JP2009012033A

JP2009012033A - 方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯の製造方法および方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2009012033A
Application number: JP2007175915A
Authority: JP
Inventors: Katsuhiro Takebayashi; 克浩竹林
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2007-07-04
Filing date: 2007-07-04
Publication date: 2009-01-22

Abstract

【課題】方向性電磁鋼板用スラブを熱間圧延する際に生じる耳割れや表面割れを防止し、歩留り良く方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯を製造する方法を提供する。
【解決手段】Ｃを0.01〜0.08質量％，Siを2.5〜4.1質量％含有する方向性電磁鋼板用スラブをガス加熱炉にて1000〜1250℃に加熱した後、少なくとも方向性電磁鋼板用スラブのコーナー部に接触する部位が鉛直線に対して30〜60°の傾斜をなすカリバーロールで減面率２〜15％にて幅圧下圧延を行ない、さらに誘導加熱炉にて1250〜1450℃に加熱し、次いで粗圧延および仕上げ圧延を行なう。
【選択図】図１

Description

本発明は、変圧器やモーター等の鉄心として使用する方向性電磁鋼板の製造方法、およびその製造に供される熱間圧延鋼帯（以下、方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯という）の製造方法にするものである。

方向性電磁鋼板は、軟磁性材料として主に変圧器あるいはモーター等の鉄心材料として使用される。そのため方向性電磁鋼板には、優れた磁気特性（すなわち磁束密度が高く、鉄損および磁気歪が小さい）を有することが要求される。近年、エネルギー事情の悪化や送電設備の老朽化等に起因する電カ投資の増大に伴って、磁気特性が優れた方向性電磁鋼板を経済的に供給する必要性が高まっている。

磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を得るには、結晶粒が｛１１０｝＜００１＞方位（いわゆるゴス方位）に高度に集積した２次再結晶組織を得る必要がある。このような方向性電磁鋼板を製造する際には、一般に、適当なインヒビターを含む方向性電磁鋼板用スラブを加熱して熱間圧延を行なった後、必要に応じて熱延板焼鈍を行ない、1回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終製品板厚の冷延板とし、これに脱炭焼鈍を行なった後、MgＯ等を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してコイル状に巻き取り、高温仕上げ焼鈍を行なう。

これらの各工程はいずれも製品品質に大きな影響を及ぼすものであるが、このうち、方向性電磁鋼板用スラブの加熱とそれに続く熱間圧延は、その工程を通じてゴス方位に集積した２次再緒晶組織を得るためのインヒビターを適切な析出分散状態にするという重要な意味を持つ。
そのため、方向性電磁鋼板用スラブを1250〜1450℃という高温領域でかつ長時間にわたって加熱してインヒビター成分を解離固溶させ、次いで熱間圧延（すなわち粗圧延と仕上げ圧延）を適切な条件で行なってインヒビターの析出状態を最適化させる処理が行なわれる。しかしながら、このような高温かつ長時間の加熱を行なうと、方向性電磁鋼板用スラブの結晶粒の異常成長が誘発され、粗大化した結晶粒が発生する。この粗大化した結晶粒のうち、方向性電磁鋼板用スラブの側端部に存在するものは、粗圧延で圧下を付与し難いので再結晶が十分に進行せず、そのため粗圧延した後の方向性電磁鋼板用スラブ（いわゆるシートバー）の側端に粗い結晶粒が残る。この粗大な結晶粒が、方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯の幅方向端部に割れ（以下、耳割れという）を発生させる原因となる。

耳割れは、引き続いて行なう冷間圧延にて方向性電磁鋼板が破断する原因となるので、冷間圧延に先立って方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯の幅方向端部の除去（いわゆる耳切り）が必要となり、歩留りの低下、ひいては製造コストの上昇を招く。この耳割れは、連続鋳造によって得た連鋳スラブを素材として用いた場合に顕著に認められる。つまり、連続鋳造にて形成された柱状晶が方向性電磁鋼板用スラブの加熱によって異常に成長し、生じた粗大な未再結晶粒が靭性に乏しいので、熱間圧延の後で粗大な結晶粒が残留していた位置に相当する熱間圧延鋼帯の幅方向端部に耳割れが生じる。

方向性電滋鋼板用スラブの熱間圧延における耳割れを防止する技術は、種々検討されている。
たとえば特許文献1には、仕上げ圧延中の温度低下を220℃以内にすることによって耳割れを防止する技術が開示されている。しかしこの技術では、粗圧延時や仕上げ圧延の前段階で発生する耳割れは防止できない。また特許文献２には、仕上げ圧延以降の圧下率を制御することによって耳割れを防止する技術が開示されている。しかしこの技術も、粗圧延時や仕上げ圧延の前段階で発生する耳割れは防止できない。

一方、特許文献３〜６には、仕上げ圧延1パス目の入側および/または出側にてシートバーの側面の形状を整えることで耳割れを防止する技術が開示されている。つまり、側面の形状が悪い場合には粗大に成長した結晶の粒界でノッチ状の凹部が生じ、これが耳割れの起点となることを考慮して、側面の形状を整えることによって耳割れの防止を図るものである。これらの技術は軽度な耳割れの防止には有効である。しかしシートバーの側面に深いノッチ状の凹部が存在する場合には、凸部の倒れ込みを発生させてしまい、特に歩留まりや操業に悪影響を与える重度の耳割れにはほとんど効果がなかった。また仕上げ圧延で幅方向の圧下（以下、幅圧下という）を行なうと、シートバーの側面はエッジングミルのカリバーロ一ルと接触することによって抜熱され、シートバーの温度は幅方向にも長手方向にも局所的に不均一となる。これが耳割れを助長するので、耳割れを安定して防止するには至らなかった。

さらに特許文献７には粗圧延の最終パスの圧下率を規定することによって耳割れを防止する技術、特許文献８には方向性電磁鋼板用スラブの鋳込み組織を制御することによって耳割れを防止する技術、および特許文献９には方向性電磁鋼板用スラブの断面形状を特殊な形状にすることによって耳割れを防止する技術が開示されている。これらの技術は、粗圧延における幅圧下が多大な影響を及ぼすので、安定した効果を得ることは難しく、耳割れ防止に有効な技術とは言えなかった。

特許文献10には、粗圧延にて５〜40％の幅圧下を行なうことによって耳割れを防止する技術が開示されている。この技術によれば、大きな耳割れ（たとえば長さ20〜40mmは認められなかった。しかし、10mm程度の耳割れは依然として残存していた。
これらの技術が耳割れを防止できない原因は、高温かつ長時間の加熱によって方向性電磁鋼板用スラブに生成した粗大な結晶粒を破壊して再結晶させることができない、あるいは粗大な結晶粒を破壊するために幅圧下を大きくするとロールバイトの噛み込み時に表層に引張応力が作用し、かえって粒界割れを引き起こしてしまうことにあった。

この問題を解決するために、方向性電磁鋼板用スラブの高温加熱を行なう前に、予め歪を与えることによって耳割れを防止する技術が開示されている。
たとえば特許文献11には、高温加熱を行なう前の方向性電磁鋼板用スラブに60mm以上の幅圧下を付与することによって耳割れを防止する技術、特許文献12には圧下率が１〜20％の水平圧下や圧下率が１〜20％の幅圧下を付与することによって耳割れを防止する技術が開示されている。これらの技術は、高温加熱を行なう前の方向性電磁鋼板用スラブに歪が与えられることによって、高温加熱の際に再結晶が進行して結晶粒の粗大化を抑制して、幅方向端部の形状を良好に維持でき、耳割れ防止が可能となる。しかし、耳割れを防止するためには幅圧下を大きくする必要がある。幅圧下を大きくすると、方向性電磁鋼板用スラブの表層部に表面割れが発生し易くなる。つまり特許文献11，特許文献12に開示された技術では、耳割れを防止することは可能であるが、表層に割れ（いわゆる表面割れ）が発生して、方向性電磁鋼板の歩留りの低下、ひいては製造コストの上昇を招く。
特開昭55-62124号公報特開昭61-96032号公報特開昭60-145204号公報特開昭61-71104号公報特開昭62-196328号公報特開平5-138207号公報特開昭54-31024号公報特開平3-243244号公報特開昭61-3837号公報特開昭60-200916号公報特開平3-133501号公報特開2002-105537号公報

本発明は、方向性電磁鋼板用スラブを熱間圧延する際に生じる耳割れや表面割れを防止し、歩留り良く方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯を製造し、また歩留り良く方向性電磁鋼板を製造する方法を提供することを目的とする。

発明者は、方向性電磁鋼板用スラブを熱間圧延する際に発生する耳割れについて詳細に調査した。その結果、所定の組成を有する方向性電磁鋼板用スラブでは、予めスラブの側面と上平面あるいは下平面との交差部（以下、コーナー部という）に歪を与えることによって耳割れを防止できることが判明した。本発明は、この知見に基づいてなされたものである。

すなわち本発明は、Ｃを0.01〜0.08質量％，Siを2.5〜4.1質量％含有する方向性電磁鋼板用スラブをガス加熱炉にて1000〜1250℃に加熱した後、少なくとも方向性電磁鋼板用スラブのコーナー部に接触する部位が鉛直線に対して30〜60°の傾斜をなすカリバーロールで減面率２〜15％にて幅圧下圧延を行ない、さらに誘導加熱炉にて1250〜1450℃に加熱し、次いで粗圧延および仕上げ圧延を行なう方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯の製造方法である。

また本発明は、Ｃを0.01〜0.08質量％、Siを2.5〜4.1質量％含有する方向性電磁鋼板用スラブをガス加熱炉にて1000〜1250℃に加熱した後、少なくとも方向性電磁鋼板用スラブのコーナー部に接触する部位が鉛直線に対して30〜60°の傾斜をなすカリバーロールで減面率２〜15％にて幅圧下圧延を行ない、さらに誘導加熱炉にて1250〜1450℃に加熱し、次いで粗圧延および仕上げ圧延を行ない、得られた熱間圧延鋼帯に必要に応じて熱延板焼鈍を施し、次いで１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ない、さらに脱炭焼鈍した後、仕上げ焼鈍を行なう方向性電磁鋼板の製造方法である。

本発明によれば、方向性電磁鋼板用スラブの熱間圧延にて生じる耳割れを防止し、歩留り良く方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯を製造できる。その結果、冷間圧延に先立つ耳切りが不要となる、あるいは耳切り量を減少できる等の効果が得られ、製造コストを削減できる。また表面割れも防止できるので、製造コストのさらなる削減を達成できる。ひいては、特性の優れた方向性電磁鋼板を安価に製造することができる。

本発明は、Ｃ：0.01〜0.08質量％，Si：2.5〜4.1質量％を含有する方向性電磁鋼板用スラブから方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯ならびに方向性電磁鋼板を製造する技術である。
Ｃ：0.01〜0.08質量％
Ｃ含有量が0.01質量％未満では、熱間圧延時に組織を改善するのに十分な量のγ相が生成しない。一方、0.08質量％を超えると、後続の脱炭焼鈍工程にて長時間を要するという不利が生じる。したがって、Ｃは0.01〜0.08質量％の範囲内とする。

Si：2.5〜4.1質量％
Siは、電気抵抗を増加させて鉄損を低減するために不可欠の元素である。そのためには2.5質量％以上の含有が必要であるが、4.1質量％を超えると加工性が劣化して製造が困難になるばかりでなく、製品の加工も極めて困難になる。したがって、Siは2.5〜4.1質量％の範囲内とする。

さらに本発明は、Ｃ，Siに加えて以下の成分を含有する方向性電磁鋼板用スラブに適用することができる。
Mn：0.05〜1.5質量％
Mnは、Siと同様に電気抵抗を高めて鉄損を低減させる元素である。また、製造時の熱間加工性を向上させる効果も有する。その効果を得るためには0.05質量％以上を含有させることが好ましい。一方、1.5質量％を超えて含有させた場合は、γ変態を誘起して磁気特性が劣化する。したがって、Mnは0.05〜1.5質量％の範囲内が好ましい。

Ｓおよび／またはSe：0.010〜0.040質量％
インヒビター成分としてＳ，Seを単独あるいは複合して含有させることができる。これらの元素は、鋼中にMn化合物あるいはCu化合物として析出するが、インヒビターとしての効果を維持するには合計で0.010質量％以上含有させることが好ましい。一方、0.040質量％を超えると、高温のスラブ加熱でも完全に固溶させることができず、粗大な析出物となって効果が得られない。したがって、ＳまたはSeを単独で添加する場合は0.010〜0.040質量％の範囲内で含有させることが好ましい。あるいはＳおよびSeを併用する場合は合計0.010〜0.040質量％の範囲内で含有させることが好ましい。

sol.Al：0.015〜0.050質量％およびＮ：0.005〜0.015質量％
インヒビター成分としてAlおよびＮを含有させることもできる。このうち、Alはインヒビターとして機能させるためには、sol.Alとして0.015〜0.050質量％の範囲内で含有させることが好ましい。その理由は、sol.Alが0.015質量％未満では、析出するAlＮ量が不足し、0.050質量％を超えると、インヒビターとして機能するサイズへの均一分散が困難になるからである。また、Ｎをインヒビターとして機能させるためには、0.005〜0.015質量％の範囲内で含有させることが好ましい。その理由は、Ｎが0.0０5質量％未満では、インヒビターとして機能せず、0.015質量％を超えると、鋼中でガス化してフクレ等の欠陥を生じる惧れがあるからである。

また、公知のインヒビターの抑止力を強化する補助的作用を有する元素として、Cu，Sn，Sb，Mo，Ｐ，Ｂ，Ni，Cr等を含有させることもできる。それらの元素の好適な含有量は、Cu：0.01〜1.5質量％，Sn：0.01〜1.5質量％，Sb：0.005〜0.50質量％，Mo：0.005〜0.50質量％，Ｐ：0.005〜0.50質量％，Ｂ：0.001〜0.01質量％，Ni：0.005〜1.5質量％，Cr：0.01〜1.50質量％である。

上記した組成を有する方向性電磁鋼板用スラブをガス加熱炉にて1000〜1250℃に加熱する。この加熱はガス加熱炉を使用する。その理由は、一般に200〜600℃の温度の連鋳スラブを1000℃以上に加熱するには200分程度の加熱時間を要し、連続的なガス加熱炉が効率的に優れているからである。加熱温度が1000℃未満では、引き続き行なう誘導加熱で多大な時間を要する。一方、1250℃を超えると、ガス加熱炉で加熱中に結晶粒の粗大化が進行し、結晶粒の微細化が困難になる。したがって、ガス加熱炉による加熱は1000〜1250℃の範囲内とする。

次いで、ガス加熱炉にて加熱した方向性電磁鋼板用スラブの幅圧下圧延を行ない、方向性電磁鋼板用スラブの側面と上平面あるいは下平面との交差部（すなわちコーナー部）に圧下を付与する。以下では方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯を製造するまでの手順を先に説明し、その後で幅圧下圧延について詳細に説明する。
幅圧下圧延の後、方向性電磁鋼板用スラブを誘導加熱炉にて1250〜1450℃に加熱する。この加熱は誘導加熱炉を使用する。その理由は、高温で均一加熱を行なうには誘導加熱が適しているからである。加熱温度が1250℃未満では、インヒビター成分の固溶が十分ではなく、インヒビター成分の微細かつ均一な分散析出が得られない。一方、1450℃を超えると、粒界の濃化部分が液相となり、粒界割れを生じる。したがって、誘導加熱炉による加熱は1250〜1450℃の範囲内とする。

次いで、熱間圧延（すなわち粗圧延および仕上げ圧延）を行ない、方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯とする。本発明では、この粗圧延および仕上げ圧延の設定条件を特に限定せず、方向性電磁鋼板用スラブを熱間圧延する際の通常の操業条件で行なう。
以下に、幅圧下圧延について説明する。
発明者は、Ｃ：0.04質量％，Si：3.35質量％，Mn：0.07質量％，Se：0.02質量％を含有する方向性電磁鋼板用スラブをガス加熱炉にて1200℃に加熱し、引き続き誘導加熱炉にて1400℃に加熱した後、圧下率と圧下温度を種々変化させて水平な圧下を付与し、圧下率や圧下温度が方向性電磁鋼板用スラブの再結晶の進行に及ぼす影響を調査した。図１は相当歪と再結晶率との関係を示すグラフ、図２は圧下温度と再結晶率との関係を示すグラフである。

なお相当歪ε_eqは、圧下率ｒ（％）から下記の(1)式で算出される値である。また再結晶率（％）は、試料の任意の断面における結晶粒が細粒化された面積が全断面積に占める割合を百分率で示す値である。ただし、結晶粒が細粒化された面積の測定は、側面近傍および上平面近傍，下平面近傍を除外した。その理由は、側面近傍および上平面近傍，下平面近傍では、歪量や温度が必ずしも均一ではないからである。

ε_eq＝（２／３^1/2）×ln〔１／（１−ｒ）〕・・・(1)
図１から明らかなように、再結晶率は、相当歪に比例して増加する。しかし、相当歪1.06（圧下率60％に相当）という大きい歪を与えても、圧下温度1300℃では再結晶率が30％に満たない。また図２から明らかなように、再結晶率は、圧下温度が低いほど増加する。しかし、圧下温度1150℃以上の領域では再結晶率の差は小さい。

つまり、方向性電磁鋼板用スラブを加熱することによって粗大化した結晶粒を微細化するには、低温で大きい圧下を付与する必要がある。
ところが、方向性電磁鋼板用スラブを室温から1250〜1450℃に加熱した後、熱間圧延（すなわち粗圧延と仕上げ圧延）を行なうと、粗圧延した方向性電磁鋼板用スラブ（いわゆるシートバー）の側端部に粗大な結晶粒が残留し、この粗大粒が不連続に突出して複雑なうねりを生じるので、仕上げ圧延によって側端部に耳割れが発生する。

発明者の研究によれば、方向性電磁鋼板用スラブの熱間圧延による耳割れの発生機構は以下の通りである。方向性電磁鋼板用スラブを加熱すると、連続鋳造によって形成された柱状晶が巨大な粗大粒に成長し、粗圧延で歪を与えても再結晶を十分に進行させることは困難になる。そのため、粗圧延を終了したシートバーでは、圧延方向に延伸した柱状晶と再結晶した微細な結晶粒とが混在した組織となる。特にシートバーの側端部では延伸した柱状晶が不連続に突出して複雑なうねりを生じ、引き続いて行なう仕上げ圧延にて不均一な幅拡がりや局所的な応力集中が発生する。このような３軸応力下で側端部の内部にクラックが生じ、耳割れの発生に到る。

そこで発明者は、Ｃ：0.04質量％，Si：3.35質量％，Mn：0.07質量％，Se：0.02質量％を含有する方向性電磁鋼板用スラブ（図１，図２と同じ組成）をガス加熱炉にて1200℃に加熱した後、圧下率と圧下温度を種々変化させて水平な圧下を付与して歪を与え、さらに誘導加熱炉にて1400℃に加熱して、圧下率や圧下温度が方向性電磁鋼板用スラブの再結晶の進行に及ぼす影響を調査した。図３は相当歪と再結晶率との関係を示すグラフ、図４は圧下温度と再結晶率との関係を示すグラフである。

図３から明らかなように、再結晶率は、相当歪に比例して増加する。その増加量は図１に比べて著しく大きくなり、相当歪0.25（圧下率20％に相当）を与えることによって、再結晶率が100％になる。また図４から明らかなように、再結晶率は、圧下温度が高いほど減少するが、その減少量はわずかである。
つまり、方向性電磁鋼板用スラブをガス加熱炉にて1000〜1250℃に加熱した後、歪を与え、さらに誘導加熱炉にて1250〜1450℃に加熱することによって、再結晶を促進できる。その結果、結晶粒を微細化した方向性電磁鋼板用スラブを熱間圧延に供することが可能となり、耳割れを防止できる。ただしガス加熱炉による加熱と誘導加熱炉による加熱の間で、図３に示すように0.3程度の相当歪を与える必要がある。

そこで発明者は、その歪を方向性電磁鋼板用スラブに与えて耳割れを防止する技術を検討した。
まず、通常の方法で製造される方向性電磁鋼板の製造工程の粗圧延が終了したシートバーから試料を採取して、組織を観察した。その結果、側端部のコーナー近傍に粗大な結晶粒が残留していることが分かった。さらに仕上げ圧延が終了した方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯の耳割れの有無を調査した。その結果、耳割れの起点は必ずしも幅方向の端部ではなく、側面から上平面あるいは下平面に回り込んだ部位に存在するノッチ状の倒れ込みから亀裂が発生していることが分かった。

そこで発明者は、図５に示すようなカリバーロール２で方向性電磁鋼板用スラブ１の幅圧下圧延を行なった場合を想定し、方向性電磁鋼板用スラブ１のコーナー部に与えられる歪を数値解析によって求めた。なお、角度θはカリバーロール２の傾斜部が鉛直線に対して傾斜をなす角度（以下、傾斜角という）である。また、方向性電磁鋼板用スラブ１の寸法は厚み200mm，幅1000mmとした。

図６は、傾斜角θを０°，30°，60°としたときの減面率と相当歪との関係を示すグラフである。ここで減面率（％）とは、方向性電磁鋼板用スラブ１の圧延方向に垂直な断面を基準断面とし、所定の位置に設定されたカリバーロール２と基準断面とを重ね合わせて幾何学的に重複する面積を、基準断面の面積で除して百分率で示す値である。
図６から明らかなように、傾斜部を設けない平坦な（傾斜角θ＝０°）ロール（いわゆるフラットロール）では、0.3程度の相当歪を与えるためには約15％の減面率が必要となる。この減面率は幅1000mmの方向性電磁鋼板用スラブ１に150mmの幅圧下を施すことを意味しており、実際の操業では極めて困難である。一方、傾斜部を設けた（傾斜角θ＝30°，60°）カリバーロール２では、小さい減面率で0.3程度の相当歪を与えることができる。たとえば傾斜角θを60°とすれば、約0.4％の減面率で0.3程度の相当歪、約２％の減面率で0.86程度の相当歪を与えることができる。ただし傾斜部を設けた場合は、減面率が３％以下の範囲では減面率の増加に伴って相当歪も上昇するが、減面率が３％を超える範囲では相当歪はほぼ一定となる。

図７は、減面率を３％としたときのコーナー部先端（すなわち方向性電磁鋼板用スラブの側面と上平面あるいは下平面とが交差して形成される角の先端）からの距離と相当歪との関係を示すグラフである。コーナー部先端からの距離（mm）が０はコーナー部先端を示し、正の値が上表面（すなわち水平面）側の距離、負の値が側面側の距離を示す。
図７から明らかなように、傾斜角θに関わらず相当歪はコーナー部先端で最も大きくなり、コーナー部先端から遠ざかるほど小さくなる。実際の操業にて厚み200〜300mmの方向性電磁鋼板用スラブから厚み２〜３mmの方向性電磁鋼板を製造する場合、方向性電磁鋼板用スラブの側面から上下両表面に回り込みが発生する。その回り込みは、通常、20mm程度であるから、コーナー部に歪を与える領域はコーナーから約30mm以内で良い。

図８は、減面率を３％としたときの傾斜角と相当歪との関係を示すグラフであり、コーナー部先端における傾斜角と相当歪との関係，コーナー部先端から25mmの上表面における傾斜角と相当歪との関係，コーナー部先端から25mmの側面における傾斜角と相当歪との関係を示す。
図８から明らかなように、傾斜角に関わらず側面の相当歪が最も小さい。その側面の相当歪を0.3以上に保つためには、傾斜角を30〜60°とする必要がある。

このようにして方向性電磁鋼板用スラブをガス加熱炉にて加熱した後、誘導加熱炉にて加熱するまでの間に、傾斜角θを30〜60°としたカリバーロールにて幅圧下圧延を行なうことによって、コーナー部の再結晶を促進することが可能となる。したがって、その後の高温加熱におけるコーナー部の粗大な結晶粒の生成を防止し、引き続いて方向性電磁鋼板用スラブの熱間圧延（すなわち粗圧延と仕上げ圧延）を行なっても耳割れを防止することができる。

また、幅圧下圧延の減面率を15％以下にすれば、方向性電磁鋼板用スラブの表面割れも防止できる。ただし、減面率が２％未満では、耳割れを防止できない。したがって、幅圧下圧延の減面率は２〜15％の範囲内とする。この範囲の減面率で幅圧下圧延を行なうことによって、耳割れおよび表面割れを防止できる。
本発明の幅圧下圧延によって与えられる歪は、傾斜部を有するカリバーロールによる局所的な変形である。そのため、幅圧下圧延が終了した方向性電磁鋼板用スラブを、そのまま誘導加熱炉に装入しても品質に関わる問題はない。ただし誘導加熱炉の構造に起因して装入や搬送に支障が生じる場合は、さらに方向性電磁鋼板用スラブに水平方向の圧下や幅方向の圧下を付与して矯正した後で誘導加熱炉に装入しても良い。

方向性電磁鋼板用スラブの熱間圧延は、使用する圧延機の構成や設定条件を限定せず、通常の操業と同様に行なう。ただし、粗圧延を行なった方向性電磁鋼板用スラブ（いわゆるシートバー）の側面の温度低下を防止するためにエッジバーナーや保熱カバーを使用しても良い。またシートバーに幅方向の圧下を付与して、コーナー部の形状を矯正しても良い。

本発明を適用して製造した方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯は、冷間圧延，脱炭焼鈍および仕上げ焼鈍を経て方向性電磁鋼板となる。冷間圧延，脱炭焼鈍，仕上げ焼鈍は、それぞれ使用する設備の構成や設定条件を限定せず、通常の操業と同様に行なう。その工程の一例を以下に示す。
本発明を適用した方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯に、必要に応じて800〜1100℃の温度範囲で熱延板焼鈍を施し、次いで１回または中間焼鈍を挟んで２回以上の冷間圧延を行なって冷延鋼板とする。得られた冷延鋼板に脱炭焼鈍を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布して約1200℃で仕上げ焼鈍を行ない、２次再結晶組織を発達させるとともに、フォルステライト被膜を表面に形成させて方向性電磁鋼板とする。仕上げ焼鈍の後で、必要に応じて平坦化焼鈍を施して形状を矯正し、次いで鉄損を改善するために方向性電磁鋼板の表面に張力を付与する絶縁コーティングを施す。

なお、高磁束密度電磁鋼板を製造するための種々の手段（たとえば鏡面化処理，磁区細分化処理，浸窒処理等）を採用しても、本発明の効果を妨げるものではない。

Ｃ：0.04質量％，Si：3.35質量％，Mn：0.07質量％，Se：0.02質量％を含有する組成の溶鋼を連続鋳造に供して、方向性電磁鋼板用スラブ（厚み210mm，幅1250mm）を製造した。得られた方向性電磁鋼板用スラブをガス加熱炉にて1200℃に加熱した後、図５に示すようなカリバーロールを用いて幅圧下圧延を行なった。カリバーロールの傾斜角θと設定した減面率は表１に示す通りである。なお、発明例１〜４は傾斜角θが本発明の範囲を満足する例，比較例１は幅圧下圧延を行なわない例，比較例２〜３は傾斜部を設けないカリバーロール（いわゆるフラットロール）を用いて幅圧下圧延を行なう例，比較例４〜５は傾斜角θが本発明の範囲を外れる例，比較例６は幅圧下圧延の減面率が本発明の範囲を外れる例である。

幅圧下圧延の後で、非酸化性雰囲気の誘導加熱炉にて1380〜1410℃に加熱し、粗圧延を行なってシートバー（厚み35mm，幅1160mm）とした。引き続いて、圧延開始温度1040〜1120℃の範囲で仕上げ圧延を行なって方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯（厚み2.6mm，幅1150mm）とした。
このようにして発明例１〜４，比較例１〜６について、方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯を各々10コイルずつ製造し、耳割れの発生状況を調査した。その結果を表１に示す。表１に示した耳割れの個数は、長さ10mm以上の耳割れのそれぞれ10コイル分の合計個数であり、最大長さは、発生した耳割れのうちの最も長い耳割れの長さである。なお耳割れの長さは、耳割れの起点から終点までの直線の長さを指す。

幅圧下圧延を行なわなかった例（比較例１）とフラットロールを用いて減面率３％の幅圧下圧延を行なった例（比較例２）では、長さ10mm以上の耳割れが１コイルあたり平均５個以上発生し、かつその最大長さは40mmを超えていた。フラットロールを用いて減面率15％の幅圧下圧延を行なった例（比較例３）では、比較例１，２と比べて耳割れの個数と最大長さが減少したものの、耳割れを防止する効果十分ではない。

傾斜角θが本発明の範囲を外れるカリバーロールを用いて減面率３％の幅圧下圧延を行なった例（比較例４，５）では、比較例１〜３に比べて耳割れの個数と最大長さは減少したが、耳割れを完全に防止することはできなかった。カリバーロールを用いた幅圧下圧延の減面率が本発明の範囲を外れる例（比較例６）では、比較例１〜３に比べて耳割れの個数と最大長さは減少したが、耳割れを完全に防止することはできなかった。

一方、傾斜角θが本発明の範囲を満足するカリバーロールを用いて減面率３％の幅圧下圧延を行なった例（発明例１〜４）では、長さ10mm以上の耳割れは皆無であった。長さ10mm未満の耳割れは僅かに認められたが、その最大長さは１〜２mmであり、比較例１〜６に比べて大幅に減少した。
なお、比較例１では幅圧下圧延を行なわなかったので、減面率は０％に相当する。したがって、発明例１〜４，比較例１〜６は全て幅圧下圧延の減面率は15％以下である。そのため、いずれも表面割れは認められなかった。

これらの方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯に熱延板焼鈍（加熱温度1000℃，保持時間30分）を施し、次いで中間焼鈍（加熱温度1150℃，保持時間30秒）を挟んで冷間圧延を２回行なって冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板をアルカリ脱脂して表面を清浄化した後、湿水素雰囲気中にて脱炭焼鈍（加熱温度840℃，保持時間120秒）を施し、さらにTiＯ₂を５質量％含有するMgＯ系焼鈍分離剤を塗布して水素雰囲気中にて仕上げ焼鈍（加熱温度1200℃，保持時間10時間）を行なった。その後、リン酸マグネシウムとコロイダルシリカを主成分とするコーティングを施して方向性電磁鋼板とした。

このようにして得られた方向性電磁鋼板の板端部50mmの範囲から試料を切り出し、磁界800Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ₈、および磁束密度1.7Ｔかつ周波数50Hzにおける鉄損Ｗ_17/50を測定した。その結果を表１に併せて示す。表１から明らかなように、方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯に長い耳割れが多量に発生した比較例１〜３では、得られた方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ₈は1.87〜1.90Ｔ，鉄損Ｗ_17/50は0.99〜1.04Ｗ／kgであった。一方、発明例１〜４では、得られた方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ₈は1.92〜1.94Ｔ，鉄損Ｗ_17/50は0.94〜0.95Ｗ／kgであった。つまり発明例１〜４の方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯から得られた方向性電磁鋼板は、磁束密度が高くかつ鉄損が小さくなっており、優れた磁気特性を有することが確かめられた。

相当歪と再結晶率との関係を示すグラフである。圧下温度と再結晶率との関係を示すグラフである。相当歪と再結晶率との関係を示すグラフである。圧下温度と再結晶率との関係を示すグラフである。スラブコーナー圧下圧延を行なうカリバーロールの例を模式的に示す断面図である。減面率と相当歪との関係を示すグラフである。コーナーからの距離と相当歪との関係を示すグラフである。傾斜角と相当歪との関係を示すグラフである。

符号の説明

１方向性電磁鋼板用スラブ
２カリバーロール

Claims

Ｃを0.01〜0.08質量％、Siを2.5〜4.1質量％含有する方向性電磁鋼板用スラブをガス加熱炉にて1000〜1250℃に加熱した後、少なくとも前記方向性電磁鋼板用スラブのコーナー部に接触する部位が鉛直線に対して30〜60°の傾斜をなすカリバーロールで減面率２〜15％にて幅圧下圧延を行ない、さらに誘導加熱炉にて1250〜1450℃に加熱し、次いで粗圧延および仕上げ圧延を行なうことを特徴とする方向性電磁鋼板用熱間圧延鋼帯の製造方法。
Ｃを0.01〜0.08質量％、Siを2.5〜4.1質量％含有する方向性電磁鋼板用スラブをガス加熱炉にて1000〜1250℃に加熱した後、少なくとも前記方向性電磁鋼板用スラブのコーナー部に接触する部位が鉛直線に対して30〜60°の傾斜をなすカリバーロールで減面率２〜15％にて幅圧下圧延を行ない、さらに誘導加熱炉にて1250〜1450℃に加熱し、次いで粗圧延および仕上げ圧延を行ない、得られた熱間圧延鋼帯に必要に応じて熱延板焼鈍を施し、次いで１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行ない、さらに脱炭焼鈍した後、仕上げ焼鈍を行なうことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。