再結晶不完全領域を形成することとなう、磁気特
性劣化の要因となるわけである。

かかるＣＣスラブにおける磁気特注劣化現象は従来から
知られていてそのために連続鋳造法による方向性けい素
鋼板の製造に関し、かつては工業的には実施が−たん停
頓するに至ったのである。

その後上記の劣化現象を防止すべく熱延前にスラブに圧
下を加え、また再加熱する方法（特公昭５０−３７００
９号、同５４−２７８２０号公報など）や、スラブ鋳造
時に圧下な加える方法（特開昭５３−５３５２２号公報
）、鋳造時に溶湯温度を下げる方法（特開５２−１９１
６９号公報）、電磁攪拌を加える方法（特開５３−１９
９１３号公報）などが提唱されたのである。

しかしこれらの方法にはいずれも不利な点が存在する。

すなわち第１のスラブを圧下、再加熱する方法は製造工
程上余分のプロセスを経ることになり、連続鋳造による
メリットは半減する。

筐た第２のスラブの鋳造時に圧下を加える方法は、スラ
ブ厚の制限があるなど操業上の規制を伴う。

第３の溶湯の温度を低くする方法は、介在物の浮上阻害
、ブレークアウトの危険性など品質上、操業上の不利が
著しい。

そして最後に第４の電磁攪拌を加える方法では、スラブ
中心の濃厚偏析の度合を軽減することなど有利な点があ
るが、柱状晶の発達を完全におさえることは困難で、１
３００℃以上の高温で加熱すると、柱状晶と等軸晶境界
部付近から粒が粗大化し、やはジ異常粒発生の原因とな
る。

この発明による方法は、スラブの鋳造組織とスンプ加熱
淵度、冷延圧下率の間に相関関係を発見して、それを利
用している。

それによって上記の連続鋳造スラブの利用法のもつ欠点
を補なった。

すなわち、この発明の特徴とするところはスラブ加熱温
度の低い場合は、最終冷延圧下率の最適値が低圧下側に
移行すること、及びその現象は柱状晶を初期の結晶組織
とする場合に、より効果的に現われるということを発見
しそれを利用したところにある。

ところで、従来行なわれている高磁束密度方向性けい素
鋼板の製造方法については、最終冷延時の圧下率は、例
えばＭｎＳまたはＭｎＳｅをインヒビターとする方法（
特公昭５４−３２４１２号公報）では５５〜８０％、Ｍ
ｎＳｅをインヒビターとして使用する他の方法（特公昭
５１−２９２０号公報）やＡ６Ｎを利用する方法（特公
昭４６−２３８１９号公報）では６０〜９５係といずれ
も５５％以上の高い冷延圧下率で圧下を施すことが、Ｂ
ＩＯが１．８９Ｔ以上の高磁束密度方向性電磁鋼板を得
るために必要であるとされている。

発明者らの研究によれば最も良好なる磁気特注を示す最
適最終冷延圧下率は、スラブの加熱温度、すなわちイン
ヒビターの解離固溶の量に依存してお９インヒビターの
析出量が少ない場合には上記に知られている５５優以上
より少ない圧下率の側に移行することを発見した。

ちなみに通常の造塊スラブの場合にスラブ加熱温度が低
いと、最適最終冷延圧下率における磁気特性は劣化し、
１３００℃より低くなるとほとんどＢＩＯが１．８９Ｔ
になってし筐う。

それに比して、電磁攪拌または超音波振動を施して連続
鋳造中に制御された柱状晶を有するスラブにおいては、
最適最終冷延圧下率における磁気特性の劣化が、造塊ス
ラブの場合よりも低い加熱温度でおこるのに反し、通常
の連続鋳造法で鋳込んだスラブにあっては、得られる磁
気特性がもともと低く、この発明の目的に適わない。

その理由は通常の連続鋳造法で製造したスラブの中心部
にはインヒビター成分の濃厚偏析帯が存在してかり、そ
れが冷延工程後に至る１で残存し２次再結晶時に悪影響
を及ぼしているためと考えられる。

かかる最終冷延最適正下車の移行現象のメカニズムは現
在明確にされてはいないけれども、冷延圧下率は集合組
織を定める最も基本的な因子であり、それが再結晶時に
インヒビターの分散状態とかかわりあいをもつこと、お
よび冷延前のスラブの初期の結晶粒の方位粒度などに強
い影響を受けるであろうことは推定できる。

第１図は電磁攪拌を施しながら連続鋳造した方向性けい
素鋼用のスラブ（組成：Ｃ０，０３１％。

Ｓｉ３．０２％、Ｍｎ０．０８１％、Ｓｏ、０２０’％
、およびＳｂＯ，０２５％）をそれぞれの所定温度に加
熱後、熱延して得られる素材に様々な最終冷延圧下率に
なるように圧下な加えて得たサンプルの仕上焼鈍後の磁
気特注Ｂ、ｏをレベル別に示しである。

図中斜線の領域がこの発明によって得られる適切なスラ
ブ加熱温度と最終冷延圧下率の関係を示している。

各々の加熱温度の場合ＢＩＯが最高値を示す最適最終冷
延圧下率は１１００℃よりやＳ高目の１１２５℃および
１１５０℃でそれぞれ４５ 、５０優と、４０〜５５％
、また１２００℃では４５〜５７．５％、さら［１２３
０℃で４５〜６５％のように高圧下側へずれている。

ちなみＦＣ１３５０℃の場合は最適最終冷延圧下率が６
０優以上へさらに移行するが、それに至る所々で特性は
劣化し製造工程が不安定になっている。

これは柱状晶を含んでいるＣＣスラブの場合、粗大化し
た結晶粒が原因となる異常粒の発生が生じるためである
。

要するにこの種の異常粒は発生傾向がランダムであり、
常に生じるとは限らぬが、１３００℃を越える加熱条件
で加熱温度の高いほど頻度が増大する。

第２図は鋳造方法の異なるスラブを切シ出して１１００
℃〜１３８０℃１での各加熱温度で熱延した半工程的な
実験の結果である。

連続鋳造の際、電磁攪拌を施したもの及び施さなかった
もの、昔たインゴットに鋳造したあと分塊圧延で同じ厚
みのスラブにしたものの３種を用い、各々の加熱温度で
最適冷延圧下率の場合のＢＩＯを示しである。

この発明に従い電磁攪拌を施したＣＣスラブの場合、加
熱温度が１３５０℃と１３８０℃の場合に磁気的な特注
が劣化するがこれは粗大粒が生じるためである。

また加熱温度が低くなるにつれ、最適冷延圧下率は小さ
い方にずれていた。

低部側で急激なりＩＯの劣化が１１００℃以下の温度で
生じる。

なおインゴツト材を利用した場合１３００℃以上で非常
に良い磁気特注を示すが１２７５℃以下になると急激に
磁気特性は劣化する。

劣化が始する温度に両者のスラブの挙動の違いが示され
ている。

また電磁攪拌を施さない通常のＣＣ材の成績もあわせ示
したが全体的にＢ、。

は低い。以上、連続鋳造スラブを用いて、スラブ低温加
熱を可能にしたこの発明の特徴について述べた。

次にこの発明で出発材の成分範囲を限定する理由につい
て述べる。

この発明においては製品の固有電気抵抗値を高め鉄損を
低下させるためＫＳｉを２〜４．５％含有させる必要が
あり、含有量が２俤より低いと鉄損を低下せしめる効果
が少なく、また４、５優を越えると加工性が著しく劣化
することにより工業的規模の生産が困難になるからであ
る。

またＣはインヒビターと並び、２次再結晶を可能にする
ための要素である集合組織を制御するために必要であり
、０．０１％以下であるとその効果は少なく、０．０８
％以上であると脱炭焼鈍時間が長くなり生産能率の低下
をもたらす。

またＭｎとＳ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｐｂ、ＳｎおよびＢ
のうち少なくとも１種とはインヒビターを構成する元素
として含有させる。

それらの量がそれぞれ下限に満たないと分散析出するイ
ンヒビター量が極端に少なくなり２次再結晶が不可能と
なる。

ｌた必要以上のインヒビターを含有することは、コスト
アップのほかインヒビターの粗大化速度による抑制力効
果の減少など好ましくない点が多いので上限を決定した
。

なおＳ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｂｉ、Ｐｂ。ＳｎおよびＢなどは
インヒビター成分として同効である。

次ＫＣＣスラブは柱状晶を体積比において３０〜７０％
を含１ねばならず、下限の３０％に満たないと、柱状晶
における最終低圧下圧延の効果がうすれ、またそのこと
は鋳造温度を低くすることを意味して前述した溶湯の温
度が低い鋳込の時に生じる欠陥が現われる。

一方７０％を越える場合は、は譬通常の電磁攪拌を加え
ない通常のＣＣスラブと同様な組織となりこの発明の効
果は失なわれる。

上記のようにして得たＣＣスラブは、加熱後熱延を加え
る。

その加熱温度は、上限を１２５０℃とし、この温度を越
えると、この発明に従ってＣＣスラブには柱状晶と等軸
晶を含むので粗大粒が頻発し磁気特性が不安定となる。

また加熱温度は１１００℃よりも高い温度でなければな
らす、この温度以下では固溶するインヒビターの量は極
端に少なく、従って２次再結晶は生じないからであう、
１１５０℃以上とすることがよりのぞましい。

熱延によって製造された素材は、中間焼鈍を含む２回の
冷延によって製品厚に仕上げるが最終冷延圧下率は４０
〜６５％の範囲を外れると特性が劣化する。

その最適冷延圧下率はスラブ加熱温度の低いほど低圧下
側に移行し、ここに必要な最終冷延圧下率（Ｒ％）はス
ラブ加熱温度（Ｔ℃）ＶＣよって Ｔ／１５−３８＜Ｒ＜Ｔ／１２−３７ で表わされる範囲とする。

含有されるインヒビターの量にはこの領域はあ筐り影響
を受けないが、完全解離固溶させる場合と異なり、固溶
し析出するインヒビターＱ量は、溶解度積は温度によっ
て一意的に定するため、スラブ加熱温度が析出するイン
ヒビターの量を定めるためであろうと推論される。

仕上り厚にまで冷延された素材は１次再結晶を兼ねた脱
炭工程を経る。

これによって２次再結晶に必要な集合組織の状態が形成
され、その後、通常の分離剤を塗布した後高混の仕上焼
鈍を経て２次再結晶させるのは、常法における処理と同
様でよい。

次に実施例によってこの発明を説明する。

実施例 １ Ｃ０，０４０％、Ｓｉ３．０５％、Ｍｎ０．０７％、Ｓ
ｅＯ，０２５％およびＳｂ０．０３０％を含む溶鋼を電
磁攪拌しつつ連続鋳造によってスラブを製造した。

断面積で柱状晶部分は５２％であった。スラブ厚は２０
０１１ｔ１１Ｌであり同一チャージのうち１０本をスラ
ブ加熱１２００℃で２時間加熱後粗圧延ミルとタンデム
ミルによる連続式仕上圧延機によって、厚さ３．０１１
ＬＴＩＬＯ熱延板とした。

また同一チャージのうち４本のスラブは別途１３５０℃
で２時間加熱後同様に３．０順の熱延板とした。

これらの熱延板を９５０℃で５分加熱して焼鈍後、冷間
圧延によって１３５０℃加熱コイルの全量及び１２００
℃加熱コイルのうち３本を０．８９１Ｗｉ！、また１２
００℃加熱の残り７コイルは０．６２１ｕｌｌの中間厚
とした。

その後９５０℃で５分の中間焼鈍の後、２次冷延によっ
て０．３０ ｍａｔの板厚に仕上げ、次いで８００℃で
５分湿水素中で脱炭焼鈍を行なった。

その後ＭｇＯを焼鈍分離剤として塗布して１２００℃の
箱焼鈍を１５時間行なった。

このようにして得られた製品の磁気特性と異常粒発生ブ
ロック率を示す。

実施例 ２ Ｃ０，０４３％、Ｓｉ３．０６％、Ｍｎ０．０８２％。

Ｓ Ｏ，０３φおよびＳｂＯ，０３０％を含む溶鋼から
電磁攪拌を施しつつ連続鋳造で製造した。

その時の柱状晶部分は断面積で５５饅であった。

厚さ２００７ｎｌｆｔのスラブ８本をスラブ加熱１２３
０℃で２時間加熱した後、粗圧延□ルとタンデムミルに
よる連続式仕上圧延によって厚さ３． Ｑ ｍｕＯ熱延
板とした。

また同一チャージのうち６本は別途１３７０℃で２時間
加熱後同様に３． Ｑ ｙｒａｔｂＯ熱延板とした。

これらの熱延板を９５０℃で５分加熱した後冷間圧延に
よって１３７０℃加熱の全コイルと１２３０℃加熱のう
ち２コイルは０．９２ ｍａｌの中間厚とした。

１２３０℃加熱の残り６コイルは０．６９朋とした。

その後９５０℃で５分の中間焼鈍の後、第２次冷延によ
って０．３０ ｍａｌの製品厚として、実施例１と同じ
方法により最終製品とした。

最終製品の磁気特性と表面疵の発生率を示す。

実施例 ３ Ｃ０，０４５％、Ｓｉ３．０１％、Ｍｎ０．０７０％お
よびＳ Ｏ，０２４％を含む溶鋼から電磁攪拌を施しな
がら１０本のスラブを鋳造した。

柱状晶部分は断面積で５５％であった。

また同一チャージの鋳込で３本のスラブは電磁攪拌を施
さなかった。

柱状晶部分は断面積で５８％であった。

厚さ２００ｍ１７１のスラブを全コイル１２３０℃で２
時間加熱した後粗圧延ミルとタンデムミルによる連続式
仕上圧延によって厚さ３． Ｑ ｍｍＯ熱延板とした。

これらの熱延板を９５０℃で５分の中間焼鈍を含む２回
冷延法でｏ、ａｏｍｍの仕上厚とした。

第２次冷延の圧下率は５６．５％とした、その後、実施
例１と同じ方法で製品とした。

その時の磁気特注を示す。

ＢＩＯ（Ｔ） （発明法）電磁攪拌を施したコイル１．８９〜１．９２
（比較法）電磁攪拌をしなかった 〃１．７５〜１．８
６以上のべたようにしてこの発明によれば、柱状晶につ
き調整を施したＣＣ材を用いて高磁束密度一方向性電磁
鋼板を、そのスラブの比較的低い加熱温度の下に、その
加熱温度に応じた２次冷延圧下率の下で、安定に製造す
ることが容易に可能となる。

【図面の簡単な説明】

第１図はＣＣスラブの加熱温度と最終冷延圧下率とがＢ
ｏｏに及ぼす影響を示すグラフであり、第２図はスラブ
加熱温度がＢ、。 値に与える影響を電磁攪拌の有無と造塊スラブとについ
て比較した図表である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｓｉを２・〜４．５重量φ重量上０．０１〜０．
   ０８重重量上してＭｎを０．０２〜０．１５重量φの範
   囲で含み、かつＳ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｎ
   およびＢのうちから選ばれる少なくとも一種を、二種以
   上のときは合計で０．００５〜０．１０重量俤の範囲で
   含有する組成のけい素溶鋼を連続鋳造しその凝固に至る
   過程で電磁攪拌または超音波振動を加えて柱状晶の体積
   比を３０〜７０％の範囲に調整したスラブを得る段階と
   、このスラブを１１００℃よりは高く、１２５０℃に至
   る１での範囲の温度に加熱し、熱間圧延を施して得られ
   る鋼帯に中間焼鈍を挾む２回の冷間圧延を加えて最終製
   品板厚となし、ついで脱炭ならびに最終仕上焼鈍を施す
   段階とより放り、上記温度範囲のスラブ加熱混層Ｔ（℃
   ）に応じて第２次冷間圧延の圧下率Ｒ（％）が、下記条
   件を満たすことを特徴とする高磁束密度一方向性電磁鋼
   板の製法。 ここＫＴ（’ｃ）ニスラブ加熱温度、Ｒ（％）：第２次
   冷延圧下率。