JPS5941488B2 - 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は一方向性電磁鋼板の製造において、熱間加工時
のスラブ加熱温度が非常に低い条件下で、極めて磁束密
度の高に製品を工業的に安価で、しかも安定して製造す
る方法に関するものである。

電磁鋼は体心立方格子を有する結晶粒により構成されて
おり、この体心立方格子の三つの互いに垂直な稜線方向
＜００１＞軸が最も磁化され易い方向である。この磁化
容易軸＜００１＞を鋼板の圧延方向と平行に配列し、（
１１０）面を圧延面と平行に配列したものが一方向性電
磁鋼板であり、ミラー指数で（１１０）＜００１＞方位
を持つ鋼板と記述される。一方向性電磁鋼板は軟磁性材
料として主に変圧器および発電磯用鉄心に使用されるも
のであつて、磁気特性として磁化特性（磁場の強さと磁
束密度との関係）と鉄損特性（磁束密度と鉄損との関係
）が良好でなければならない。

磁化特性の良否は、かけられた一定の磁場で鉄心内に誘
起される磁束密度の大小により決まる。磁束密度の高い
一方向性電磁鋼板は、圧延方向に沿つて＜００１＞軸を
有する結晶粒の割合が高いことにより得られるものであ
る。鉄損は鉄心に所定の交流磁場を与えた場合に、熱エ
ネルギーとして消費される電流損失である。

鉄損の大小に対しては、一方向性市磁鋼板の磁束密度、
板厚、不純物量、比抵抗等の影響が知られている。特に
磁束密度の影響が大きい。したがつて一方向性電磁鋼板
の磁化特性（磁束密度）を向上させることは鉄損の減少
に有効であるばかりでなく、電機器の小型化をも可能に
するものであり、磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼
板の製造が望まれている。ところで一方向性電磁鋼板は
これを構成する結晶粒が｛１１０｝く００１〉方位を持
つており、製造方法としては熱間圧延と冷間圧延と焼鈍
との組合せで最終板厚になつた鋼板を高温焼鈍すること
により、｛１１０｝く００１〉方位を有する一次再結晶
粒が選択成長する、いわゆる二次再結晶現象により得ら
れる。

そこで磁走密度の高い一方向性電磁鋼板を得るためには
、この二次再結晶を完全に、かつ安定して行なわせる製
造工程の確立が必要である。二次再結晶を起こさせるた
めには、微細でかつ均一な析出分散相例えばＭｎＳ，Ａ
！Ｎ，ＶＮ，ＭｎＳｅ，Ｓｂを二次再結晶を目的とした
高温仕上焼鈍前の鋼板に多量に形成さそておくことが必
要である。

以上のような思想に基づいた従来の一方向性電磁鋼板製
造技術では、特公昭３０−３６５１号公報、あるいは特
公昭４７−２５２５０号公報に示されているように、上
記析出分散相を固溶させることを目的として熱間加工時
のスラブ加熱を１２７０℃超の非常に高い温度で行なう
ことが必須であつた。しかしこのような高温でスラブ加
熱を行なうとノロの発生が顕著になり歩留り低下となる
こと、そしてその除去のために作業能率が下ること、又
必要な加熱エネルギーが大きくなること等、製造コスト
が非常に高くなるという問題があつた。そこでノロ発生
の無い低温スラプ加熱でも二次再結晶が安定し、しかも
｛１１０｝く００１〉方位が高度に揃つた磁束密度の高
い製品の製造技術が望まれていた。一般に、ノロ発生が
問題でなくなるスラブ加熱温度は、ほマ１２７０℃以下
である。さらに、近年、連続鋳造法の工業化が積極的に
進められており、一方向性電磁鋼板の製造においても、
連続鋳造工程の適用が進められているが、しばしば製品
で二次再結晶不完全部が発生し、磁性の劣る場合があつ
た。これらの対策として特開昭４８−５３９１９号公報
、特公昭５０−３７００９号公報に開示されている技術
が公知であるが、これら技術はいずれもスラブ加熱温度
の高いことを必須条件として是認し、その中での解決法
であつた。

もし、スラブ加熱温度が１２７０℃以下のような低温で
あれば、特開昭５３−１９９１３号公報で示されるよう
にスラブ加熱によるスラブ結晶粒の異常粒成長が少ない
ため上記二次再結晶不完全部の発生が無くなり、連続鋳
造法の適用が可能になる。本発明は上に述べた問題点を
解消するために、１２７０℃以下の低温スラブ加熱条件
を採用し、しかもその条件下で、少なくともＢ８で１．
９４Ｔ以上の高磁束密度一方向性電磁鋼板を得ることを
可能にしたものである。

本発明に必要な製造工程の構成要件は、ＣＯ．Ｏｌ５％
以下、Ｓｌ４％以下、酸可溶性ＡＩＯ．Ｏ２Ｏ〜０．０
６５（ｆ）、ＳＯ．Ｏｌ２Ｏｔ）以下、Ｔ．ＮＯ．ＯＯ
３Ｏ〜０．００９５％を含有する珪素鋼スラブを１２７
０℃以下で加熱後、熱間加工により熱延板とし、７００
〜９５０℃で巻取つた後、６５０１）以上の圧下率で冷
間圧延し、この鋼板に短時間一次再結晶焼鈍を行なつた
後、一次再結晶領域と二次再結晶領域との境界部位の鋼
板に２℃／Ｃ！ＩＬ以上の温度勾配を与えながら二次再
結晶粒を成長させる処理を含む高温仕上焼鈍からなるも
のである。

以下、本発明の限定理由を述べる。

本発明を適用する溶鋼としては次の条件を満たしていな
ければならない。

なお、成分含有量は溶鋼段階と熱延板とで実質的にほと
んど差がないのが通常である。すなわち，Ｓｉ４％以下
、ＣＯ．Ｏｌ５％以下、ＳＯ．Ｏｌ２ｆｔ）以下、酸可
溶性Ａ２Ｏ．Ｏ２Ｏ〜０．０６５０／）、Ｔ．ＮＯ．Ｏ
Ｏ３Ｏ〜０．００９５０１）であることが必要で残余は
Ｆｅおよび混入不純物元素である。ここで上記成分の限
定理由を述べる。

Ｓｉについては４Ｃｆｔ）を超えると冷間圧延が困難に
なり好ましくない。Ｃが０．０１５％を超えると二次再
結晶が不完全となり製品とならない。酸可溶性Ａｌが０
．０２０〜０．０６５％範囲内にないとき、およびＴ．
Ｎが０．００３００！）を超えないときには、二次再結
晶に必要な析出分散相としてのＡＩＮ量が確保出来ない
ため、Ｂ８で１．９４Ｔ以上の高い磁束密度が得られな
くなる。Ｔ．Ｎが０．００９５％を超えるとブリスタ一
と呼ばれる表面欠陥が発生し、製品歩留りが低下するの
で上限を０．００９５％とした。次に、本発明の大きな
特徴はＳを０．０１２％以下に限定したことである。

すなわち、本発明で規定した工程で一方向性電磁鋼板を
製造しても、ときには高い磁束密度の得られることもあ
るが、低い磁束密度が発生することもあり、さらには二
次再結晶の不完全なことさえもある。ところが、Ｓを０
．０１２％以下にすると高い磁束密度が安定して得られ
るようになる。従来から公知になつている、例えば特公
昭４０−１５６４４号公報、特公昭４７−２５２５０号
公報に示されるように、Ｓは二次再結晶を生じさせる析
出分散相であるＭｎＳを形成することにより、一方向性
電磁鋼板の製造において有用である。これら公知の技術
において、Ｓがもつとも効果を現わすＳ量範囲があり、
それはスラブ加熱でＭｎＳを固溶出来る量として規定さ
れている。しかし、Ｓの含有が二次再結晶に有害である
ということは、従来から、まつたく知られていない。本
発明は、本発明で規定した製造工程を採る場合にむしろ
Ｓの存在が二次再結晶の安定発現に対し不利であること
を見い出したものである。

したがつて、Ｓが製鋼条件の許す範囲で低ければ低いほ
ど、二次再結晶は安定し、かつ高い磁束密度が寺られる
ものである。このように、従来から二次再結晶に有用で
あるとされていたＳの存在を、むしろ否定することによ
り、始めてスラブ加熱温度の低下を可能にし、しかもＢ
８で１．９４Ｔ以上という極めて高い磁束密度を持つ一
方向性電磁鋼板の製造に成功した。上記で規定した成分
を含有する溶鋼は、公知の製鋼方法、例えば転炉、電気
炉により製鋼され、公知の鋳造方法であるインゴツト法
、連続鋳造法によつて固化させスラブとする。

このスラブをノロのほとんど発生しない１２７０こＣ以
下の温度に加熱後、通常行なわれている連続熱間圧延に
より熱延板とする。この時、スラブ加熱温度が１０５０
゜Ｃより下がると連続仕上熱延時の必要動力が大きくな
り、又鋼板形状も悪くなり問題である。そこで、スラブ
加熱温度は好ましくは１０５０℃以上である。このよう
な普通鋼なみの低温スラブ加熱を採用する本発明では、
次のような利点のある熱延方法を容易に用い得る。

最近の連続鋳造技術の進歩により連続鋳造の生産性が連
続熱延機の能力に匹敵するほど大きくなつたため、連続
鋳造機と連続熱延機を直結して材料を流しても、途中で
材料が停滞することが無くなつた。

そこで、連続鋳造後にスラブを冷却することなく、スラ
ブ顕熱を利用して直接に熱延する方法、あるいは、スラ
ブ温度特に表面温度が若干下がつた場合には復熱炉に装
入するかごく簡単な普通鋼用の加熱炉で短時間加熱した
後、熱延する方法である。このような熱延方法は省エネ
ルギーを目的に普通鋼の製造において、盛んに行なわれ
つつある。

しかしながら、従来から一方向性電磁鋼板においては高
温度、長時間のスラブ加熱が必要であつたため、一方向
性電磁鋼板専用の高温スラブ加熱炉を設置する必要があ
り、連続鋳造と連続熱延の直結工程の採用が出来なかつ
た。本発明のように低温スラブ加熱で良いということに
なると、直結工程の採用が容易になり、普通鋼なみに安
価な大量生産が可能になる。さらに、直結工程になると
珪素鋼特有の次のような利点がある。すなわち、Ｓｉを
含有するスラブは熱伝導が悪いため、スラブ冷却中に表
面部と中心部の温度差が大きくなり、熱応力が発生し、
スラブ内部割れが生じ、歩留り低下になるが、直結工程
のようにスラブ冷却をしない場合にはこのスラブ内部割
れの問題が解消する。次に、熱延後のコイル巻取り温度
は７００〜９５０℃の範囲にある必要がある。巻取つた
コイルは強制的に冷却されることなく大気放冷するか、
望ましくは保温カバーに入れ、コイル全体の温度を均一
化することが最終製品の長手方向、巾方向における磁束
密度の変動を少なくすることになり望ましい。この巻取
り温度範囲でも高温ほど磁束密度が高くなるので、１本
のコイルで長手方向、巾方向の温度変化が大きい場合に
は最終製品の磁束密度変動が大きくなる。その場合には
、磁性を平均化するために８００〜１１２０℃の連続熱
延板焼鈍、あるいは７００〜９５０℃の箱型熱延板焼鈍
することが効果的である。なお、この焼鈍の時間が、連
続型の場合１分間以上、箱型の場合３０分間以上であれ
ば、磁束密度はほとんど一定であるので、熱延板の実質
が確保されるならば生産能率の点から焼鈍時間は短かい
方が良く、それぞれ３分間以内、３時間以内が目安すに
なる。もし７００〜９５０℃のように高いコイル巻取り
温度が確保出来ない場合、この連続型熱延板焼鈍、ある
いは箱型熱延板焼鈍を行なうことで本発明の目的を達成
することは可能である。熱延板は６５％以上の圧下率で
冷間圧延し、最終製品厚にした後、短時間一次再結晶焼
鈍を行なう。冷延圧下率は６５０１）以上の高圧下率で
ないと高い磁束密度が得られない。

一方冷延圧下率が９０，％を超える範囲で高くしても磁
束密度はそれ以上改善されないのに反し必要熱延板の板
厚が厚くなり圧延能率が悪くなるので、冷延圧下率の上
限としては９０％が好ましい。短時間一次再結晶焼鈍を
行なわないと磁束密度が悪い。この焼鈍は一次再結晶を
急速加熱で行なうことを目的として７００〜８５『Ｃ×
１分間程度の光輝連続型焼鈍で充分であるが、素材Ｃが
０．００３％以上含まれる場合、製品を電機器の鉄心と
して使用している間に鉄損特性が経時的に劣化するので
この焼鈍時に湿水素雰囲気により脱炭する必要がある。
この鋼板について、二次再結晶を目的とした高温焼鈍す
るわけであるが、この時の必要条件は一次再結晶領域と
二次再結晶領域の境界部位の鋼板に２℃／儂以上の温度
勾配を与えながら二次再結晶する必要がある。この一次
再結晶領域と二次再結晶領域の境界温度は成分、工程条
件によつて変化するが、ほゾ８２０〜１０２０℃の範囲
にある。２℃／Ｃｍ以上の温度勾配をつけることにより
Ｂ８で１．９４Ｔ以上の高い磁束密度が得られる。

温度勾配が２℃／Ｃｍ未満では高い磁束密度を得ること
ができない。高温焼鈍の型として箱型、連続型いずれで
も良く、その勾配のけ与方法として例えば炉内に温度差
をつけて昇熱することによつて可能である。鉄損特性を
良好にするため、温度勾配下で二次再結晶完了させた後
′こ純Ｈ２中で高温純化焼鈍することが普通である。こ
こで、切断した鋼板の積層板を箱型焼鈍する場合を例に
とり、具体的な温度勾配の与え方について税明する。

箱型焼鈍炉を、その長手方向に亘つて複数の炉帯ゾーン
に仕切り、各炉帯内の温度を個別に制御できるようにす
る。

積層板の長手方向（圧延方向〕の前端面及び後端面以外
の周囲を断熱材で覆つて上記各炉帯に亘るように配置す
る。そして、？積層板全体を一定温度に加熱した後、さ
らに順次各炉帯の温度を上昇させて各炉帯間に温度差を
生じさせることにより積層板に所望の温度差を与える。
即ち、例えば３つの炉帯に仕切られている場合、積層板
の前端部が配置されている炉帯（第１ゾーン）を昇温す
ると、該前端部が加熱昇温され、積層板の長手方向に沿
つて温度は上昇する。そして、該前端部と次の炉帯（第
２ゾーン）に対応する積層板の中心部との距離と温度差
とにより、積層板に所望の温度勾配が与えられる。次に
、炉帯（第１ゾーン及び第２ゾーン）を更に昇温すると
共に、各ゾーンに対応する積層板部位を昇温せしめ、炉
帯（第２ゾーン）に対応する積層板部位と次の炉帯（第
３ゾーン）に対応する積層板部位との間に温度差を与え
、所望の温度勾配を生せしめる。

この際の炉帯（第２ゾーン）の昇温は、少くとも対応す
る積層板部位の温度と同一の温度になるように、即ち断
熱材から放熱が起らぬよう加熱する必要がある。

このようにして、炉全体が純化温度に到達する迄各炉帯
の昇温は続けられ、積層板全体に亘り、所望の温度勾配
が与えられる。

なお、箱型高温焼鈍の場合には、鋼板同士の焼けきを防
止するために、短時間１次再結晶焼鈍後の鋼板表面にＭ
ｇＯ，Ａ２２Ｏ３，ＣａＯ等の焼鈍分離剤を塗布するこ
とが望ましい。

次に本発明に必要な構成要素の条件限定の理由について
、実施例により詳細に説明する。

実施例 １ Ｓ１３．１％、ＣＯ．ＯＯ３％、ＭｎＯ．Ｏ９９６、酸
可溶性ＡＩＯ．Ｏ３Ｏ〜０．０４０％、Ｔ．ＮＯ．ＯＯ
８％を含み、Ｓが０．００３〜０．０２３％の範囲で変
化する溶鋼を連続鋳造法でスラブに鋳造し、１１８０℃
に加熱後、熱延により２．３ｍｍ１こ圧延し８５０゜Ｃ
：で巻取つた。

このコイルを大気放冷後、０，３０ｍ７７１に冷延し８
５０℃×１．５分間乾水素中で光輝焼鈍し、ＭｇＯ焼鈍
分離剤を塗布、乾燥した。この鋼板について温度勾配下
で二次再結晶焼鈍を行なつた。この時の焼鈍方法は、３
帯に分かれた炉内に、長さ１ｍに切断した鋼板を積層し
２０れＣ／Ｈｒの昇温速度で加熱し、各帯の温度を制御
することにより８５０〜１０００１℃の温度域にある試
片部分に５℃／ＣＴｎの温度勾配がつくようにした。こ
の場合の温度勾配の方向は圧延方向に平行である。ここ
で、上記焼鈍工程における加熱方法を更に具体的に説明
する。長さ１ｍの鋼板を７枚積層した、積層板の長手方
向の前端部及び後端部を除いた周囲を断熱材で覆い、こ
の積層板を炉内の各炉帯（ゾーン）にまたがるように設
置した。

各炉帯（ゾーン１，２，３）及び各炉帯に対応する積層
板の各ゾーン（Ａ，Ｂ，Ｃ）の中心部には温度検出器が
夫々設けられており、また、各炉帯は独立して温度制御
できるようになつている。先ず、全炉帯を５５０℃で５
時間保持し、積層板全体を５５０℃に昇温したっ次に、
第１ゾーンの炉帯を２０℃／Ｈｒの速度で昇温を開始し
、１２．５時間後に、積層板の前端部（左端部）を８０
０℃に昇温した。

その時の積層板のＢゾーン及びＣゾーンの中心部の温度
は５５０℃であるから平均して、積層板前端部とＢゾー
ン中心部との間に５℃／ＣＴ！ｌの勾配が生じた。次に
、炉帯の第１ゾーンと第２ゾーンを２０℃／Ｈｒで更に
昇温した。１２．５時間後に積層板のＡゾーンの中心部
が１０５０℃、Ｂゾーンの中心部が８００℃になり、Ｃ
ゾーンの中心部は５５０℃なので、積層板全長に亘り５
℃／ＣＴｆＬの勾配が生じた。

その後、更に炉帯各ゾーンを加熱し、積層板のＡゾーン
を１２００℃に昇温すると、５℃／？の勾配を維持した
まま、積層板のＢゾーンは９５０℃、同じくＣゾーンは
７００℃゛に昇温した。

そして、Ａゾーンを１２００℃に保持し、順次、炉帯の
第２ゾーン、第３ゾーンを昇温して１２００帯Ｃに到達
せしめた。このような状態で積層板を１２００℃で２０
時間純Ｈ２の雰囲気中で純化焼鈍を行つた。従つて、上
記加熱方法によれば、本実施例の材料の二次再結晶温度
はほマ９４０℃であるので、上記材料がこの温度を通過
するときに、５℃／ｉの温度勾配がついた状態にあつた
ことが判る。

第０１図は製品の磁束Ｂ８Ｔと、二次再結晶発生率に及
ぼすＳ含有量の影響を示す。Ｓ含有量が０．０１２％を
超えた場合、二次再結晶が１００％発生しないか、又は
１００％二次再結晶しても磁束密度が低い、これに比ベ
本発明の限定範囲であるＳ含有５量が０．０１２％以下
の場合には高い磁束密度が安定して得られる。実施例
２ 第１表に示す成分を含有する５種類の溶鋼を連続鋳造法
でスラブに鋳造し、１１８０℃に加熱後、Ｏ熱延により
２．３ｍｍ１こ圧延し、８５０℃で巻取つた。

このコイルを大気故冷後、０．３０關に冷却し、８５０
℃．×３分間湿水素中で脱炭焼鈍し、ＭｇＯ焼鈍分離剤
を塗布、乾燥した。この鋼板について温度勾配下で二次
再結晶焼鈍を行なつた。焼鈍方５法は実施例１と同様で
ある。得られた製品の？束密度を第１表に示す。本発明
の限定成分を満足する材料Ａは高い磁束密度が得られて
いるが、酸可溶性Ａｌ含有量の外れている材料Ｂ、材料
Ｃ．Ｃ含有量の外れている材料Ｄ．Ｔ．Ｎ含有量の外れ
Ｏている材料Ｅはいずれも磁束密度が悪い。実施例 ３
実施例２で用いた材料Ａ（７）冷延板について、短時間
一次再結晶せずに直接ＭｇＯ焼鈍分離剤を塗布、乾燥後
、５℃／ＣＩＴＬの温度勾配下で二次再結晶焼鈍を行な
い、引続き鈍化を目的に純Ｈ２中で１２００℃×２０時
間の高温焼鈍を行なつた。

得られた製品の磁束密度はＢ８で１．７８Ｔであつた。
これは実施例２の短時間一次結晶焼鈍を行なつた場合の
１．９９Ｔに比べ大巾に悪くなつている。実施例 ４Ｓ
１３。

２ＣＩ）、ＣＯ．ＯＯ３（Ｆｆ）、ＭｎＯ．ｌＯ％、Ｓ
Ｏ．ＯＯ３％、Ｔ．ＮＯ．ＯＯ８Ｏ％、酸可溶性Ａｌが
０．０２８〜０．０３６０１）にある４種類の溶鋼につ
いて、連続鋳造法でスラブとし、１１８０℃に加熱後、
熱延により２．３ｍ７１Ｌに圧延し、８５０℃×１分間
乾水素中で焼鈍し、ＭｇＯ焼鈍分離剤を塗布、乾燥した
。

この鋼板の一次再結晶領域と二次再結晶領域の境界部位
に下記の温度勾配を与えつつ二次再結晶焼鈍を行なつた
。このときの焼鈍方法は実施例１と同様である。温度勾
配として０℃／？，１・Ｃ砿．２・Ｃ砿，５゜Ｑｊ，７
゜Ｃがつくようにし、その温度勾配の方向は圧延方向に
直角である。鋼板は引続き純Ｈ２中で１２００℃×１０
時間純化焼鈍を行なつた。得られた製品の磁束密度Ｂ８
（Ｔ）二は第２図に示すとおりである。この図から明ら
かなように２℃／ＣＴＩＬ以上の温度勾配で１．９４Ｔ
以上の高い磁束密度Ｂ８が得られるので、温度勾配とし
て２℃／ｉ以上に限定した。温度勾配を高くすると二次
再結晶が安定し、磁束密度Ｂ８は高位になる傾向がある
が、一方温度勾配が大きくなるほど二次再結晶粒が大き
く成長し、このため１８０磁区巾を大きくして、鉄損特
性が劣化することがある。従つて、１８０鉄磁区巾の分
割処理が可能な場合には、温度勾配を高くとつて磁束密
度を高位に安定させることが好ましいが、１８０度磁区
分割処理が困難な場合には可能な範囲で最低鉄損値が得
られる温度勾配を採用すれば良い。以上の理由から、温
度勾配の上限は特に規定しない。なお、鋼板にけ与する
温度勾配の方向は、鋼板の巾方向、長手方向、あるいは
不特定の方向いずれでも良く、また一定の温度勾配でな
く、温度勾配の方向で連続的に変化していても一次再結
晶領域と二次再結晶領域の境界部位におけるその最低勾
配として２℃／Ｃｍ以上が満足されていれば良い。

【図面の簡単な説明】

第１図は熱延板のＳ含有量と二次再結晶発生率および磁
束密度との関係を示す図、第２図は仕上焼鈍に際しての
温度勾配と磁束密度との関係を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ０．０１５％以下、Ｓｉ４％以下、Ｓ０．０１２
   ％以下、酸可溶性Ａｌ０．０２０〜０．０６５％、Ｔ．
   Ｎ０．００３０〜０．００９５％を含有する珪素鋼スラ
   ブを１２７０℃以下で加熱後、熱間加工により熱延板と
   し、７００〜９５０℃で巻取つた後、６５％以上の圧下
   率で冷間圧延し、この鋼板に短時間一致再結晶焼鈍を行
   なつた後、一次再結晶領域と二次再結晶領域との境界部
   位の鋼板に２℃／ｃｍ以上の温度勾配を与えながら二次
   再結晶粒を成長させる処理を含む高温仕上焼鈍を施すこ
   とを特徴とする磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造
   方法。 ２ 珪素鋼スラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲に
   加熱する前項１記載の方法。 ３ 連続鋳造スラブを冷却することなく、スラブ顕熱を
   利用して直接熱間圧延する前項１記載の方法。 ４ 連続鋳造スラブを冷却することなく、加熱炉に装入
   し、スラブ内の温度分布を均一化させた後に、熱間加入
   する前項１記載の方法。 ５ 熱延板を７００〜９５０℃の温度で巻取り後、大気
   放冷し、冷間圧延する前項１記載の方法。 ６ 熱延板を７００〜９５０℃の温度で巻取り後、保熱
   炉中で冷却する前項１記載の方法。