JPS63277715A - 磁気特性に優れた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） この発明は、磁気特性に優れた一方向性けい素鋼板の製
造方法に関し、磁気特性中でも磁束密度の有利な改善を
図ろうとするものである。

（従来の技術） 主として変圧器や電動機などの鉄心材料として用いられ
る一方向性けい素鋼板に要求される特性は、一定の磁化
力において得られる磁束密度が高いこと、および一定の
磁束密度を与えた場合にその鉄損が低いことである。通
常これらの代表値としては、磁化力８００Ａ／ｍにおけ
る磁束密度Ｂ。

（Ｔ：テスラ）および磁束密度１．７０Ｔ、周波数５０
Ｈｚにおける鉄ｔＪｉ１ｃｍ＋ｔ／５ｏ（Ｗ／ｋｇ）が
採用されている。

これらの両特性を含む磁気特性を向上させるためには、
現在まで多くの研究がなされ、特に素材の成分、熱間お
よび冷間圧延法、熱処理方法等の改善によってそれぞれ
少なからざる成果が得られている。

従来の一方向性けい素鋼板は、通常Ｓｉ：２．５〜４．
５ｗｔχ（以下単にχで示す）を含む低炭素鋼に微量の
Ｍｎ＋Ｓ＋Ｓｅ＋Ｓｂ、ＡＩ＋Ｓｎ＋ＮおよびＢ等のイ
ンヒビター形成元素を添加した素材を熱間圧延した後、
１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を経て
、該冷延鋼板に脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施し、し
かるのち最終仕上げ焼鈍工程において２次再結晶処理を
施すことによって２次再結晶粒を（１ｃｍ０）＜　００
１　＞方位に高度に集積させると共に、引き続く純化焼
鈍によって鋼板中の不純物を除去することにより良好な
磁気特性を得ている。

この際、２次再結晶粒の方位が（１ｃｍ０）　＜００１
＞へ集積するほど鋼板の磁束密度は高くなるが、一方で
巨大な２次粒と成り易く、粒内の磁区幅が増し、渦流損
の増加により鉄損特性が劣化する傾向にあった。そこで
２次粒を微細化することを目的とした努力が種々施され
、例えば特開昭６０−８９５２１号公報では、再結晶促
進域と遅滞域を交互に設け２次粒の核発生を増しかつ成
長を阻止することで２次粒の微細化を図り鉄損を向上さ
せる方法が提案されている。しかしながら、近年物理的
な局所歪の導入による磁区細分化技術（たとえば特開昭
５８−２６４１０号公報）の確立により、とくに２次粒
を微細化せずとも低鉄損が得られるようになったため、
技術開発の方向は、磁束密度の向上に傾いている。

この点、特公昭５８−５０２９５号公報では、２次再結
晶時に一方向の温度勾配を与え、（１ｃｍ０１＜００１
＞方位の２次粒を選択成長させることで高い磁束密度を
得る方法が開示されている。この方法は、相対的に高温
では２次粒の核発生速度が大きく、一方低温では粒成長
速度が大きいという、２次再結晶に特有の現象を利用し
たものであり、発生した２次粒を温度勾配を与えながら
加熱することによって巨大に粒成長させて、鋼板全体の
方向性を向上させよ、うとするものである。

（発明が解決しようとする問題点） しかしながら上記の方法は、最初に発生する２次粒につ
いては何ら工夫が施されていないために、最初に核発生
した２次粒の方位によって板金体の特性が大きく影響さ
れるという、言わば偶然性に負うところが大きく、従っ
て必ずしも常に高いＢ１０値が得られるわけではないと
ころに問題を残していた。

この発明は上記の問題を有利に解決するもので、最初に
高い確率の下で（１ｃｍ０）　＜００１＞すなわちゴス
方位粒を核発生させ、ついでこの方位の２次粒を優先的
に成長させることによって、２次粒の方位がゴス方位に
高度に揃ったひいては高磁束密度の一方向性けい素鋼板
を安定して製造することができる有利な方法を提案する
ことを目的とする。

（問題点を解決するための手段） さて発明者らは、以上のような観点から、核発生と粒成
長に関する研究を系統的に進めた。

その結果、鋼板の板面内での集合組織またはインヒビタ
ーによる抑制力を変化させ、より抑制力の強い領域から
温度勾配を与えながら粒成長をさせてやれば、（１ｃｍ
０）　＜００１＞配向化に優れた２次粒が発生、成長す
ることが判明した。またこのような抑制力の強い領域で
ば、２次再結晶が開始する温度Ｔ３１は高くなっている
ことも併せて突止めた。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明は、含けい素鋼スラブを、熱間圧延し
、ついで１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延
を施して最終板厚としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を
施し、しかるのち２次再結晶焼鈍ついで純化焼鈍を施す
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２次再結晶前の段階で、鋼板に対し、その２次
再結晶開始温度が板幅方向ないし長手方向にわたって連
続的および／または段階的に１０℃以上変化する温度勾
配付与処理を施し、しかるのち上記２次再結晶開始温度
の勾配よりも大きい温度勾配の下に、２次再結晶開始温
度が高い鋼板端部から２次再結晶を開始させる傾斜焼鈍
を施すことから成る、磁気持性に優れた一方向性けい素
鋼板の製造方法である。

以下この発明を具体的に説明する。

製造工程において２次再結晶開始温度に影響を与える要
因としては、圧延圧下率、１次再結晶時の加熱速度など
１次再結晶後の集合組織、結晶粒径に影響を及ぼす要因
はすべて、２次再結晶開始温度に影響を与えると考えら
れる。従って鋼板内で局所的に、これらを大きく変えて
やることで２次再結晶開始温度を制御することができる
と考えられるわけである。

そこで発明者らは、２次再結晶開始温度（ＴＳＮ）を変
化させる手法につき種々検討を重ねた結果、冷間圧延に
おいて用いる圧延ロールの摩擦係数がＴ□と密接な関係
にあることを見出した。

すなわち冷間圧延における圧延ロールの摩擦係数が高い
場合には、圧延中における変形挙動が変化し結果的に’
ｒ’ｓ＊が低下するのに対し、摩擦係数が小さい場合は
Ｔ８．Ｉが上昇することが究明されたのである。

Ｃ：　０．０５％、　Ｍｎ　　：　　０．０８％、　Ｓ
ｉ　　：　　３．３　　％、Ｓｅ：０．０２％を含有し
、残部は鉄の成分組成になる含けい素鋼スラブを、熱間
圧延により厚み：２３ｍの熱延板としたのち、９００℃
１２ｍ１ｎの中間焼鈍を挾む２回の冷間圧延によって厚
み：　０．２３Ｍの最終板厚に仕上げた。かかる最終冷
延において、最終バスに先立つ少なくとも１パスを、ロ
ール胴長方向にわたって表面粗度を中心線平均粗さＲａ
で０．０５μｍから２μｍまで変化させた圧延ロールを
用いて実施した。なお最終バスはロール粗度が均一でＲ
ａが０．０５μｍであるロールを用いて圧延した。

ついでか（して得られた冷延板の板幅方向における２次
再結晶開始温度について調査した結果を、第１図に示す
。ここに２次再結晶開始温度は、最終冷延後、脱炭・１
次再結晶板を一定温度で２０ｈ保持したとき、２次再結
晶粒が発生した温度を指標として用いた。

第１図より明らかなように、圧延ロールのＰＪ擦係数す
なわち表面粗度に応じて２次再結晶開始温度’Ｉ’ｓ＋
ｔは変化し、表面粗度が大きいと’Ｔ’ｓ＊は低下し、
逆に表面粗度が小さくなるとＴ！、Ｉは上昇する。

そこでこの発明セは、圧延ロールの表面粗度を変化させ
ることによって鋼板のＴ３１に温度勾配をつけることに
したのである。

次にこの発明法を、製造工程順に具体的に説明する。

まずこの発明の出発素材については、従来公知の一方向
性けい素鋼板の成分たとえば、Ｃ：　０．００５〜０．
１５％、Ｓｉ　：　０．１〜７．０％およびＭｎ　：　
０．００２〜０．１５％を含有する他、インヒビター形
成成分として、Ｓ　：　０．００５〜０．０５％、Ｓｅ
　：　０．００５〜０．０５％、Ｔｅ　：　０．００３
〜０．０３％、Ｓｂ　：　０．００５〜０．０５％、Ｓ
ｎ：０．０３〜０．５％、Ｃｕ　：　０．０２〜０．３
％、Ｍｏ　：　０．００５〜０．０５％、Ｂ　：　０．
０００３〜０．００４０％、Ｎ　：　０．００１〜０．
０１％、Ａｌ　：　０．００５〜０．０５％およびＮｂ
　：　０．００１〜０．０５％のうちから選んだ少なく
とも一種を含有する素材いずれもが有利に適合する。

これらの素材は従来公知の製鋼法、たとえば転炉、電気
炉で製鋼され、さらに造塊−分塊法、連続鋳造法、また
はロール急冷法などによってスラブ、シートバーあるい
は直接薄鋼板としたのち、必要に応じて熱間圧延、温間
又は冷間圧延によって含けい素鋼板とする。ついで必要
に応じて均一化焼鈍、さらには中間焼鈍を挟む１回以上
の圧延により最終板厚に仕上げる。これら均一化焼鈍お
よび中間焼鈍は圧延後の結晶組織を均質化する再結晶処
理を目的としていて、通常は８００〜１２００℃で３０
秒〜１０分間保持して行う。また仕上げ厚は０．５０ｍ
ｍ以下とするが２次再結晶が不安定となる０、２３ｍｍ
以下の薄仕上げ厚においてこの発明は特に有効である。

さてこの発明では、かかる冷間圧延において、最終圧延
における最終バスに先立つ少なくとも１パスを、ロール
胴長方向で摩擦係数に勾配または段差を有する圧延ロー
ルを用いて行う必要がある。

ここに摩擦係数に一様な勾配を付与する場合、圧延ロー
ルの粗度を利用するとしてその大きさは単位長さ１　ｃ
ｎ＋当りＲａで０．０１μｍ以上、また段差を付与する
場合は、隣接領域での差がＲａで０．２μｍ以上とする
必要がある。というのは上記の条件を満足しないと、１
０℃以上のＴ３Ｒの差が得られないからである。

なお最終冷延の最終パスは、ロール胴長にわたって粗度
が一様に低い圧延ロールを用いて圧延するのが好ましい
。

次に湿水素中で７００〜９００℃１ｃｍ〜１５分間程度
の焼鈍を施して鋼中のＣを除去すると共に、次の焼鈍時
にゴス方位の２次再結晶粒を発達させるのに有利な１次
回結晶集合組礒を形成させる。なお出発素材が極低Ｃ材
である場合には脱炭焼鈍は不要である。

ついで２次再結晶焼鈍を施すが、この２次再結晶焼鈍は
、上記のようにして付与したＴＩの勾配よりも大きい温
度勾配の下に、ＴｉＲが高い鋼板端部から２次再結晶を
開始させる傾斜焼鈍とする。

ここにかような傾斜焼鈍における温度勾配は、単位長さ
ＩｃＴＩ当り２℃以上とすることが望ましい。

しかるのち乾水素雰囲気中で１ｃｍ００〜１２５０″Ｃ
１５〜２５ｈ程度の純化焼鈍を施す。

なお上記したような仕上げ焼鈍は、コイル状の調帯を処
理するタイプが工業的に実施されているが、鋼板（切板
を含む）を一枚または積層した状態で連続的に焼鈍する
連続タイプも提案されていて、この発明ではどちらのタ
イプも使用できる。

また温度勾配の付与に当っては、炉内に温度勾配をもつ
ゾーンを設けることによって容易に達成でき、さらに温
度勾配の付与方向は、鋼板の板幅方向、長さ方向あるい
はその他任意の方向いずれであっても良い。

かかる一連の処理を施すことによって磁気特性の効果的
な向上を図ることができるが、この発明では、純化焼鈍
後、鋼板表面に張力付与型の極薄被膜を被成することに
よって磁気特性のより一層の向上を図ることもできる。

かかる極薄被膜を被成するためには、まず純化焼鈍後の
鋼板表面の非金属物質を除去後、化学研磨あるいは電解
研磨を施して鋼板表面の平滑度を中心線平均粗さＲａで
０．４μｍ以下とする。というのはこれ以上の粗さでは
、次に続く極薄被膜付与によっても鉄損の改善効果が望
めないからである。

ついでＣＶＤ法やＰＶＤ法（イオンブレーティングやイ
オンインプランティシラン）などの蒸着法によって、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｖ＋Ｃｒ、ＡＩ＋Ｍｎ＋Ｂ＋Ｎｉ、Ｇ
ｏ、Ｍｏ、Ｚｒ＋　Ｔａ。

Ｈｆ、Ｗの窒化物および／又は炭化物なにびにＡＩ、Ｓ
ｔ。

Ｍｎ、　Ｍｇ、　Ｚｎ、Ｔｉの酸化物のうちから選んだ
少くとも１種より主として成る極薄被膜を鋼板表面に強
固に被成するのである。

なおかかる被膜の材質としては、玉揚したもののほか、
熱膨張係数が低く鋼板に強固に付着するものであれば何
であってもよい。

さらに必要により常法に従って好ましくは張力付与型低
熱膨張の上塗り絶縁被膜を被成する。

（作　用） Ｔ！、Ｉの高い領域からＴ。の勾配より大きい温度勾配
を付与しながら鋼板を加熱すると、まず鋼板の端部がＴ
Ｉに以上の温度に上昇し、配向性の良い粒が少量核発生
して、２次再結晶領域を形成する。

かような２次回結晶令頁域とまだＴ、Ｒに達していない
領域との間に、狭い範囲で１次再結晶組織と２次再結晶
組織が混在した領域が生じる。そして鋼板の温度が上昇
するにつれてかかる領域は低温側へと移動を続けること
になり、それに伴って２次再結晶領域が拡大して行き、
粒成長が起こる。

前述したように、２次再結晶における粒成長は核発生温
度よりも低温で起こるので、温度勾配を付与しながら昇
熱すると、昇熱速度が過大でない限り途中で新たな核生
成が起こることは無く、最初の結晶方位粒が低温側へ向
かって成長して行く。

そしてこの成長を通じて、１次再結晶と２次再結晶の境
界領域の温度は比較的一定に保たれる。

発明者らの実験によると２次再結晶粒の最初の核生成場
所と遅滞部でのＴ、Ｒの温度差が１０″Ｃ以上で、しか
も温度勾配が２℃／　ｃｍ以上の場合にＢＩＯの改善に
より顕著な効果が見られることが判明した。

温度勾配を付与しながら２次再結晶を進行させた場合、
２次再結晶がおこる温度は鋼板の種類や昇熱条件によっ
て一定ではなく、その温度範囲を限定することは出来な
いが、例えばＭｎＳｅとｓｂをインヒビターとする方向
性けい素鋼板の場合８５０〜９５０“Ｃの範囲にあり、
この発明においてはこの境界領域に温度勾配を設ければ
良いのであって、その前後は従来採用している処理条件
を採用しても良く、もちろん温度勾配を設けてもよい。

かくして磁気特性とくに磁束密度に優れた一方向性けい
素鋼板を安定して得ることができるようになったのであ
る。

（実施例） 実施例Ｉ Ｃ：　　０．０４２％、　Ｓｉ　　：　　３．３５　　
％、　ｈロ　：　　０．０７　　％、Ｓｅ　：　０．０
２５％およびＳｂ　：　０．０２５％を含むけい素鋼ス
ラブを、１４００℃に加熱後、２．２鴫まで熱延し、１
次冷延で０．６０＋ｎ＋ｎまで圧延した。ついで中間焼
鈍を施した後、２次冷延を行う際に２等分し、片方につ
いては表面粗さがロール胴長方向の一端部でＲａ＝　０
．０５μｍ　、他端部でＲａ　＝　０．５．１７Ｉ１ｃ
ｍと連続的に変化しているロールを用いて圧延し０．２
０ｍｍ厚に仕上げた。残りの片方については表面粗さが
０．５μｍと一様であるロールを用いて圧延した。

これらの冷延板に湿水素雰囲気中で８５０℃，３分間の
脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施した。

Ｔ３＊を測定したところ、ロール粗さが０．０５μ翔の
所で圧延された領域では８８０℃１０，５μｍの領域で
は８５５℃であった。

ついでこれらの鋼板にＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を
塗布したあと、最終仕上げ焼鈍を行うに当って、雰囲気
はＮ２とし、室温から８３０℃までを５０’Ｃ／ｈで昇
熱し、引続き８３０℃から９５０℃までを１０”Ｃ／ｈ
で昇熱した。このうち８３０〜９５０℃の温度域にある
試片部分に対し、Ｒａが０．０５μｍで圧延された鋼板
端部を高温側にして０°（：、　／　ｃｍ、１°（：７
ｃｍ、２℃／ｃｍ、　５　’Ｃ７ｃｍの温度勾配がつく
ようにした。

温度勾配の付与にあたっては炉長が１ｍで加熱帯を５ゾ
ーンに分割して各々を独立に温度制御できるようにした
焼鈍炉を使用した。試片には引続きＮ２中で１２００℃
１ｃｍ０時間の純化焼鈍を施した。

かくして得られた製品のＢ８特性を第２図に示す。

同図から明らかなように、温度勾配を付与した仕上げ焼
鈍によってＢ、特性は向上しているが、特にＴ’ｓｉ勾
配を有する試片に２℃／ＣｖＡ以上の温度勾配を付与し
た条件下に２次再結晶焼鈍を施した場合にＢ８特性の改
善は著しかった。

実施例２ Ｃ：　０．０５２％、Ｓｉ　：　３．００％、Ｍｎ　：
　０．０８２％、Ｓ　　：　０．０２６％、Ａｔ　：　
０．０２８およびＮ　：　０．００７９％を含むけい素
鋼スラブを、１４００℃に加熱後、２．３ｍｍ１’Ｊま
で熱延した。ついで熱延板焼鈍を施した後、最終冷延を
行う際に鋼板を２等分し、片方については表面粗さがロ
ール胴長方向の一端部でＲａ・０．０５μｍ、他端部で
Ｒａ・０．５μｍと連続的に変化しているロールを用い
て圧延し０．２９ｍｍ厚に仕上げた。残りの片方につい
ては表面粗さが０．５μｍの一様であるロールを用いて
圧延した。

これらの冷延板に湿水素雰囲気中で８５０℃１３分間の
脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施した。

ＴＳＩＩを測定したところ、ロール粗さが０．０５μｍ
の所で圧延された領域では１０００℃１０，５μｍの領
域では９７４℃であった。

ついでこれらの鋼板にＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を
塗布したあと、最終仕上げ焼鈍を行うに当って、雰囲気
は体積率で２５％Ｎ！　−７５％Ｈ２の還元性雰囲気と
し、室温から９５０℃までを５０’Ｃ／ｈで昇熱し、引
続き９５０℃から１２００℃までを２０℃／ｈで昇熱し
た。このうち９５０〜１ｃｍ００℃の温度域にある試片
部分に対し、Ｒａが０．０５μＩで圧延されたＩ４坂端
部を高温側にして０℃／ｅｌ！、１°（：　／　ｃｍ、
２　’Ｃ／　ｃｔｎ、５℃／　ｃｒｔｈの温度勾配がつ
くようにした。

温度勾配の付与にあたっては炉長が１ｍで加熱帯を５ゾ
ーンに分割して各々を独立に温度制御できるようにした
焼鈍炉を使用した。試片には引続き１ｃｍ．中で１２０
０℃ｌ２Ｏ時間の純化焼鈍を施した。

か（して得られた製品の８１特性を第３図に示す。

同図から明らかなように、温度勾配を付与した仕上げ焼
鈍によってＢ、特性は向上しているが、特にＴ！、ｌ勾
配を有する試片に２℃／Ω以上の温度勾配を付与した条
件下に２次再結晶焼鈍を施した場合にＢＩ＋特性は顕著
に改善されている。

実施例３ 実施例１と同じ条件で得た、ＴＳＩＩに勾配を有する脱
炭１次再結晶焼鈍板と、比較例としてＴｓｉの勾配が無
い脱炭１次再結晶焼鈍板に、ＭｇＯを主体とする焼鈍分
離剤を塗布した後、最終仕上げ焼鈍を行うに当って、雰
囲気はＮ２とし、室温から８３０℃までを５０″Ｃ／ｈ
で昇熱し、引続き８３０℃から９５０℃までを１０″Ｃ
／ｈで昇熱した。このうち８３０〜９５０℃の温度域に
ある試片部分に、Ｒａが０．０５μｍで圧延された鋼板
端部を高温側にして５℃／　ｃｍの温度勾配かつ（よう
にした。

温度勾配の付与にあたっては炉長が１ｍで加熱帯を５ゾ
ーンに分割して各々を独立に温度制御できるようにした
焼鈍炉を使用した。試片には引続き１ｃｍ．中で１２０
０℃，１０時間の純化焼鈍を施した。

か（して得られた鋼板の磁気特性を測定した後、絶縁被
膜を酸洗によって除去し、ついで３％ＩＰとｕｚｏｇ液
中で化学研磨して鏡面に仕上げた。その後鏡面処理済み
の鋼板を７５０℃でＴｉＣｌ４ガスとＮ２およびＣＨ，
ガスとの混合ガス雰囲気で熱処理し、ＣＶＤによって鋼
板表面にＴｉ（Ｃ、Ｎ）層を０．５μｍの厚みで形成さ
せた。

得られた鋼板の磁気特性は次のとおりであった。

実施例４ 実施例２と同じ条件で得た、ＴＡＲに勾配を有する脱炭
１次再結晶焼鈍板と、比較例として７３Ｒの勾配が無い
脱炭１次再結晶焼鈍板に、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離
剤を塗布した後、最終仕上げ焼鈍を行うに当って、雰囲
気は体積率で２５％Ｎ、　−７５％Ｈ２の還元性雰囲気
とし、室温から９５０℃までを５０”Ｃ／ｈで昇熱し、
引続き９５０℃から１２００℃までを１０”Ｃ／ｈで昇
熱した。このうち８３０〜９５０″Ｃの温度域にある試
片部分に、Ｒａが０．０５μｍで圧延された鋼板端部を
高温側にして５℃／ｃＩ１ｃｍの温度勾配がつくように
した。

温度勾配の付与にあたっては炉長が１ｍで加熱帯を５ゾ
ーンに分割して各々を独立に温度制御できるようにした
焼鈍炉を使用した。試片には引続きＮ２中で１２００℃
ｌ２Ｏ時間の純化焼鈍を施した。

かくして得られた鋼板にエネルギー密度２０Ｊ／ｃｍ”
のレーザー光束を圧延方向とは直角の向きに１０ａｕ＊
のピッチで照射し、照射前の磁気特性と比較した。

照射前後における磁気特性は、次のとおりであった。

□□□□□■ （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を製造
するに際し、その磁気特性とくに磁束密度の格段の向上
を図り得る。

【図面の簡単な説明】

第１図は、最終冷延における圧延ロール胴の表面粗さと
２次回結晶開始温度との関係を示したグラフ、 第２図および第３図はそれぞれ、傾斜焼鈍における温度
勾配と磁束密度との関係を示したグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、含けい素鋼スラブを、熱間圧延し、ついで１回また
   は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚
   としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、しかるのち
   ２次再結晶焼鈍ついで純化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２次再結晶焼鈍前の段階で、鋼板に対 し、その２次再結晶開始温度が板幅方向ないし長手方向
   にわたって連続的および／または段階的に１０℃以上変
   化する温度勾配付与処理を施し、 しかるのち上記２次再結晶開始温度の勾配 よりも大きい温度勾配の下に、２次再結晶開始温度が高
   い鋼板端部から２次再結晶を開始させる傾斜焼鈍を施す
   ことを特徴とする、磁気特性に優れた一方向性けい素鋼
   板の製造方法。 ２、傾斜焼鈍における温度勾配が、単位長さ１ｃｍ当り
   ２℃以上である特許請求の範囲第１項記載の方法。