JPH03294425A - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - 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〕 本発明はトランス等の鉄芯に用いられる高磁束密度一方
向性１ｉ磁鋼板の製造方法に関するものである。

〔従来の技術〕

一方向性電磁鋼板は軟磁性材料として主にトランスその
他の電気機器の鉄芯材料に使用されているもので、磁気
特性として励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならな
い。

この励磁特性を表す数値として通常Ｂ８（ｆａ場の強さ
８００Ａ／ｍにおける磁束密度）を用い、鉄損特性を表
す数値としてＷｌ７／５０　（５０七で１．　７　Ｔま
で磁化させた時のｌｋｇ当りの鉄損）を用いている。

この一方向性型Ｍ！Ｌ鋼板は最終仕上焼鈍工程で二次再
結晶現象を起こさせ、鋼板面に｛１１０｝面、圧延方向
に（００１＞軸をもったいわゆるゴス組織を発達させる
ことによって得られている。良好な磁気特性を得るため
には、磁化容易軸である＜００１＞軸を圧延方向に高度
に揃える事が重要である。また、板厚、結晶粒度、固有
抵抗、表面皮膜、鋼板の純度等も磁気特性に大きな影響
を及ぼす。

方向性については、ＭｎＳ、　Ａ　Ｉ　Ｎをインヒビタ
ーとして利用する最終強圧下冷間圧延を特徴とする方法
によって大幅に向上し、それに伴って鉄損特性も著しく
向上してきた。

一方近年エネルギー価格の高騰を背景として、トランス
メーカーは低鉄損トランス用素材への指向を一段と強め
ている。低鉄損素材としてアモルファス合金や６．５％
５ｉｊｌＩ等の開発も進められているが、トランス用材
料として工業的に使用するには解決すべき問題を残して
いる。他方、レーザー等を用いた磁区制御技術が近年開
発され、それによって鉄損特性が大幅に向上した。

磁束密度は鉄損特性の最大の支配因子であり、通常磁束
密度が高いほど鉄損特性が良好である。

磁束密度を高くすると、二次再結晶粒の粗大化が生じ鉄
損特性が不良となる場合があるが、磁区制御を行うと、
二次再結晶粒径にかかわらず、磁束密度が高いはど鉄損
特性が良好となるため、近年磁束密度を高める必要性が
増々高まってきた。

他方、一方向性電磁鋼板の製造においては、各工程の種
々の要因が磁気特性に影響を与えるため通常各工程条件
に、極めて厳しい管理基準を設けて製造を行っている。

しかし、このような製造では、管理に多大な労力を費す
のに加え、原因不明の磁気特性不良が発生することも少
なくない。製品の磁気特性を途中工程で予測できれば上
記製造上の問題点が解決できるわけであるが、これまで
種々の試みにもかかわらず、磁気特性を予測することは
困難であった。

また、現在工業化されている一方向性電磁鋼板は通常Ｍ
ｎＳをインヒビターとして利用しており、熱延前のスラ
ブ加熱時にＭｎＳを一旦完全固溶させた後、熱延時に析
出させる方法がとられている。

二次再結晶に有効な量のＭｎＳを完全固溶させるために
は、１４００℃程度の温度が必要である。これは普通鋼
のスラブ加熱温度に比べて２００℃以上高く、（１）方
向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱炉が必要である。

（２）加熱炉のエネルギー原単位が高い。

（３）溶融スケール量が増大し、いわゆるノロ掃き出し
等にみられるように、操業上の悪影響が大きい。

という不利な点がある。

低温スラブ加熱を実現するため、これまで種々の試みが
行われてきたが、工業的に低温スラブ加熱を実現するに
は種々な問題点が残されている。

さて本発明者等は先に特開昭５９−５６５２２号公報に
おいてＭｎを０．０８〜０．４５、Ｓを０．００７以下
にすることにより低温スラブ加熱化を可能にする技術を
開示した。これは本質的にはＳを下げることにより（Ｍ
ｎ）（Ｓ）積を１２００℃で与えられる溶解度積以下に
し、二次再結晶の安定をＰの添加、仕上焼鈍中の昇温速
度を１５℃／ｈｒ以下にする等の技術で補ったものであ
る。この方法はその後特開昭５９−１９０３２５号公報
においてＣｒを添加することにより二次再結晶の安定化
と磁性の向上をはかる方向に進歩してきた。

〔発明が解決しようとする課題］ 本発明は、一方向性電磁鋼板を製造する場合、優れた磁
気特性をもつ製品を途中工程で磁気特性を予測すること
によって、工業的に安定して得ることが難しいという問
題点を解決する方法を提供するものである。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、重量でＣ：　　０．０２５〜０．０７５％、
Ｓｉ：２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｆｆｉ　：　　０
．０１０〜０．０６０％、Ｎ　：　０．００３０〜０．
０１３０％、Ｓ　＋　０．４０５　Ｓｅ　　：　０．０
１４％以下、Ｍｎ　　：　０．０５〜０．８％を含有し
、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを１２
８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、引き続き通常
の工程で得られた珪素鋼冷延板に脱炭焼鈍、焼鈍分離剤
塗布、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造す
る方法において、脱炭焼鈍時の一次再結晶完了後から最
終仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までの途中段階で一次
再結晶粒径を測定し、その粒径の値を基にしてその後行
われる最終冷延前の熱処理条件を決定するフィードバッ
ク制御を行うことによって優れた磁気特性を有する一方
向性電磁鋼板を安定して製造する方法を提供するもので
ある。

本発明の対象としている一方向性電磁鋼板においては、
従来用いられている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法
或いは造塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んで
スラブを得、引き続き熱間圧延し、必要に応じて熱延板
焼鈍を行った後、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷
間圧延により最終ゲージの冷延板を得、引き続き脱炭焼
鈍を行う０本発明者等はこの脱炭焼純工程に着目し、脱
炭焼鈍後の鋼板（脱炭焼鈍板）の性状と磁気特性との関
係について種々の観点で広範にわたって研究を行い、極
めて驚くべき新知見を発見した。以下実験結果を基に詳
細に説明する。

第１図に光学顕微鏡から入力した像を画像解析すること
によって求めた脱炭板子均粒径（円相当直径）Ｔと製品
の磁束密度（Ｂ、）との関係を示す。

この場合、Ｃ：　　０．０５６％、Ｓｉ：３．２４％、
酸可溶性Ａｊ！　：　０．０２５％、Ｎ　：　０．００
７９％、Ｓ　：　０．００６％、Ｍｎ：０．１５％を含
有するスラブを１１５０℃に加熱、公知の方法で熱延を
行い、２．３閣厚の熱延板を得、９００〜１２００℃の
温度で熱延板焼鈍を行い、約８８％の強圧下最終冷延を
行って最終板厚０．２８５■の冷延板を得、次いで８３
０〜１０００℃の温度で脱炭焼鈍を行い、引き続き公知
の方法でＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤塗布、最終仕
上焼鈍を行った。第１図より明らかなように、脱炭板子
均粒径と製品の磁束密度とは極めて強い相関があり、従
って脱炭板子均粒径から製品の磁束密度を予測できるこ
とがわかる。

次に、第２図に脱炭板子均粒径（円相当直径）■と脱炭
焼純温度との関係を示す、この場合、第１図を説明した
ものと同一素材の熱延板を用い、（１）　１２００℃×
２分（均熱）、（２）１１５０℃Ｘ２分（均熱）、（３
）　１０００℃×２分（均熱）の処理後１００℃湯冷し
た。ひき続き、約８８％の強圧下最終冷延を行って最終
板厚０．２８５ｍの冷延板を得、次いで（ａ）８３０℃
×１２０秒、（ｂ）８５０℃×１２０秒、（Ｃ）８７０
℃Ｘ１２０秒、（ｄ）８９０℃Ｘ１２０秒なる４水準の
脱炭焼鈍を施した。また、本発明者らは、上記熱延板焼
鈍条件（１）、　（２）。

（３）の場合、脱炭焼鈍昇温途中７００℃の時点でサン
プルを引き出し、−次回結晶粒の平均直径を測定したと
ころ、４．５〜４．６−で、はとんど同じ値であった。

従って、第２図より明らかなように、脱炭焼鈍時の７０
０℃以上の温度域での粒成長挙動に対して、熱延板焼鈍
条件は、大きな影響を与えることがわかる。第１図、第
２図から熱延板焼鈍条件が製品の磁束密度に影響を与え
る重要な因子であることが推定できる。

本発明者らは、熱延板焼鈍条件が、脱炭焼鈍時の粒成長
挙動に影響するという現象を重視し、粒成長に対する析
出物の影響という観点から、ＡＩＮに着目し、その溶体
化、析出挙動を詳細に検討した。第３図に、熱延板を各
温度で熱処理した場合の、熱処理温度と、ＡｆＮの溶体
化、析出の関係を示す。この場合、Ｃ：　　０．０５８
％、Ｓｉ：３．２４％、酸可溶性Ａｎ　：　０．０２６
％、Ｎ　：　０．００７０％、Ｓ：ｏ、ｏｏｓ％、Ｍｎ
：０．１４％を含有するスラブを１１５０℃に加熱、公
知の方法で熱延を行い、２．３ｍ厚の熱延板を得、５０
０〜１３００℃の各温度で、０〜１０分熱処理して焼入
れた。得られたサンプルのＡＩＮの化学分析を行った。

第３図から明らかなように、ＡｆＮの溶体化、析出挙動
は、熱処理の温度、時間に大きく影響されることがわか
る。また、析出量が同じ場合でも、熱処理時間が長くな
ると、ＩＮのオストワルド成長が生じることが予測され
る。以上の結果から、熱延板焼鈍条件が、ＡｆＮの析出
状態に影響を与えるため、脱炭焼鈍時の粒成長挙動に対
して、大きな影響を与えるものと推定される。

本発明の特徴である脱炭板子均粒径を基に製品の磁束密
度を予測制御できるメカニズムについては必ずしも明ら
かではないが、本発明者等は以下のように考えている。

二次再結晶現象に影響する因子としては、−次回結晶金
属組織、集合組織、インヒビター等が考えられ、種々の
研究が行われてきた。金属組織と集合組織の関係をさら
に深く考察すると、粒成長によって集合組織変化が生じ
ると考えるならば、平均粒径は間接的に集合組織を記述
しているとみることもできる。また、粒成長によって粒
径分布に変化が生じると考えるならば、平均粒径は間接
的に粒径分布を記述しているとみることもできる。平均
粒径そのものは粒界面積の総和（単位面積当り）にほぼ
逆比例する量であり、二次再結晶粒の粒成長の駆動力に
大きく影響を与えるものである。したがって、平均粒径
は、二次再結晶現象に影響すると考えられる集合組織、
粒径分布、粒界面積の総和の３つを同時に記述するパラ
メータと考えることができる。脱炭板平均粒径を基に製
品の磁束密度を予測制御できるメカニズムは、上記考察
かられかるように、脱炭板平均粒径が二次再結晶現象に
影響すると考えられる集合組織、粒径分布、粒界面積の
総和の３つを同時に記述するパラメータであるために、
二次再結晶粒の配向性を表す磁束密度と極めて強い相関
をもつことによると推定・される。

また、熱延板焼鈍条件は、ＡｆＮの析出状態に影響を与
えるため、脱炭焼鈍時の粒成長挙動に対して大きな影響
を与える。従って、熱延板焼鈍条件は、脱炭板平均粒径
に影響を与えるがために、製品の磁束密度に影響を与え
る重要な制御因子となるものと考えられる。

次に本発明の構成要件の限定理由について述べる。

まず、スラブの成分とスラブ加熱温度に関して限定理由
を詳細に説明する。

Ｃは０．０２５重量％（以下単に％と略述）未満になる
と二次再結晶が不安定になり、かつ二次再結晶した場合
でもＢ、　＞１．ｓｏ　（Ｔ）が得がたいので０．０２
５％以上とした。一方、Ｃが多くなり過ぎると脱炭焼鈍
時間が長くなり経済的でないので０．０７５％以下とし
た。Ｓｉは４．５％を超えると冷延時の割れが著しくな
るので４．５％以下とした。また２、５％未満では素材
の固有抵抗が低すぎ、トランス鉄芯材料として必要な低
鉄損が得られないので２．５％以上とした。望ましくは
３．２％以上である。

Ａｌ及びＮは二次再結晶の安定化に必要なＡｆＮもしく
は（Ｓ　ｉ　　＋　Ａ　ｊ！　）　ｎ１ｔｒｉｄｅｓを
確保するため酸可溶性Ａ！として０．０１０％以上が必
要である。

酸可溶性Ａｌが０．０６０％を超えると熱延板のＡｆＮ
が不適切となり、二次再結晶が不安定になるので０．０
６０％以下とした。Ｎについては通常の製鋼作業では０
．００３０％棟者にすることが困難であり、これ来喝に
することは経済的に好ましくないので０．００３０％以
上、また、０．０１３０％を超えるとブリスターと呼ば
れる“鋼板表面のふくれ”が発生するので０．０１３０
％以下とした。

ＭｎＳ、　ＭｎＳｅが鋼中に存在しても製造工程の条件
を適性に選ぶことによって磁気特性を良好にすることが
可能である。しかしながらＳやＳｅが高いと線状細粒と
呼ばれる二次再結晶不良部が発生する傾向があり、この
二次再結晶不良部の発生を予防するためには（Ｓ十〇、
４０５　Ｓｅ）５０．０１４％であることが望ましい、
Ｓ或いはＳｅが上記値を超える場合には製造条件をいか
に変更しても二次再結晶不良部が発生する確率が高くな
り好ましくない。

また、最終仕上焼鈍で純化するのに要する時間が長くな
りすぎて好ましくなく、このような観点からＳあるいは
Ｓｅを不必要に増すことは意味がない。

Ｍｎの下限値は０．０５％である。こめ１未慎（−すＭ
ｎ量が増えると成品の磁束密度が劣化するので好ましく
ない。

スラブ加熱温度は、普通鋼並にしてコストダウンを行う
という目的から１２８０℃未満と限定した。

好ましくは１１５０℃以下である。

引き続き、公知の方法で、熱間圧延し、必要に応じて熱
延板焼鈍を行った後、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上
の冷間圧延により最終ゲージの冷延板を得る。次いで脱
炭焼鈍、ＭｇＯを主成分とした焼鈍分離剤塗布、最終仕
上焼鈍を行う。本発明の最大の特徴は、この脱炭焼鈍時
の一次再結晶完了後から最終仕上焼鈍時の二次再結晶完
了前までの途中段階で一次再結晶粒径を測定し、その粒
径の値を基に磁気特性を予測し、その後行われる最終冷
延前の熱処理条件を決定するフィードバック制御を行う
ことにある。

以下、限定理由を詳細に説明する。

本発明において脱炭焼鈍時の一次再結晶完了後から最終
仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までの途中段階で一次再
結晶粒径を測定し、その粒径の値を基にして、その後行
われる最終冷延前の熱処理条件を決定するフィードバッ
ク制御を行うと規定したのは、第１図から明らかなよう
に、−次再結晶粒の粒径と成品の磁束密度が極めて強い
相関があり、−次再結晶粒の粒径が測定時速性値よりも
小さい場合には、その後に行う最終冷延前の熱処理にお
いては、インヒビター強度（Ｚｅｎｅｒ因子）を低め、
脱炭焼鈍時の一次再結晶粒の粒成長を容易とする条件で
処理すれば製品の磁束密度が向上し、又、−次再結晶粒
の粒径が測定時に適性値を超えている場合には、その後
に行う最終冷延前の熱処理においては、インヒビター強
度（Ｚｅｎｅｒ因子）を高め、脱炭焼鈍時の一次再結晶
粒の粒成長が難しい条件で処理すれば製品の磁束密度が
向上する（二次再結晶不良現象が起こりにくい）ためで
ある、最終冷延前の熱処理と規定したのは、その熱処理
が脱炭焼鈍時の粒成長挙動に影響するへｌＮ等の析出状
態の支配因子であるからである。脱炭焼鈍時の一次再結
晶完了後から最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までと
規定したのは、−次再結晶粒の粒成長の進行状況を測定
し、その粒径の値を基にして、その後に行われる最終冷
延前の熱処理条件を決定するフィードバック制御を行う
ことが本発明であり、−成典結晶の完了前、二次再結晶
完了後に一次再結晶粒の粒成長の進行状況を計測するこ
とは不可能又は意味がないからである。

−次頁結晶粒径を測定すると規定したのは、平均粒径を
測定しなくても、１個でも粒径を測定すれば統計的手法
を用いて平均粒径、粒径分布を推定することが可能であ
るため、測定パラメータとして粒径と関連をもつすべて
の量は一次再結晶粒の粒成長の状況を計測し、その粒径
の値を基にその後に行われる最終冷延前の熱処理条件を
決定するフィードバック制御を行うことによって製品の
磁束密度を高位安定化するという本発明の技術思想に含
まれるからである。従って、本発明でいう粒径を測定す
るという意味は、粒径に関連するものを測定するという
広義の意味を有する。粒径を測定する手法については特
に限定しない、脱炭焼純ラインに取り付けた超音波、磁
気的手法等を用いた粒径と関連するものを測定する検出
器を用いる方法、脱炭焼鈍後サンプルを採取し光学顕微
鏡、電子顕微鏡等で粒界を現出し、切断法、画像解析機
等を用いて粒径と関連するものを測定する方法、最終仕
上焼鈍時に超音波、磁気的手法等を用い粒径と関連する
ものを測定する方法等いづれの方法でもよい。

脱炭焼純の一次再結晶完了後の時点で、二次再結晶させ
るに、インヒビターが不足している場合は、−成典結晶
完了後、二次再結晶完了までの途中段階で、鋼板に窒化
処理等を行ってもよい。窒化処理の方法としては、ＮＨ
，ガスを用いて窒化する方法、焼鈍分離剤中に、ＭｎＮ
、　ＣｒＮ＋　ＮｏＮ等を添加し、仕上焼鈍中に分解さ
せて、鋼板に窒素吸収を生じさせる方法、仕上焼鈍雰囲
気中の窒素分圧を高めとし、雰囲気ガス中から鋼板に窒
素吸収を生じさせる方法等がある。

〔実施例〕

一実施例１− ０．００８１％を含有するスラブを１１５０℃の温度に
加熱した後、熱延して２．３１〇熱延板を得た。この熱
延板を１１５０℃で熱延板焼鈍した後０．２８５ｍ５＋
の最終板厚まで冷延し、８５０℃の温度で脱炭焼鈍した
後、脱炭板の平均粒径を画像解析機で測定したところ、
１５ｐｍであった。　　ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布後最終仕上焼鈍を行った場合、１．９０　Ｔ以
下の磁束密度（Ｂ、）となることが予測されたので、同
一素材の熱延板に対して、１０００℃で熱延板焼鈍を施
すフィードバック処理を施した後上記と同一の後工程条
件で冷延、脱炭焼鈍を行った０次いで上記２種類の脱炭
板（（１）フィードバック有、（２）フィードバック無
）にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ＊：
２５％、Ｈｔニア５％の雰囲気ガス中で１２００℃まで
１０℃／ｈｒで昇温し、引き続き１２００℃で２０時間
Ｈ，：　　１００％の雰囲気ガス中で処理する最終仕上
焼鈍を行った。第１表に処理条件と磁気特性を示す。

第１表 する熱延板焼鈍を施すフィードバック処理を施した後、
上記と同一の後工程条件で冷延、脱炭焼鈍を行った。次
いで上記２種類の脱炭板（（１）フィードバック有、（
２）フィードバック無）にＭｇＯを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布し、実施例１と同一条件で最終仕上焼鈍を施
した。第２表に、処理条件、二次再結晶率、磁気特性を
示す。

第２表 一実施例２一 実施例１記載の熱延板を１１５０℃に３０秒保持後、９
００℃まで徐冷した後急冷し、引き続き０．２８５閣の
最終板厚まで冷延し、８７５℃の温度で脱炭焼鈍後脱炭
板の平均粒径を画像解析機で測定したところ２２．ａで
あった。ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布後、最
終仕上焼鈍を行った場合、二次再結晶不良部が発生する
ことが予測されたため、同一素材の熱延板に対して、１
１５０℃で加熱した後急冷−実施例３− Ｃ：　０．０５４％、Ｓｉ：３．２２％、Ｍｎ　　：　
０．１３％、Ｓ　：　０．００７％、酸可溶性Ａｆ　：
　０．０２９％、Ｎ：０．００７８％を含有するスラブ
を１１５０℃の温度に加熱した後、熱延して２．３１〇
熱延板を得た。この熱延板を１１５０℃に３０秒保持後
９００℃まで徐冷した後急冷し、引き続き０．２８５閣
の最終板厚まで冷延し、８３０℃の温度で１５０秒保持
後、９００℃で２０秒保持して脱炭焼鈍した後、脱炭板
の平均粒径を画像解析機で測定したところ、２６−であ
った。

ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布後、最終仕上焼
鈍を行った場合、二次再結晶不良部が発生することが予
測されたため、同一素材の熱延板に対して、１１２０℃
に２分間保持し急冷する熱延板焼鈍を施すフィードバッ
ク処理を施した後、上記と同一の後工程条件で、冷延、
脱炭焼鈍を行った。

次いで上記２種類の脱炭板（（１）フィードバック有、
（２）フィードバック無）に対して、７５０℃×３０秒
（均熱）の焼鈍時雰囲気ガス中にＮＯ，ガスを混合させ
、鋼板に窒素吸収を生じせしめた。しかる後ＭｇＯを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ、：２５％、Ｈｚニ
ア５％の雰囲気ガス中で１２００℃まで２０℃／ｈｒで
昇温し、引き続き、１２００℃で２０時間Ｈｚ　　：　
　１００％の雰囲気ガス中で処理する最終仕上焼鈍を行
った。第３表に処理条件と二次再結晶率、磁気特性を示
す。

第３表 〔発明の効果〕 以上のとおり、本発明によれば、脱炭焼鈍時の一次再結
晶完了後から最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了までの途
中段階で一次再結晶の粒径を測定し、その粒径の値を基
にして、その後行われる最終冷延前の熱処理条件を決定
するフィードバック制御を行うことによって、製品の磁
気特性を予測制御することができるので、製品の磁束密
度を高位安定化することができ、その工業的効果は極め
て大きい。また、本発明によれば熱延に先立つスラブ加
熱温度を普通鋼差にでき、従って方向性電磁鋼板専用の
スラブ加熱炉が不要となり、使用エネルギーが減少し、
スケール発生の減少などにより製造コストが大幅に減少
するので、その工業的効果は大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、脱炭焼鈍板の平均直径と磁束密度との関係図
であり、第２図は、脱炭焼鈍板の平均直径と脱炭焼鈍温
度との関係図であり、第３図は、熱延板の熱処理条件と
＾ｆｆ１Ｎの溶体化、析出の関係を示す図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １、重量でＣ：０．０２５〜０．０７５％、Ｓｉ：２．
   ５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０
   ％、Ｎ：０．００３０〜０．０１３０％、Ｓ＋０．４０
   ５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．８％
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラ
   ブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、引き
   続き通常の工程で得られた珪素鋼冷延板に脱炭焼鈍、焼
   鈍分離剤塗布、最終仕上焼鈍を施して一方向性電磁鋼板
   を製造する方法において、脱炭焼鈍時の一次再結晶完了
   後から最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までの途中段
   階で一次再結晶粒径を測定し、その粒径の値を基にして
   、その後行われる最終冷延前の熱処理条件を決定するフ
   ィードバック制御を行うことを特徴とする磁気特性の優
   れた一方向性電磁鋼板の製造方法。