(57)【要約】【課題】高温の熱延板焼鈍を施すことなくまたは熱延板焼鈍を施すことなく、磁気特性に優れかつリジング発生のない高級無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。【解決手段】Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．０〜５．０％、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：３．０％以下、Ｎ：０．００５０％以下およびＯ：０．０１０％以下を含有するスラブを熱間圧延し、均熱温度９００℃以下、均熱時間５ｍｉｎ以下で熱延板焼鈍を施しあるいは熱延板焼鈍を施すことなく、冷間圧延し、仕上焼鈍して無方向性電磁鋼板を製造する方法において、上記熱間圧延における仕上圧延１パス目の入側温度ＦＥＴ（℃）を９７０℃以上とし、かつ、上記仕上圧延１パス目を、下記式；α＝ＦＥＴ＋４３．４×ｌｎ（ＳＲ）（ここで、ＳＲ：仕上圧延１パス目の歪速度（s−１））で定義されるαが１０７０以上となる条件で圧延する。【選択図】図１
2020033640.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．０〜５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＯ：０．０１０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有するスラブを熱間圧延し、均熱温度９００℃以下、均熱時間５ｍｉｎ以下で熱延板焼鈍を施しあるいは熱延板焼鈍を施すことなく、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記熱間圧延における仕上圧延１パス目の入側温度ＦＥＴを９７０℃以上とし、かつ、
仕上圧延１パス目を下記（１）式で定義されるαが１０７０以上となる条件で圧延することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
記
α＝ＦＥＴ＋４３．４×ｌｎ（ＳＲ）  ・・・（１）
ここで、ＦＥＴ：仕上圧延１パス目の入側温度（℃）
ＳＲ：仕上圧延１パス目の歪速度（s−１）
【請求項２】
上記熱間圧延の仕上圧延前に、鋼板を再加熱することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
上記熱間圧延における仕上圧延終了温度ＦＤＴを９００℃以上、コイル巻取温度ＣＴを７００℃以下とすることを特徴とする請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
上記スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
上記スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ：０．０００１〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２０ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．０００１〜０．０２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、具体的には、高温の熱延板焼鈍を施すことなく、優れた磁気特性と表面性状を有する高級無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境を保護する観点から省エネルギー化が指向され、それに伴い、電気機器は高効率化や小型化が積極的に推進されている。そのため、電気機器の鉄心材料として広く使用されている無方向性電磁鋼板には、高磁束密度化や低鉄損化が強く要求されるようになってきている。また、占積率の向上やコアの寸法精度向上の観点から、リジングと呼ばれる鋼板表面のうねりを抑制することも求められている。
【０００３】
Ｓｉを３ｍａｓｓ％程度含有する高級無方向性電磁鋼板の製造においては、熱間圧延後の鋼板（熱延板）に、１０００℃程度の高温で熱延板焼鈍を施すことが一般的に行われている。これは、Ｓｉを３ｍａｓｓ％程度含有する鋼は、フェライト単相鋼であり、熱間圧延時に変態が生じないため、熱延後の鋼板組織は未再結晶組織が主となり、熱延板焼鈍を施して再結晶組織化しなければ、磁気特性の低下やリジングの発生を招くからである。しかし、熱延板焼鈍を施すことは、必然的に、工程増加による製造能力の低下や、工程管理の負荷増大等による製造コストの上昇を招く。
【０００４】
そこで、熱延板焼鈍を省略する方法として、特許文献１や特許文献２には、熱間圧延における仕上圧延終了温度を高温化して、自己焼鈍により再結晶を促進する技術が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開昭６２−０５４０２３号公報
【特許文献２】特開２００７−１５４２７１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、上記特許文献１および２の技術は、主としてＳｉを２ｍａｓｓ％程度含有する鋼を対象としてしか検討がなされていない。そのため、Ｓｉ含有量がさらに高い高級鋼では、再結晶がより進み難いため、リジングの抑制効果が安定して得られないという問題がある。また、熱間圧延の仕上圧延終了温度を高温化すると、熱延板の形状を制御することが難しくなるという問題もある。
【０００７】
本発明は、従来技術が抱える上記の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、高温での熱延板焼鈍を施すことなく、あるいは、熱延板焼鈍を施すことなく、磁気特性に優れかつリジングの発生のない高級無方向性電磁鋼板の製造方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
発明者らは、上記課題を達成するため、熱間圧延の仕上圧延条件に着目して鋭意検討を重ねた。その結果、熱間圧延の仕上圧延における１パス目の圧延条件を適正化することで、高温での熱延板焼鈍を施すことなく、あるいは、熱延板焼鈍を施すことなく、磁気特性に優れかつリジングの発生のない高級無方向性電磁鋼板を製造することができることを見出し、本発明を完成させた。
【０００９】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．０〜５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＯ：０．０１０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有するスラブを熱間圧延し、均熱温度９００℃以下、均熱時間５ｍｉｎ以下で熱延板焼鈍を施しあるいは熱延板焼鈍を施すことなく、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、
上記熱間圧延における仕上圧延１パス目の入側温度ＦＥＴを９７０℃以上とし、かつ、
上記仕上圧延１パス目を下記（１）式；
α＝ＦＥＴ＋４３．４×ｌｎ（ＳＲ）  ・・・（１）
ここで、ＦＥＴ：仕上圧延１パス目の入側温度（℃）
ＳＲ：仕上圧延１パス目の歪速度（s−１）
で定義されるαが１０７０以上となる条件で圧延することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
【００１０】
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記熱間圧延の仕上圧延前に、鋼板を再加熱することを特徴とする。
【００１１】
また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記熱間圧延における仕上圧延終了温度ＦＤＴを９００℃以上、コイル巻取温度ＣＴを７００℃以下とすることを特徴とする。
【００１２】
また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。
【００１３】
また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２０ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、高温での熱延板焼鈍を施すことなく、あるいは、熱延板焼鈍を施すことなく、磁気特性に優れかつリジングの発生のない高級無方向性電磁鋼板を製造することができるので、製造工程の短縮あるいは削減が可能となるだけでなく、製品品質の向上、製造コストの低減にも大いに寄与する。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】仕上圧延１パス目の入側温度ＦＥＴと歪速度ＳＲがリジングに及ぼす影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
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。
Ｃ：０．００１６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．１１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１５ｍａｓｓ％、Ａｌ：１．１２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１７ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０００５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００１ｍａｓｓ％およびＯ：０．００２８ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成の鋼を真空溶解炉で溶製し、５０ｋｇの鋳塊とした。
【００１７】
次いで、上記鋳塊を１１５０℃の温度に３０分間再加熱した後、粗圧延して、厚さが５０ｍｍのシートバーとした。次いで、上記シートバーを室温まで冷却した後、１１５０℃の温度に再加熱して３０分間保持した後、ワークロール径が３００ｍｍφの５スタンドの熱間圧延機を用いて、実機の仕上圧延を模擬した熱間圧延（仕上圧延）を行い、板厚が２．３ｍｍの熱延板とした。この際、５スタンドの圧延機出側の鋼板温度、即ち、仕上圧延終了温度ＦＤＴは８４０℃（一定）とし、仕上圧延１パス目の入側温度ＦＥＴと歪速度ＳＲを種々に変化させて圧延を行った。
次いで、上記熱間圧延後の鋼板（熱延板）を酸洗し、冷間圧延して最終板厚０．３ｍｍの冷延板とした後、９８０℃×１０ｓの仕上焼鈍を施した。
斯くして得た仕上焼鈍後の鋼板表面を目視で観察し、リジングの発生状況を評価した。
【００１８】
上記実験の結果を、図１に示した。この図から、熱間圧延の仕上圧延１パス目の入側温度ＦＥＴを９７０℃以上とし、かつ、上記仕上圧延１パス目を下記（１）式；
α＝ＦＥＴ＋４３．４×ｌｎ（ＳＲ）  ・・・（１）
ここで、ＦＥＴ：仕上圧延１パス目の入側温度（℃）
ＳＲ：仕上圧延１パス目の歪速度（s−１）
で定義されるαが１０７０以上となる条件で圧延することで、リジングの発生が抑制されることがわかった。
【００１９】
この理由について、発明者らは以下のように考えている。
仕上圧延の１パス目を、高温・高歪速度で圧延を行った場合には、１パス目の圧延後の静的再結晶が促進されるため、集合組織のランダム化と組織の微細化が達成される。さらに、１パス目の圧延後に再結晶して微細化した組織は、２パス目以降でも再結晶が促進されるため、さらに集合組織のランダム化が進行し、リジングが抑制される。
【００２０】
また、本実験で得られた全ての熱延板は、表層部を除いて未再結晶組織（加工組織）であった。これから、リジングを抑制するためには、必ずしも熱延後の熱延板組織を再結晶した状態にする必要はなく、上記した熱延の仕上圧延途中の再結晶で集合組織をランダム化すればよいこと、また、その場合には、熱延終了後の鋼板組織は未再結晶組織でもよいことがわかった。したがって、仕上圧延機入側の鋼板温度、すなわち、仕上圧延１パス目の圧延条件を適正化すれば、仕上圧延終了温度ＦＤＴを不必要に高温化することなく、リジングを抑制することが可能であることがわかった。
本発明は、上記の新たな知見に基き、開発したものである。
【００２１】
次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材（スラブ）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、製品板において磁気時効を起こして炭化物を形成し、鉄損を劣化させる有害元素である。よって、本発明では、上記磁気時効を抑制するため、Ｃの含有量を０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。
【００２２】
Ｓｉ：２．０〜５．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の比抵抗を高めて鉄損を低減するのに有効な成分である。しかし、Ｓｉが２．０ｍａｓｓ％未満では上記効果は小さく、一方、５．０ｍａｓｓ％を超えると、圧延することが困難になる。よって、Ｓｉの含有量は２．０〜５．０ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、本発明は、再結晶が起こり難い、高級鋼を対象としていることから、本発明の効果が顕著となるＳｉ：２．５ｍａｓｓ％以上の鋼に適用するのが好ましい。また、Ｓｉの上限は、製造性を考慮し、４．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
【００２３】
Ｍｎ：３．０ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、ＳをＭｎＳとして固定することで、熱間加工性を改善する効果がある他、微細硫化物を低減し、粒成長性を改善して鉄損を低減する効果がある。さらに、Ｍｎを多く添加することで、ＭｎＳの固溶温度が上昇して再固溶やそれに伴う微細析出が抑制されるので、後述するスラブ加熱温度の高温化による鉄損特性の悪化を抑制することもできる。しかし、Ｍｎ含有量が３．０ｍａｓｓ％を超えると、Ｍｎ炭窒化物が析出し、却って鉄損が悪化するようになる。よって、Ｍｎの含有量は３．０ｍａｓｓ％以下とする。なお、上記鉄損低減効果を得るためには、０．４ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。また、Ｍｎの上限は、好ましくは２．０ｍａｓｓ％である。
【００２４】
Ｐ：０．２０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、固溶硬化能が大きいため、鋼の強度調整に用いられる元素であり、適宜、添加することができる。しかし、０．２０ｍａｓｓ％を超えると、鋼が脆化し、冷間圧延すること困難になるため、Ｐの上限は０．２０ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．０８ｍａｓｓ％以下である。
【００２５】
Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、微細な硫化物を形成して粒成長を阻害し、鉄損を増加させる有害元素であるため、極力低減するのが望ましい。特に、Ｓの含有量が０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、上記の悪影響が顕著になるので、上限を０．００５０ｍａｓｓ％とする。なお、Ｓを０．００１０ｍａｓｓ％以下に低減することで、後述するスラブ加熱温度の高温化による鉄損特性の悪化を抑制することができるので、好ましくは０．００２５ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．００１０ｍａｓｓ％以下である。
【００２６】
Ａｌ：３．０ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の比抵抗を高めて鉄損を低減する効果がある。また、ＮをＡｌＮとして固定することで、微細なＡｌＮの析出を低減して粒成長性を改善し、鉄損を低減する効果がある。さらに、Ａｌを多く添加することで、ＡｌＮの固溶温度が上昇して再固溶やそれに伴う微細析出が抑制されるので、後述するスラブ加熱温度の高温化による鉄損特性の悪化を抑制することもできる。しかし、Ａｌの含有量が３．０ｍａｓｓ％を超えると、圧延することが困難になる。よって、Ａｌは３．０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは２．０ｍａｓｓ％以下である。なお、Ａｌ含有量が０．５ｍａｓｓ％未満では、上記した鉄損改善効果が小さいため、０．５ｍａｓｓ％以上含有するのが好ましい。
【００２７】
なお、Ａｌは、微細なＡｌＮを形成し、粒成長を阻害して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素でもある。したがって、Ａｌ含有量を極力低減してＡｌＮの析出量を減少することで、粒成長を促進し、鉄損を改善することもできる。この効果を得るためには、Ａｌは０．０５ｍａｓｓ％以下に低減することが好ましい。より好ましくは０．０１ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。なお、Ａｌを低減した場合には、集合組織の改善による磁束密度の向上効果も期待できるので、熱延板焼鈍の省略によって磁束密度が低下しやすい高級鋼を対象とする本発明には特に好適である。
【００２８】
Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｎは、微細な窒化物を形成し、粒成長を阻害して鉄損を高める有害元素である。特に、Ｎ含有量が０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、上記の悪影響が顕著になるため、上限は０．００５０ｍａｓｓ％とする。なお、Ｎを０．００１０ｍａｓｓ％以下に低減することで、後述するスラブ加熱温度の高温化による鉄損特性の悪化を抑制することができるので、より好ましくは０．００１０ｍａｓｓ％以下である。
【００２９】
本発明の無方向電磁鋼板の製造に用いる鋼素材は、上記成分に加えてさらに、以下の成分を適宜含有することができる。
Ｓｎ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％
ＳｎおよびＳｂは、再結晶集合組織を改善し、磁束密度と鉄損を改善する効果がある。上記効果は、ＳｎおよびＳｂの含有量がそれぞれ０．００５ｍａｓｓ％未満では十分に得られない。一方、ＳｎおよびＳｂをそれぞれ０．２０ｍａｓｓ％以上添加しても、上記効果は飽和する。よって、ＳｎおよびＳｂは、それぞれ０．００５〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
【００３０】
Ｃａ：０．０００１〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２０ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２０ｍａｓｓ％
Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭは、安定な硫化物、セレン化物を形成し、粒成長性を改善する効果がある。また、Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭは、粒成長を阻害する析出物を形成するＳを固定することで、後述するスラブ加熱温度の高温化による鉄損特性の悪化を抑制する効果もある。上記効果は、Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上の含有量がそれぞれ０．０００１ｍａｓｓ％未満では十分に得られない。一方、Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上のそれぞれの含有量が０．０２０ｍａｓｓ％を超えると、介在物（Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭの化合物）が増加し、却って鉄損が増加するようになる。よって、Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭは、それぞれ０．０００１〜０．０２０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．０００５〜０．０１０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００３１】
本発明の無方向電磁鋼板の製造に用いる鋼素材は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。しかし、Ｃｒ，ＮｉおよびＣｕなどの元素は、適正な範囲内であれば、本発明の効果に悪影響を及ぼさずに鉄損や強度を改善する効果があり、適宜添加することができるが、原料コストを低減する観点から、これらの元素は、それぞれ１ｍａｓｓ％以下とするのが望ましい。また、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒなどの炭窒化物や硫化物を形成する元素は、磁気特性に有害であることから、これらの元素は可能な限り低減することが望ましく、具体的にはそれぞれ０．００２ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
【００３２】
次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記した本発明に適合する成分組成の鋼素材（スラブ）を所定の温度に加熱した後、熱間圧延して熱延板とし、該熱延板に熱延板焼鈍を施しあるいは施すことなく、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、最終板厚とした後、仕上焼鈍し、必要に応じて絶縁被膜を被成することで製造することができる。
【００３３】
ここで、上記鋼素材（スラブ）は、転炉や真空脱ガス処理等からなる常法の精錬プロセスで本発明に適合する成分組成の鋼を溶製し、常法の連続鋳造法や造塊−分塊圧延法等を用いて製造することができる。なお、連続鋳造と熱延とを直結した薄スラブキャスターを用いて鋼素材としてもよい。
【００３４】
上記スラブは、所定の温度に加熱した後、熱間圧延に供するが、上記スラブ加熱は必須ではなく、省略してもよい。例えば、連続鋳造後、直ちに熱間圧延する直送圧延ＨＤＲの場合や、上記薄スラブの場合である。なお、スラブ加熱を行う場合、その加熱温度は、１０００〜１３００℃の範囲とするのが好ましい。スラブ加熱温度が１３００℃を超えると、ＡｌＮやＭｎＳなどの析出物形成元素が鋼中に固溶し、後工程で再析出して粒成長を阻害し、鉄損特性に悪影響を及ぼすようになる。一方、１０００℃を下回ると、熱間圧延の負荷が増大するだけでなく、仕上圧延入側温度ＦＥＴや仕上圧延終了温度ＦＤＴを確保できなくなる。
【００３５】
熱間圧延は、複数の単スタンド圧延機で、スラブを所定の板厚のシートバーとする粗圧延と、上記粗圧延に続く、複数のスタンドからなる仕上圧延機で目標板厚まで連続して圧延を行う仕上圧延とから構成されているのが一般的である。粗圧延については、歪速度を制御することが工業的に難しいため、特に条件は規定しない。また、上述した薄スラブキャスターで薄スラブを製造するような場合には、粗圧延を省略してもよい。この場合のスラブ厚は、１０〜１００ｍｍの範囲とするのが好ましい。
【００３６】
粗圧延に続く仕上圧延は、１パス目の入側の鋼板温度、すなわち、仕上圧延入側温度ＦＥＴ（℃）を９７０℃以上とし、かつ、上記仕上圧延１パス目を下記（１）式；
α＝ＦＥＴ＋４３．４×ｌｎ（ＳＲ）  ・・・（１）
ここで、ＦＥＴ：仕上圧延１パス目の入側温度（℃）
ＳＲ：仕上圧延１パス目の歪速度（s−１）
で定義されるαが１０７０以上となる条件で圧延することが重要である。これにより、仕上圧延における静的再結晶が促進され、リジングを抑制することができる。ＦＥＴが９７０℃よりも低くなると、現実的な熱延条件の範囲では、歪速度を上げても再結晶を促進することが困難になるので、ＦＥＴの下限は９７０℃とする必要がある。なお、好ましいＦＥＴは１０３０℃以上、αは１１００以上である。
【００３７】
なお、歪速度ＳＲ（s−１）については、種々の計算式が提案されているが、本発明においては、Ｓｉｍｓの式として知られる下記式を用いる。
2020033640.tif 000003
【００３８】
また、熱間圧延の仕上圧延最終パス出側の鋼板温度、すなわち、仕上圧延終了温度ＦＤＴは磁気特性を改善する観点から、９００℃以上とするのが好ましく、９４０℃以上とするのがより好ましい。これにより、熱延板の再結晶と粒成長が促進され、磁気特性をより向上することができる。ＦＤＴの高温化は、スラブ加熱温度の高温化や、パススケジュールの最適化、熱間圧延途中での再加熱、ストリップクーラント量の調整などで達成できる。一方、ＦＤＴがＭｎＳやＡｌＮの固溶温度以上となった場合、析出物が微細化して鉄損が増加するおそれがあるため、ＦＤＴは１１００℃以下とするのが好ましい。
【００３９】
ここで、上記熱間圧延途中での再加熱の目的は、仕上圧延における圧延温度を高温化し、仕上熱延中の再結晶を促進することにある。したがって、上記再加熱は、粗圧延後、仕上圧延前のシートバーに対して実施するのが好ましく、また、再加熱する手段としては、例えば、従来公知の誘導加熱方式のシートバーヒータを用いることが好ましい。なお、シートバーを再加熱する場合、その温度は、スラブ加熱温度以下とすることが好ましい。これにより、ＡｌＮやＭｎＳなどの析出物の再固溶が抑制されるため、ＡｌＮやＭｎＳなどの再析出による粒成長への悪影響、ひいては、鉄損への悪影響を回避することができる。なお、再加熱温度を、スラブ加熱温度以上、あるいは、１１５０℃以上の高温とする場合は、ＣａやＲＥＭ，Ｍｇなどを添加してＳを粗大介在物として固定し、微細ＭｎＳの生成を抑制することが好ましい。なお、薄スラブキャスター等を用いるなどして、スラブ加熱を省略する場合には、シートバーの再加熱温度は特に制限されないが、やはり、Ｃａ，ＲＥＭ，Ｍｇなどを添加することが好ましい。
【００４０】
一方、上記ＦＤＴは、高温化すると、熱間圧延後の鋼板形状を制御することが難しくなる。そのため磁気特性と鋼板形状を両立するため、ＦＤＴの上限は１０００℃程度とするのが好ましい。なお、ＦＤＴを高温化しない場合、磁束密度が低下する傾向があるが、Ａｌの含有量を極微量に低減した鋼素材を用いたり、Ｓｎ，Ｓｂ等の粒界偏析元素を微量添加した鋼素材を用いたりすることで、上記弊害を軽減することができる。
【００４１】
また、熱間圧延後のコイル巻取温度ＣＴは、７００℃を超えると、脱スケール性が悪化するため、７００℃以下とするのが好ましい。
【００４２】
上記熱間圧延後の鋼板（熱延板）は、熱延板焼鈍を施すことなく冷間圧延に供することができるが、磁気特性および表面性状のさらなる向上を目的として熱延板焼鈍を施してもよい。ただし、熱延板焼鈍を施す場合、本発明では、熱間圧延条件の適正化によりリジングを抑止することができるので、低温短時間の焼鈍条件、具体的には、均熱温度が９００℃以下、均熱時間が５ｍｉｎ以下の焼鈍条件でも、優れた磁気特性と表面性状を得ることができる。
【００４３】
次いで、上記熱間圧延後または熱延板焼鈍後の鋼板は、１回の冷間圧延、もしくは、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により所定の最終板厚（製品板厚）とした後、仕上焼鈍を施す。上記仕上焼鈍は、鉄損低減およびピックアップによる不良低減の観点から、焼鈍温度は９００〜１１００℃の範囲とすることが望ましい。また、仕上焼鈍の雰囲気は、非酸化性雰囲気もしくは還元性雰囲気とするのが好ましく、例えば、乾燥Ｎ２雰囲気もしくは酸素ポテンシャルＰＨ２Ｏ／ＰＨ２が０．１以下のＨ２-Ｎ２混合雰囲気とするのが好ましい。また、仕上焼鈍の後、必要に応じて絶縁被膜を被成してもよく、目的に応じて、公知の有機、無機、有機・無機混合被膜を適用することができる。
【実施例１】
【００４４】
Ｃ：０．００１３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．８ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０００９〜０．００１５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．９ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１２〜０．００１７ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．０００２ｍａｓｓ％以下およびＯ：０．００１１〜０．００２３ｍａｓｓ％を含有し、さらに、表１に示したその他の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋼を、転炉、真空脱ガス装置等からなる常法の精錬プロセスで溶製した後、連続鋳造法で厚さ２００ｍｍの鋼素材（スラブ）とした。次いで、上記スラブを、表１に示したように、種々のスラブ加熱温度に加熱し、３０ｍｉｎ間均熱した後、表１に示した仕上圧延終了温度ＦＤＴで熱間圧延して、板厚２．０ｍｍの熱延板とした後、コイル巻取温度５９０℃で巻き取った。この際、上記熱間圧延における仕上圧延の１パス目は、直径８００ｍｍφのワークロールを用い、仕上圧延１パス目の入側厚（シートバー厚）、ロール周速（圧延速度）および圧下率を変化させることで、仕上圧延１パス目の歪速度ＳＲを種々に変化させた。また、一部の条件では、粗圧延後のシートバーを、仕上圧延機の前に設置した誘導加熱方式のシートバーヒータで表１に示した温度に再加熱してから仕上圧延を行った。
次いで、上記の熱延板に対して、同じく表１に示した温度で３０ｓｅｃ間保持する熱延板焼鈍を施した後、あるいは施さずに、酸洗して脱スケールした後、冷間圧延して最終板厚０．３ｍｍの冷延板とした。
次いで、上記冷延板を、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２５：７５の乾燥雰囲気下で、均熱温度９９０℃×均熱時間１０ｓｅｃの仕上焼鈍を施した後、絶縁被膜を塗布して製品板とした。
【００４５】
斯くして得た製品板の圧延方向と板幅方向とから、幅：３０ｍｍ×長さ：２８０ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｃ  ２５５０−１（２０１１）に準拠したエプスタイン試験を行い、磁束密度Ｂ５０と鉄損Ｗ１０／４００を測定した。また、目視で、リジングの有無とレベルを評価した。
上記の結果を、製造条件とともに表１に示した。なお、１０００℃で熱延板焼鈍を施した鋼板Ｎｏ．３は、従来技術を示す参考例である。この結果から、本発明に適合する条件で熱間圧延した鋼板は、いずれも熱延板焼鈍を施さずとも、熱延板焼鈍を施した鋼板と同等レベルの優れた表面性状と磁気特性が得られていることがわかる。
また、磁束密度Ｂ５０は、熱延板焼鈍を施さない場合は、施した場合よりも若干劣る傾向があるが、ＦＤＴの高温化や、Ｓｎ、Ｓｂの添加により改善できること、また、ＦＥＴやＦＤＴの高温化のためにスラブ加熱温度を高温化した場合は、鉄損が増加する傾向があるが、ＣａやＲＥＭ，Ｍｇの添加により鉄損上昇を抑制できることがわかる。
【００４６】
【表１】
2020033640.tif 000004
【実施例２】
【００４７】
表２に示したＡ〜Ｅの成分組成を有する鋼を常法の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造法で厚さが２４０ｍｍの鋼素材（スラブ）とした後、均熱炉で表３に示した温度に加熱し、４０ｍｉｎ間均熱した後、表３に示した仕上圧延終了温度ＦＤＴで熱間圧延して、板厚２．３ｍｍの熱延板とした後、コイル巻取温度５６０℃で巻き取った。この際、仕上圧延１パス目は、６００ｍｍφのワークロール径を用い、仕上圧延１パス目の入側厚（シートバー厚）、ロール周速（圧延速度）および圧下率を変化させて１パス目の歪速度ＳＲを種々に変化させた。また、一部の条件では、粗圧延後のシートバーを、仕上圧延機前に設置した誘導加熱方式のシートバーヒータで、表３に示した温度に再加熱してから仕上圧延を行った。
次いで、上記の熱延板に対して、同じく表３に示した温度に３０ｓｅｃ間保持する熱延板焼鈍を施した後、あるいは施さずに、酸洗して脱スケールした後、冷間圧延して最終板厚０．３ｍｍの冷延板とした。
次いで、上記冷延板を、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２０：８０の乾燥雰囲気下で、均熱温度１０１０℃×均熱時間２０ｓｅｃの仕上焼鈍を施した後、絶縁被膜を塗布して製品板とした。
【００４８】
【表２】
2020033640.tif 000005
【００４９】
斯くして得た製品板の圧延方向と板幅方向とから、幅：３０ｍｍ×長さ：２８０ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｃ  ２５５０−１（２０１１）に準拠したエプスタイン試験を行い、磁束密度Ｂ５０と鉄損Ｗ１０／４００を測定した。また、目視で、リジングの有無とレベルを評価した。
【００５０】
上記の結果を、製造条件とともに表３に示した。なお、９８０℃以上で熱延板焼鈍を施した鋼板Ｎｏ．１，５，９，１３および１７は、従来技術を示す参考例である。この結果から、本発明に適合する条件で熱間圧延した鋼板は、いずれも熱延板焼鈍を施さずとも、熱延板焼鈍を施した鋼板と同等レベルに優れた表面性状が得られているだけでなく、磁気特性にも優れていることがわかる。また、Ａｌ含有量が低い鋼Ａは、Ａｌ含有量が高い鋼Ｂに対して、スラブ加熱温度を高くしたときの鉄損増加が大きく、Ａｌ含有量を高くすることが有利であることがわかる。また、逆にＡｌ含有量が非常に少ない鋼Ｃも、スラブ加熱温度を高くしたときの鉄損増加が小さい。また、Ｓｉ含有量が低い鋼Ｄは、熱間圧延中に変態を起こす、いわゆる変態鋼であるが、本発明の製造条件を満たすことで、優れた表面性状と磁気特性が得られている。
【００５１】
【表３】
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【図１】
2020033640.tif 000007