WO2022004677A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法及び設備列 - Google Patents

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之啓 新垣
祐介 下山
文香 世良
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheets and a row of equipment.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is a steel sheet having an excellent magnetic property having a crystal structure (goss orientation) in which the ⁇ 001> orientation, which is the axis of easy magnetization of iron, is highly integrated in the rolling direction of the steel sheet.
  • Patent Document 1 proposes a method of heat-treating a steel sheet at a low temperature (aging treatment) during cold rolling.
  • the cooling rate during hot-rolled sheet annealing or pre-annealing for finish cold rolling (final cold rolling) is set to 30 ° C / s or more, and the steel plate temperature is 150 to 300 ° C for 2 minutes during finish cold rolling.
  • Patent Document 3 proposes a means for raising the temperature of a steel sheet to a high temperature during cold rolling (warm rolling).
  • Patent Document 4 proposes a technique (inhibitorless method) capable of expressing secondary recrystallization without containing a component forming an inhibitor.
  • the inhibitorless method is a method of expressing secondary recrystallization by controlling the texture (organization) using higher purified steel. This method eliminates the need for high-temperature steel slab heating and enables low-cost production, but on the other hand, the inhibitor does not have the effect of promoting secondary recrystallization, so it is more delicate to create the texture. Control is required. In particular, in a manufacturing method involving a cold rolling process having a rolling reduction of 80% or more, the characteristics can be significantly affected by the difference in the conditions of the rolling process.
  • An object of the present invention is to provide a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet having stable magnetic properties in the same coil together with a row of equipment that can be used in the method.
  • the present inventors have conducted diligent studies and found that the above problems can be solved by associating the rolling speed in cold rolling with the temperature of the steel sheet, and completed the present invention.
  • the temperature of the steel sheet during rolling rises due to the processing heat generated by rolling, but at the same time, heat is removed by the roll in contact with the steel sheet. It will decrease. Since the rolling reduction amount is the same regardless of the rolling speed, even if the rolling speed decreases, the same amount of processing heat is generated, but the time in contact with the roll becomes longer due to the decrease in speed, so the roll The amount of heat removed increases. Therefore, in the portion where the rolling speed is lowered, the temperature of the steel sheet after rolling is lower than that in the portion where the rolling speed is maintained, which impairs the uniformity of the texture of the steel sheet and the iron loss characteristic in the final product. Can be a factor that disperses.
  • the rolling speed is set to be less than half of the preset rolling speed set value R 0 (mpm).
  • the equipment row of the present invention is provided with a heating device and a cold rolling mill in this order, and the heating by the heating device fluctuates in conjunction with the rolling speed of the cold rolling mill, and this equipment row shall be used. Therefore, even if the rolling speed is changed to less than half of the preset rolling speed set value R 0 (mpm), the steel sheet temperature can be made to satisfy a specific condition.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] By mass%, C: 0.01-0.10%, Si: 2.0-4.5%, Mn: 0.01-0.5%, Al: less than 0.0100%, S: 0.0070% or less, Se: 0.0070% or less, Contains N: 0.0050% or less and O: 0.0050% or less, A steel slab having a composition of Fe and unavoidable impurities in the balance is hot-rolled to obtain a hot-rolled plate, and the hot-rolled plate is annealed to obtain a hot-rolled plate annealed plate.
  • a directional electromagnetic steel sheet that is cold-rolled two or more times with an intermediate annealing sandwiched between them to obtain a cold-rolled plate with a final plate thickness, and the cold-rolled plate is subjected to primary recrystallization annealing and secondary recrystallization annealing.
  • the steel plate temperature T 0 (° C) and the rolling speed are 0.5 ⁇ R 0 while the rolling reduction at least once is 80% or more and the rolling speed is the set value R 0 (mpm).
  • the steel plate temperature T 1 (° C) while it is less than or equal to (mpm) is Equation: T 1 ⁇ T 0 + 10 °C (1)
  • the heating of the heating device is the steel plate temperature T 0 (° C) while the rolling speed of the cold rolling mill is the set value R 0 (mpm), and the rolling speed is 0.5 ⁇ R 0 (mpm) or less. While the steel plate temperature T 1 (° C) is Equation: T 1 ⁇ T 0 + 10 °C (1)
  • the equipment row of the above [5] which varies in conjunction with the rolling speed of the cold rolling mill so as to satisfy the above conditions.
  • a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet having stable magnetic characteristics in the same coil can be carried out using the equipment sequence of the present invention.
  • the steel slab used in the manufacturing method of the present invention can be manufactured by a known manufacturing method, and examples of the manufacturing method include steelmaking-continuous casting, ingot-bulk rolling and the like.
  • composition of the steel slab is as follows.
  • “%” indication regarding the component composition means “mass%” unless otherwise specified.
  • C 0.01-0.10%
  • C is an element necessary for improving the rolled texture. If it is less than 0.01%, the amount of fine carbides required for improving the texture is small and a sufficient effect cannot be obtained, and if it exceeds 0.10%, decarburization becomes difficult.
  • Si 2.0-4.5%
  • Si is an element that improves iron loss by increasing electrical resistance. Below 2.0%, this effect is poor, and above 4.5%, cold rolling becomes extremely difficult.
  • Mn 0.01-0.5%
  • Mn is a useful element in improving hot workability. If it is less than 0.01%, this effect is poor, and if it exceeds 0.5%, the primary recrystallization texture deteriorates and it becomes difficult to obtain highly integrated secondary recrystallized grains in the Goss orientation.
  • the production method of the present invention is an inhibitorless method, and the inhibitor-forming elements Al, S, and Se are suppressed to Al: less than 0.0100%, S: 0.0070% or less, and Se: 0.0070% or less, respectively.
  • Al, S, Se are excessively present, AlN, MnS, MnSe and the like coarsened by heating the steel slab make the primary recrystallization structure non-uniform, and secondary recrystallization becomes difficult.
  • the amounts of Al, S, and Se are preferably Al: 0.0050% or less, S: 0.0050% or less, and Se: 0.0050% or less, respectively.
  • the amounts of Al, S, and Se may be 0%, respectively.
  • N 0.0050% or less N is suppressed to 0.0050% or less in order to prevent the action as an inhibitor and prevent the formation of Si nitride after purification annealing.
  • the amount of N may be 0%.
  • O 0.0050% or less O may be regarded as an inhibitor-forming element, and if it exceeds 0.0050%, it is suppressed to 0.0050% or less because secondary recrystallization is difficult due to the coarse oxide.
  • the amount of 0 may be 0%.
  • the essential component and the inhibitory component of the steel slab have been described above, but the steel slab can appropriately contain one kind or two or more kinds selected from the following elements.
  • Ni 0.005 to 1.50%
  • Ni has the function of improving the magnetic properties by increasing the uniformity of the hot-rolled plate structure.
  • Ni When Ni is contained, it can be 0.005% or more from the viewpoint of obtaining a sufficient addition effect, and 1.50% or less in order to avoid deterioration of magnetic properties due to destabilization of secondary recrystallization. can do.
  • Sn 0.01 to 0.50%
  • Sb 0.005 to 0.50%
  • Cu 0.01 to 0.50%
  • Mo 0.01 to 0.50%
  • P 0.0050 to 0.50%
  • Cr 0.01 to 1.50%
  • Nb 0.0005 to 0.0200%
  • B 0.0005-0.0200%
  • Bi 0.0005-0.0200% All of these elements contribute effectively to the improvement of iron loss.
  • Sn, Sb, Cu, Nb, B, and Bi are elements that may be regarded as auxiliary inhibitors, and it is not preferable to contain them in excess of the upper limit.
  • the rest of the composition of the steel slab is Fe and unavoidable impurities.
  • a steel slab having the above-mentioned composition is hot-rolled to obtain a hot-rolled plate, and the hot-rolled plate is annealed to obtain a hot-rolled plate annealed plate.
  • Pickling may be performed before cold rolling.
  • a steel slab having the above composition is hot-rolled to obtain a hot-rolled plate.
  • the steel slab can be hot-rolled after being heated to a temperature of, for example, 1050 ° C or higher and lower than 1300 ° C. Since the steel slab in the present invention has an inhibitor component suppressed, it does not need to be subjected to a high temperature treatment of 1300 ° C. or higher because it is completely solid-dissolved. When heated to 1300 ° C or higher, the crystal structure becomes too large and may cause defects called hege, so heating is preferably less than 1300 ° C. From the viewpoint of smooth rolling of the steel slab, it is preferable to heat it to 1050 ° C. or higher.
  • the other hot rolling conditions are not particularly limited, and known conditions can be applied.
  • the obtained hot-rolled plate is annealed to obtain a hot-rolled plate annealed plate, but at that time, the annealing conditions are not particularly limited, and known conditions can be applied.
  • the obtained hot-rolled plate is annealed by hot-rolled plate and then cold-rolled.
  • Cold rolling may be performed once or twice or more with intermediate annealing sandwiched between them.
  • rolling with a rolling reduction of 80% or more is performed.
  • Rolling with a rolling reduction of 80% or more is advantageous in that it can increase the degree of integration of aggregates and create a structure that is advantageous for magnetic properties, but it is greatly affected by fluctuations in rolling speed. According to the present invention, this influence is reduced, and a grain-oriented electrical steel sheet having stable magnetic properties can be obtained in the same coil in a manufacturing method including cold rolling in which a rolling reduction is 80% or more.
  • the rolling speed of cold rolling is set in advance in consideration of various conditions such as the production amount and the capacity of the rolling mill.
  • the preset rolling speed is applied, but due to the shape defect of the coil applied to cold rolling, ear cracking at the edge part, and hedging defects in the hot rolling process, etc., in the longitudinal direction. In some cases, the rolling speed must be reduced. Further, when a tandem rolling mill is used for cold rolling, the rolling speed is reduced due to the work of welding the leading coil and the trailing coil. Therefore, the actual rolling speed may fluctuate with respect to the preset rolling speed set value R 0 (mpm), and in the above situation, the measured value may be less than half of R 0.
  • the part of the coil to which the preset rolling speed setting value R 0 (mpm) is applied is the "stationary part", and the part of the coil where the rolling speed drops to less than half the set value R 0 (mpm) is “decelerated”. Also called “club”.
  • the deceleration part due to welding is usually 5 to 20% of the total length of the coil from both ends, and other than that, unless there are special circumstances such as poor coil shape, the rolling speed is set in advance.
  • the value R 0 (mpm) can be applied.
  • the upper limit of T 1 (° C) is not particularly limited and can be set as appropriate.
  • the temperature may be such that the performance of the rolling oil can be sufficiently exhibited, and the upper limit can be, for example, 265 ° C. or lower.
  • T 1 (° C) can satisfy the above formula (1) and can be T 0 + 100 ° C or less.
  • the rolling speed can be assumed to be an arbitrary position in the rolling process, and can be, for example, the speed on the exit side of the rolling mill.
  • the set value R 0 (mpm) of the rolling speed is not particularly limited, and may be, for example, 200 (mpm) or more, preferably 600 (mpm) or more.
  • the upper limit varies depending on the equipment, but it is preferably 2000 (mpm) or less because an increase in rolling speed also promotes an increase in deformation resistance.
  • the rolling speed of the speed reduction section is the speed at the same position as the set value.
  • the deceleration part is a part where the speed drops to half (0.5 ⁇ R 0 ) or less of the set value R 0 (mpm), and is usually 0.1 ⁇ R 0 (mpm) or more and 0.5 ⁇ R 0 (mpm) or less.
  • the rolling speed of the stationary part is as per the set value R 0 (mpm) of the rolling speed, but a width of about ⁇ 10% is acceptable.
  • the set value R 0 (mpm) of the rolling speed includes the case where the measured value of the rolling speed is R 0 (mpm) ⁇ 0.1 ⁇ R 0 (mpm).
  • the temperature of the steel sheet can be assumed to be an arbitrary position in the rolling process, for example, it can be the temperature on the entrance side of the rolling mill, and in a rolling mill equipped with a heating device on the entry side of the rolling mill, It is the exit side of the heating device. From the viewpoint of stable control, it is preferable to set the temperature of the steel sheet immediately after leaving the heating device.
  • T 0 which is the temperature of the steel plate in the stationary portion, can be appropriately set according to the composition of the steel slab, the characteristics of the desired steel plate, and the like, and can be, for example, 20 ° C or higher, preferably 50 ° C or higher. Moreover, the upper limit can be set as appropriate.
  • the upper limit can be set in consideration of the temperature at which the performance of the rolling oil can be sufficiently exhibited, and it may differ depending on the type of rolling oil.
  • the upper limit can be, for example, 250 ° C. or lower, preferably 150 ° C. or lower.
  • the manufacturing method of the present invention uses an equipment row in which a heating device and a cold rolling mill are provided in this order, and the heating by the heating device fluctuates in conjunction with the rolling speed of the cold rolling mill. Can be done by.
  • the heating by the heating device which fluctuates in conjunction with the rolling speed may be performed so as to satisfy the above (1) and (1') according to the change of the rolling speed, and the heating is performed by the heating device accompanying the change of the rolling speed. It can be executed in consideration of the change in output. Normally, the decrease in rolling speed and the increase in the output of the heating device are linked, and the increase in the rolling speed and the decrease in the output of the heating device (including the output off) are linked. It also includes increasing the output of the heating device when the rolling speed falls below a predetermined value, or decreasing or turning off the output of the heating device when the pressure rate exceeds a predetermined value.
  • the temperature of T 1 is preferably within the range in which the performance of the rolling oil is maintained. These controls are preferably performed by a mechanism in which fluctuations in rolling speed are reflected in the output control of the heating device.
  • the heating method of the heating device is not particularly limited, but heating methods such as induction heating, energization heating, and infrared heating are preferable because the temperature can be raised in a short time and synchronization with the rolling speed is easy.
  • the phenomenon of lowering the temperature of the steel sheet when the rolling speed decreases is essentially the same regardless of which rolling mill is used, but the aging time between passes is short like a tandem rolling mill, and it depends on the aging.
  • the manufacturing method of the present invention is advantageous when cold rolling is performed by a tandem rolling mill.
  • a heating device is placed just before the first stand. This is because if heating is performed immediately before the first stand, the influence of the heating extends to all the stands during rolling, and the texture can be improved with higher efficiency than heating between the stands in the middle.
  • the obtained cold-rolled plate with the final plate thickness (also referred to as “final cold-rolled plate”) is subjected to primary recrystallization annealing and secondary recrystallization annealing to obtain grain-oriented electrical steel sheets.
  • primary recrystallization annealing is applied to the final cold-rolled sheet, an annealing separator is applied to the surface of the steel sheet, and then secondary recrystallization annealing can be performed.
  • the primary recrystallization annealing is not particularly limited and can be carried out by a known method.
  • the annealing separator is not particularly limited, and known annealing separators can be used.
  • a water slurry having magnesia as a main agent and an additive such as TiO 2 added as necessary can be used.
  • Annealing separators containing silica, alumina and the like can also be used.
  • the secondary recrystallization annealing is not particularly limited and can be performed by a known method.
  • a separating agent containing magnesia as a main agent is used, a film mainly containing forsterite is formed together with secondary recrystallization. If a film mainly composed of forsterite is not formed after the secondary recrystallization annealing, various additional steps such as a process of forming a new film and a process of smoothing the surface may be performed.
  • the type of the insulating film is not particularly limited, and any known insulating film can be used, and a coating liquid containing a phosphate-chromic acid-colloidal silica is applied to a steel sheet.
  • the method of applying to and baking at about 800 ° C is preferable.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 50-79442 and Japanese Patent Application Laid-Open No. 48-39338 can be referred to.
  • the shape of the steel sheet may be adjusted by flattening annealing, and further, flattening annealing that also serves as baking of the insulating film may be performed.
  • Example 1 By mass%, C: 0.04%, Si: 3.2%, Mn: 0.05%, Al: 0.005%, Sb: 0.01% and S, Se, N, O are each reduced to 50ppm or less, and the balance Fe and unavoidable.
  • a steel slab composed of impurities was heated to 1180 ° C. and hot-rolled to form a 2.0 mm hot-rolled coil, which was then annealed at 1050 ° C. for 50 seconds. Next, it was reduced to a plate thickness of 0.23 mm using a tandem rolling mill (roll diameter 300 mm ⁇ , 4 stands) to form a cold-rolled plate.
  • the set speed of the rolling speed was 350 mmp (steady part), and the rolling speed was reduced to 100 mmp at the tip and tail end (decelerated part).
  • the tail end is a portion 200 m from both ends with respect to the total length of 1800 m in the longitudinal direction of the coil.
  • a rolling mill equipped with an induction heating device on the entry side of the first pass of the rolling mill was used, and the output to the induction heating device was changed according to the change in the rolling speed to control the steel sheet temperature.
  • the steel sheet temperature is the temperature immediately after leaving the heating device. Specifically, in the deceleration section, the temperature of the steel sheet was set to 50 ° C. by positively heating with an induction heating device.
  • the stationary part was rolled at room temperature (25 ° C.).
  • FIG. 1 shows changes in rolling speed and steel plate speed.
  • the horizontal axis is the distance from the tip of the coil (rolling distance (m)).
  • the obtained cold rolled sheet was subjected to primary recrystallization annealing at a soaking temperature of 850 ° C. and a soaking time of 90 seconds.
  • An annealing separator containing MgO as a main component was applied to the obtained primary recrystallization annealed plate, and secondary recrystallization annealing was performed at a maximum reaching temperature of 1190 ° C. and a holding time of 6 hours at the maximum temperature.
  • a coating solution containing phosphate as the main component was applied to the obtained secondary recrystallization annealed plate, and annealing was performed at 900 ° C. for 120 seconds, which also served as strain removal as well as baking.
  • the maximum iron loss difference ( ⁇ W 17/50 (W / kg)) between the deceleration part (100mpm) during rolling of the obtained steel sheet and the stationary part (350mpm) was 0.008W / kg.
  • the deceleration part was not heated at room temperature (25 ° C), and the maximum iron loss difference ( ⁇ W 17/50 ) was obtained in the same manner as above, and it was 0.017 W / kg.
  • Example 2 By mass%, it contains C: 0.05%, Si: 3.3%, Mn: 0.06%, Al: 0.005%, Cr: 0.01%, P: 0.01%, S, Se and O are less than 50ppm respectively, and N is 35ppm.
  • the steel slab consisting of the balance Fe and unavoidable impurities is heated to 1100 ° C, then hot-rolled to make a hot-rolled coil with a plate thickness of 2.0 mm, and then annealed at 1050 ° C for 60 seconds. did. Then, using a tandem rolling mill (roll diameter 380 mm ⁇ , 4 stands), it was reduced to 0.25 mm to form a cold rolled plate.
  • the rolling speed was changed in the same coil, and at the same time, the temperature of the steel sheet was changed by the induction heating device installed on the entry side of the first pass of the rolling mill.
  • Table 1 shows the rolling conditions. In a tandem rolling mill, the rolling speed changes for each pass, but the rolling speed shown in Table 1 is the speed on the side of the final stand of the rolling mill. The reduction rate for one stand (first pass) was 32%.
  • the obtained cold rolled sheet was subjected to primary recrystallization annealing at a soaking temperature of 800 ° C. and a soaking time of 50 seconds. From the primary recrystallization annealed sheet, 10 test pieces of 30 mm ⁇ 30 mm were cut out from the part (deceleration part) where the temperature of the steel sheet was changed by induction heating during cold rolling, and the X-ray inverse strength was measured.
  • an annealing separator containing MgO as the main component was applied to the primary recrystallization annealed plate, and secondary recrystallization annealing was performed at a maximum reaching temperature of 1210 ° C. and a holding time of 3 hours at the maximum temperature.
  • a coating solution containing a phosphate-chromate-coloidal silica at a weight ratio of 3: 1: 2 was applied to the obtained secondary recrystallization annealed plate, and a baking treatment was performed at 800 ° C. for 30 seconds.
  • Table 1 shows the calculated values of the steel plate temperature after one stand (first pass), but in the example of the invention, it can be seen that the temperature difference between the stationary portion and the deceleration portion is small.
  • the calculated value of the steel sheet temperature takes into consideration the "processing heat generation” generated in the steel sheet by rolling, the “friction heat generation” generated between the roll and the steel sheet, and the “roll heat removal” generated by the contacting roll. Is.
  • Example 3 The steel slab containing the components shown in Table 2 was heated to 1200 ° C., hot-rolled to obtain a hot-rolled coil having a plate thickness of 2.2 mm, and then annealed at 950 ° C. for 30 seconds. Then, using a tandem rolling mill (roll diameter 280 mm ⁇ 4 stand), it was reduced to 0.27 mm to form a cold rolled plate.
  • the set value of the rolling speed was 700mpm, and the rolling speed was reduced to 150mpm at the deceleration part.
  • the temperature of the steel strip immediately after leaving the heating device will be 50 ° C during the rolling speed according to the set value and 75 ° C at the deceleration part. Heated to.
  • the obtained cold rolled sheet was subjected to primary recrystallization annealing at a heating rate of 200 ° C./s between 300 ° C. and 700 ° C., a soaking temperature of 850 ° C., and a soaking time of 40 seconds.
  • An annealing separator containing MgO as the main component was applied to the primary recrystallization annealing plate, and secondary recrystallization annealing was performed at the maximum reaching temperature of 1210 ° C. and the holding time of 3 hours at the maximum temperature.
  • a coating solution containing a phosphate-chromate-coloidal silica at a weight ratio of 3: 1: 2 was applied to the obtained secondary recrystallization annealed plate, and flattening annealing was performed at 850 ° C. for 30 seconds. After that, a 30 mm ⁇ 280 mm test piece was cut out from each of the stationary part and the deceleration part so that the total weight was 500 g or more, and the iron loss W 17/50 (W / kg) was measured by the Epstein test. The results are shown in Table 2.

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Abstract

同一コイル内で安定した磁気特性が得られる方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。　所定の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とし、前記熱延板を焼鈍して熱延板焼鈍板とし、前記熱延板焼鈍板に１回又は中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、前記冷延板に一次再結晶焼鈍及び二次再結晶焼鈍を施すことを含む、方向性電磁鋼板の製造方法であって、前記冷間圧延は、少なくとも1回の圧下率が80%以上であり、かつ圧延速度が設定値R0（mpm）である間の鋼板温度T0（℃）と、圧延速度が0.5×R0（mpm）以下である間の鋼板温度T1（℃）が、式（１）を満たす冷間圧延を含む、方向性電磁鋼板の製造方法。

Description

方向性電磁鋼板の製造方法及び設備列
　本発明は、方向性電磁鋼板の製造方法及び設備列に関する。
　方向性電磁鋼板は、鉄の磁化容易軸である＜００１＞方位を鋼板の圧延方向に高度に集積した結晶組織(ゴス方位)を有する磁気特性に優れた鋼板である。
　このような高い方位集積度を実現するために、例えば、特許文献１では、冷間圧延中に鋼板を低温で熱処理(時効処理)する方法が提案されている。
　特許文献２では、熱延板焼鈍又は仕上げ冷間圧延(最終冷間圧延)前焼鈍時の冷却速度を30℃/s以上とし、さらに仕上げ冷間圧延中に鋼板温度150～300℃で2分間以上のパス間時効処理を2回以上行う技術が開示されている。
　特許文献３では、冷間圧延中に鋼板温度を高温とする(温間圧延)手段が提案されている。
　こうした種々の技術は、冷間圧延中、あるいは冷間圧延のパス間で鋼板を適正な温度に保つことにより、圧延で導入された転位上に固溶元素である炭素Cや窒素Nを固着させ、転位の移動を抑制し、せん断変形を起こさせて圧延集合組織を改善させる技術である。こうした技術を適用することにより、一般的には冷間圧延後の一次再結晶集合組織において、γファイバー（｛１１１｝＜１１２＞）と呼ばれる（１１１）繊維組織を低減させ、ゴス方位の存在頻度を高める効果が得られる。このような方向性電磁鋼板は、Siが4.5mass%以下で、インヒビターと呼ばれるMnS、MnSe、AlNなどが形成される成分系とし、インヒビターを利用して二次再結晶を発現させる方法により製造される。
　これに対して、特許文献４では、インヒビターを形成する成分を含有させなくても二次再結晶を発現できる技術(インヒビターレス法)が提案されている。
特開昭50-16610号公報 特開平8-253816号公報 特開平1-215925号公報 特開2000-129356号公報
　インヒビターレス法は、より高純度化した鋼を利用し、テクスチャー(集合組織)制御によって二次再結晶を発現させる方法である。この方法では、高温の鋼スラブ加熱が不要となり、低コストによる製造が可能になるが、一方でインヒビターによる二次再結晶促進効果が得られないため、その集合組織の作りこみには、より繊細な制御が必要とされる。特に圧下率が80％以上の冷間圧延工程を伴う製造方法では、その圧延工程の条件の違いによって、特性は大幅な影響を受け得る。
　圧延工程の条件の中でも、圧延速度の変動は大きな影響を及ぼし、パス間時効の効果や温間圧延の効果が一定とならず、同一コイル内で安定した磁気特性が得られないことの原因となっている。圧延速度の変動の抑制は、かかる原因を取り除くための手段ではあるが、例えば、タンデム圧延機を使用した場合、先行コイルと後行コイルを溶接を利用して連結させる作業等のため、通常、圧延速度の減速が行われる。そのため、圧延速度の変動を完全になくすことは困難である。
　本発明の目的は、同一コイル内で安定した磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法を、当該方法に使用することができる設備列とともに提供することにある。
　本発明者らは、鋭意検討を行い、冷間圧延における圧延速度と鋼板温度を関連付けることにより、上記課題が解決できることを見出し、本発明を完成させた。
　通常、圧延時の鋼板の温度は、圧下による加工発熱によって上昇するが、それと同時に鋼板と接しているロールによる抜熱が生じるため、ロールバイト間を通り過ぎた後の鋼板温度は、ロール抜熱分低下することになる。圧延時の圧下量は、圧延速度に関わらず同じであるため、圧延速度が低下しても、加工発熱は同じだけ発生するが、速度低下によりロールと接触している時間が長くなるので、ロール抜熱量は増加する。そのため、圧延速度が低下した部分では、圧延速度が保たれた部分に比べて、圧下後の鋼板温度が低くなり、このことは、鋼板の集合組織の均一性を損ない、最終製品における鉄損特性をばらつかせる要因となり得る。
　本発明の製造方法は、圧延速度の変動の影響が大きい、圧下率が80%以上である冷間圧延において、圧延速度をあらかじめ設定した圧延速度の設定値R0（mpm）に対して半分以下に変動させても、鋼板温度を特定の条件を満たすようにすることで、同一コイル内の集合組織の変動を抑制し、二次再結晶挙動を安定化させるものである。
　また、本発明の設備列は、加熱装置及び冷間圧延機をこの順に備え、加熱装置による加熱が冷間圧延機の圧延速度に連動して変動するものであり、この設備列を使用することにより、圧延速度をあらかじめ設定した圧延速度の設定値R0（mpm）に対して半分以下に変動させても、鋼板温度を特定の条件を満たすようにすることができる。
　本発明の要旨は、以下のとおりである。
［１］質量%で、
　　C:0.01～0.10%、
　　Si:2.0～4.5%、
　　Mn:0.01～0.5%、
　　Al:0.0100%未満、
　　S:0.0070%以下、
　　Se:0.0070%以下、
　　N:0.0050%以下及び
　　O:0.0050%以下を含有し、
　　残部がFe及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とし、前記熱延板を焼鈍して熱延板焼鈍板とし、前記熱延板焼鈍板に１回又は中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、前記冷延板に一次再結晶焼鈍及び二次再結晶焼鈍を施すことを含む、方向性電磁鋼板の製造方法であって、
　前記冷間圧延は、少なくとも1回の圧下率が80%以上であり、かつ圧延速度が設定値R0（mpm）である間の鋼板温度T0（℃）と、圧延速度が0.5×R0（mpm）以下である間の鋼板温度T1（℃）が、
　　式：T1≧T0＋10℃　　　　　　（１）
を満たす冷間圧延を含む、方向性電磁鋼板の製造方法。
［２］冷間圧延をタンデム圧延機で行う、上記［１］の方向性電磁鋼板の製造方法。
［３］前記タンデム圧延機の入側で熱延板焼鈍板を加熱することにより、圧延速度が設定値R0（mpm）である間の鋼板温度T0（℃）と、圧延速度が0.5×R0（mpm）以下である間の鋼板温度T1（℃）が、
　　式：T1≧T0＋10℃　　　　　　（１）
を満たすようにする、上記［２］記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
［４］鋼スラブが、さらに、質量％で、
　　Ni：0.005～1.50％、
　　Sn：0.01～0.50％、
　　Sb：0.005～0.50％、
　　Cu：0.01～0.50％、
　　Mo：0.01～0.50％、
　　P：0.0050～0.50％
　　Cr：0.01～1.50％、
　　Nb：0.0005～0.0200％、
　　B：0.0005～0.0200％及び
　　Bi：0.0005～0.0200％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上を含有する、上記［１］～［３］のいずれかの方向性電磁鋼板の製造方法。
［５］加熱装置及び冷間圧延機をこの順に備えた設備列であって、前記加熱装置による加熱が、前記冷間圧延機の圧延速度に連動して変動する、設備列。
［６］前記加熱装置の加熱が、前記冷間圧延機の圧延速度が設定値R0（mpm）である間の鋼板温度T0（℃）と、圧延速度が0.5×R0（mpm）以下である間の鋼板温度T1（℃）が、
　　式：T1≧T0＋10℃　　　　　　（１）
を満たすように、前記冷間圧延機の圧延速度に連動して変動する、上記［５］の設備列。
［７］加熱装置が、誘導加熱、通電加熱又は赤外加熱のいずれかの加熱方式を利用する、上記［５］又は［６］に記載の設備列。
　本発明によれば、同一コイル内で安定した磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法が提供される。本発明の製造方法は、本発明の設備列を用いて実施することができる。
実施例１の冷間圧延における圧延速度と鋼板温度の関係を示すチャートである。
　以下、本発明を詳細に説明する。
＜鋼スラブ＞
　本発明の製造方法で使用する鋼スラブは、公知の製造方法によって、製造されたものであることができ、製造方法としては、例えば製鋼－連続鋳造、造塊－分塊圧延等が挙げられる。
　鋼スラブの成分組成は以下のとおりである。ここで、成分組成に関する「%」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
C:0.01～0.10%、
　Cは圧延集合組織改善のために必要な元素である。0.01%未満では集合組織改善に必要な微細炭化物の量が少なく十分な効果が得られず、また、0.10%超では脱炭が困難となる。
Si:2.0～4.5%、
　Siは電気抵抗を高めることで鉄損を改善する元素である。2.0％未満ではこの効果に乏しく、また、4.5％超では冷間圧延が著しく困難になる。
Mn:0.01～0.5%、
　Mnは熱間加工性を向上させる点で有用な元素である。0.01%未満ではこの効果に乏しく、また、0.5％超では一次再結晶集合組織が劣化し、Goss方位に高度に集積した二次再結晶粒を得るのが難しくなる。
Al:0.0100%未満、S:0.0070%以下、Se:0.0070%以下、
　本発明の製造方法はインヒビターレス法であり、インヒビター形成元素であるAl、S、Seは、それぞれ、Al：0.0100%未満、S:0.0070%以下、Se:0.0070%以下に抑制される。Al、S、Seが過剰に存在すると、鋼スラブ加熱によって粗大化したAlN、MnS、MnSe等が一次再結晶組織を不均一にし、二次再結晶が困難となる。Al、S、Seの量は、それぞれ、Al：0.0050%以下、S：0.0050%以下、Se：0.0050%以下が好ましい。Al、S、Seの量は、それぞれ0%でもよい。
N:0.0050%以下
　Nは、インヒビターとしての作用を防止し、純化焼鈍後にSi窒化物の生成を防止するために、0.0050%以下に抑制される。Nの量は0%でもよい。
O:0.0050%以下
　Oは、インヒビター形成元素とされることもあり、0.0050%超では粗大な酸化物に起因して二次再結晶を困難にするため、0.0050%以下に抑制される。0の量は0%でもよい。
　以上、鋼スラブの必須成分及び抑制成分について説明したが、鋼スラブは、以下の元素から選ばれる１種又は２種以上を適宜含有することができる。
Ni：0.005～1.50％
　Niは、熱延板組織の均一性を高めることにより、磁気特性を改善する働きがある。Niを含有させる場合、十分な添加効果を得る点から、0.005％以上とすることができ、また、二次再結晶の不安定化により磁気特性が劣化することを回避するため、1.50％以下とすることができる。
Sn：0.01～0.50％、Sb：0.005～0.50％、Cu：0.01～0.50％、Mo：0.01～0.50％、Ｐ：0.0050～0.50％、Cr：0.01～1.50％、Nb：0.0005～0.0200％、B：0.0005～0.0200％、Bi：0.0005～0.0200％
　これらの元素はいずれも、鉄損の改善に有効に寄与する。これらの元素を含有させる場合、十分な添加効果を得る点から、それぞれの下限値以上で含有させることができ、また、二次再結晶粒を十分に発達させる点から、それぞれの上限値以下で含有させることができる。中でも、Sn、Sb、Cu、Nb、B、Biは補助インヒビターとみなされることもある元素であり、上限値を超えて含有させることは好ましくない。
　鋼スラブの成分組成の残部は、Fe及び不可避的不純物である。
＜製造工程＞
　本発明の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とし、前記熱延板を焼鈍して熱延板焼鈍板とし、前記熱延板焼鈍板に１回又は中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、前記冷延板に一次再結晶焼鈍及び二次再結晶焼鈍を施すことを含む。冷間圧延の前に酸洗を施してもよい。
　上記の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とする。鋼スラブは、例えば1050℃以上1300℃未満の温度に加熱した後、熱間圧延することができる。本発明における鋼スラブは、インヒビター成分が抑制されているので、完全固溶させるため、1300℃以上の高温処理に付す必要がない。1300℃以上に加熱すると、結晶組織が大きくなりすぎて、ヘゲと呼ばれる欠陥の原因になる可能性があるため、加熱は1300℃未満であることが好ましい。鋼スラブの円滑な圧延の点から、1050℃以上に加熱することが好ましい。
　それ以外の熱間圧延条件は特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
　得られた熱延板を焼鈍して熱延板焼鈍板とするが、その際、焼鈍条件は特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
　得られた熱延板に熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延を行なう。冷間圧延は、１回でも、中間焼鈍を挟み２回以上行ってもよい。ただし、少なくとも１回の冷間圧延において、80％以上の圧下率となる圧延を行う。圧下率80％以上の圧延は、集合組織の集積度を高め、磁気特性に有利な組織を作りこむことができる点で有利であるが、圧延速度の変動による影響が大きい。本発明によれば、この影響は減じられ、圧下率が80%以上である冷間圧延を含む製造方法において、同一コイル内で安定した磁気特性を有する方向性電磁鋼板が得られる。
　通常、冷間圧延の圧延速度は、生産量、圧延機の能力等の諸条件を勘案して、事前に設定される。同一コイル内では、原則として、あらかじめ設定した圧延速度が適用されるが、冷間圧延に付されるコイルの形状不良、エッジ部分の耳割れ、熱延工程でのヘゲ欠陥などによって、長手方向に圧延速度を減速せざるを得ない場合がある。また、冷間圧延にタンデム圧延機を使用した場合、先行コイルと後行コイルを溶接させる作業等のため、圧延速度の減速が行われる。そのため、あらかじめ設定した圧延速度の設定値R0（mpm）に対して、実際の圧延速度は変動し得、上記のような状況においては、測定値はR0の半分以下の速度になり得る。あらかじめ設定した圧延速度の設定値R0（mpm）が適用されるコイルの部分を「定常部」、圧延速度が設定値R0（mpm）の半分以下の速度に低下するコイルの部分を「減速部」ともいう。溶接による減速部は、通常、コイル全長に対し、両端からそれぞれ５～２０％の部分であり、それ以外については、コイルの形状不良等の特段の事情がなければ、あらかじめ設定した圧延速度の設定値R0（mpm）を適用し得る。
　本発明の製造方法は、定常部の鋼板温度T0（℃）と、減速部の鋼板温度T1（℃）が、
　　式：T1≧T0＋10℃　　　　　　（１）
を満たすことで、同一コイル内の集合組織の変動を抑制し、二次再結晶挙動を安定化させるものである。
　同一コイル内の集合組織の均一化の点からは、好ましくは
　　式：T1≧T0＋15℃　　　　　　（１’）
を満たすこととする。
　T1（℃）の上限は、特に限定されず、適宜、設定することができる。例えば、圧延油を使用する場合は、圧延油の性能を十分に発揮できる温度であればよく、上限は、例えば265℃以下とすることができる。
　T1（℃）は、上記式（１）を満たし、かつT0＋100℃以下であることができる。
　圧延速度は、圧延工程の任意の位置を想定したものであることができ、例えば、圧延機の出側の速度であることができる。この場合、圧延速度の設定値R0（mpm）は、特に限定されず、例えば、200（mpm）以上とすることができ、好ましくは600（mpm）以上である。上限は設備によって異なるが、圧延速度の増加は変形抵抗の増加も促進するため、好ましくは2000（mpm）以下である。
　減速部の圧延速度は、設定値と同様の位置での速度である。減速部は設定値R0（mpm）の半分（0.5×R0）以下の速度に低下する部分であり、通常、0.1×R0（mpm）以上0.5×R0（mpm）以下である。
　定常部の圧延速度は、圧延速度の設定値R0（mpm）のとおりであるが、±10％程度の幅は許容され得るものとする。圧延速度が設定値R0（mpm）とは、圧延速度の測定値がR0（mpm）±0.1×R0（mpm）となる場合を包含する。
　鋼板温度は、圧延工程の任意の位置を想定したものであることができ、例えば、圧延機入側の温度であることができ、圧延機入側に加熱装置を備える圧延機にあっては、加熱装置の出側である。安定した制御の点から、加熱装置を出た直後の鋼板温度とすることが好ましい。定常部の鋼板温度であるT0は、鋼スラブの組成や所望の鋼板の特性等に応じて、適宜、設定することができ、例えば、20℃以上とすることができ、好ましくは50℃以上であり、また、上限は、適宜設定することができる。例えば、圧延油を使用する場合、圧延油の性能を十分に発揮できる温度を考慮して上限を設定することができ、圧延油の種類によって異なり得る。上限は、例えば250℃以下とすることができ、好ましくは150℃以下である。
　定常部から減速部、減速部から定常部に移行する間等の圧延速度が加速又は減速している間は、上記式（１）及び（１’）は適用されないものとする。
　本発明の製造方法は、加熱装置及び冷間圧延機をこの順に備えた設備列であって、加熱装置による加熱が、冷間圧延機の圧延速度に連動して変動する、設備列を用いることによって行うことができる。
　ここで圧延速度に連動して変動する加熱装置による加熱は、圧延速度の変更に合わせ、上記（１）及び（１’）を満たすよう行われればよく、加熱は、速度変更に伴う加熱装置の出力の変化分を考慮して実行することができる。通常は、圧延速度の低下と加熱装置の出力増加、圧延速度の上昇と加熱装置の出力低下（出力オフも含む）を連動させる。圧延速度が所定の数値を下回ったら、加熱装置の出力を増加、あるいは圧力速度が所定の数値を上回ったら、加熱装置の出力が低下又はオフすることも含む。加熱装置の仕様等によっては、圧延速度差が非常に大きくなり、「減速部」での加熱時間が極端に長時間化し得るため、むしろ加熱装置の出力を低下させ、T1の温度を制御する必要性も生じ得る。T1の温度は圧延油の性能が保たれる範囲内とすることが好ましい。これらの制御は、圧延速度の変動が加熱装置出力制御へ反映される機構により行われることが好ましい。
　加熱装置の加熱方式は、特に限定されないが、短時間での昇温が可能であり、圧延速度との同期が容易である点から誘導加熱、通電加熱、赤外加熱等の加熱方式が好ましい。
　圧延速度が低下した際の鋼板温度の低温化現象は、どのような圧延機を用いても本質的に同様の状態となるが、タンデム圧延機のようにパス間の時効時間が短く、時効による温間圧延の効果を得にくい圧延を行う際に、より集合組織への影響が大きくなる傾向がある。そのため、本発明の製造方法は、冷間圧延をタンデム圧延機により行う場合、有利である。
　タンデム圧延機については、最初のスタンドの直前に加熱装置が配されていることが好ましい。最初のスタンドの直前に加熱を行うと、加熱の影響が圧延中の全スタンドに及び、途中のスタンド間で加熱を行うよりも、高い効率で集合組織の改善を図ることができるためである。
　得られた最終板厚の冷延板（「最終冷延板」ともいう。）に、一次再結晶焼鈍及び二次再結晶焼鈍を施して、方向性電磁鋼板を得る。最終冷延板に一次再結晶焼鈍を施した後、鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布した後、二次再結晶焼鈍を行うことができる。
　一次再結晶焼鈍は、特に限定されず、公知の方法で行うことができる。焼鈍分離剤は、特に限定されず、公知の焼鈍分離剤を使用することができる。例えば、マグネシアを主剤とし、必要に応じてTiO2などの添加剤を添加した水スラリーを使用することができる。シリカ、アルミナなどを含む焼鈍分離剤も使用することができる。
　二次再結晶焼鈍は、特に限定されず、公知の方法で行うことができる。マグネシアを主剤とする分離剤を用いた場合、二次再結晶と共にフォルステライトを主とする被膜が形成される。二次再結晶焼鈍後にフォルステライトを主とする被膜が形成されない場合は、新たに被膜を形成する処理や、表面を平滑化する処理などの種々の追加工程を行ってもよい。張力を有する絶縁被膜を形成する場合、絶縁被膜の種類は、特に限定されず、公知の絶縁被膜のいずれも使用することができ、リン酸塩-クロム酸-コロイダルシリカを含有する塗布液を鋼板に塗布し、800℃程度で焼き付ける方法が好適である。これらの方法については、例えば、特開昭50-79442公報、特開昭48-39338公報を参照することができる。また、平坦化焼鈍により、鋼板の形状を整えってもよく、さらには絶縁被膜の焼付けを兼ねた平坦化焼鈍を行なってもよい。
［実施例１］
　質量％で、C:0.04％、Si：3.2％、Mn：0.05％、Al:0.005％、Sb：0.01％及びS、Se、N、Oをそれぞれ50ppm以下にまで低減させ、残部Fe及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを1180℃に加熱し、熱間圧延により2.0mmの熱延コイルとした後、1050℃50秒の熱延板焼鈍を施した。次いで、タンデム圧延機（ロール径300mmφ、4スタンド）を用いて板厚0.23mmまで圧下し、冷延板とした。
　この際、圧延速度の設定速度は350mpmであり（定常部）、先尾端では圧延速度を100mpmに低下させた（減速部）。先尾端は、コイルの長手方向の全長1800mに対して、両端からそれぞれ200mの部分である。
　冷間圧延においては、圧延機初パス入側に誘導加熱装置を配した圧延機を使用し、圧延速度の変更に合わせ、誘導加熱装置への出力を変更し、鋼板温度を制御した。ここで、鋼板温度は加熱装置を出た直後の温度である。具体的には、減速部では、誘導加熱装置により積極的な加熱を行うことにより鋼板温度を50℃とした。一方、定常部は室温（25℃）で圧延を行った。
　図１に、圧延速度及び鋼板速度の変化を示す。横軸は、コイルの先端からの距離である（圧延距離（ｍ））。
　得られた冷延板に、均熱温度850℃、均熱時間90秒の一次再結晶焼鈍を施した。
　得られた一次再結晶焼鈍板に、MgOを主剤とする焼鈍分離剤を塗布し、焼鈍の最高到達温度1190℃、最高温度での保持時間6時間の二次再結晶焼鈍を施した。
　得られた二次再結晶焼鈍板にリン酸塩を主剤とするコーティング液を塗布し、焼付けと共に歪取りを兼ねた900℃、120秒の焼鈍を行なった。得られた鋼板の圧延時の減速部（100mpm）と、定常部（350mpm）との最大鉄損差（ΔW17/50(W/kg)は、0.008W/kgであった。
　比較のため、減速部も加熱せずに室温（25℃）のままで行い、上記と同様にして最大鉄損差（ΔW17/50）を求めたところ0.017W/kgであった。
［実施例２］
　質量％で、C:0.05％、Si:3.3％、Mn:0.06％、Al:0.005％、Cr:0.01％、P:0.01％を含有し、S、Se、Oを各々50ppm未満、Nを35ppm未満に抑制し、残部Fe及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを1100℃に加熱後、熱間圧延により板厚2.0mmの熱延コイルとした後、1050℃、60秒の熱延板焼鈍を施した。次いで、タンデム圧延機（ロール径380mmφ、4スタンド）を用いて、0.25mmまで圧下し冷延板とした。
　冷間圧延は同一コイル内で圧延速度を種々変更すると同時に、圧延機初パス入側に設けた誘導加熱装置によって鋼板温度を変更した。圧延時の条件を表1に示す。タンデム圧延機では、パスごとに圧延速度は変化していくが、表1に示す圧延速度は圧延機の最終スタンド出側の速度である。1スタンド(初パス)の圧下率は32％とした。
　得られた冷延板に、均熱温度800℃、均熱時間50秒の一次再結晶焼鈍を施した。
　一次再結晶焼鈍板から、冷間圧延時に誘導加熱によって鋼板温度を変更した部位（減速部）から、30mm×30mmの試験片を10枚切り出し、X線インバース強度測定を行なった。
　次いで、一次再結晶焼鈍板にMgOを主剤とする焼鈍分離剤を塗布し、焼鈍の最高到達温度1210℃、最高温度での保持時間3時間の二次再結晶焼鈍を施した。
　得られた二次再結晶焼鈍板にリン酸塩-クロム酸塩-コロイダルシリカを重量比３：１：２で含有する塗布液を塗布し、800℃、30秒の焼き付け処理を行った。さらに800℃、3時間の歪取り焼鈍を行なった後、定常部と減速部のそれぞれから30mm×280mmの試験片10枚を切り出し、エプスタイン試験により、鉄損W17/50(W/kg)を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示されるように、発明例では、同一コイル内の集合組織のばらつきが抑制され、磁気特性の差異も小さかった。
　表１には、1スタンド(初パス)後の鋼板温度の計算値を示してあるが、発明例では定常部と減速部とで温度差が小さいことがわかる。ここで、鋼板温度の計算値は、圧延によって鋼板内で生じる「加工発熱」及びロールと鋼板間で生じる「摩擦発熱」と、接触しているロールによって生じる「ロール抜熱」とを考慮したものである。
［実施例３］
　表２に示す成分を含有した鋼スラブを1200℃に加熱後、熱間圧延により板厚2.2mmの熱延コイルとした後、950℃、30秒の熱延板焼鈍を施した。次いで、タンデム圧延機（ロール径280mmφ4スタンド）を用いて、0.27mmまで圧下し冷延板とした。
　この際、圧延速度の設定値は700mpmであり、減速部では圧延速度を150mpmに低下させた。圧延機入側直前に配置した誘導加熱コイルを有する加熱装置により、加熱装置を出た直後の鋼帯の温度が、設定値とおりの圧延速度の間は50℃、減速部では75℃になるように加熱した。
　得られた冷延板に、300℃～700℃間の昇温速度200℃/s、均熱温度850℃、均熱時間40秒の一次再結晶焼鈍を施した。
　一次再結晶焼鈍板にMgOを主剤とする焼鈍分離剤を塗布し、焼鈍の最高到達温度1210℃、最高温度での保持時間3時間の二次再結晶焼鈍を施した。
　得られた二次再結晶焼鈍板に、リン酸塩－クロム酸塩－コロイダルシリカを重量比３：１：２で含有する塗布液を塗布し、850℃、30秒の平坦化焼鈍を行なった後、定常部と減速部のそれぞれから、30mm×280mmの試験片を総重量が500g以上となるように切り出し、エプスタイン試験により、鉄損W17/50(W/kg)を測定した。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示されるように、添加元素を含有させた鋼スラブを用いた場合においても、同一コイル内の集合組織のばらつきが抑制され、同様の鉄損改善効果がみられた。

Claims (7)

  1. 　質量%で、
    　　C:0.01～0.10%、
    　　Si:2.0～4.5%、
    　　Mn:0.01～0.5%、
    　　Al:0.0100%未満、
    　　S:0.0070%以下、
    　　Se:0.0070%以下、
    　　N:0.0050%以下及び
    　　O:0.0050%以下を含有し、
    　　残部がFe及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とし、前記熱延板を焼鈍して熱延板焼鈍板とし、前記熱延板焼鈍板に１回又は中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、前記冷延板に一次再結晶焼鈍及び二次再結晶焼鈍を施すことを含む、方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    　前記冷間圧延は、少なくとも1回の圧下率が80%以上であり、かつ圧延速度が設定値R0（mpm）である間の鋼板温度T0（℃）と、圧延速度が0.5×R0（mpm）以下である間の鋼板温度T1（℃）が、
    　　式：T1≧T0＋10℃　　　　　　（１）
    を満たす冷間圧延を含む、方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 　冷間圧延をタンデム圧延機で行う、請求項1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 　前記タンデム圧延機の入側で熱延板焼鈍板を加熱することにより、圧延速度が設定値R0（mpm）である間の鋼板温度T0（℃）と、圧延速度が0.5×R0（mpm）以下である間の鋼板温度T1（℃）が、
    　　式：T1≧T0＋10℃　　　　　　（１）
    を満たすようにする、請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 　鋼スラブが、さらに、質量％で、
    　　Ni：0.005～1.50％、
    　　Sn：0.01～0.50％、
    　　Sb：0.005～0.50％、
    　　Cu：0.01～0.50％、
    　　Mo：0.01～0.50％、
    　　P：0.0050～0.50％
    　　Cr：0.01～1.50％、
    　　Nb：0.0005～0.0200％、
    　　B：0.0005～0.0200％及び
    　　Bi：0.0005～0.0200％
    からなる群より選ばれる１種又は２種以上を含有する、請求項１～３のいずれか一項記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 　加熱装置及び冷間圧延機をこの順に備えた設備列であって、前記加熱装置による入熱量が、前記冷間圧延機の圧延速度に連動して変動する、設備列。
  6. 　前記加熱装置の加熱が、前記冷間圧延機の圧延速度が設定値R0（mpm）である間の鋼板温度T0（℃）と、圧延速度が0.5×R0（mpm）以下である間の鋼板温度T1（℃）が、
    　　式：T1≧T0＋10℃　　　　　　（１）
    を満たすように、前記冷間圧延機の圧延速度に連動して変動する、請求項５記載の設備列。
  7. 　前記加熱装置が、誘導加熱、通電加熱又は赤外加熱のいずれかの加熱方式を利用する、請求項５又は６に記載の設備列。
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