(57)【要約】本発明は、ゴス方位粒とゴス方位と対応関係にある方位の結晶粒が圧延方向に揃った一次再結晶組織を有する一方向性電磁鋼板を製造するもので、質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、及び、Ｍｎ：０．０３〜０．５５％、Ａｌ：０．００７〜０．０４０％を含有する電磁鋼スラブを１１００〜１４５０℃以上に加熱し、熱間圧延を施して熱延板とした後、熱延板焼鈍を施し、次いで、分割型ハウジング式クラスター型レバース圧延機で、複数回の冷間圧延を施し、その後、一次再結晶焼鈍、次いで、二次再結晶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、（ａ）１回目の冷間圧延、又は、１回目と２回目の冷間圧延を、直径５５〜１０５ｍｍ未満の小径ワークロールを用いて行い、（ｂ）２回目又は３回目以降、最終前までの冷間圧延を、直径１０５〜１５０ｍｍ未満の大径ワークロールを用いて行い、（ｃ）最終の冷間圧延を、上記大径ワークロールの直径より小さい直径の小径ワークロールを用いて行うことを特徴とする。
2008133337.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、及び、Ｍｎ：０．０３〜０．５５％、Ａｌ：０．００７〜０．０４０％を含有する電磁鋼スラブを１１００〜１４５０℃以上に加熱し、熱間圧延を施して熱延板とした後、熱延板焼鈍を施し、次いで、レバース圧延機で、複数回の冷間圧延を施し、その後、一次再結晶焼鈍、次いで、二次再結晶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、
（ａ）１回目の冷間圧延、又は、１回目と２回目の冷間圧延を、直径５５〜１０５ｍｍ未満のワークロールを用いて行い、
（ｂ）２回目又は３回目以降、最終から２回前又は最終前までの冷間圧延を、直径１０５〜１５０ｍｍ未満のワークロールを用いて行い、
（ｃ）最終の冷間圧延を、前記（ｂ）における冷間圧延のワークロールの直径より小さい直径のワークロールを用いて行うことを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記１回目および最終の冷間圧延のワークロールの直径が７０〜９５ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記２回目又は３回目以降、最終前までの冷間圧延のワークロールの直径が１１５〜１５０ｍｍ未満であることを特徴とする請求項１に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記最終の冷間圧延で用いるワークロールの直径が、５５〜１０５ｍｍ未満であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記２回目又は３回目以降、最終前の冷間圧延において、圧延間で、１００〜３５０℃、１分以上の時効処理を行うことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記時効処理を、加工発熱を利用して行うことを特徴とする請求項５に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記冷間圧延の回数が、３以上７以下であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の一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、変圧器・発電機等の電気機器の鉄心に使用する一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、省エネルギーの観点から、変圧器・発電機等の電気機器には、低鉄損化や、小型化、軽量化が強く求められているが、それを実現するためには、薄くて磁束密度が高い一方向性電磁鋼板を開発する必要がある。
現在、製造技術の著しい進歩により、例えば、板厚０．２３ｍｍ、磁束密度Ｂ８（磁化力８００Ａ／ｍにおける値）１．９２Ｔ、鉄損Ｗ１７／５０（５０Ｈｚ、１．７Ｔでの最大磁化の値）０．８５Ｗ／ｋｇの一方向性電磁鋼板を製造することが可能である。
このような、優れた磁気特性を備える一方向性電磁鋼板を製造するためには、最終仕上げ焼鈍の際に、二次再結晶粒が｛１１０｝＜００１＞方位（ゴス方位）に高度に集積した二次再結晶集合組織を形成することが必要である。
ゴス方位に高度に集積した二次再結晶集合組織を形成するためには、（ｉ）ゴス方位の二次再結晶粒が優先的に発達し易い一次再結晶組織を形成することと、（ｉｉ）二次再結晶過程において、ゴス方位以外の好ましくない方位の結晶粒の成長を、インヒビターで抑制することが不可欠である。
インヒビターとしては、一般に、ＡｌＮ、Ｍｎ（Ｓ，Ｓｅ）、Ｃｕ２（Ｓ，Ｓｅ）等の析出物を利用し、さらに、補助的に、Ｓｎ、Ｓｂ等の粒界偏析型元素を利用する（例えば、特公昭４６−２３８２０号公報および特開昭６２−４０３１５号公報参照）が、インヒビターを用いる製造方法においては、適正な一次再結晶組織を形成しなければ、高い磁束密度を得ることができない。
適正な一次再結晶組織を形成するためには、結晶粒の粒径を均一化するとともに、ゴス方位の結晶粒とゴス方位と対応関係にある方位の結晶粒を圧延方向に揃えることが重要であるが、これらのことは、冷間圧延の条件に大きく影響される。それ故、これまで、冷間圧延に関する技術が数多く提案されている（例えば、特公昭５４−１３８４６号公報、特公昭５４−２９１８２号公報および特開平４−２８９１２１号公報参照）。
冷間圧延には、レバース圧延（特公昭５４−１３８４６号公報参照）とタンデム圧延（特公昭５４−２９１８２号公報参照）の二つがあるが、現在、加工発熱を利用して高温圧延を行うとともに、圧延と圧延の間でのリール巻取り後の時効効果を利用するレバース圧延が主に用いられている。
多量のＳｉを含有する鋼板は変形抵抗が高いので、レバース圧延する場合、大径ワークロールを使用すると、圧延反力が大きくなり、限界圧下量が制限されるが、小径ワークロールを使用すると、鋼板との接触面積が小さくなり、同じ圧下量でも、圧延反力が小さくなるので、限界圧下量が向上する。このため、高圧下率の圧延を行う際には、小径ワークロールを使用する方が有利である（特公昭５０−３７１３０号公報、特開平２−２８２４２２号公報、特開平５−３３０５６号公報および特開平９−２８７０２５号公報参照）。
通常、ワークロールの直径を小さくすると、ロール変形が生じ易くなり、鋼板形状や、磁気特性の点で好ましくないが、６重、１２重、２０重のロールをクラスター状に配置したゼンジミアミルやＮＭＳミルは、該ロールがワークロールを多角的にバックアップする構造であるので、ロール変形が抑制されて、小径ワークロールの使用が可能である。それ故、一方向性電磁鋼板の製造においては、主に、クラスター型レバース圧延機が使用されている。
クラスター型レバース圧延機としては、２１型や２２型に代表されるゼンジマー圧延機が主流であり、該圧延機においては、薄鋼板の圧延性を確保する観点から、主に、９５ｍｍφ以下の小径ワークロールが用いられている。例えば、特許文献８には、８０ｍｍφと９０ｍｍφのロールを用いた実施例が記載されている。
２１型と２２型に代表されるゼンジマー圧延機は、図１（ａ）に示すように、モノブロック型ハウジングに組み込まれている。モノブロック型ハウジングの場合、ハウジング内のスペースが固定されているので、ロールの交換の際、挿入できるロールの直径が制限されることになる。
これに対し、図１（ｂ）に示すように、分割型ハウジングに組み込んだゼンジマー圧延機においては、ハウジングを上下に移送させることにより、ハウジング内のスペースを調整することができるので、鋼種や板厚の鋼板条件、及び、圧延条件に応じてワークロールの径を変えることができる。最近では、設備的及び操業的な技術進歩や、ＮＭＳミルの開発により、９５ｍｍφ以上のワークロールを使用することが可能である。
そこで、本出願人は、このことを踏まえ、磁気特性に及ぼすワークロールの直径の影響を検討した。
その結果、ワークロール直径を９５〜１７０ｍｍφにすると、磁気特性が向上するとの知見を得、ワークロールの直径が９５〜１７０ｍｍφのクラスター型レバース圧延機を用いて、磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を製造する技術を提案した（特開２００１−１９２７３２号公報および特開２００２−１２９２３４号公報参照）。
【発明の開示】
【０００３】
本出願人が、特開２００１−１９２７３２号公報で提案した技術は、直径９５〜１７０ｍｍφのワークロールを用いて、一方向性電磁鋼板の磁気特性の向上を目指すものであり、小径ワークロールを用いることの利点、即ち、高圧下特性を生かし、生産性の向上を目指したものではない。
また特開２００２−１２９２３４号公報には、「クラスターミルの大径ワークロール効果は圧延パスの前段において有効であるという冶金的発見」に基づいて、分割型のハウジングで構成されたクラスターミルを用いて圧延の前段パスを大径ワークロールで圧延し、後段パスを小径ワークロールに組替えて圧延することにより方向性電磁鋼板を製造する技術が開示されており、前段圧延の前段パスにおいて大径ワークロールを用いる方法が開示されている。
しかしこの方法では本来、厚下量を大きく取りたい初回のパスも大径ロールを用いて冷間圧延するため、初回パスにおいて噛み込み性等の圧延制約が大きいという難点があった。
一方向性電磁鋼板の冷間圧延において、例えば、９０ｍｍφ以下の小径ワークロールを用いると、磁気特性は、むしろ劣化するといわれているが、本発明は、小径ワークロールの高圧下特性を最大限に生かすとともに、結晶粒の粒径が均一で、かつ、ゴス方位の結晶粒と、ゴス方位と対応関係にある方位の結晶粒が、圧延方向に揃った一次再結晶組織を形成することを課題とする。
そして、本発明は、上記課題を解決する一方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者は、分割型ハウジングで構成されたゼンジマー圧延機においては、鋼種や板厚の鋼板条件、及び、圧延条件に応じて、ワークロールを交換できることに着目した。
そして、小径ワークロールを用いる圧延に続き、大径ワークロールを用いる圧延を行えば、結晶粒の粒径が均一で、ゴス方位の結晶粒とゴス方位と対応関係にある方位の結晶粒が圧延方向に揃った一次再結晶組織を形成できることを見いだした。
また、大径ワークロールを用いる圧延において、圧延間で時効処理を施せば、より好ましい一次再結晶組織を形成できることを見いだした。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、及び、Ｍｎ：０．０３〜０．５５％、Ａｌ：０．００７〜０．０４０％を含有する電磁鋼スラブを１１００〜１４５０℃以上に加熱し、熱間圧延を施して熱延板とした後、熱延板焼鈍を施し、次いで、分割型ハウジング式クラスター型レバース圧延機で、複数回の冷間圧延を施し、その後、一次再結晶焼鈍、次いで、二次再結晶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、
（ａ）１回目の冷間圧延、又は、１回目と２回目の冷間圧延を、直径５５〜１０５ｍｍ未満の小径ワークロールを用いて行い、
（ｂ）２回目又は３回目以降、最終前までの冷間圧延を、直径１０５〜１５０ｍｍ未満の大径ワークロールを用いて行い、
（ｃ）最終の冷間圧延を、上記大径ワークロールの直径より小さい直径の小径ワークロールを用いて行うことを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
（２）  前記小径ワークロールの直径が７０〜９５ｍｍであることを特徴とする前記（１）に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（３）  前記大径ワークロールの直径が１１５〜１５０ｍｍ未満であることを特徴とする前記（１）に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（４）  前記最終の冷間圧延で用いる小径ワークロールの直径が、５５〜１０５ｍｍ未満であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（５）  前記２回目又は３回目以降、最終前の冷間圧延において、圧延間で、１００〜３５０℃、１分以上の時効処理を行うことを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（６）  前記時効処理を、加工発熱を利用して行うことを特徴とする前記（５）に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
（７）  前記冷間圧延の回数が、３以上７以下であることを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれかに記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
図１は、ゼンジマー圧延機の構造を示す図である。（ａ）は、モノブロック型ハウジングに組み込んだ構造を示し、（ｂ）は、分割型ハウジングに組み込んだ構造を示す。
図２は、ワークロールの直径と圧延荷重の関係を示す図である。
図３は、１パスで小径ワークロールを用い、２〜５パスの中間パスで大径ワークロールを用いた場合における圧延反力の変化を示す図である。
図４は、ワークロールの直径（ｍｍ）と磁束密度Ｂ８の関係を示す図である。
図５は、ＮＤ軸回りの回転角度と、ゴス方位の強度（ＩＮ）とΣ９対応方位の強度（ＩｃΣ９）の関係を示す図である。
図６は、ワークロールの直径（ｍｍ）と磁束密度Ｂ８の関係を示す図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００５】
本発明者は、質量％で、Ｃ：０．００５％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．１％、Ｓ：０．０７％、Ａｌ：０．０２８２％、Ｎ：０．００７０％、及び、Ｓｎ：０．０７％を含有する電磁鋼スラブを、１１５０℃に加熱し、熱間圧延して製造した１．８ｍｍ厚の熱延板を、１１００℃で焼鈍した後、分割型ハウジング式クラスター型レバース圧延機で、圧延回数６、全圧下率９０％で冷間圧延し、板厚０．１８ｍｍの鋼板を製造した。なお、圧延間で、２００℃で５分間の時効処理を、適宜、行った。
この時、１回目の冷間圧延（以下「１パス」ということがある）及び最終の冷間圧延（以下「最終パス」ということがある）で用いるワークロールの直径を、６５〜９７ｍｍの範囲で変えて、圧延荷重を測定した。また、２回目以降（最終パスを除く）の冷間圧延（以下「中間パス」ということがある）で用いるワークロールの直径を、９５〜１８０ｍｍの範囲で変えて、圧延荷重を測定した。なお、パススケジュールは同一とした。その結果を、図２に示す。
図２から、直径６５〜９７ｍｍのワークロール（以下「小径ワークロール」ということがある）の圧延荷重の範囲と、直径９５〜１８０ｍｍのワークロール（以下「大径ワークロール」ということがある）の圧延荷重の範囲は、ほぼ同じであることが解る。
リバース圧延機ではパス当りの圧下率が高いほど圧延能率が上がるが、一方で咬み込みが不安定になり破断リスクが高まる傾向にある。従って、各パスの板厚・板温などの条件毎に限界圧下率が規定される。
各パス最も効率の高い圧下率を実現し、かつベアリング等各種部品の耐力範囲内に圧延反力を抑えるためには図２に示すように「１パス」で小径ワークロールを用いる必要がある。
このことは、高圧下を目指す圧延初期のパス（１パス、２パス）、及び、加工硬化した鋼板を圧延する必要がある最終パスにおいて、小径ワークロールを使用しても、中間パスで大径ワークロールを用いた場合における圧延荷重と同程度の圧延荷重で圧延できることを意味している。
ここで、図３に、６パスのパススケジュールにおいて、１パスで、直径６５ｍｍの小径ワークロールを用い、２〜５パスの中間パスで、直径１００ｍｍの大径ワークロールを用い、最終パス（６パス）で、直径６０ｍｍの小径ワークロールを用いた場合における圧延反力の変化を示す。
図中には、比較のため、１パスと最終パスで、直径１００ｍｍの大径ワークロールを用いた場合（図中「△」参照）と、中間パス及び最終パス（２パス以降）で直径６０ｍｍの小径ワークロールを用いた場合（図中「◇」参照）における圧延反力を併せて示した。
小径ワークロールを用いる１パスでの圧延反力は、許容圧延荷重１２００ｔより大幅に低い９００ｔである。そして、中間パスで、直径１００ｍｍの大径ロールを用いることにより圧延反力が増大しても、約１０００ｔ程度までであり、また、最終パスで、直径１００ｍｍの大径ワークロールを用いても、約１１００ｔまでである。
この場合、圧延を通じての許容圧延荷重は、１１００ｔであり、全パスで、直径１００ｍｍの大径ワークロールを用いた場合の許容圧延荷重１２００ｔ（＝１パスでの圧延反力）に比べ、大幅に低減されている。
この許容圧延荷重は、ワークロールの直径よって異なるが、図３に示すように、小径ワークロールと大径ワークロールの直径を適宜選択することにより、許容圧延荷重を大幅に低減することができる。その結果、所要の板厚までに圧延するのに必要なパス数を削減できるし、また、鋼板の破断を防止することができるので、生産性を著しく高めることができる。
本出願人の知見（特開２００１−１９２７３２号公報および特開２００２−１２９２３４号公報参照）によれば、大径ワークロールを用いて圧延し、併せて、加工発熱を利用して時効処理を行うと、電磁鋼板の磁気特性を改善することができる。
図４に、直径５０〜６０ｍｍの小径ワークロールで圧延して製造した板厚０．２３ｍｍの電磁鋼板の磁束密度Ｂ８［Ｔ］と、直径１１０〜１２０ｍｍの大径ワークロールで圧延して製造した板厚０．２３ｍｍの電磁鋼板の磁束密度Ｂ８［Ｔ］を示す。上が、加工発熱を利用して高温圧延を行った場合に磁束密度であり、下が、時効処理をしない通常圧延を行った場合の磁束密度である。
通常圧延の場合、小径ワークロールを大径ワークロールに替えても、磁束密度Ｂ８［Ｔ］は向上しないが、大径ワークロールを用いて高温圧延を行うと、磁束密度Ｂ８［Ｔ］が向上することが解る。
圧延初期のパス（１パス、２パス）では、鋼板の温度が充分に上がりきっていないので、大径ワークロールを用いることにより得られる磁束密度向上効果を期待することはできない。
一般に加工発熱で板温を上げようとした場合、クーラント油の供給量を低減する方法がとられる。しかし、必要最低限の潤滑性確保やロール焼付防止を考慮した場合、圧延初期パス（１パス、２パス）では大径ワークロール使用による磁束密度改善効果を期待できる温度域まで到達することは困難である。
そこで、本発明においては、圧延初期のパスでは、小径ワークロールを使用して、低い圧延荷重のもとで、高圧下圧延を行い、中間パスでは、大径ワークロールを使用し、適宜、加工発熱による時効処理の効果を併用して、磁束密度の向上を図ることを基本思想とする。そして、冷間圧延の最終パスでは、小径ワークロールを使用して、冷延鋼板をさらに圧下し、所要の製品板厚とする。
このように、本発明においては、小径ワークロールと大径ワークロールの作用効果に基づいて、小径ワークロールと大径ワークロールを使い分け、圧延パススケジュールを構成する。この点が、本発明の特徴である。
本発明者は、中間パスにおいて、大径ワークロールを採用すると、磁束密度が向上することを、次のように、組織学的にも確認した。
一次再結晶焼鈍後の板厚５０ｍｍと１１０ｍｍの鋼板の板厚１／５ｔ（ｔ：板厚）のところから試験片を採取し、Ｘ線分析し、ＳＧＨ法（原勢ら：日本金属学会会報第２９巻第７号Ｐ５５２）により、ＮＤ軸回りのゴス方位の強度（ＩＮ）とΣ９対応方位の強度（ＩｃΣ９）を解析した。その結果を、図５に示す。
図５から、中間パスで用いるワークロールの直径が大きいと（図中「点線」参照）、２５°近傍でのＩＮ強度が減少する一方、ＮＤ軸を中心とするＩｃΣ９が先鋭化していることが解る。
磁束密度が高い一方向性電磁鋼板を製造するうえで、一次再結晶集合組織が具備すべき条件は、（ｉ）ゴス方位が多いこと、及び、（ｉｉ）ゴス方位を優先的に成長させるΣ９対応方位が先鋭であることである。
したがって、図５から、中間パスにおいて、大径ワークロールを用いることにより、二次再結晶のゴス集積度を高めるのに好適な一次再結晶集合組織が、充分に形成されていることが解る。
以上は、ＡｌＮをインヒビターとして用いた低温スラブ加熱法における結果であるが、本発明者は、ＭｎＳ、ＡｌＮ＋ＭｎＳ（ＭｎＳｅ）をインヒビターとして、また、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｕ等を補助的なインヒビターとして用いた高温スラブ加熱法についても、同様に調査した。
その結果、ＡｌＮをインヒビターとして用いる成分系全般で、中間パスで大径ワークロールを用いることによる磁束密度向上効果を確認することができた。一方、ＡｌＮを含まない成分系では、上記効果を確認することができなかった。
ＡｌＮは、ＭｎＳ（ＭｎＳｅ）に比較して、インヒビター作用が強く、かつ、熱的に安定しているので、中間パスにおいて大径ワークロールを用いる高温圧延がなされても、一次再結晶集合組織が、効果的に、磁束密度向上効果を発揮するものと推定される。
ワークロールの直径と一次再結晶集合組織の形成との関係に係るメカニズムは、現在、明らかでないが、本出願人が既に提案した仮説（特開２００１−１９２７３２号公報および特開２００２−１２９２３４号公報参照）は次の通りである。
中間パスで用いるワークロールの直径が小さいと、圧延中、鋼鈑表面部における剪断変形成分が大きくなり、一次再結晶後に、（１１０）面が増加し、（１１１）面が減少する（河野ら：鉄と鋼、６８（１９８２），Ｐ．５８、参照）。この時、（１１０）面においては、ゴス方位からＮＤ軸周りに回転した方位群が増加し、集合組織は、好ましくない幅広の集合組織となる。
この集合組織を先鋭にすることが、磁束密度を高めるうえで有効であるので、生産性の向上の観点から圧延初期のパス（１パス、又は、１パスと２パス）で小径ワークロールを用いる本発明においては、中間パスで大径ワークロールを用い、一次再結晶後の集合組織を、磁束密度の向上に好ましい先鋭的な集合組織とする。
次に、本発明で用いる電磁鋼スラブ（本発明の電磁鋼スラブ）の成分組成に係る限定理由、及び、好ましい成分組成について説明する。なお、％は質量％を意味する。
Ａｌ：Ａｌは、インヒビター成分として必須の元素である。所要量のインヒビターを確保し、高磁束密度を得るため、０．００７％以上必要である。一方、多過ぎると、溶体化処理に必要なスラブ加熱時間が長くなり、生産性が低下するので、上限を０．０４０％とする。
なお、電磁鋼スラブを高温加熱することを前提とする場合は、最終の冷間圧延前に焼鈍を施し、ＡｌＮを形成する必要があるので、電磁鋼スラブは、Ｎを、０．００３〜０．０２０％程度含有する必要がある。一方、低温スラブ加熱を前提とする場合は、一次再結晶後に、窒化処理でＡｌＮを形成するので、電磁鋼スラブ中にＮを含有させておく必要はない。それ故、本発明において、電磁鋼スラブ中のＮの含有量は、特に限定しない。
Ｃは、オーステナイトを形成するために重要な元素であり、０．０２５％以上必要である。しかし、多過ぎると、脱炭が困難となるので、上限を０．１０％とする。
Ｓｉは、所定の電気抵抗を確保し、良好な鉄損特性を得るため、２．５％以上必要がある。一方、多過ぎると、鋼板の硬度が増し、冷間圧延が困難になるので、上限を４．５％とする。
Ｍｎは、不可避成分として混入する元素であるが、靭性を高める作用を有するので、０．０３％以上添加する。一方、多過ぎると、多量のＭｎＳ又はＭｎＳｅが生成し、高温スラブ加熱でも溶体化が困難となるので、上限を０．５５％とする。
Ｓ、Ｓｅ：Ｓ、Ｓｅは、Ｍｎと結合して、インヒビターとして作用するＭｎＳ又はＭｎＳｅを形成するので、使用するインヒビターの種類に応じて、適宜、添加する。添加量は、単独及び併用のいずれの場合も、０．０１〜０．０４％が好適である。
ただし、ＭｎＳ、ＭｎＳｅを微細に析出させるためには、高温スラブ加熱が必要である。低温スラブ加熱の場合は、後工程で窒化処理を行い、インヒビターとしてＡｌＮを導入するので、微細なＭｎＳ、ＭｎＳｅは必要がなく、Ｓ、Ｓｅは、０．０１５％以下が好ましい。それ故、本発明において、電磁鋼スラブ中のＳ、Ｓｅの含有量は、特に限定しない。
以上の元素の他、磁気特性の向上を図るため、さらに、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｐ、Ｖ、Ｂ、Ｂｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、及び、Ｇｅ等の１種又は２種以上を、鋼板の機械的特性や表面性状を損なわない範囲で、適宜の量、添加してもよい。
次に、製造工程に係る条件ついて説明する。本発明の電磁鋼スラブは、公知の製造方法で製造したものでよい。電磁鋼スラブを、必要に応じて、寸法・形状を整え、その後、加熱炉で、１１００〜１４５０℃で加熱し、熱間圧延に供する。加熱炉は、通常のガス加熱炉や、誘導炉、通電加熱炉でよい。
１１００〜１４５０℃の電磁鋼スラブを熱間圧延して、所要板厚の熱延鋼板とし、焼鈍を施した後、分割型ハウジング式クラスター型レバース圧延機を用いて、複数回の冷間圧延を施す。冷間圧延の際、圧延間で時効処理を行ってもよい。時効処理は、加工発熱を利用してもよいし、他の加熱手段を利用してもよい。時効処理の温度と時間は、公知の温度と時間の範囲で、適宜選択すればよいが、１００〜３５０℃、１分以上が好ましい。
また、最終の冷間圧延の前に、公知の条件で、必要に応じ、冷延鋼板に焼鈍を施してもよい。高温スラブ加熱を前提とする場合、この焼鈍は、鋼板中に充分な量のＡｌＮ（インヒビター）を微細に析出させるために必須の工程である。
一方、低温スラブ加熱を前提とする場合、ＡｌＮ析出のための焼鈍は必要ないが、パス間で適宜行う時効処理をより有効にする炭化物の析出態様や固溶Ｃの固溶態様を得るために、最終の冷間圧延の前に、焼鈍を行ってもよい。
次に、冷延鋼板を、分割型ハウジング式クラスター型レバース圧延機による冷間圧延に供する。この時、ゴス方位が高度に集積した二次再結晶集合組織を最終的に形成し、高磁束密度を得るために、全圧下率８１％以上で冷間圧延を行うことが好ましい。
なお、パス間において時効処理を行なう場合、冷延鋼板を、１００〜３５０℃で１分以上保持することが重要である。
本発明においては、前述したように、小径ワークロールと大径ワークロールの作用効果に基づいて、小径ワークロールと大径ワークロールを使い分け、パススケジュールを構成することが特徴である。即ち、小径ワークロールと大径ワークロールの異なる作用効果を、電磁鋼板の製造工程に取り込むことが基本的な技術思想である。
そして、本発明は、上記技術思想を実現するため、分割型ハウジング式クラスター型レバース圧延機を用いることを特徴とする（図１（ｂ）、参照）。
図１（ａ）に示すモノブロック型ハウジングの場合は、中間ロールを交換すると、ワークロールの直径を変更することができるが、変更可能範囲は１０ｍｍ程度と小さく、また、組替えに要する作業負担が大きい。
これに対し、図１（ｂ）に示す分割型ハウジングの場合は、上下のハウジングを昇降し、ボア間距離を調整することにより、ワークロールの直径を変更することが可能であるし、また、クラスター型圧延機の場合、ワークロールにチョックを有しないので、圧延途中で、迅速に、ワークロールを交換することが可能であり、生産性を阻害しない。
分割型ハウジング式クラスター型レバース圧延機は、中間パスでの高温圧延や、最終パスでの薄板圧延を安定的に行う観点から、６重式、１２重式、又は、２０重式の圧延機（ゼンジミアミルやＮＭＳミルなど）とする。
圧延初期で、低い圧延荷重で高圧下圧延を行うために用いる小径ワークロール、及び、最終パスで、冷延鋼板をさらに圧下するために用いる小径ワークロールの直径は、中間パスで用いる大径ワークロールの直径より小さくなければならないが、図２及び図３に示す知見をも考慮し、小径ワークロールの直径は、５５〜１０５ｍｍ未満とする。
直径が５５ｍｍ未満であると、ロール剛性が不足し、バックアップロールでバックアップしても、破断することがある。それ故、小径ワークロールの直径は、５５ｍｍ以上とする。一方、直径が１０５ｍｍ以上であると、限界圧下量の向上効果が小さくなり、小径ロールを用いることの利点がなくなるので、１回目および最終の冷間圧延におけるワークロールの直径の上限は、１０５ｍｍ未満とする。
ワークロールを破断させることなく、限界圧下量の向上効果を顕著に得るためには、１回目および最終の冷間圧延におけるワークロールの直径は、７０〜９５ｍｍが好ましい。
２パス又は３パス以降の中間パスで用いるワークロールの直径は、優れた磁気特性を確保するため、１回目および最終の冷間圧延におけるワークロールの直径より大きくなければならない。それ故、ワークロールの直径は、１０５ｍｍ以上とする。
ここで、図６に、中間パスで用いるワークロールの直径と、磁束密度Ｂ８［Ｔ］の関係を示す。図６に示すように、２パス又は３パス以降の中間パスで用いるワークロールの直径が１０５ｍｍ以上であると、効果的な高温圧延を行うことができ、高磁束密度方向性電磁鋼板として必要な１．９３Ｔ以上の磁束密度を確保することができる。ただし、直径１５０ｍｍ以上では、磁束密度は飽和する傾向にある。
ワークロールの直径が大き過ぎると、磁束密度の上昇は期待できず、また、圧延機自体が大規模なものになり、保守・管理も含め設備費が増大し、かつ、ロール交換作業の負担も増大するので、２パス又は３パス以降の中間パスで用いるワークロールの直径の上限は、１５０ｍｍ未満とする。
２パス又は３パス以降の中間パスで用いるワークロールの直径は１０５〜１５０ｍｍ未満とするが、磁束密度１．９３超を確実に得る点と、圧延機のハンドリング性の点から、１１５〜１５０ｍｍ未満が好ましい。
本発明においては、最終パスで、小径ワークロールを用いて、冷延鋼板を、さらに、所要の製品板厚まで圧延するが、小径ワークロールの直径を選択することにより、０．１８ｍｍ以下にまで、製品板厚を減じることが可能である。最終パスで用いる小径ワークロールの直径は、２パス又は３パス以降の中間パスで用いるワークロールの直径より小さければよいが、圧延反力の点から、圧延初期で用いるワークロールと同様に、５５〜１０５ｍｍ未満が好ましい。
本発明において、冷間圧延におけるパス数は、生産性の点から少ない方が好ましいが、鋼種により、適切なパス数は異なるので、特に限定する必要はない。なお、パス数は３以上７以下が好ましい。
最終圧延が終了した鋼板には、脱脂処理を施し、その後、脱炭と一次再結晶を兼ねた焼鈍を施す。電磁鋼スラブを加熱する温度が１２５０℃以下（低温スラブ加熱）の場合は、一次再結晶から二次再結晶の間に窒化処理を行い、インヒビターとして機能するＡｌＮを形成する。
窒化処理は、仕上げ焼鈍の途中で行うか（特開昭６０−１７９８８５号公報参照）、鋼板を走行させながら「水素＋窒素＋アンモニア」の混合ガス中で焼鈍して行う（特開平１−８２３９３号公報参照）。良好な二次再結晶粒を安定して発達させるためには、窒素量は、１２０ｐｐｍ以上、好ましくは１５０ｐｐｍ以上必要である。また、一次再結晶粒径を制御すると、磁気特性はさらに向上する（特開昭１−８２９３９号公報等参照）。
次いで、鋼板に、ＭｇＯスラリーを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、その後、コイル状に巻いて、最終の仕上げ焼鈍を施す。その後、必要に応じて、絶縁コーティングを施すが、レーザー、プラズマ、機械的方法、エッチング、その他の手法によって、磁区細分化処理を施すと、磁気特性が向上する。
【実施例】
【０００６】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例の条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。
（実施例１）
表１に示す成分組成の電磁鋼スラブａ〜ｆを、表２に示すスラブ加熱温度で加熱し、熱間圧延し、板厚２．０〜２．８ｍｍの熱延板とした。表２において、ａ、ｂ、及び、ｃは、高温スラブ加熱の場合であり、ｄ、ｅ、及び、ｆは、低温スラブ加熱の場合である。
表２に示す熱延板を、分割型ハウジング式クラスター型レバース圧延機で、表３に示す圧延条件で冷間圧延した。なお、パス間で、加工発熱を利用し、２００〜３５０℃で１分以上の時効処理を行った。
得られた冷延板に、通常の方法で脱炭焼鈍を施し、通常の方法でマグネシア塗布し、仕上げ焼鈍、絶縁コーティング、形状矯正・焼付焼鈍を施し、製品鋼板とし、その磁束密度（Ｂ８）を測定した。また、製品鋼板に、機械的方法により磁区制御を施し、鉄損（Ｗ１７／５０）を測定した。その結果を、表３に、併せて示す。
区分ａの比較例は、小径ワークロールの直径が５０ｍｍで、本発明で規定する下限５５ｍｍ以下であり、圧延ができなかった例である。
区分ｂの比較例は、小径ワークロールの直径が５４ｍｍで、本発明で規定する下限５５ｍｍ以下であり、また、大径ワークロールの直径が９５ｍｍで、本発明で規定する下限１０５ｍｍ以下の例であり、圧延は可能であったが、鉄損特性が悪化した。
区分ｃの比較例は、小径ワークロールの直径が１１０ｍｍで、本発明で規定する上限１０５ｍｍ未満を超え、また、大径ワークロールの直径が１５０ｍｍで、本発明で規定する上限１５０ｍｍ未満を超える例である。両ワークロールとも、直径が大きいので、圧延機のハンドリングに時間を要し、生産性が低下した例である。
区分ｅの比較例は、小径ワークロールの直径が１０９ｍｍで、本発明で規定する上限１０５ｍｍ未満を超えるので、結果的に、パス数が多くなり、生産性が低下した例である。
【表１】
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【表２】
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【表３】
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【産業上の利用可能性】
【０００７】
前述したように、本発明によれば、生産性を低下させずに、板厚０．２３ｍｍ以下で、磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板を製造することができる。それ故、本発明は、変圧器・発電機等の電気機器の低鉄損化や、小型化、軽量化に大きく貢献するものであり、電気機器製造産業において利用可能性が高いものである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【国際調査報告】
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