JP7193041B1 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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Abstract

インヒビタを積極的に利用しつつ、一次再結晶板の集合組織も高度に制御して、従来技術に比べて優れた磁気特性を発現する方向性電磁鋼板の製造方法を提供すること。鋼スラブを、γ相析出温度超かつ１３８０℃以下にスラブ加熱し、（γ相分率が最大となる温度－２０℃）以上の温度にて、導入される板厚真ひずみεｔが０．５０以上の圧延を２パス以上含む粗圧延を施し、圧延終了温度を９００℃以上として仕上げ圧延を施して熱延板とし、仕上げ圧延終了後２秒以内に、７０℃／ｓ以上の冷却速度にて、前記熱延板に１秒間以上の冷却を施し、巻取温度６００℃以下で巻取り、巻取り後の熱延板の板厚中心層の再結晶率をＹ（％）としたときに、１０００℃以上（１１５０－２．５Ｙ）℃以下の均熱温度にて均熱する熱延板焼鈍を施し、次いで冷間圧延、一次再結晶焼鈍および二次再結晶焼鈍を施す、方向性電磁鋼板の製造方法。

Description

本開示は、方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
方向性電磁鋼板は、主に変圧器内部の鉄心用材料として用いられている。変圧器のエネルギ使用効率向上のため、方向性電磁鋼板の低鉄損化が要求されている。方向性電磁鋼板を低鉄損化するための方法としては、鋼板の比抵抗の増大、被膜張力の増大、薄手化などの手法のほかに、鋼板の表面加工による方法、および結晶粒の｛１１０｝＜００１＞方位（以降、Ｇｏｓｓ方位という）への結晶方位の先鋭化による方法が挙げられる。磁気特性の指標としては、励磁周波数：５０Ｈｚの交流磁場で１．７Ｔまで磁化したときの鋼板１ｋｇあたりの鉄損Ｗ１７／５０と、特に、結晶粒の｛１１０｝＜００１＞方位（以降、Ｇｏｓｓ方位という）への結晶方位の先鋭化の指標として、磁場の強さ：８００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ８が主に用いられている。Ｇｏｓｓ方位の集積度を高めるためには、先鋭なＧｏｓｓ方位粒のみが優先的に成長するように粒界易動度差をつけること、すなわち、一次再結晶板の集合組織を所定の組織に形成すること、およびインヒビタと呼ばれる析出物を利用してＧｏｓｓ方位以外の再結晶粒の成長を抑制することが重要である。このインヒビタを利用する技術としては、例えば特許文献１に、ＡｌＮ、ＭｎＳを利用する方法が、また特許文献２には、ＭｎＳ、ＭｎＳｅを利用する方法がそれぞれ開示されており、いずれも工業的に実用化されている。
これらのインヒビタは、均一微細に鋼中に分散させることが好ましい。そのため、インヒビタを利用する方法においては、熱延前にスラブを１３００℃以上の高温で行ってインヒビタ成分を溶体化し、その後の工程において微細に析出させることが一般的である。例えば、特許文献３には、鋼中にＡｌを添加し、熱間圧延後に７５０～１２００℃での熱延板焼鈍を施し、その後に急冷することによって微細なＡｌＮを析出させ、極めて高い磁束密度を得ている。
一方で、インヒビタに頼らない方向性電磁鋼板の製造方法（インヒビタレス法）についても検討が行われている。インヒビタに頼らない手法では、より高純度化した鋼を利用し、結晶集合組織の制御によって二次再結晶を発現させることが特徴である。本手法の場合、インヒビタ成分を溶体化させるための高温におけるスラブ加熱が不要となるため、低コストで方向性電磁鋼板を製造することが可能である。例えば、特許文献３には、一次再結晶組織に、｛５５４｝＜２２５＞方位の結晶粒、｛４１１]＜１４８＞方位の結晶粒を多く存在させることによって、二次再結晶後のＧｏｓｓ方位への集積が増大し磁束密度が高くなることが示されている。
特公昭40-15644号公報 特公昭51-13469号公報 特開2001-60505号公報
方向性電磁鋼板の磁束密度を増大するためには、インヒビタとともに一次再結晶板の集合組織も高度にコントロールする必要があると考えらえる。しかしながら、インヒビタを積極的に利用するために鋼中に微細分散させる場合、通常、冷間圧延前の組織が微細化し、一次再結晶集合組織制御が困難となる。既存の方向性電磁鋼板の製造工程においては、熱延板焼鈍において微細なインヒビタが形成し、続く中間焼鈍工程において該インヒビタが再結晶粒の粒成長を著しく阻害する。また、冷延前の結晶粒径が大きい程、続く一次再結晶工程でＧｏｓｓ方位粒が高頻度に生成するため、中間焼鈍で結晶粒径が微細となる場合、Goss方位の生成に極めて不利である。
本開示は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、インヒビタを積極的に利用しつつ、一次再結晶板の集合組織も高度に制御して、従来技術に比べて優れた磁気特性を発現する方向性電磁鋼板の製造方法を提供することである。
発明者らは、上記課題の解決に向けて鋭意検討を重ねた。その結果、本発明者らは、良好な磁気特性を得る上で好ましい集合組織を一次再結晶板に形成させるためには、冷間圧延前の結晶粒径を粗大化させるだけではなく、冷間圧延前にひずみの少ない結晶粒の存在頻度を増大させることが重要であることを知見した。また、冷間圧延前にひずみの少ない結晶粒の存在頻度を増大させるには、熱間圧延の粗圧延の条件のうち、γ相分率が最大となる温度域での強圧延、およびパス回数が重要であることを知見した。さらに、熱延板中におけるひずみの少ない結晶粒の存在割合に応じて、熱延板焼鈍の温度を変更し、さらにはスキンパス圧延を導入することによって、インヒビタを積極的に利用しつつも、良好な一次再結晶集合組織を作りこむことが可能となり、その結果、二次再結晶焼鈍後に、極めて高い磁束密度が得られることを知見し、本開示を開発するに至った。
本開示は、上記した知見に立脚するものである。すなわち、本開示の要旨構成は以下のとおりである。
［１］ Ｃ：０．００５～０．０８５ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：２．００～４．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．０３～１．００ｍａｓｓ％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００８ｍａｓｓ％以上０．０３０ｍａｓｓ％未満および
Ｎ：０．００４～０．００９ｍａｓｓ％以下
を含有し、さらに、
Ｓ：０．０００５～０．０２ｍａｓｓ％およびＳｅ：０．０００５～０．０２ｍａｓｓ％の少なくとも一方を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、γ相析出温度超かつ１３８０℃以下にスラブ加熱し、
次いで、前記鋼スラブに対し、（γ相分率が最大となる温度－２０℃）以上の温度にて、導入される板厚真ひずみεｔが０．５０以上の圧延を２パス以上含む粗圧延を施して、粗圧延板とし、
次いで、前記粗圧延板に、圧延終了温度を９００℃以上として仕上げ圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記仕上げ圧延終了後２秒以内に、７０℃／ｓ以上の冷却速度にて、前記熱延板に１秒間以上の冷却を施し、
冷却後の前記熱延板を巻取温度６００℃以下で巻取り、
次いで、巻取り後の前記熱延板を、巻取り後の前記熱延板の板厚中心層の再結晶率をＹ（％）としたときに、１０００℃以上（１１５０－２．５Ｙ）℃以下の均熱温度にて６０秒以上均熱する熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とし、
次いで、前記熱延焼鈍板に、圧延率８８％以上９１％以下の冷間圧延を施して最終板厚を有する冷延板とし、
次いで、前記冷延板に一次再結晶焼鈍を施して一次再結晶焼鈍板とし、
次いで、前記一次再結晶焼鈍板に二次再結晶焼鈍を施して方向性電磁鋼板を得る、方向性電磁鋼板の製造方法。
ここで、前記板厚真ひずみεｔは下記（１）式で算出される。
εｔ＝－ｌｎ（圧延後の板厚／圧延前の板厚）…（１）
［２］前記成分組成は、さらに、
Ｓｂ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％および
Ｓｎ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれる１種または２種を含有する、前記［１］に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
［３］ 前記成分組成は、さらに、
Ｎｉ：０．０１～１．５０ｍａｓｓ％、
Ｃｒ：０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、
Ｃｕ：０．０３～０．５０ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、
Ａｓ：０．０００５～０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｂｉ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、
Ｍｏ：０．００５～０．１００ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．０００２～０．００２５ｍａｓｓ％、
Ｔｅ：０．０００５～０．０１００ｍａｓｓ％、
Ｚｒ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％、
Ｖ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％および
Ｔａ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する、前記［１］または［２］に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
［４］ 前記粗圧延は、（γ相分率が最大となる温度－２０℃）以上（γ相分率が最大となる温度＋５０℃）以下での１パス以上の圧延を含む、前記［１］から［３］のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
［５］ 前記粗圧延のパス回数が計４パス以上である、前記［１］から［４］のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
［６］ 前記均熱後の熱延板に、前記均熱温度から８００℃までの第一平均冷却速度ｖ１を４０℃／ｓ未満とし、８００℃から６５０℃までの第二平均冷却速度ｖ２をｖ１以上として冷却を施す、前記［１］から［５］のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
［７］ 前記再結晶率Ｙが１８％以上である、前記［１］から［６］のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
［８］ 前記再結晶率Ｙが２０％以上であり、前記仕上げ圧延終了後、熱延板焼鈍の前までに、伸長率０．０５％以上のスキンパス圧延を施す、前記［１］から［７］のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
［９］ 前記方向性電磁鋼板の圧延方向の磁束密度Ｂ８が１．９４０Ｔ以上である、前記［１］から［８］のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
本開示によれば、インヒビタを積極的に利用しつつ、一次再結晶板の集合組織も高度に制御して、従来技術に比べて優れた磁気特性を発現する方向性電磁鋼板の製造方法を提供することができる。
まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。発明者らは、はじめに、方向性電磁鋼板の一次再結晶板に磁気特性を向上する上で好ましい集合組織を形成させるために、冷間圧延前の結晶粒径を粗大化させることが有効かどうかを検証するため、熱延板の結晶組織を丁寧に観察した。
《実験１》
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材（Ｃ：０．０６０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０６ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０３５ｍａｓｓ％）を溶製し、鋼スラブとした後、１３１０℃に鋼スラブをスラブ加熱した。次いで、鋼スラブに、１２００℃における板厚真ひずみεｔ０．６での１パス圧延、１１５０℃における板厚真ひずみεｔ０．４での１パス圧延、および１１００℃における板厚真ひずみεｔ０．４での１パス圧延からなる粗圧延を施して粗圧延板とした。次いで、粗圧延板に仕上げ圧延終了温度を１０５０℃として仕上げ圧延を施して、板厚２．２ｍｍの熱延板とした。次いで、仕上げ圧延終了後１ｓ後に８０℃／ｓの冷却速度にて５ｓの冷却を施し、次いで、５２０℃の巻取温度にて巻き取った。次いで、該熱延板を１１００℃で９０ｓ均熱し、次いで、６００～４５０℃まで２分間放冷し、次いで、１００℃まで水冷する熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とした。次いで、熱延焼鈍板に圧延率９０％で冷間圧延を施して最終板厚０．２２ｍｍの冷延板とした。その後は、公知の方法によって、冷延板に一次再結晶焼鈍を施して一次再結晶焼鈍板とした後、一次再結晶焼鈍板に二次再結晶焼鈍を施して方向性電磁鋼板とした。
巻取り後の熱延板の圧延方向に平行な垂直断面（Ｌ断面）のミクロ組織を観察した結果、圧延方向に伸長した（延在する）結晶粒が数多く認められた。この圧延方向に伸長した結晶粒は、ひずみが残存したことにより生じていると思われる。ここで、圧延方向に伸長した結晶粒とは、圧延方向の径と板厚方向の径との比が２．０以上の結晶粒とする。後述する板厚中心層の再結晶率Ｙは５％であった。また、熱延焼鈍板のＬ断面のミクロ組織を観察した結果、圧延方向に伸長した結晶粒が数多く認められた。二次再結晶焼鈍後の方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８を後述するエプスタイン試験によって評価した結果、１．９３０Ｔであった。なお、なお、Ｂ８とは試料を圧延方向に８００Ａ／ｍの磁化力で励磁した際の試料の磁束密度を意味する。
次に、上記と同様の成分組成を有する鋼組成を上記と同様に鋼スラブとした。該鋼スラブを、１３１０℃にスラブ加熱した。次いで、鋼スラブに、１２２０℃における板厚真ひずみεｔ０．５での１パス圧延、１１８０℃における板厚真ひずみεｔ０．４での１パス圧延、および１１４０℃における板厚真ひずみεｔ０．５での１パス圧延からなる粗圧延を施して粗圧延板とした。次いで、粗圧延板に仕上げ圧延終了温度を１０５０℃として仕上げ圧延を施して、板厚２．２ｍｍの熱延板とした。次いで、該熱延板に仕上げ圧延終了後１ｓ後に８０℃／ｓの冷却速度にて５ｓの冷却を施し、次いで、５２０℃の巻取温度にて巻き取った。次いで、該熱延板に、１１００℃にて６０ｓの熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とした。次いで、熱延焼鈍板に一次冷間圧延を施して最終板厚０．２２ｍｍの冷延板とした。その後は、上記と全く同等の方法によって、冷延板に一次再結晶焼鈍を施して一次再結晶焼鈍板とした後、一次再結晶焼鈍板に二次再結晶焼鈍を施して方向性電磁鋼板とした。
巻取り後の熱延板のＬ断面のミクロ組織を観察した結果、上記同様、圧延方向に伸長した結晶粒が数多く認められたが、後述する再結晶率Ｙは上記よりも高く、２０％であった。また、熱延焼鈍板のＬ断面のミクロ組織を観察した結果、圧延方向に伸長した結晶粒の割合は上記の例に比較して少なく認められた。二次再結晶焼鈍後の方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８をエプスタイン試験によって評価した結果、１．９４１Ｔであった。
上記の結果より、本発明者らは、熱間圧延の粗圧延工程が、熱延板のミクロ組織に強く影響をおよぼすことを知見した。さらに、本発明者らは、熱延板のミクロ組織を適切に制御することによって、二次再結晶焼鈍後の方向性電磁鋼板の磁束密度が高くなるとの考えを得た。インヒビタを積極的に利用する方法においては、スラブ加熱温度が高く加熱後の結晶粒が大きいことから、熱間圧延時に再結晶が生じにくい。このため、本発明者らは、インヒビタを積極的に利用する方法にこそ、粗圧延の条件の適正化により熱延板の組織を制御することによる効果があると考え、本開示を見出すに至った。
また、本発明者らは、熱延板のミクロ組織を適切に制御することができれば、インヒビタを積極的に利用する方法における適正な熱延板焼鈍温度が新規に決まる可能性があると考えた。
以上をふまえ、本発明者らは、さらに以下の実験を行った。
《実験２》
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材（Ｃ：０．０６５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０６０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１７ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０３５ｍａｓｓ％）を溶製し、鋼スラブとした後、１３３０℃に鋼スラブをスラブ加熱し、１２００℃における板厚真ひずみεｔ０．６での１パス圧延、１１５０℃における板厚真ひずみεｔ０．５での１パス圧延、１１００℃における板厚真ひずみεｔ０．４での１パス圧延からなる粗圧延を施して粗圧延板とした。次いで、粗圧延板に仕上げ圧延終了温度を１０６０℃として仕上げ圧延を施して、板厚２．１ｍｍの熱延板とした。次いで、仕上げ圧延終了後１ｓ後に８０℃／ｓの冷却速度にて５ｓの冷却を施し、次いで、５２０℃の巻取温度にて巻き取った。こうして得られた熱延板を、以下、熱延板Ａと称する。また、上記と同じ成分組成を有する鋼スラブを、１３１０℃にスラブ加熱し、１２２０℃における板厚真ひずみ０．６での１パス圧延、１１８０℃における板厚真ひずみ０．３での１パス圧延、および１１００℃における板厚真ひずみ０．４での１パス圧延からなる粗圧延を施して粗圧延板とした。次いで、粗圧延板に仕上げ圧延終了温度を１０６０℃として仕上げ圧延を施して、板厚２．１ｍｍの熱延板とした。次いで、仕上げ圧延終了後１ｓ後に８０℃／ｓの冷却速度にて５ｓの冷却を施し、次いで、５２０℃の巻取温度にて巻き取った。こうして得られた熱延板を、以下、熱延板Ｂと称する。熱延板Ａ、熱延板Ｂそれぞれについて、１０３０℃にて９０ｓ、１０７０℃にて９０ｓ、１１００℃にて９０ｓ、および１１３０℃にて９０ｓの４条件で熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とした。次いで、熱延焼鈍板に圧延率９０％にて冷間圧延を施して最終板厚０．２２ｍｍの冷延板とした。その後は、公知の方法によって、冷延板に一次再結晶焼鈍を施して一次再結晶焼鈍板とした後、一次再結晶焼鈍板に二次再結晶焼鈍を施して方向性電磁鋼板とした。表１に、熱延板ＡおよびＢを用いた方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８を示す。熱延板Ａを使った実験では、方向性電磁鋼板の磁束密度が最大となった熱延板焼鈍の温度が１１００℃であったのに対して、熱延板Ｂを使った実験では、方向性電磁鋼板の磁束密度が最大となった熱延板焼鈍の温度が１１３０℃であった。
Figure 0007193041000001
上記の結果より、本発明者らは、熱延板焼鈍を、熱延板のミクロ組織に応じて適切に定めることにより、さらに高い磁束密度が得られるのではないかとの考えに至った。
続いて、本発明者らは、熱延板の再結晶率Ｙにおよぼす粗圧延の影響をより詳しく調べるため、以下の実験を行った。
《実験３》
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材（Ｃ：０．０６０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０６０ｍａｓｓ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１７ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００８ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０３％、Ａｓ：０．００５ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．０２ｍａｓｓ％）を溶製し、鋼スラブとした後、１３３０℃に鋼スラブをスラブ加熱した。次いで、鋼スラブに圧延スケジュールの条件を種々変化させて粗圧延を施して粗圧延板とした。次いで粗圧延板に仕上げ圧延終了温度を１０４０～１１００℃として仕上げ圧延を施して、板厚２．２ｍｍの熱延板とした。次いで、仕上げ圧延終了後１ｓ後に８０℃／ｓの冷却速度にて５ｓの冷却を施し、次いで、５００～５５０℃の巻取温度にて巻き取った。巻き取り後の熱延板のＬ断面のミクロ組織を観察し、再結晶率Ｙを評価した。再結晶率Ｙの評価方法については後述する。表２に、結果を示す。
Figure 0007193041000002
本発明者らは、本結果をもとに、以下の傾向（i）～（iii）を推定するに至った。
（i）（γ相分率が最大となる温度－２０℃）以上の温度にて、導入される板厚真ひずみεtが０．５０以上の圧延を少なくとも２パス以上含む粗圧延を鋼スラブに施せば、熱延板において１５％以上の高い再結晶率Ｙを得ることができる。ここで、本実験でγ相分率が最大となる温度は、１１５０℃であることが事前の平衡計算により分かっている。
（ii）熱間圧延における粗圧延が、（γ相分率が最大となる温度－２０℃）以上、かつ、（γ相分率が最大となる温度＋５０℃）以下の温度にて、少なくとも１パスの圧延を含むことによって、さらに高い再結晶率Ｙ（上記結果では、１８％以上）を得ることができる。
（iii）粗圧延のパス回数が計４パス以上である場合、さらに高い再結晶率Ｙ（上記結果では、２０％以上）を得ることができる。
続いて、本発明者らは、再結晶率Ｙが異なる熱延板ごとに、続く熱延板焼鈍の均熱温度を数水準変えた実験を行った。
《実験４》
はじめに、実験３で作製した巻き取り後の板厚２．２ｍｍの熱延板を供試材とし、均熱温度を幾つか変更した条件にて熱延板焼鈍を施した。均熱時間は、１００ｓとした。均熱後は、６００～４５０℃まで２分間の放冷を行い、その後１００℃まで水冷を行って、熱延焼鈍板を得た。熱延焼鈍後は、熱延焼鈍板に圧延率９０％にて冷間圧延を施して最終板厚０．２２ｍｍの冷延板とした。その後は、公知の方法によって、冷延板に一次再結晶焼鈍を施して一次再結晶焼鈍板とした後、一次再結晶焼鈍板に二次再結晶焼鈍を施して方向性電磁鋼板とした。得られた方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８を後述するエプスタイン試験によって評価した。表３に、熱延板焼鈍の均熱温度と得られた方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８を示す。各熱延板の再結晶率Ｙと、最大の磁束密度Ｂ８を与えた熱延焼鈍板の均熱温度との関係を調査した結果、およそ、熱延板焼鈍の均熱温度が、（１１５０－２．５Ｙ）℃の場合に、高い磁束密度が得られることが明らかとなった。
Figure 0007193041000003
以下、本開示の実施形態について説明する。なお、本開示は以下の実施形態に限定されない。先ず、本発明の方向性電磁鋼板の素材に用いる鋼スラブの成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値および上限値として含む範囲を意味する。
Ｃ：０．００５～０．０８５ｍａｓｓ％
Ｃは、０．００５ｍａｓｓ％に満たないと、Ｃによる粒界強化効果が失われ、スラブに割れを生じ、製造に支障をきたす。また、圧延加工中のひずみ時効によって生じる、磁気特性向上に好ましい不均一変形を抑制する。一方、Ｃ量が０．０８５ｍａｓｓ％を超えると、一次再結晶焼鈍で、Ｃ量を磁気時効の起こらない０．００５ｍａｓｓ％以下に低減することが困難となる。よって、Ｃは０．００５～０．０８５ｍａｓｓ％の範囲とする。Ｃ量は、好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．０３０ｍａｓｓ％以上とする。また、Ｃ量は、好ましくは０．０８０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．０７０ｍａｓｓ％以下とする。
Ｓｉ：２．００～４．５０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損を低減するために重要な元素である。２．００ｍａｓｓ％未満のＳｉ添加では、これらの効果が十分に発揮できない。一方、Ｓｉ量が４．５０ｍａｓｓ％を超えると、鋼板の脆性が増し、圧延加工が困難となる。よって、Ｓｉは２．００～４．５０ｍａｓｓ％の範囲とする。Ｓｉ量は、好ましくは２．５０ｍａｓｓ％以上、より好ましくは３．０ｍａｓｓ％以上とする。また、Ｓｉ量は、好ましくは４．５０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは４．０ｍａｓｓ％以下とする。
Ｍｎ：０．０３～１．００ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の熱間加工性を改善するために必要な元素である。上記効果を得るためには、Ｍｎ量が０．０３ｍａｓｓ％未満では十分ではない。一方、Ｍｎ量が１．００ｍａｓｓ％を超えると、製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Ｍｎは０．０３～１．００ｍａｓｓ％の範囲とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．０５ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．０６ｍａｓｓ％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．２０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．１５ｍａｓｓ％以下とする。
酸可溶性Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．００８ｍａｓｓ％以上０．０３０ｍａｓｓ％未満
Ａｌは、インヒビタとしての役割を担い、Ｇｏｓｓ方位粒を二次再結晶させるのに重要な元素であり、その効力を発揮するために０．００８ｍａｓｓ％以上が必要である。一方、過度に添加されると、粒成長が過度に抑止されＧｏｓｓ方位粒が二次再結晶しなくなるばかりか、表面に緻密な酸化膜を形成し、窒化の際にその窒化量の制御を困難にしたり、脱炭を阻害したりすることがあるため、ｓｏｌ．Ａｌで０．０３０ｍａｓｓ％未満に抑制する。Ａｌ量は、好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．０１３ｍａｓｓ％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０２２ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．０２０ｍａｓｓ％以下とする。
Ｎ：０．００４～０．００９ｍａｓｓ％
Ｎは、Ａｌと同様、インヒビタとしての役割を担い、Ｇｏｓｓ方位粒を二次再結晶させるのに重要な元素であり、その効力を発揮するために０．００４ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方で、Ｎは、スラブ加熱時にフクレなどの欠陥の原因となることもあるため、０．００９ｍａｓｓ％以下に抑制する。また、Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮとして析出し、ＡｌおよびＮは原子量比で１：１で結合しているため、Ａｌに対して原子量比で１以上のＮ、すなわちｓｏｌ．Ａｌのｍａｓｓ％含有量：[％ｓｏｌ．Ａｌ]に対し、（１４．００／２６．９８）×[％ｓｏｌ．Ａｌ]から過度に逸脱した範囲で含有させても、インヒビタの効果を十分に発揮できない。よって、Ｎ量は０．００９ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、Ｎ量は、（１４．００／２６．９８）×[％Ｓｏｌ．Ａｌ]－０．００２ｍａｓｓ％以上の条件を満たす。また、好ましくは、Ｎ量は、（１４．００／２６．９８）×[％Ｓｏｌ．Ａｌ] ＋０．００２ｍａｓｓ％以下の条件を満たす。
Ｓ：０．０００５～０．０２ｍａｓｓ％およびＳｅ：０．０００５～０．０２ｍａｓｓ％の少なくとも一方
ＳおよびＳｅは、Ｍｎと結合してインヒビタを形成するが、ＳおよびＳｅのうちから選んだ１種または２種の含有量が０．０００５ｍａｓｓ％未満では、インヒビタの絶対量が不足し、正常粒成長の抑制力不足となる。一方で、ＳおよびＳｅのうちから選んだ１種または２種の含有量が０．０２ｍａｓｓ％を超えると、二次再結晶焼鈍において、脱Ｓ、脱Ｓｅが不完全となるため、鉄損劣化を引き起こす。そのため、ＳおよびＳｅのうちから選んだ１種または２種は、それぞれ０．０００５～０．０２ｍａｓｓ％の範囲とする。ＳおよびＳｅのうちから選んだ１種または２種の含有量は、好ましくはそれぞれ０．００１ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．００２ｍａｓｓ％以上とする。また、ＳおよびＳｅのうちから選んだ１種または２種の含有量は、好ましくはそれぞれ０．０１ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．００８ｍａｓｓ％以下の範囲である。
鋼スラブの成分組成の上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
成分組成は、さらに、Ｓｂ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％およびＳｎ：０．００５～０．５０ｍａｓｓ％からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有していてもよい。
Ｓｂ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％
Ｓｂは、インヒビタとして、Ｇｏｓｓ方位粒の選択成長性を高めるのに必要な元素であり、その効果を得るために０．００５ｍａｓｓ％添加する。一方で、過度に添加した場合、圧延性を損ない、製造に支障をきたすことから、上限は０．５００ｍａｓｓ％とする。Ｓｂ量は、好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．０１５ｍａｓｓ％以上とする。また、Ｓｂ量は、好ましくは０．２０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以下とする。
Ｓｎ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％
Ｓｎは、インヒビタとして、Ｇｏｓｓ方位粒の選択成長性を高めるのに必要な元素であり、その効果を得るために０．００５ｍａｓｓ％添加する。一方で、圧延性をより良好とするために、上限は０．５００ｍａｓｓ％とする。Ｓｎ量は、好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．０１５ｍａｓｓ％以上とする。また、Ｓｎ量は、好ましくは０．２０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以下とする。
なお、本開示では、磁気特性の改善等を目的として、さらに、Ｎｉ：０．０１～１．５０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０３～０．５０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．０００５～０．０５ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００５～０．１００ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２～０．００２５ｍａｓｓ％、Ｔｅ：０．０００５～０．０１００ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％およびＴａ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を適宜含有していてもよい。
Ｃｒを上記の範囲内で添加すれば、被膜形成を促進することができる。Ｃｒを添加する場合、その添加量は、より好ましくは０．０１ｍａｓｓ％以上とする。また、Ｃｒを添加する場合、磁束密度Ｂ８をより好適な範囲内とするために、その添加量は、より好ましくは０．１ｍａｓｓ％以下とする。
また、Ｎｉを上記の範囲内で添加すれば、γ相分率を増大させることができる。Ｎｉを添加する場合、製造コストをより低減するため、また、鋼の脆化を防ぐために、その添加量は、より好ましくは０．５ｍａｓｓ％以下とする。
次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
前述した成分組成を有する鋼素材を、常法の精錬プロセスで溶製した後、常法の造塊－分塊圧延法または連続鋳造法で鋼スラブとする。あるいは、直接鋳造法で１００ｍｍ以下の厚さの薄い鋼スラブを製造してもよい。上記鋼スラブは、γ相析出温度超かつ１３８０℃以下の温度にスラブ加熱し、熱間圧延に供する。γ相析出温度は、事前に、Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ Ｓｏｆｔｗａｒｅ ＡＢ社）などの平衡計算ソフトを用いて見積もるか、あるいは、実験的に検証してもよい。Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ ｖｅｒ ２０１７ｂを用いてγ相析出温度を見積もる場合、データベースとして、ＴＣＦＥ７：ＴＣＳ Ｓｔｅｅｌ ａｎｄ Ｆｅ－ａｌｌｏｙｓ Ｄａｔａｂａｓｅ ｖ７．０を用いる。計算には、本データベースで利用できる元素のみを用いる。再加熱中にγ相が析出すると、Ｃがγ相へ濃化し、組織が不均一になって、高い磁束密度が得られなくなる。また、１３８０℃超でスラブ加熱すると、熱間圧延前のフェライト粒径が過度に大きくなって、再結晶率が低くなり、最終焼鈍後、高い磁束密度が得られなくなる。スラブ加熱の温度は、好ましくは１３６０℃以下である。なお、スラブ加熱の温度は、鋼スラブの表面温度を基準とする。
次いで、スラブ加熱した鋼スラブに、（γ相分率が最大となる温度－２０℃）以上の温度にて、導入される板厚真ひずみεｔが０．５０以上の圧延を２パス以上含む粗圧延を施して粗圧延板とする。ここで、板厚真ひずみεｔは下記（１）式で算出される。
εｔ＝－ｌｎ（圧延後の板厚／圧延前の板厚）…（１）
より高温で圧延すること、さらに、１パスの圧下率を増大することによって、ひずみ導入が促進され、フェライト組織がより再結晶しやすくなるためである。これによって、仕上げ圧延前のフェライト組織を微細化し、続く仕上げ圧延において、フェライトの再結晶を促進させることが可能になると考えられる。結果として、熱延板のミクロ組織にひずみの少ない結晶粒の割合を増大し、高い磁束密度を得ることができる。板厚真ひずみεtは、より好ましくは、０．６０以上とする。板厚真ひずみεtの上限は特に限定されないが、０．８０以下とすることが好ましい。
粗圧延は、（γ相分率が最大となる温度－２０℃）以上（γ相分率が最大となる温度＋５０℃）以下での１パス以上の圧延を含むことが好ましい。（γ相分率が最大となる温度－２０℃）以上（γ相分率が最大となる温度＋５０℃）以下での圧延においては、硬質のγ相が多く分散した状態での圧延となる。そのため、フェライト中のひずみ導入が促進し、再結晶駆動力を高めることができ、仕上げ圧延前のミクロ組織を微細化させて、磁束密度Ｂ８をより向上することができる。より好ましくは、粗圧延は、（γ相分率が最大となる温度－１５℃）以上での１パス以上の圧延を含む。また、より好ましくは、粗圧延は、（γ相分率が最大となる温度＋４０℃）以下での１パス以上の圧延を含む。なお、粗圧延の圧延温度は、鋼板表面の温度を基準とする。
また、粗圧延のパス回数は計４パスとすることが好ましい。粗圧延のパス回数を計４パスとすることによって、再結晶の回数を増やし、再結晶の回数を増やし、仕上げ圧延前のミクロ組織を微細化させ、磁束密度Ｂ８をより向上することができる。
仕上げ圧延では、仕上げ圧延終了温度を９００℃以上とする。なお、仕上げ圧延終了温度は、コイル先端部およびコイル尾端部の鋼板表面の温度の平均値とする。仕上げ圧延終了温度が９００℃より低温であると、仕上げ圧延中にインヒビタが析出してしまい、熱延板のインヒビタが過度に粗大になるためである。インヒビタは、微細なほど、二次再結晶焼鈍中のＧｏｓｓ方位選択成長に有利であるから、熱延板の段階で微細に析出しておくことが好ましい。仕上げ圧延終了温度は、好ましくは、９５０℃以上とする。仕上げ圧延終了温度の上限は特に限定されないが、圧延後にインヒビタが粗大に析出することを防ぐために、１０００℃以下とすることが好ましい。
インヒビタの粗大化を抑止するため、仕上げ圧延終了後２秒以内に、７０℃／ｓ以上の冷却速度にて、熱延板に１秒間以上の冷却を施し、冷却後の前記熱延板を巻取温度６００℃以下で巻取って、熱間圧延工程を完了する。好ましくは、仕上げ圧延終了後１秒以内に、熱延板に冷却を施す。また、上記冷却時間は２秒間以上とすることが好ましい。冷却時間の上限は特に限定されないが、８秒間以下とすることが好ましい。上記冷却速度は、８０℃／ｓ以上とすることがより好ましい。上記冷却速度の上限は特に限定されないが、３００℃／ｓ以下とすることがより好ましい。なお、冷却速度は、鋼板表面の温度を基準とする。巻取温度の下限は特に限定されないが、４５０℃以上とすることが好ましい。巻取温度は、６００℃以下とする。巻取温度は、熱延板のストリップ先端部の鋼板表面温度と尾端部の鋼板表面温度との平均値とする。
続いて、仕上げ圧延終了後、熱延板焼鈍の前までに、スキンパス圧延を行ってもよい。スキンパス圧延により、鋼板の形状を強制することができる。スキンパス圧延の伸長率は０．０５％以上とすることが好ましい。スキンパス圧延の伸長率を０．０５％以上として熱延板にひずみを導入することにより、続く熱延板焼鈍工程でフェライト結晶粒の大きさを増大し、一次再結晶板の集合組織をより好ましいものにすることを通じて、方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ８をさらに増大させることが可能である。ただし、スキンパス圧延によるひずみの導入は、熱延板の再結晶率Ｙが２０％以上の場合でないと効果が低い。スキンパス圧延の伸長率は０．１％以上とすることがより好ましい。スキンパス圧延の伸長率は１０％以下とすることがより好ましい。
次いで、仕上げ圧延後の熱延板、または上記のスキンパス圧延をして得た熱延板に、熱延板焼鈍を施す。熱延板焼鈍において、熱延板の板厚中心層の再結晶率Ｙに応じてインヒビタを適切に析出させることが本開示のポイントである。熱延板焼鈍の均熱温度は、１０００℃以上とする。均熱温度が１０００℃未満では、特に、本開示のように冷間圧延において中間焼鈍を設けない製造方法においては、Ａｌなどインヒビタ形成元素の拡散量が不足し、析出したインヒビタが適切な大きさにオストワルド成長できないためである。また、均熱温度が低い場合には、熱延板の圧延方向に伸びた結晶粒に残るひずみを除去できず、析出したインヒビタが十分に成長することが難しくなり、二次再結晶の発現が阻害される。一方で、均熱温度が高い場合には、インヒビタが溶体化し、析出できないインヒビタの量が増大してしまう。本開示では、均熱温度の上限は、熱延板の再結晶率Ｙ（％）に応じて決定し、具体的には（１１５０－２．５Ｙ）℃以下とする。すなわち、熱延板の再結晶率Ｙが高い場合には、より低い均熱温度とすることによって、より多くのインヒビタが析出できるようにする。逆に、熱延板の再結晶率Ｙが低い場合には、フェライト組織中のひずみ除去を優先するために、より高い均熱温度で熱延板焼鈍を行う。熱延板焼鈍の均熱温度は、１０５０℃以上とすることがより好ましい。また、熱延板焼鈍の均熱温度は、（１１５０－２．８Ｙ）℃以下とすることがより好ましい。なお、熱延板焼鈍の均熱温度は、鋼板表面の温度を基準とする。
ここで、熱延板の板厚中心層の再結晶率Ｙは、以下の通り求める。はじめに、熱延板のＬ断面のミクロ組織を、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法（ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ‐ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋ ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）にて測定する。熱延板のＬ断面を研磨して、観察面とする。測定は、観察面の板厚１／５深さ位置（鋼板片面から板厚方向に２０％内部に入った層）から板厚４／５深さ位置（上記片面から板厚方向に８０％内部に入った層）までの板厚中心層が入るようにする。圧延方向の測定領域は、１ｍｍ以上とする。Ｓｔｅｐ ｓｉｚｅは、１．５μｍとする。得られたデータをＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（ｖ９）などのソフトによって解析し、Ｋｅｒｎｅｌ ａｖｅｒａｇｅ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ（ＫＡＭ）マップ解析を行う。ＫＡＭ値の計算点は、第２近接点とする。ＫＡＭ値は、組織における転位による局所的結晶方位変化を反映しており、微視的なひずみと良い相関があると考えられており、再結晶粒など、ひずみが少ない領域では、０．５以下の低い値を示す。ここでは、板厚１／４深さ位置～板厚３／４深さ位置の領域における、ＫＡＭ値が０．４以下となる領域の面積率を、再結晶率Ｙとする。なお、ＫＡＭ値の評価において、測定する板厚範囲は極めて重要である。一般的に、熱延工程では、鋼板表面側は大きなせん断歪みを受ける。歪みは再結晶発現の駆動力となるため、熱延板の再結晶率は、板厚表層側でより高い値を示す。例えば、板厚１／４深さ位置～板厚３／４深さ位置から求めたＫＡＭ値０．４以下となる領域の面積率が２９％である試料について、板厚全厚でＫＡＭ値が０．４以下となる領域の面積率を求めると５０％となった。
特に優れた磁束密度Ｂ８を得るために、熱延板の再結晶率Ｙは、好ましくは１５％以上、より好ましくは１８％以上、さらに好ましくは２０％以上、最も好ましくは２４％以上とする。
熱延板焼鈍後、熱延焼鈍板に冷間圧延を施して最終板厚を有する冷延板とする。中間焼鈍を設けない本方法において、熱延板焼鈍の均熱時間は６０秒以上として、析出したインヒビタのオストワルド成長を促進させる。均熱後は、鋼板温度を高めることなく、急冷、徐冷、等温保持のいずれかの方法あるいはそれらの組み合わせによって、熱延焼鈍板を８０℃以下まで冷却する。ここで、（１）８００℃以上の温度域はインヒビタのオストワルド成長に重要な温度域である。そのため、均熱温度から８００℃までの第一平均冷却速度ｖ１は、インヒビタの成長を促進するため、４０℃／ｓ未満とすることが好ましい。均熱温度から８００℃までの第一平均冷却速度ｖ１は、より好ましくは、３０℃／ｓ以下とする。（２）６５０～８００℃の温度域は、炭化物の析出にかかわる温度域である。粗大な炭化物の形成を抑制するため、８００℃から６５０℃までの第二平均冷却速度ｖ２は、第一平均冷却速度ｖ１以上とすることが好ましい。（３）４００～６５０℃の温度域は、窒化ケイ素の析出に関わる温度域である。熱延板が６５０℃から４００℃までの温度域にある滞留時間ｔ３は１０秒以上とすることが好ましい。滞留時間ｔ３を１０秒以上とすることで、１０００℃以上の高温で析出できなかったＮを、窒化ケイ素として析出させることができ、最終製品板の磁束密度が増大する。詳細メカニズムについては不明な点が多いが、熱延焼鈍板にＮが窒化ケイ素として析出している場合、Ｎが固溶の状態で存在している場合に比較して、脱炭焼鈍時のＡｌＮの析出量が増大し、インヒビタの効果が強くなるために、最終製品板の磁束密度が増大するようである。本温度域で熱延板を１０秒以上等温保持するか、水を使わない冷却方法によって１０秒以上熱延板を冷却することにより、６５０℃から４００℃までの温度域における熱延板の滞留時間ｔ３を１０秒以上とすることができる。より好ましくは、６５０℃から４００℃までの温度域における熱延板の滞留時間ｔ３を１５秒以上とする。（４）４００℃以下は、炭化物の粗大化抑制または固溶炭素量の確保に係る温度域である。本温度域にて、５０℃／ｓ以上の冷却速度で２秒以上の冷却を行うことが好ましい。より好ましくは、４００℃以下での５０℃／ｓ以上の冷却速度での冷却を３秒以上行う。なお、熱延板焼鈍の各冷却温度および冷却速度は、鋼板表面の温度を基準とする。
冷間圧延は、タンデム圧延（一方向圧延）、リバース圧延いずれの方法でも良く、公知の温間圧延技術、もしくはパス間時効技術を利用してもよい。冷間圧延の圧延率は８８％以上９１％以下とする。冷間圧延の圧延率が８８％以上９１％以下であれば、一次再結晶板の集合組織を二次再結晶時のＧｏｓｓ方位選択成長に好ましい組織とすることができる。
冷延板の最終板厚は、圧延負荷軽減の点から、０．１５ｍｍ以上であることが好ましい。方向性電磁鋼板の最終板厚の上限は特に限定されないが、０．３０ｍｍであることが好ましい。
最終板厚とした冷延板には、その後、一次再結晶焼鈍を施す。この一次再結晶焼鈍における焼鈍温度は、脱炭焼鈍を兼ねる場合には、脱炭反応を速やかに進行させる観点から、８００～９００℃の範囲とすることが好ましく、また、雰囲気は湿潤雰囲気とするのが好ましい。なお、一次再結晶焼鈍とは別に脱炭焼鈍を行ってもよい。なお、一次再結晶焼鈍の焼鈍温度は、鋼板表面の温度を基準とする。
次いで、一次再結晶焼鈍板に二次再結晶焼鈍を施して方向性電磁鋼板を得る。鉄損特性および変圧器の騒音の低減を特に重視する場合には、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を一次再結晶焼鈍板の表面（片面または両面）に塗布して、乾燥した後、二次再結晶焼鈍を施すことが好ましい。ここで、ＭｇＯを主体とするとは、焼鈍分離剤全体に対し、ＭｇＯを質量％で８０％以上含有することを指す。焼鈍分離剤を一次再結晶焼鈍板の表面に塗布してから二次再結晶焼鈍を施すことで、Ｇｏｓｓ方位に高度に集積させた二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鋼板表面に形成させることができる。一方、打抜加工性を重視し、フォルステライト被膜を形成させない場合には、焼鈍分離剤を適用しないか、あるいは、シリカまたはアルミナ等を主体とした焼鈍分離剤を用いて二次再結晶焼鈍を施すことが好ましい。ここで、シリカまたはアルミナ等を主体とするとは、焼鈍分離剤全体に対し、シリカまたはアルミナ等を質量％で８０％以上含有することを指す。なお、フォルステライト被膜を形成しない場合、焼鈍分離剤の塗布を、水分を持ち込まない静電塗布によって行うことも有効である。また、焼鈍分離剤に代えて、公知の耐熱無機材料シートを用いてもよい。耐熱無機材料シートは、例えば、シリカ、アルミナ、およびマイカを含む。
二次再結晶焼鈍の条件としては、フォルステライト被膜を形成させる場合には、８００～１０５０℃付近に２０時間以上保定して二次再結晶を発現、完了させた後、１１００℃以上の温度まで昇温することが好ましい。鉄損特性を重視し、純化処理を施す場合には、さらに１２００℃程度の温度まで昇温することがより好ましい。一方、フォルステライト被膜を形成させない場合には、二次再結晶が完了すればよいので、８００～１０５０℃までの昇温で焼鈍を終了することができる。なお、二次再結晶焼鈍の焼鈍温度は、鋼板表面の温度を基準とする。あるいは、鋼板表面の温度を直接測定することが難しい場合には、炉温等から推定した鋼板表面の温度を二次再結晶焼鈍の焼鈍温度としてもよい。
また、二次再結晶焼鈍後の二次再結晶焼鈍板（方向性電磁鋼板）に、水洗やブラッシング、酸洗等で、鋼板表面に付着した未反応の焼鈍分離剤を除去してもよい。また、二次再結晶焼鈍板に、さらに平坦化焼鈍を施してもよい。二次再結晶焼鈍は、通常、コイル状態で行うため、コイルの巻き癖が付く。この巻き癖は鉄損特性を劣化するおそれがある。平坦化焼鈍を施すことにより、形状矯正して、鉄損をさらに低減させることができる。さらに、鋼板を積層して使用する場合には、上記平坦化焼鈍において、あるいは、その前後において、鋼板表面に絶縁被膜を被成することが有効である。特に、鉄損の低減を図るためには、絶縁被膜として、鋼板に張力を付与する張力付与被膜を形成することが好ましい。張力付与被膜の形成には、バインダーを介して張力付与被膜を塗布する方法の他、フォルステライト被膜の代わりに、物理蒸着法または化学蒸着法により無機物を鋼板表層に蒸着させ、その上に絶縁被膜を形成する方法を採用することができる。これらの方法によれば、被膜密着性に優れかつ著しく鉄損低減効果が大きい絶縁被膜を形成することができる。
また、鉄損をより低減するためには、方向性電磁鋼板に磁区細分化処理を施すことが好ましい。磁区細分化処理の方法としては、方向性電磁鋼板（最終製品板）表面（表面または裏面）に溝を形成する方法、プラズマ照射、レーザ照射および電子ビーム照射等によって線状または点状に熱歪や衝撃歪を導入する方法、最終板厚に冷間圧延した冷延板や中間工程の鋼板表面にエッチング加工を施して溝を形成する方法等、公知の磁区細分化処理方法を用いることができる。
なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
本開示に示された技術により、Ａｌを０．００８ｍａｓｓ％以上含有することでインヒビタを積極的に利用した成分系であっても、粗圧延のパススケジュールを適正に管理し、熱延板におけるひずみの少ない結晶粒の存在頻度を増大させることによって、一次再結晶板に、二次再結晶後の磁束密度増大に有利な結晶集合組織を形成させることが可能となった。その結果、従来技術に比べて、より優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を製造できるようになった。本技術によって作製した方向性電磁鋼板を変圧器に使用すれば、エネルギ使用効率を低減することができるだけでなく、変圧器騒音も低減できる。方向性電磁鋼板の製造方法によれば、変圧器などの電力機器を高効率に使用することが可能となるだけでなく、磁気ひずみに起因する動作時の騒音低減にも寄与することができる。
本開示によれば、従来技術に比べて優れた磁気特性を発現することができる。本開示に係る製造方法によれば、磁束密度Ｂ８が１．９３５Ｔ以上の方向性電磁鋼板を製造することができる。なお、磁束密度Ｂ８は、方向性電磁鋼板からエプスタイン試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｃ２５５０に記載のエプスタイン法に準拠して測定した。
表４に示した成分を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。該鋼スラブを、表５に示す条件にてスラブ加熱し、鋼スラブに粗圧延を施して粗圧延板とし、粗圧延板に仕上げ圧延を施して熱延板とし、仕上げ圧延終了後１．５秒以内に熱延板に冷却を施し、冷却後の熱延板を巻取り、該熱延板に熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とした。γ相析出温度、およびγ相分率が最大となる温度（γ相分率最大温度）は、Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ ｖｅｒ． ２０１７ｂによって計算した。
ここで、粗圧延の条件（１）は、「（γ相分率が最大となる温度－２０℃）以上の温度にて、導入される板厚真ひずみεｔが０．５０以上の圧延を２パス以上」とする。条件（２）は、「（γ相分率が最大となる温度－２０℃）以上（γ相分率が最大となる温度＋５０℃）以下での１パス以上の圧延」とする。条件（３）は、「粗圧延のパス回数が計４パス」とする。表５中では、これら条件を満たす場合に〇、満たさない場合に×を記した。仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）は、ストリップ先端部の鋼板表面温度と尾端部の鋼板表面温度との平均値とした。熱延後の板厚はいずれの例においても２．２～２．３ｍｍであった。表５に示した条件での熱延板焼鈍の後は、圧延率９０％にて板厚０．２２ｍｍまで冷間圧延した。次に、６０ｖｏｌ％Ｈ２－４０ｖｏｌ％Ｎ２、露点：５８℃の湿潤雰囲気下で、８６０℃にて１２０ｓの一次再結晶焼鈍を施して一次再結晶板とした。該一次再結晶板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、１２００℃で５０時間の二次再結晶焼鈍を行い、引き続きリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布、焼付けと鋼帯の平坦化を目的とする平坦化焼鈍とを施して製品板とした。得られた製品板からエプスタイン試験片を切り出し、上述した方法により、磁束密度Ｂ８を測定した。また、巻取り後の熱延板の再結晶率Ｙを、上述した方法にて測定した。表５に結果を示す。なお、磁束密度Ｂ８が１．９３５Ｔ以上であれば、磁束密度に優れると判断した。
Figure 0007193041000004
Figure 0007193041000005

Claims (9)

  1. Ｃ：０．００５～０．０８５ｍａｓｓ％、
    Ｓｉ：２．００～４．５０ｍａｓｓ％、
    Ｍｎ：０．０３～１．００ｍａｓｓ％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００８ｍａｓｓ％以上０．０３０ｍａｓｓ％未満および
    Ｎ：０．００４～０．００９ｍａｓｓ％以下
    を含有し、さらに、
    Ｓ：０．０００５～０．０２ｍａｓｓ％およびＳｅ：０．０００５～０．０２ｍａｓｓ％の少なくとも一方を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、γ相析出温度超かつ１３８０℃以下にスラブ加熱し、
    次いで、前記鋼スラブに対し、（γ相分率が最大となる温度－２０℃）以上の温度にて、導入される板厚真ひずみεｔが０．５０以上の圧延を２パス以上含む粗圧延を施して、粗圧延板とし、
    次いで、前記粗圧延板に、圧延終了温度を９００℃以上として仕上げ圧延を施して熱延板とし、
    次いで、前記仕上げ圧延終了後２秒以内に、７０℃／ｓ以上の冷却速度にて、前記熱延板に１秒間以上の冷却を施し、
    冷却後の前記熱延板を巻取温度６００℃以下で巻取り、
    次いで、巻取り後の前記熱延板を、巻取り後の前記熱延板の板厚中心層の再結晶率をＹ（％）としたときに、１０００℃以上（１１５０－２．５Ｙ）℃以下の均熱温度にて６０秒以上均熱する熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とし、
    次いで、前記熱延焼鈍板に、圧延率８８％以上９１％以下の冷間圧延を施して最終板厚を有する冷延板とするが、前記冷間圧延において中間焼鈍を設けないこととし、
    次いで、前記冷延板に一次再結晶焼鈍を施して一次再結晶焼鈍板とし、
    次いで、前記一次再結晶焼鈍板に二次再結晶焼鈍を施して方向性電磁鋼板を得る、方向性電磁鋼板の製造方法。
    ここで、前記板厚真ひずみεｔは下記（１）式で算出される。
    εｔ＝－ｌｎ（圧延後の板厚／圧延前の板厚）…（１）
  2. 前記成分組成は、さらに、
    Ｓｂ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％および
    Ｓｎ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％
    からなる群から選ばれる１種または２種を含有する、請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 前記成分組成は、さらに、
    Ｎｉ：０．０１～１．５０ｍａｓｓ％、
    Ｃｒ：０．００５～０．５０ｍａｓｓ％、
    Ｃｕ：０．０３～０．５０ｍａｓｓ％、
    Ｐ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、
    Ａｓ：０．０００５～０．０５０ｍａｓｓ％、
    Ｂｉ：０．００５～０．５００ｍａｓｓ％、
    Ｍｏ：０．００５～０．１００ｍａｓｓ％、
    Ｂ：０．０００２～０．００２５ｍａｓｓ％、
    Ｔｅ：０．０００５～０．０１００ｍａｓｓ％、
    Ｚｒ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％、
    Ｎｂ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％、
    Ｖ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％および
    Ｔａ：０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
    からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 前記粗圧延は、（γ相分率が最大となる温度－２０℃）以上（γ相分率が最大となる温度＋５０℃）以下での１パス以上の圧延を含む、請求項１から３のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 前記粗圧延のパス回数が計４パス以上である、請求項１から４のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 前記均熱後の熱延板に、前記均熱温度から８００℃までの第一平均冷却速度ｖ１を４０℃／ｓ未満とし、８００℃から６５０℃までの第二平均冷却速度ｖ２をｖ１以上として冷却を施す、請求項１から５のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 前記再結晶率Ｙが１８％以上である、請求項１から６のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 前記再結晶率Ｙが２０％以上であり、前記仕上げ圧延終了後、熱延板焼鈍の前までに、伸長率０．０５％以上のスキンパス圧延を施す、請求項１から７のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  9. 前記方向性電磁鋼板の圧延方向の磁束密度Ｂ８が１．９４０Ｔ以上である、請求項１から８のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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