JPH0686628B2

JPH0686628B2 - 低損失方向性ケイ素鋼極薄帯の製造法

Info

Publication number: JPH0686628B2
Application number: JP62003270A
Authority: JP
Inventors: 賢一荒井; 賢次大森; 一夫三浦; 清司小嶋
Original assignee: Matsushita Electric Industrial Co Ltd
Current assignee: Panasonic Holdings Corp
Priority date: 1987-01-12
Filing date: 1987-01-12
Publication date: 1994-11-02
Anticipated expiration: 2009-11-02
Also published as: JPS63171827A

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明は、鋼帯の圧延方向に磁化容易軸〔001〕を有す
る所謂、方向性ケイ素鋼帯の製造法に係るものである。
特に極薄鋼帯で、かつ高磁束密度、超低鉄損の配向性の
高い（高配向性）方向性ケイ素鋼帯の製造法に関するも
のである。

〔従来の技術〕

ケイ素の含有率が４重量％以下のケイ素鋼帯では、圧延
と熱処理の組合せによりゴス（Goss）方位、すなわち
（110）〔001〕方位の結晶粒集合組織を有する方向性ケ
イ素鋼帯が、現在、例えば電力用変圧器、発電機、可飽
和リアクトルなどに広く使用されている。

この方向性ケイ素鋼帯は、板面が（110）結晶面と平行
であり、かつ圧延方向が〔001〕方向であることから、
圧延方向が磁化容易な軸方向と一致して、圧延方向に対
する励磁特性が極めて優れ、しかもその鉄損も少い。ま
た表面に酸化物の被膜を形成し、鋼帯を圧延方向に引張
ることにより、鉄損をさらに減少させると同時に低磁歪
化が実現できる。特に（110）〔001〕方位の集合組織に
おいて、板面および圧延方向に対する〔001〕軸の平均
ずれ角度が３度程度に抑えられた方向性ケイ素鋼帯はハ
イ・ビーと呼ばれ、低損失トランス材と知られている。

現在、方向性ケイ素鋼帯の製法には、二回圧延法と一回
圧延法とがある。二回圧延法は、鋼塊を熱間圧延により
板厚２〜3mm程度まで薄くし、ノルマライジング、一次
冷間圧延、中間焼鈍、二次冷間圧延、脱炭焼鈍、仕上焼
鈍により最終厚さが0.3mm程度の鋼帯を作る方法であ
る。また前記一回圧延法は、鋼塊を熱間圧延、強冷間圧
延、脱炭、仕上焼鈍することによつて前述と同程度の最
終厚さを有する鋼帯を得る方法である。

〔発明が解決しようとする問題点〕

しかしこれらの方法では、最終板厚が0.2mm以下のもの
を工業的に生産することは困難である。すなわち、冷間
圧延時の板厚を0.2mm以下にすることは、現在使用され
ている圧延機の機械的ならびに材料的な制限などからき
わめて困難である。また0.2mm以下の過度の圧延は、二
次再結晶時におけるゴス（Goss）集合組織の集積度を低
下させ，逆に鉄損値を増大させるという結果になる。す
なわち、一般にゴス（Goss）集合組織を実現する際、１
次再結晶粒の成長を抑制するため、微量のAlN、MnS、Mn
Se/Sbなどの抑制剤（インヒビター）をケイ素鋼を溶融
させた所謂、溶湯中に添加するが、このインヒビターは
板厚が薄い場合にはその効果が極端に薄れてしまうため
である。

一方、ゴス（Goss）方位を有する方向性ケイ素鋼帯の鉄
損は、板厚の減少とともに渦電流効果が小さくなること
から、板厚をさらに薄くして鉄損を可及的に小さくする
ことが望まれる。しかし現在の方向性ケイ素鋼帯では、
前述のようなことにより板厚を0.2mm以下に薄くするこ
とが困難であることから、鉄損や磁束密度などにおいて
十分に満足する磁気特性を得ることができない。

この方向性ケイ素鋼帯よりもさらに優れた磁気特性を有
するケイ素鋼帯を得る方法として、急速冷却凝固法が開
発されつつある。

この方法は、ケイ素の含有率が例えば６重量％の高濃度
の鉄溶湯，または、ケイ素とホウ素を添加した鉄の溶湯
を水冷された双ロール法あるいは単ロール法によつて薄
く引き延ばしながら極めて短時間で冷却、凝固して、無
方向の結晶質や非晶質の極薄帯（0.04〜0.08mm程度）を
得る方法である。

しかしこの急速冷却凝固法は、高度な制御技術を必要と
し結局は生産コストが高くなるばかりでなく、溶湯を急
冷却するためにロールの周速度を12〜20m/秒程度にする
必要があり、そのためにロールから高速で剥離されてく
る極薄帯を処理するための設備やスペースが問題となる
などの欠点を有している。

従来、特開昭55-131128号公報に記載されているような
ゴス組織を有する鋼板の製造方法が提案されている。

この製造方法は、ゴス組織を有する鋼板を一次結晶を発
生させるために冷間圧延し、その後の加熱によつて三次
再結晶を発生させるために焼なましを行う方法におい
て、前記冷間圧延で40〜85％減厚し、700〜900℃に加熱
した後、さらに1300〜1500℃で焼なましを行う方法であ
る。

この方法は具体的には、ゴス組織を有する鋼板を冷間圧
延後に900℃で１〜３分間保持し、次に100℃／時間（0.
08℃／秒）という非常にゆっくりとした昇温速度で数時
間かけて焼なまし温度（1300〜1500℃）まで昇温し、そ
の焼なまし温度で0.5〜１時間保持される。

ところが本発明者らの実験等による知見によれば、前記
冷間圧延後の700〜900℃での加熱により（110）〔001〕
集合組織を有する１次再結晶が成長し、次に非常にゆっ
くりと昇温するので２次再結晶粒が大きく成長して、13
00〜1500℃の高温では（110）〔001〕集合組織を有する
３次再結晶粒が成長するが、前述のようにすでに２次再
結晶粒が大きく成長しており、しかも焼なまし時間が短
いため、全て（110）〔001〕集合組織を有する３次再結
晶粒になれず、その結果、〔001〕方位が圧延方位から
外れた結晶粒が多くなり、配向性の悪く、磁束密度の低
いケイ素鋼板となると推定される。

本発明の目的は、前述したような従来技術の問題点を解
消し、鋼帯厚を薄くして、かつ（110）〔001〕方位集積
度を高め、低損失特性を有し、しかも生産性が良く処理
コストの安価な低損失方向性ケイ素鋼極薄帯の製造法を
提供するにある。〔問題点を解決するための手段〕前述の目的を達成するため、本発明は、結晶の集合組織
が（110）〔001〕方位を有する、例えば市販の方向性ケ
イ素鋼帯の表面被膜を除去した方向性ケイ素鋼帯素材
を、冷間圧延することにより（111）〔112〕方位を有す
る中間極薄鋼帯を作る第１工程と、その第１工程の後に
前記中間極薄鋼帯を、例えば減圧下や不活性ガス雰囲気
などの非酸化雰囲気中において、1.5℃／秒以上の昇温
速度で昇温して1000〜1400℃の温度領域で３時間以上保
持する高温熱処理することによつて、出発素材よりさら
に高度に集積された（110）〔001〕方位を有する３次再
結晶の集合組織からなる低損失方向性ケイ素鋼極薄帯を
得る第２工程とを経由することを特徴とするものであ
る。

〔実施例〕

本発明で使用するケイ素鋼帯中のケイ素含有率は、２〜
８重量％の範囲に規制されたものを用いるとよい。ケイ
素を約２重量％以上含有するケイ素鋼帯はγ変態がない
ので高温焼鈍によつて結晶粒を大きくしたり、２次なら
びに３次の再結晶を生じさせて好ましい集合組織を形成
させることができるが、ケイ素の含有率が２重量％未満
では前述のような特長が発揮されない。一方、ケイ素の
含有率が８重量％を超えると飽和磁束密度が約1.7T以下
になつて磁性材料としては不適当であるばかりでなく、
機械的に著しく脆弱になるので好ましくない。特にケイ
素の含有率が2.5〜4.0重量％のものは、圧延等の機械的
特性に優れ、飽和磁束密度も1.95T以上であるため好適
である。

ケイ素鋼帯中に、例えばMn、Al、Ｓ、Se、Sn、Sb、Mn
S、MnSe/Sb、AlNなどを必要に応じて総量で0.5重量％ま
で添加することができる。また、不可避混入元素として
例えばNi、Cu、Mo、Ｗ、Co、Crなどを少量含有すること
もある。さらに例えばＯ、Ｎ、Ｃなどの不可避不純物の
含有量は、最終的に目的とする薄帯の品質に応じて制限
されなればならない。

なお、本発明で使用する素材としての方向性ケイ素鋼帯
としては、市販の方向性ケイ素鋼帯を使用することがで
きる。市販の方向性ケイ素鋼帯としては、例えば次の表
１ならびに表２のようなものが使用できる。

例えば表１では鉄損(W_17/50)が1.33〜2.00W/kg以下、磁
束密度(B₈)が1.68〜1.79T以上のもの、あるいは表２の
ように鉄損(W_17/50)が1.05〜1.37W/kg以下、磁束密度(B
₈)が1.89以上のように特性の異なるものも使用でき、本
発明によりさらに一層磁気特性が改善されたものとな
る。

市販の方向性ケイ素鋼帯では、前述の表に示されている
ように板厚が0.30mm（300μｍ）と0.35mm（350μｍ）の
ものがある。これらのケイ素鋼帯を素材として用い、冷
間圧延によつて板厚が150μｍ以下に圧延される。この
圧延率は50％以上であれば十分で、冷間圧延の本来の主
旨は、（110）〔001〕方位の方向性ケイ素鋼帯から、圧
延方向に対してずれ角度の大きい、換言すれば結晶歪の
ある（111）〔112〕方位を有する極薄の中間体を得るこ
とにある。

また本発明では、150μｍを超える板厚では（110）〔00
1〕方位の再結晶粒成長が生じにくいことが確められ
た。この理由は、150μｍを超える板厚では、表面エネ
ルギーが駆動力となつて、表面エネルギーの一番低い
（110）面が成長するには板厚が厚すぎるためと考えら
れる。

冷間圧延後の熱処理は、熱処理中に金属が酸化されて磁
気特性が低下するのを防止するために、例えば窒素ガ
ス，アルゴンガスの如き不活性雰囲気，水素ガス雰囲
気，不活性ガスと水素ガスの混合ガス雰囲気あるいは前
記のような各種ガスの減圧雰囲気、または単なる減圧雰
囲気などの非酸化雰囲気中で行なわれる。前述の単なる
減圧の場合は、例えば２×10^-4〜５×10^-6トール程度の
真空度にすればよい。

熱処理用の加熱炉は、連続タイプのものでもバツチタイ
プのものでもよい。

熱処理温度は約1000〜1400℃とし、熱処理時間は約３〜
24時間、好ましくは結晶成長に必要な時間を確保するた
めに約７時間以上とし、熱処理昇温速度を約1.5℃／秒
以上、好ましくは約３℃／秒以上とする。

熱処理後は、機械的性質や磁気特性の低下を招かないよ
うにするため、前記第２工程の熱処理中と同様の非酸化
雰囲気で冷却すれば、高温で得られた好ましい集合組織
を維持することができる。

次に本発明に係る処理方法の具体例について説明する。

素材として方向性ケイ素鋼帯（新日本製鐵社製Z6H）を
用いた。この方向性ケイ素鋼帯の特性等は下記の通りで
ある。

まずこのケイ素鋼帯を濃硫酸と弗酸との混合溶液（濃硫
酸３対弗酸１）に30分間浸漬し、その後水洗して、さら
に10％の硝酸水溶液で酸洗い、水洗して、鋼帯の表面に
形成されている絶縁被膜や酸化物被膜を除去する。この
被膜の付着は、冷間圧延後の焼鈍において（110）〔00
1〕方位の再結晶粒の成長を阻害する。

次に直径が50mmの２段ロール圧延機を用いて80μｍまで
圧延し、その後に各端部を除いて幅20mm、長さ100mmの
大きさに切断してサンプルとする。前述のように板厚が
300μｍのものを80μｍまで圧延してサンプルとしたも
のであるから、このサンプルの圧延率は73％となる。

ついでこのサンプルを石英管に入れ、1.3×10^-3Pa（9.7
5×10^-6トール）の高真空下において、赤外線集中加熱
炉を用い、昇温速度を３℃／秒の条件で熱処理した。こ
の熱処理後の結晶粒の観察はＸ線ラウエ写真、Ｘ線極点
観測および光学顕微鏡を用いて行い、磁気特性はB-Hル
ープトレーサを用いて測定した。

前述のように80μｍまで冷間圧延することによつて結晶
粒の集合組織は、圧延方向に対する方位のずれ角度が3
5.3度と大きいほぼ（111）〔112〕方位であることがＸ
線極点図で確認された。

冷間圧延後の熱処理条件が300℃、１時間程度では加工
時に受けた内部歪が開放されずに残つているため、第１
図に示すように磁気特性が悪い。熱処理温度をさらに高
めていくと内部歪が開放され、500℃付近から再結晶が
始まる。この再結晶粒（１次再結晶粒）は（110）〔00
1〕方位の集合組織をもつため磁束密度は高くなるが、
平均の結晶粒径は板厚とほぼ同程度（約80μｍ）しか発
達しておらず、保磁力（Hc）は十分に下がり切つていな
い。そのため50Hzにおける鉄損値（1.7T）は約2W/kgと
大きく、板厚が300μｍの方向性ケイ素鋼帯の鉄損値の
約２倍に相当する。第２図は500℃で１時間熱処理した
場合のB-Hループ特性図で、前述のようにこの程度の熱
処理ではHcが十分に小さくなつていないことが分かる。

第３図は鉄損特性図で、同図の曲線Ａは700℃で１時間
ほど熱処理したものの特性曲線、曲線Ｂは熱処理を施こ
さない方向性ケイ素鋼帯の特性曲線である。この図から
明らかなように、１次再結晶の集合組織からなるものは
鉄損値が高い。

第４図は熱処理温度（熱処理時間１時間）と磁気特性と
の関係を示す図で、図中の曲線Ｃは熱処理温度と保磁力
との関係を示す特性曲線、曲線Ｄは熱処理温度と磁束密
度との関係を示す特性曲線である。この図から明らかな
ように、１次再結晶粒が出現する500℃付近から保磁力
（Hc）が急激に低下するとともに、磁束密度(B₈)が急激
に高くなつている。

さらに磁気特性を向上するためには、（110）〔001〕方
位の結晶組織における圧延方向への集積度を高めるとと
もに、結晶粒を大きくして保磁力（Hc）を下げることが
必要である。

前述のように１次再結晶により（110）〔001〕集合組織
が出現したので、その結晶粒径を大きくすることを考え
た。ところが結晶粒を成長させるために熱処理温度を上
げてゆくと２次再結晶が起こり、１次再結晶粒の約10倍
の0.5〜0.7mmの粒径をもつ２次再結晶粒で覆われてしま
い、非ゴス（非Goss）組織となつてしまう。第５図は熱
処理温度（熱処理時間１時間）と結晶粒の粒径との関係
を示す特性図で、この図から明らかなように特に熱処理
温度が約1000〜1100℃の範囲で粒径が急激に大きくなつ
ていることが分かる。

この２次再結晶粒の集合組織は（110）〔001〕方位だけ
の集合組織ではなく、（110）〔001〕の他に（120）〔0
01〕方位、（111）〔110〕方位ならびに（111）〔100〕
方位などの様々な結晶方位のものが混在している。これ
の磁気特性は１次再結晶粒の集合組織のものに比較する
と、結晶粒径が大きいため保磁力（Hc）の値は小さくな
るが、サンプルの圧延方向と磁化容易軸とのずれが大き
いから磁束密度が低下してしまう。（110）〔001〕単結
晶を圧延し熱処理したDunnの論文〔Acta.Met.;１，（19
53）,163.〕によれば、２次再結晶粒は（120）〔00
1〕，（111）〔110〕および（100）と（111）の中間面
の３種類が出現すると報告されている。本発明とDunnの
論文とが異なるのは、（110）〔001〕の２次再結晶粒の
存在が認められたことで、これが３次再結晶の核となる
もので、本発明の重要なポイントである。

熱処理の際の昇温速度は、１次および２次再結晶過程で
得られた結晶粒の成長を抑制し、粒径をなるべく小さく
抑え次の３次再結晶成長過程で高度に集積された（11
0）〔001〕方位の結晶粒の生成を促進させるために、昇
温速度をなるべく大きくとるのが望ましい。

第６図は、昇温速度と３次再結晶組織の出現率との関係
を示す特性図である。この図から明らかなように、昇温
速度が約1.5℃／秒以上であると３次再結晶組織の出現
率が高く、特に昇温速度が約３℃／秒以上では（110）
〔001〕方位のものが圧延方向に対して2.5度以内に集積
し、ほぼ100％の３次再結晶組織となつていることが、
Ｘ線ラウエ写真および光学顕微鏡観測で確かめられた。
またこの結果は雰囲気が水素、または水素と窒素、水素
とアルゴンの混合雰囲気においても確認された。

第７図は熱処理温度（熱処理時間１時間）と磁気特性と
の関係を示す特性図で、曲線Ｅは熱処理温度と保磁力
（Hc）との関係を示す特性曲線、曲線Ｆは熱処理温度と
磁束密度(B₈)との関係を示す特性曲線である。この図か
ら明らかなように高温になるほど（例えば1000〜1350
℃）保磁力（Hc）は低下するが、磁束密度(B₈)も徐々に
低下する傾向にある。

このように２次再結晶の集合組織では良好な磁気特性が
得られないことから、さらに２次再結晶の集合組織に対
する熱処理条件を検討した。まず熱処理温度であるが、
1000〜1400℃程度の高温であると、第５図から明らかな
ように結晶粒が得られることと、第７図から明らかなよ
うに保磁力（Hc）が低下することから、熱処理温度を10
00〜1400℃程度とした。次に熱処理時間であるが、今ま
での熱処理時間は１時間程度の短時間であつたから結晶
粒の成長が不十分であると考え、それよりも長時間（例
えば３〜24時間）の熱処理を検討した。このように高温
（約1000〜1400℃）でしかも長時間（約３〜24時間）熱
処理することによって、様々な結晶方位のものが混在し
ている２次再結晶粒中の（110）〔001〕方位の結晶粒が
周囲の他の２次再結晶粒を食つて成長し、ついには（11
0）〔001〕方位の結晶粒で全面を覆うようになつた。こ
のように高温で長時間にわたつて熱処理することによつ
て３次再結晶組織の集合組織ができ、結晶粒の大きさが
約５〜20mmにも達した大きなものとなり、圧延方向に対
する〔001〕軸のずれ角度が2.5度以内になる。

この３次再結晶組織の成長時の様子を磁気特性上から観
察してみると、第８図のように変化する。この実験は熱
処理温度を1200℃として、熱処理時間を種々変えたもの
で、同図の曲線Ｇは熱処理時間と保磁力（Hc）との関係
を示す特性曲線、曲線Ｈは熱処理時間と磁束密度(B₈)と
の関係を示す特性曲線である。

この図から明らかなように、高温による熱処理開始後約
２時間までは熱処理時間とともに保磁力（Hc）が大とな
り、２時間付近でピークを迎え、その後下降し始めると
いう注目すべき変化が現われる。ちようどその頃から
（110）〔001〕方位の３次再結晶組織の成長が始まり、
３時間を経過した頃から磁束密度(B₈)が急激に上昇し、
良好な磁気特性が得られる。同図に示していないが最終
的には1200℃で８時間熱処理したものは、Hcが1.6A/m
（＝20mOe）でB₈が1.95Tとなり、良好な磁気特性を有す
る配向性の高い方向性ケイ素鋼極薄帯が得られる。

第９図は1200℃で８時間熱処理したもののB-Hループ特
性で、（110）〔001〕方位を有する３次再結晶粒が十分
に発達しているため、第１図ならびに第２図に示したも
のに比較して非常にシヤープなB-Hループ特性を有して
いる。

このように高温で長時間熱処理して３次再結晶組織を形
成した後は、非酸化雰囲気中での放冷によつて結晶組織
を変更することなく冷却される。

また第10図は、この３次再結晶組織をもつ配向性の高い
方向性ケイ素鋼極薄帯の各磁束密度に対する鉄損値を示
す特性図である。図中の曲線Ｉは前述のような熱処理に
よつて３次再結晶組織を形成したものの鉄損値曲線、曲
線Ｊはその３次再結晶組織を形成した方向性ケイ素鋼極
薄帯を冷却した後に、その鋼帯の表面に例えば塩化マグ
ネシウムなどのマグネシウム塩やケイ素の酸化物などの
塗膜形成剤を塗布した後、約1000℃に加熱して、結果的
には鋼帯に１〜4kg/mm²の張力を与えた場合の鉄損値曲
線である。

この図から明らかなように、本発明の実施例に係る３次
再結晶組織を形成した配向性の高い方向性ケイ素鋼極薄
帯は、第３図に示すものに比較して鉄損値を極端に低下
することができた。またこの配向性の高い方向性ケイ素
鋼極薄帯を圧延方向に張力をかけることにより、鉄損値
を前述した急速冷却凝固法で得られた非晶質のものとほ
ぼ同程度まで下げることができる。

前記実施例では1200℃で７〜８時間熱処理した場合につ
いて説明したが、例えば1150℃で９〜24時間熱処理して
も同様な磁気特性が得られることが実験で確認されてい
る。

〔発明の効果〕

次の表３は、本発明に係る作製法で得られた低損失で配
向性の高い方向性ケイ素鋼極薄帯、ならびに従来法によ
つて得られた方向性ケイ素鋼帯の製品の性状ならびに磁
気特性を比較して示す表である。

この表から明らかなように本発明に係る低損失で配向性
の高い方向性ケイ素鋼極薄帯は、他のものに比較して磁
束密度が高く、保磁力が小さく、しかも鉄損が低く磁気
特性が著しく改善されている。

本発明は前述したように高温熱処理温度（1000〜1400
℃）に達するまでの昇温速度が1.5℃／秒以上（5400℃
／時以上）と非常に速く、しかも高温熱処理温度での保
持時間が３時間以上と長い。

これは冷間圧延による（111）〔112〕集合組織をその後
の熱処理により１次再結晶、２次再結晶、３次再結晶と
組織を変えて目的の高配向の（110）〔001〕集合組織を
有する３次再結晶にするには、低温領域で現れる１次再
結晶、２次再結晶の結晶粒を大きくして安定な結晶粒に
成長させないため、低温領域を速く通過する必要があ
り、第６図などの実験結果より昇温速度を1.5℃／秒以
上とした。

次に２次再結晶群の中で残っている（110）〔001〕の１
次再結晶粒を核にして３次再結晶粒を大きく成長させる
ために、1000〜1400℃での保持時間を３時間以上と長く
する必要がある。本発明はこれら昇温速度と高温熱処理
温度での保持時間と冷間圧延による板厚の制御との相関
関係により、磁束密度が高く、保磁力が小さく、鉄損の
低い高配向性ケイ素鋼極薄帯を得ることができる。

本発明のケイ素鋼帯を例えば変圧器などに用いれば、製
品の小型化、高効率化などを図ることができ、多種の用
途が可能である。また素材として市販されている通常の
方向性ケイ素鋼帯を使用することができ、しかも処理方
法が簡単であるから生産性が良く、処理コストの安価な
高配向性ケイ素鋼極薄帯を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図ならびに第２図はB-Hループ特性図、第３図は鉄
損特性図、第４図は熱処理温度と磁気特性との関係を示
す特性図、第５図は熱処理温度と結晶粒径との関係を示
す特性図、第６図は昇温速度と３次再結晶組織の出現率
との関係を示す特性図、第７図は熱処理温度と磁気特性
との関係を示す特性図、第８図は熱処理時間と磁気特性
との関係を示す特性図、第９図はB-Hループ特性図、第1
0図は鉄損特性図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者小嶋清司大阪府門真市大字門真1006番地松下電器産業株式会社内 (56)参考文献特開昭55−131128（ＪＰ，Ａ) 特開昭61−217526（ＪＰ，Ａ)

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】（110）〔001〕結晶粒集合組織を有する一
方向性ケイ素鋼帯素材を冷間圧延することにより、厚さ
150μｍ以下の（111）〔112〕集合組織を有する中間極
薄帯を作る第１工程と、その第１工程の後に前記中間極薄帯を非酸化雰囲気中に
おいて1.5℃／秒以上の昇温速度で昇温して1000〜1400
℃の温度領域で３時間以上保持する熱処理を施すことに
よつて、平均結晶粒径が5mm以上の高度に集積された（1
10）〔001〕方位を有する３次再結晶粒の集合組織から
なる極薄帯を得る第２工程とを経由することを特徴とす
る低損失方向性ケイ素鋼極薄帯の製造法。
【請求項２】特許請求の範囲第（１）項記載において、
前記方向性ケイ素鋼帯素材中のケイ素含有率が２〜８重
量％であることを特徴とする低損失方向性ケイ素鋼極薄
帯の製造法。
【請求項３】特許請求の範囲第（１）項または第（２）
項記載において、前記低損失方向ケイ素鋼極薄帯の圧延
方向に対する〔001〕軸の平均ずれ角度が2.5度以内の高
配向性を有することを特徴とする低損失方向性ケイ素鋼
極薄帯の製造法。
【請求項４】特許請求の範囲第（１）項または第（２）
項記載において、前記非酸化雰囲気が不活性ガスまたは
水素ガス、あるいは不活性ガスと水素ガスの混合雰囲気
であることを特徴とする低損失方向性ケイ素鋼極薄帯の
製造法。
【請求項５】特許請求の範囲第（４）項記載において、
前記ガスの非酸化雰囲気が減圧されていることを特徴と
する低損失方向性ケイ素鋼極薄帯の製造法。
【請求項６】特許請求の範囲第（１）項または第（２）
項記載において、前記非酸化雰囲気が減圧雰囲気である
ことを特徴とする低損失方向性ケイ素鋼極薄帯の製造
法。
【請求項７】特許請求の範囲第（１）項または第（２）
項記載において、前記第２工程後に極薄鋼帯を冷却し、
次に極薄鋼帯の表面に塗膜形成剤を塗布して加熱するこ
とによつて被膜を形成させることを特徴とする低損失方
向性ケイ素鋼極薄帯の製造法。