JPS6173832A - 鉄損の低い一方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 鉄損の低い一方向性けい素鋼板の製造方法に関して、こ
の明細７■に述べる技術内容は、該鋼板の製造工程中、
とくに冷間圧延工程ならびにＲ終仕上げ焼鈍工程に工夫
を加えることによって、鉄損特性の改善を図ることに関
連している。

（従来の技術） 周知のように一方向性けい素鋼板は、主として変圧器そ
の他の電気機器の鉄心として利用されているものである
が、かような一方向性けい素鋼板においては、圧延方向
の磁気特性に優れていること、すなわら磁気特性（励磁
特性）として８１Ｇ値（ＩＱ場の強さ１００ＯＡ　／　
ｍのときに発生する圧延方向の磁束密度）で代表される
磁束密度が高く、しかもＷ１７１５０値（ｌａ束密度１
．７Ｔ、周波数５０　Ｈｚで磁化したときの鉄損）で代
表される鉄損値が低いことが要求されている。

上述したような一方向性けい素鋼板の磁気特性を向上さ
せるには、基本的要件として、鋼板中の二次再結晶粒の
＜　　１００＞軸を圧延方向に高度に揃える必要がある
。かかる目的を達成する方法として、１９３４年にＮ、
Ｐ、ＧＯ３Ｓ氏によって二段冷延法による一方向性けい
素鋼板の製造法が１７ｆ１発されて以来、この製造法に
対し多くの改良が加えられ、磁束密度および鉄損値は年
を追って改善されてきた。それらの中でとくに代表的な
ものは、ＡβＮをインヒビターとして利用する特公昭４
０−１５６４４号公報に開示の方法と、ｓｂとＭｎＳお
よび／またはＭｎ　Ｓｅとをインヒビターとして利用す
る特公昭５１−１３４６９号公報に開示の方法であり、
これらの方法により８　ＩＱが１，８９　Ｔを超える製
品が得られるようになった。

（発明が解決しようとする問題点） しかしながら前者のＡＪ２Ｎ析出相を利用する方法では
、高い磁束密度は得られるものの、二次再結晶粒が粗大
となるため鉄損値が高いという欠点があった。この問題
を解消するものとしてごく最近に至り、特開昭５３−１
３７０１６号公報や同５６−５１５２２号公報にＪ３い
て、スクラッチやレーザービームにより製品板表面にそ
の圧延方向と直角に線状微小歪を数Ｉ１１間隔で導入し
て人工粒界を形成させることにより鉄損をさらに低くす
る方法が提案された。

しかしながらこの方法には、工業的規模での実施にあた
っては経済的でないという欠点があった。

また微小歪の導入による人工粒界の形成は局部的に高転
位密度の状態を維持する必要があるため、３５０℃以下
程度の低温域でしか安定した使用はできないというとこ
ろに大きな問題を残していた。

一方、後者のｓｂとＭｎ５Ｊ３よび／またはＭｎ３ｃと
をインヒビターとして利用する方法についてもその後に
改良が加えられ、たとえば素材中にＭ　Ｏを複合添加（
特公昭５６−４６１３号公報、特公昭５７−１４７３７
号公報）することにより、最近では磁束密度Ｂ　ｌｆｌ
値が　４．９０　’ｌを超える高磁束密度でしかも鉄損
Ｗ＋７１５０値が１．０５ｗ／ｋｇ以下の一方向性けい
素鋼板が安定して製造されるようになっている。

しかしながら、実際の工業的規模ひの安定製造において
はやはり次のような問題があった。

すなわら、製品の２次再結晶粒の＜　　１００＞軸を圧
延方向に揃えようとすると２次粒径が大きくなるため、
Ｂ１゜値は高くなるもののＷ１７１５０値の劣化を生じ
、一方鉄損値の改善を目積して２次再結晶粒の粒径を小
さくしようとすると、今度は＜　１００＞軸の圧延方向
への配向性がわるくなって磁束密度の低下を生じていた
。このように従来法においては、Ｂｌ。ｌｆｌ、　Ｗ１
７１５０値ともに優れた一方向性けい素鋼板を安定して
得ることは困難だったのである。

この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、Ｂ）
。値を劣化させることなしに２次再結晶粒の粒径の微細
化を図り、もって鉄損特性の効果的な改善を可能ならし
めた鉄損の低い一方向性けい素鋼板のＴ！Ｊ遣方法を提
案することを目的とする。

（問題点を解決するための手段） すなわちこの発明は、Ｃ：０．０１〜０．０６ｗｔ％（
以下単に％で示す）、　Ｓｉ　　：　　２，０〜４．０
％。

Ｍｎ　：　　０．０２〜０．１５％、　Ｍｏ　：　　０
．００３〜０．１％。

３ｂ　：　　０．００５〜０．５％ならびにＳおよび３
ｅのうちいずれか一種または二種合計で０．００５〜０
．１％を含有する組成になるけい素鋼スラブを熱間圧延
し、ついで均一化焼鈍を施したのち、中間焼鈍を挾む２
回の冷間圧延を施して最終製品厚の冷延板とし、ついで
脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し、その後Ｒ終仕上げ
焼鈍を施す一連の工程によって一方向性けい素鋼板を製
造するに当り、上記冷間圧延における１次冷延温度をＶ
（℃）、また中間焼鈍後の２次冷延温度をＸ（’０）ｔ
−表わした場合、ｙとＸとがそれぞれＦ記（１）〜（４
）式の範囲を満足する温度条件下に圧延をＩＭすと共に
、上記最終仕上げ焼鈍を、２次再結晶完了温度よりも低
い温度域での保定になる予備焼鈍段階と、引続く昇温加
熱による２次再結晶焼鈍段階およびその後の高温度域で
の保定になる純化焼鈍段階からなる３段階で行うことを
もって、上記課題の解決手段とするものである。

記 Ｖ　≦　０．００２２２　（ｘ　　−２００）　　２　
＋　　２００・−（１）ｙ　≧−ｘ　　＋　　ｔ５０　
　　　　　　　　　　　　　　　・・・　（２）ｙ　≧
Ｏ・・・　（３） ０≦Ｘ　≦　５００　　　　　　　　　　　　　　　　
　・・・　（４）以下この発明を由来するに至った実験
結果に基づき、この発明を具体的に３２明する。

Ｃ：０．０４３％、　　３ｉ　　：　　３．３０　　％
１Ｍロ　：０．０７０％　、　Ｍ　Ｏ：　　０．０１２
％、　Ｓｅ　：　　０．０１９％およびＳｂ：０．０２
６％を含有する組成になる鋼スラブを、常法に従って熱
間圧延し、２．７ＩＩｉ厚の熱延板に仕上げた。その後
９００℃、３分間の均一化焼鈍を施したのら、Ｏ″′Ｃ
Ｊ３よび６００℃までの種々の温度に加熱後、１次冷延
を施した。ついで９５０”Ｃ。

３分間の中間焼鈍後に再び、０℃および６００”Ｃまで
の種々の温度に加熱後、２次冷延を施し、最終板厚０．
１ｍの冷延板に仕上げた。なお加熱処理模の圧延は、各
パス毎に所定の圧延１度に到達後、５分間保持して゛直
ちに圧延する手法で行った。

その後鋼板表面を脱脂し、湿水素中において８２０℃、
３分間の脱炭処理を施したのち、マグネシアを主成分と
する焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布してから、８５０℃、
５０時間の２次再結晶焼鈍を施し、ついで吃水素中で１
２００℃、５時間の純化焼鈍を施した。

得られた各製品の鉄損特性について調べた結果を、１′
次圧延温度（ｙ）と２次圧延温度（Ｘ　）との関係で第
１図によとめて示す。また第２図には、脱炭焼鈍板の１
次再結晶集合組織における（　　１１０）極密度につい
ての調査結果を示す。

第１図から明らかなように、１次冷延温度ｙと２次冷延
温度Ｘとが、次の（１）〜（４）式の範囲を満足したと
きに良好な鉄損特性が得られた。

記 ｙ≦０．００２２２　（Ｘ　−２００）　２＋　２００
・（１）ｙ≧−ｘ　＋　　１５０　　　　　　　　　　
・・・（２）ｙ≧０　　　　　　　　　　　、　　・・
・（３）０≦ｘ≦５００　　　　　　　　　　−（４）
とくに１次冷延温度が１００℃以下の比較的低温で、か
つ２次冷延温度が２００〜４００℃の比較的高温の場合
に、優れた鉄損特性が得られることが注目されるが、こ
のことは第２図に示した脱炭焼鈍板の１次再結晶集合１
械における（　　１ｉｏ）極密度についての調査結果か
らも衷付けられる。

この点従来も、たとえばＭ、Ｔａｎ１ｎｏ　　ｅｔａｌ
、　　（ｐ　ｒｏｃｅｅｄｉｎｇ　　ｏｒ　　ｔｈｅ　
　３１ｘｔｈＩ　ｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　　Ｃｏｎ
ｆｅｒｅｎｃｅ　　ｏｎ　　Ｔ　ｅｘｔｕｒｅｓｏｒ　
　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ、　Ｖｏｌ、２＜１９８２）　Ｐ
、９２８．　Ｔｏ　　−ｋｙｏ　）特公昭５４−１３８
４６号公報および特公昭５４−２９１８．２号公報など
において、圧延途中に５０〜５００℃の温度範囲で温間
圧延を施すことによって磁気特性を改善する方法が開業
されたが、上記の方法はいずれも含Ａぷ一方向性けい素
鋼板を対象とし、かかる鋼板に約８０〜８１％もの強圧
下圧延の途中に温間圧延を施すものであり、かような処
理によって仕上げ焼鈍模の２次粒は幾分小さくなるとは
いうものの、まだ相対的に２次粒が大きいため鉄損低減
の根本的な解決には至っていなかったのである。

これに対しこの発明に従い、一方向性けい素鋼板の冷延
工程において、１次圧延を２５０℃以Ｆ好ましり１５０
℃以下の低温で、一方２次圧延は１００〜５００℃好ま
しくは２００〜４００℃の温間で実施することにより、
良好な鉄損特性の改善が実現されるのである。　　　　
・ この理由は、熱延板表面近傍に存在する２次再結晶に有
利とされる（　　１１０）　＜　００１＞方位伸長粒お
よび熱延板中心層に存在する２次再結晶に不利とされる
（　　１００）　＜　０１１＞方位伸長粒に及ぼす温間
圧延の効果から、次のように説明できる。

従来の冷延２回法によるけい素鋼板の製造工程にａ３い
て、第１次冷延の役割は熱延板の不均一組織を破壊して
均一にすることが第一の目的であった。しかし、最近の
透過コツセル法を使用した熱延板表面近傍にＪ５けるゴ
ス方位粉発生状況の詳細％　ｉｊｌ究（Ｙ、１ｎｏｋ旧
：　　ａｔ　　ａｔ：　Ｉｒａｎｓ。

Ｉ　Ｓ　Ｉ　Ｊ　、　２３　（１９８３）　Ｐ　４４０
）によれば、ゴス粒の該Ｒ牛は、熱延板表面近傍のゴス
方位１再結晶粒中の歪みの存在しない領域から起こり、
ストラフチャ・メモリーにより受は継がれＣいくことが
明らかにされている。そして１次冷延時には、熱延板の
ゴス粒組織を破壊させない状態ですなわち比較的低温で
冷延する方がよりよいストラフチャ・メモリーの継承方
法と考えられる。一方、中心層の（１００１＜　０１１
＞方位組織は２次粒に蚕食されるため微細組織とり−る
方が望ましいが、１次冷延の温度変化には大きな影響を
受けないと考えられる。すなわら、中間焼鈍をはさむ２
回の冷間圧延で中心層組織は破壊するが、表ＩＩ　１１
　Ｒはできるだ【プ破壊しないことが重要なわけである
。したがって１次圧延を温間圧延で行うと、すべり系増
大と転位の増殖効果が過度に働き熱延板表層に存在する
（　　１１０）　＜　００１＞方位２次再結晶粒の核が
破壊されるため充分な磁気特性の改善が得られない。

これに対し次の２次冷延では既に熱延板からストラフチ
ャ・メモリーにより１次冷延、中間焼鈍とゴス粒および
その近傍の組織は先鋭なゴス方位の１次再結晶組織を発
生させるに充分な環境作りが完了しているのでむしろ高
温（温間圧延）した方が歪エネルギーの高いマトリック
スとともに変形帯（ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ　　ｂｏｎ
ｄ）が多く形成され、脱炭−１次再結晶焼鈍時に（１１
０）　＜　０（Ｎ＞方位１次再結晶粒の優先生成および
成長が促進され、その結果として細粒の２次再結晶粒を
有利に発達させることができるわけである。

以上のことから中間焼鈍を含む２回冷延沫によるけい素
鋼板の製造においては第１次冷延では表面層のゴス粒の
ストラフチャ・メモリーによる継承をより完全に行なう
とともに中心層の（１００）＜　０１４＞伸長粒を必要
巾だけ破壊する程度にできるだけ低温圧延を施し、一方
第２次圧延では温間Ｌ［延を滴りことにより、マトリッ
クス中に微細炭化物を析出させて鋼板を映クシ、かつマ
トリックス中における歪エネルギーの巾、および変形帯
の量を増大さけることによって特性向上とくに鉄屓の向
上が達成されるものと考えられるのである。

このようにして製造された脱炭焼鈍板は１次再結晶粒が
微細Ｃあるとともに（１１１）　　（１１２）と（１１
０）　　（００１）成分が強＜　（１００）　　（００
１）成分が弱いので第３図に示したように２次再結晶粒
の発生、成長が容易となり２次再結晶粒発生温度が低温
側にずれる。しかしながらこの潟麿領域ぐは２次粒の成
長が不充分であるので引続く昇温加熱により＜　　１１
０）　　（００１）方位の２次再結晶粒の成長を完了さ
せる必要がある。

したがって第４図に示したように２次再結晶焼鈍に先立
ら、２次再結晶が完了する温度よりも５〜３０℃低い予
佑焼鈍段階を設けて、かかる温度域で５〜１００時間に
わたる保定焼鈍を追加づることにより先鋭な（１１０）
　　（００１）粒の発生と成長が容易となり、磁性は顕
習に改善されることになる。

これは２次再結晶核発生前に予備焼鈍を実／Ｊ！ｉする
特開昭５８−２２１２２７号公報記載の方法とは全く異
り、１次および２次圧延温度を規制することに伴って予
備焼鈍で先鋭な（１１０）　　（００１３粒を発生させ
るところに特徴がある。

（作　　用） 次にこの発明において、けい素鋼素材の成分範囲を前記
のとおりに限定した理由について説明する。

Ｃは、０．０６％を超えると脱炭に長時間を要して生産
性が低下し、一方０．０１％未満では熱延工程における
γ相が不足して結晶組織が粗大となり２次再結晶が不完
全となるので、含有ｍは０．０１〜０．０６％の範囲に
限定した。

Ｓｌは、２．０％未満では電気抵抗が低く渦電流損失に
基づく鉄損値が大きくなり、一方４．０％を超えると脆
化が若しく冷間圧延の際に脆性割れが生じ易くなるので
、含有Ｍは２．０〜４．０％の範囲に限定した。

Ｍｏは、熱間圧延工程における表面欠陥の発生を抑制す
るのに有用なだけでなく、有利な２次再結晶集合組織の
形成にも有効に寄与するが、含ｈＭが０．００３％に満
たないとその添加効果に乏しく、一方０．１％を超える
と脱炭工程において脱炭不良を生じ２次再結晶が不完全
となるので、ｆｖｌｏは０．００３〜０．１％の範囲に
限定した。

Ｍｎ、Ｓ、Ｓｅ、およびＳｂはいずれも、インヒビター
形成元素またはインヒビターとして添加され、最終焼鈍
において正常粒の成長を抑制しく　　１１０）　＜　０
０１＞方位の２次再結晶粒を効果的に発達させるのに有
用な元素であるが、Ｍｎ　二〇、０２〜０．１５％、Ｓ
または／　ａ３よびＳｅ　：０．００５〜０．１％、　
３ｂ　：　　０．００５〜０．５％の範囲を逸脱すると
充分満足のいく２次再結品粒の成長は望み得ず、目的と
する優れた磁気特性が得られなくなるので、それぞれ上
記の範囲に限定した。

以上けい素鋼素材の基本成分について説明したが、その
他必要に応じて柁界偏析型元素たとえばＡｓ、Ｂｉ　、
Ｐｂ、３ｎおよびＷなどをそれぞれ単独でまたは複合し
て添加し、インヒビター効果を補強することもひきる。

次にこの発明における一連の製造工程について具体的に
説明する。

さて上記した如き好適成分組成に調整した溶鋼は、まず
従来公知の造塊−分塊法あるいは連続鋳造法によっＣス
ラブとする。

つづいてこのスラブを１２５０℃以上に加熱したのら、
常法に従う熱間圧延を施して板厚１，２〜５ｍｍの熱延
板とする。

イして必要に応じて均一化焼鈍を施したのち、以下の要
領で２回の冷間圧延を施すのである。

まず圧延温度２５０℃以下の１次圧延で中間厚み０．５
０〜１．５１１Ｒ１に仕上げたのら、中間焼鈍を施す。

この中間焼鈍および上記した均一化焼鈍は、圧延後の結
晶組織を再結晶処理して均質化させるためのものであり
、通常は８００〜１１００℃に３０秒〜１０分間程度保
持する。ついで２次圧延によって板厚０．１５〜０．５
０ｍｍ程度の最終冷延板に仕上げるわけぐあるが、ここ
に１次および２次圧延は、次の温度範囲を満足する必要
がある。

前掲第１図に示したように、１次圧延温度が、（１）式
の範囲を逸脱すると、活動するすべり系が僧して転位の
増殖が過度に活発になり、２次再結晶の核となるべき表
層の（１１０）　＜　００１＞伸長粒が破壊されてしま
い、−万〇℃に満たないと圧延が困難となる。

また２次圧延に関しては、圧延温度が０℃に満たずかつ
前掲（２）式の範囲を逸脱すると、活動する＜　１１１
＞すべり系が小さくなり、転位の増殖が不活発となって
６ｊ！度が上らず、一方５００℃を超えると転位が消滅
回復し硬度の確保が困難になる。

従って１次および２次圧延は、前掲筒（１）〜（４）式
を満足する範囲に限定したのである。

かくして最終冷延を施した冷延板には、次に、１５０〜
８５０℃の湿水素中で脱炭、１次再結晶焼鈍が施される
。この焼鈍は、鋼中のＣを除去するとともに、次の最終
焼鈍で（１１０）　＜　００１＞方位の２次再結晶粒を
発達させるのに有利な１次再結晶集合組織を形成さける
ためのものである。

その後鋼板の表面に、マグネシアを主成分とした焼鈍分
離剤を塗布してから、コイルに巻取り、箱焼鈍炉を用い
て、次の３段階からなる最終仕上げ焼鈍を施す。

まず２次再結晶温度よりも５〜３０℃低い温度で５〜１
００ｒ！間程度保定する予備焼鈍を施して、先鋭な（１
１０）　　（００１）方位の２次粒を発生させる。

ついで８２０〜９００℃程度の温度域での保定焼鈍また
は０．５〜ｂ 鈍によって、２次粒を発達、成長させたのち、１１５０
〜１２５０℃、５〜１０ｈ程度の純化焼鈍を施すのであ
る。

（実施例） 実施例１ Ｃ：０．０４５％、　３ｉ　　：　　３．３５％、　Ｍ
ｎ　：　　０．０７０％、　Ｍｏ　：　　０．０１２％
、　３ｅ　：　　０．０１７％およびＳｂ　二０．０２
５％を含有する組成になるけい素鋼スラブを常法にした
がって３ｍｍ厚に熱間圧延し、９００℃で３分間の均一
化焼鈍を施したのら、９５℃に５分間保持後ただらに紅
延を施しＵ　Ｏ，７８ｎ＋ｍ厚に什上げ、ついで９５０
℃で３分間の中間焼鈍を施したのら、３００℃Ｃ３分間
焼鈍して、ただちに圧延する手法をくりかえし実施して
最終板厚０．３０１１１１１の鋼板に仕上げた。次に湿
水県中に４３いて８２０℃で３分間の脱炭焼鈍を行った
後、マグネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから
、８３０℃で２０時間および８４０℃で５０時間の保持
と１２００℃で５時間の保持とを組合せた最終焼鈍を施
した。

得られた製品の磁気特性は １３（。＝　　１．９２　Ｔ、 Ｗ＋７１５０＝　０．９８　Ｗ／ｋｇ であった。

実施例２ Ｃ：０．０５０％、　３ｉ　　：　　３．５０％、　Ｍ
ｎ　：　　０．０８０％、　Ｍｏ　：　　０．０１５％
、　３ｅ　：　　０．０２０％およびＳｂ　二０．０３
５％を含有する鋼スラブを熱間圧延して２．７ｍｍ厚に
仕上げた。次に９００℃′Ｃ″３分間の均一化焼鈍を施
したのら、２５℃に５分間保持後ただ・らに圧延するこ
とを繰返して０　、８０ｍｍ厚に仕上げ、ついで９５０
℃で３分間の中間焼鈍を施したのち、３００℃で５分間
保持してただちに圧延する手法をくりかえして最終板厚
０．３０１１１の鋼板に仕上げた。その後湿水素中にお
いて　８２０℃で３分間の脱炭焼鈍を行ったのら、マグ
ネシアを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、８２０
℃で５０時間保持、８４０℃で５０時間保持および１２
００℃で５時間保持とを組合せた最終焼鈍を施した。

得られた製品の磁気特性は Ｂ）。＝　　１，９２７、 Ｗ１７１５０＝　０．９５　Ｗ／ｋｇ であった。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、一方向性けい素鋼板の鉄損
特性を大幅に向上させることができ、有利である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鉄損特性に及ぼす１次および２次圧延温度の
影響を示した図、 第２図は、脱炭焼鈍板の（１１０７極密度と１次あよひ
２次圧延温度との関係を示したグラフ、第３図ａ、ｂは
それぞれ、この発明に従い得られた製品および従来品の
、焼鈍温度と２次再結晶粒の成長程度との関係を比較し
て示した金居組械写真、 第４図は、予備焼鈍温度と保定時間が鉄損特性に及ぼす
影響を示した図である。 手続補正書ｃ方式）［。 昭和６０　　年２　月　６日 １、事件の表示　　　　　　　　　　　　　　　２゜昭
和５９年　特許　願第１９４８２２　号２発明の名称 鉄損の低い一方向性けい素Ｍ板の製造方法よ補正をする
者 １１件との関係　特許出願人 （１２５）　　川崎製鉄株式会社 ５、補正命令の日付 昭和６０年１月２９日 明細書＠９頁第１７〜１８行のｒ　Ｍ、　Ｔａｎ１ｎｏ
　ｅｔａｌ、Ｊを「谷野らによるプロシーディング　オ
ブザ　シイツクラス　インターナショナル　コン７アラ
ンスオン　テエクスチャース　オプ　マテイアリイアル
ズ」に訂正する。 同第１１頁第７〜８行を次のとおりに訂正する。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０１〜０．０６ｗｔ％ Ｓｉ：２．０〜４．０Ｗｔ％ Ｍｎ：０．０２〜０．１５ｗｔ％ Ｍｏ：０．００３〜０．１ｗｔ％ Ｓｂ：０．００５〜０．５ｗｔ％ならびに ＳおよびＳｅのうちいずれか一種または 二種合計で０．００５〜０．１ｗｔ％ を含有する組成になるけい素鋼スラブを熱間圧延し、つ
   いで均一化焼鈍を施したのち、中間焼鈍を挾む２回の冷
   間圧延を施して最終製品厚の冷延板とし、ついで脱炭を
   兼ねた１次再結晶焼鈍を施し、その後最終仕上げ焼鈍を
   施す一連の工程によって一方向性けい素鋼板を製造する
   に当り、 上記冷間圧延における１次冷延温度をｙ（℃）、また中
   間焼鈍後の２次冷延温度をｘ（℃）で表わした場合、ｙ
   とｘとがそれぞれ下記（１）〜（４）式の範囲を満足す
   る温度条件下に圧延を施すと共に、 上記最終仕上げ焼鈍を、２次再結晶完了温度よりも低い
   温度域での保定になる予備焼鈍段階と、引続く昇温加熱
   による２次再結晶焼鈍段階およびその後の高温度域での
   保定になる純化焼鈍段階からなる３段階で行うことを特
   徴とする鉄損の低い一方向性けい素鋼板の製造方法。 記 ｙ≦０．００２２２（ｘ−２００）＾２＋２００・・・
   （１） ｙ≧−ｘ＋１５０・・・（２） ｙ≧０・・・（３） ０≦ｘ≦５００・・・（４）