(57)【要約】【課題】窒化珪素を形成する目的で二次再結晶前の鋼板に窒素を加える方向性電磁鋼板において、熱延工程を適正化し、再結晶工程を追加することによって斜めCube方位を減少させ、良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】所定の組成になる鋼スラブを、再加熱することなくあるいは再加熱後、通常の熱間圧延の後あるいは通常の熱間圧延において、ｎ段の圧延スタンドを有する圧延機を用い、所定条件にて板厚：４mm以下としたのち、焼鈍および圧延によって最終板厚の冷間圧延板とし、ついで一次再結晶焼鈍の途中、あるいは焼鈍後に窒素増量が50質量ppm以上1000質量ppm以下となる窒化処理を施した後、焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍する。【選択図】図１
2015004091.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.0〜4.5％およびMn：0.5％以下を含有すると共に、Ｓ，SeおよびＯをそれぞれ50質量ppm未満、sol.Alを鋼中窒素含有量（質量ppm）：［ppmＮ］で（［ppmＮ］/14）*26質量ppm以上でかつ300質量ppm以下とし、さらにＮを80質量ppm以下とし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、再加熱することなくあるいは再加熱後、通常の熱間圧延の後あるいは通常の熱間圧延において、ｎ段の圧延スタンドを有する圧延機を用い、下記に示す条件にて板厚：４mm以下としたのち、焼鈍および圧延によって最終板厚の冷間圧延板とし、ついで一次再結晶焼鈍の途中、あるいは焼鈍後に窒素増量が50質量ppm以上1000質量ppm以下となる窒化処理を施した後、焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
圧延条件：
１つ以上の圧延スタンドにおいて、750℃以下の温度で圧延を行い、
かつ、
ｎ段の圧延スタンドのうち750℃以下での圧延スタンドのi番目における圧延によ
る相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(ti/t0i)）をpiとした時、750℃以下での各  
圧延スタンドの上記i番目までの和：Σpiを
Σpi≧0.45 とし
さらに、
ｎ段の圧延スタンドにおける、800℃以上での圧延スタンドのj番目の圧延による
相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(tj/t0j)）qjを、
qj≧0.35とする。
ここで、ｊは、スタンドの番号を示す。また、t0iはi番目の、そしてt0jはj番目
の圧延スタンドにおける圧延前の鋼板厚さ、tiはi番目の、そしてtjはj番目の
圧延スタンドにおける圧延後の鋼板厚さを意味する。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.0〜4.5 ％およびMn：0.5 ％以下を含有すると共に、Ｓ，SeおよびＯをそれぞれ50質量ppm未満、sol.Alを50〜300質量ppm、Ｎを25質量ppm以下に制御すると共に、［ppmＮ］≦(［ppmTi］/48+［ppmＢ］/10.8)*14≦［ppmＮ］+10質量ppm（但し、［ppmＸ］はＸ元素の鋼中含有質量ppm）となるようにTiおよび／またはＢを添加し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、再加熱することなくあるいは再加熱後、通常の熱間圧延の後、あるいは熱間圧延において、ｎ段の圧延スタンドを有する圧延機を用い、下記に示す条件にて板厚：４mm以下としたのち、焼鈍および圧延によって最終板厚の冷間圧延板とし、ついで一次再結晶焼鈍の途中、あるいは焼鈍後に窒素増量が50質量ppm以上1000質量ppm以下となる窒化処理を施した後、焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
圧延条件：
１つ以上の圧延スタンドにおいて、750℃以下の温度で圧延を行い、
かつ、
ｎ段の圧延スタンドのうち750℃以下での圧延スタンドのi番目における圧延によ
る相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(ti/t0i)）をpiとした時、750℃以下での各  
圧延スタンドの上記i番目までの和：Σpiを
Σpi≧0.45 とし
さらに、
ｎ段の圧延スタンドにおける、800℃以上での圧延スタンドのj番目の圧延による
相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(tj/t0j)）qjを、
qj≧0.35とする。
ここで、ｊは、スタンドの番号を示す。また、t0iはi番目の、そしてt0jはj番目
の圧延スタンドにおける圧延前の鋼板厚さ、tiはi番目の、そしてtjはj番目の
圧延スタンドにおける圧延後の鋼板厚さを意味する。
【請求項３】
さらに、前記鋼スラブが、質量％で、
Ni：0.005〜1.50％、
Sn：0.01〜0.50％、
Sb：0.005〜0.50％、
Cu：0.01〜0.50％、
Cr：0.01〜1.50％
Ｐ：0.0050〜0.50％および
Mo：0.01〜0.50％
のうちから選んだ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または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
さらに、前記鋼スラブが、質量％で、
Ｖ：0.0005〜0.0100％および
Nb：0.0005〜0.0100％
のうちから選んだ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のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の製造方法において得られる方向性電磁鋼板用の冷間圧延板であって、それを焼鈍して得られる一次再結晶板の板厚１/２における対ランダム方位比{001}<110>強度：Ｉが、該冷間圧延板の鋼中炭素含有率（質量％）：［％Ｃ］と、
Ｉ≦４−５０×［％Ｃ］
の関係を満足することを特徴とする方向性電磁鋼板用冷間圧延板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を安価に得ることができる磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法およびその製造方法を用いた際に得られる方向性電磁鋼板用冷間圧延板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は、変圧器や発電機の鉄心材料として用いられる軟磁性材料で、鉄の磁化容易軸である＜001＞方位が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有するものである。このような集合組織は、方向性電磁鋼板の製造工程中、二次再結晶焼鈍の際にいわゆるゴス（Goss）方位と称される{110}<001>方位の結晶粒を優先的に巨大成長させる、二次再結晶を通じて形成される。
【０００３】
従来、このような方向性電磁鋼板は、4.5mass％以下程度のSiと、MnS，MnSeおよびAlNなどのインヒビター成分を含有するスラブを、1300℃以上に加熱し、インヒビター成分を一旦固溶させたのち、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施して、１回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板厚とし、ついで湿潤水素雰囲気中で一次再結晶焼純を施して、一次再結晶および脱炭を行い、ついでマグネシア（MgO）を主剤とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶およびインヒビター成分の純化のために、1200℃で５ｈ程度の最終仕上焼鈍を行うことによって製造されてきた（例えば、特許文献１、特許文献２および特許文献３）。
【０００４】
上述したとおり、従来の方向性電磁鋼板の製造に際しては、MnS，MnSe，AlNなどの析出物（インヒビター成分）をスラブ段階で含有させて、1300℃を超える高温のスラブ加熱をすることにより、これらのインヒビター成分を一旦固溶させ、後工程で微細析出させることによって二次再結晶を発現させるという工程が採用されてきた。
【０００５】
このように、従来の方向性電磁鋼板の製造工程では、1300℃を超える高温でのスラブ加熱が必要であったため、その製造コストは極めて高いものならざるを得ず、近年の製造コスト低減の要求に応えることができないというところに問題を残していた。
【０００６】
こうした問題を解決するために、例えば、特許文献４では、酸可溶性Al（sol.Al）を0.010〜0.060％含有させ、スラブ加熱を低温に抑えて脱炭焼鈍工程で適正な窒化雰囲気を用いて窒化を行なうことにより、二次再結晶時に（Al，Si）Nを析出させインヒビターとして用いる方法が提案されている。（Al，Si）Nは鋼中に微細分散することで有効なインヒビターとして機能するが、Alの含有量によってインヒビター強度が決まるために、製鋼でのAl的中精度が不十分な場合は、十分な粒成長抑制力が得られない場合があった。このような途中工程で窒化処理を行ない、（Al，Si）NあるいはAlNをインヒビターとして利用する方法が数多く提案されているが、最近では、スラブ加熱温度が1300℃を超える製造方法等も開示されている。
【０００７】
一方、そもそもスラブにインヒビター成分を含有させずに二次再結晶を発現させる技術については、特許文献５に、インヒビター成分を含有させなくとも二次再結晶ができる技術（インヒビターレス法）が開示されている。
ここに、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（集合組織の制御）によって二次再結晶を発現させる技術である。しかしながら、インヒビターレス法では、高温のスラブ加熱が不要であって、低コストでの方向性電磁鋼板の製造が可能であるものの、インヒビターを有しないが故に、製造工程中での温度ばらつきなどの影響を受けて、製品での磁気特性にバラつきが生じやすいといった不利があった。
【０００８】
また、集合組織の制御は、磁気特性に対して重要な要素であるため、集合組織制御を行う温間圧延などには、多くの条件が提案されている。こうした集合組織制御が十分に行なえない場合は、インヒビターを用いる技術に比べると、二次再結晶後のゴス方位（{110}<001>）への集積度が低く、磁束密度も低くなる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】米国特許第1965559号明細書
【特許文献２】特公昭40−15644号公報
【特許文献３】特公昭51−13469号公報
【特許文献４】特許第2782086号公報
【特許文献５】特開平2000−129356号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
上述したとおり、これまで提案されてきた方向性電磁鋼板の製造方法では、良好な磁気特性を安定的に実現することが難しい場合が多かった。
これに対し、発明者らは、Alを300ppm未満に抑制したインヒビターレス成分に準じた成分を用いて、高温スラブ加熱を回避しつつ、窒化処理を適用することで、AlNではなく窒化珪素を析出させ、この窒化珪素を正常粒成長の抑制力として機能させることで、磁気特性のバラつきを大幅に低減し、工業的に安定して良好な特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法に想到した。
【００１１】
上記したように、析出物制御については、２次再結晶が都合よく生じるために、精妙にコントロールされる必要があるが、従来の方向性電磁鋼板では、高温スラブ加熱が必須であるなど、上工程での製造方法に制約があった。
一方、集合組織制御については、上述したような従来の方向性電磁鋼板製造にかかる制約から、やはり磁束密度向上に有利な製造条件を用いることができなかった。
【００１２】
かかる現状を考慮して、発明者らは、窒素を製造工程後半において鋼中に添加し、窒化物の析出をコントロールするという技術を用いることで、上記方向性電磁鋼板の製造方法上の制約を緩和し、理想的な集合組織の形成が可能になる方策があるのではないかと考えた。
【００１３】
すなわち、磁束密度向上に理想的な集合組織として、２次再結晶前の組織を斜めCube近傍方位の限りなく少ないものとする、というものである。斜めCube近傍の方位は、２次再結晶時に成長するGoss方位が極めて蚕食しにくい方位であるため、Goss方位先鋭性を著しく劣化させるからである。
【００１４】
ここに、斜めCube方位は、熱延段階において既に生成していることが分かっている。これは、この方位が圧延に対して極めて安定的な方位であるからであって、特に、炭素量が少なくて、フェライト相分率が高い場合に顕著に形成される。
【００１５】
一方、発明者らは、斜めCube方位について、冷間圧延後の焼鈍、再結晶によって、圧延前の斜めCube方位が多いほど、焼鈍後の斜めCube方位が多く残る傾向にあるものの、その絶対量は減少する、という現象を知見した。加えてこの知見から、再結晶工程を追加することによって斜めCube方位を減少させることが可能であるとの知見を得た。
【００１６】
本発明は、上記の知見に基づき開発されたもので、窒化珪素を形成する目的で二次再結晶前の鋼板に窒素を加える方向性電磁鋼板において、再結晶工程を追加することによって斜めCube方位を減少させ、良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法とその製造方法を用いて得られる方向性電磁鋼板用冷間圧延板とを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.0〜4.5％およびMn：0.5％以下を含有すると共に、Ｓ，SeおよびＯをそれぞれ50質量ppm未満、sol.Alを鋼中窒素含有量（質量ppm）：［ppmＮ］で（［ppmＮ］/14）*26質量ppm以上でかつ300質量ppm以下とし、さらにＮを80質量ppm以下とし、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、再加熱することなくあるいは再加熱後、通常の熱間圧延の後あるいは通常の熱間圧延において、ｎ段の圧延スタンドを有する圧延機を用い、下記に示す条件にて板厚：４mm以下としたのち、焼鈍および圧延によって最終板厚の冷間圧延板とし、ついで一次再結晶焼鈍の途中、あるいは焼鈍後に窒素増量が50質量ppm以上1000質量ppm以下となる窒化処理を施した後、焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
圧延条件：
１つ以上の圧延スタンドにおいて、750℃以下の温度で圧延を行い、
かつ、
ｎ段の圧延スタンドのうち750℃以下での圧延スタンドのi番目における圧延によ
る相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(ti/t0i)）をpiとした時、750℃以下での各  
圧延スタンドの上記i番目までの和：Σpiを
Σpi≧0.45 とし
さらに、
ｎ段の圧延スタンドにおける、800℃以上での圧延スタンドのj番目の圧延による
相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(tj/t0j)）qjを、
qj≧0.35とする。
ここで、ｊは、スタンドの番号を示す。また、t0iはi番目の、そしてt0jはj番目
の圧延スタンドにおける圧延前の鋼板厚さ、tiはi番目の、そしてtjはj番目の
圧延スタンドにおける圧延後の鋼板厚さを意味する。
【００１８】
２．質量％で、Ｃ：0.08％以下、Si：2.0〜4.5 ％およびMn：0.5 ％以下を含有すると共に、Ｓ，SeおよびＯをそれぞれ50質量ppm未満、sol.Alを50〜300質量ppm、Ｎを25質量ppm以下に制御すると共に、［ppmＮ］≦(［ppmTi］/48+［ppmＢ］/10.8)*14≦［ppmＮ］+10質量ppm（但し、［ppmＸ］はＸ元素の鋼中含有質量ppm）となるようにTiおよび／またはＢを添加し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、再加熱することなくあるいは再加熱後、通常の熱間圧延の後、あるいは熱間圧延において、ｎ段の圧延スタンドを有する圧延機を用い、下記に示す条件にて板厚：４mm以下としたのち、焼鈍および圧延によって最終板厚の冷間圧延板とし、ついで一次再結晶焼鈍の途中、あるいは焼鈍後に窒素増量が50質量ppm以上1000質量ppm以下となる窒化処理を施した後、焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
記
圧延条件：
１つ以上の圧延スタンドにおいて、750℃以下の温度で圧延を行い、
かつ、
ｎ段の圧延スタンドのうち750℃以下での圧延スタンドのi番目における圧延によ
る相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(ti/t0i)）をpiとした時、750℃以下での各  
圧延スタンドの上記i番目までの和：Σpiを
Σpi≧0.45 とし
さらに、
ｎ段の圧延スタンドにおける、800℃以上での圧延スタンドのj番目の圧延による
相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(tj/t0j)）qjを、
qj≧0.35とする。
ここで、ｊは、スタンドの番号を示す。また、t0iはi番目の、そしてt0jはj番目
の圧延スタンドにおける圧延前の鋼板厚さ、tiはi番目の、そしてtjはj番目の
圧延スタンドにおける圧延後の鋼板厚さを意味する。
【００１９】
３．さらに、前記鋼スラブが、質量％で、
Ni：0.005〜1.50％、
Sn：0.01〜0.50％、
Sb：0.005〜0.50％、
Cu：0.01〜0.50％、
Cr：0.01〜1.50％
Ｐ：0.0050〜0.50％および
Mo：0.01〜0.50％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２０】
４．さらに、前記鋼スラブが、質量％で、
Ｖ：0.0005〜0.0100％および
Nb：0.0005〜0.0100％
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする前記１〜３のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２１】
５．前記１〜４のいずれかに記載の製造方法において得られる方向性電磁鋼板用の冷間圧延板であって、それを焼鈍して得られる一次再結晶板の板厚１/２における対ランダム方位比{001}<110>強度：Ｉが、該冷間圧延板の鋼中炭素含有率（質量％）：［％Ｃ］と、
Ｉ≦４−５０×［％Ｃ］
の関係を満足することを特徴とする方向性電磁鋼板用冷間圧延板。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、高温スラブ加熱を施さずとも、磁気特性のバラつきが大幅に低減され、工業的に安定して良好な特性を有する方向性電磁鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】熱間圧延の後などの圧延工程における、鋼の熱履歴と本発明の技術思想を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼スラブの成分組成の限定理由について説明する。なお、成分に関する「％」および「ppm」表示は特に断らない限り、それぞれ質量％および質量ppmを意味するものとする。
Ｃ:0.08％以下
Ｃは、一次再結晶集合組織を改善する上で有用な元素であるが、含有量が0.08％を超えると、かえって一次再結晶集合組織の劣化を招くので、本発明では0.08％以下に限定した。磁気特性の観点から望ましい添加量は、0.01〜0.06％の範囲である。なお、要求される磁気特性のレベルがさほど高くない場合には、一次再結晶焼鈍における脱炭を省略あるいは簡略化するために、Ｃを0.01％以下としてもよい。
【００２５】
Si:2.0〜4.5％
Siは、電気抵抗を高めることによって鉄損を改善する有用元素であるが、含有量が4.5％を超えると、冷間圧延性が著しく劣化するので、Siは4.5％以下に限定した。また本発明では、Siを窒化物形成元素として機能させる必要があるため、2.0％以上含有させることが重要である。なお、鉄損の観点からの望ましい添加量は、2.0〜4.5％の範囲である。
【００２６】
Mn:0.5％以下
Mnは、製造時における熱間加工性を向上させる効果があるので、0.05％以上含有させることが好ましいが、含有量が0.5％を超えた場合には、一次再結晶集合組織が悪化して磁気特性の劣化を招くので、Mnは0.5％以下に限定した。
【００２７】
Ｓ，SeおよびＯ:それぞれ50ppm未満
Ｓ，SeおよびＯ量がそれぞれ50ppm以上になると、所望の二次再結晶を得ることが困難となる。この理由は、粗大な酸化物や、スラブ加熱によって粗大化したMnS，MnSeが一次再結晶組織を不均一にするためである。従って、Ｓ，SeおよびＯはいずれも、50ppm未満に抑制するものとした。
【００２８】
以上、基本成分について説明したが、さらに、本発明では、後述する圧延条件と共に所定量の元素を添加する。
すなわち、工業的により安定して磁気特性を改善する方策として、鋼板成分を、以下に示すような範囲とするだけでなく、さらに、通常の熱間圧延の後あるいは通常の熱間圧延において、鋼板に施される圧延の条件を後述のようにすることが重要である。
【００２９】
[熱間圧延の低温・高歪の効果]
従来の熱間圧延では、フェライト相率の高い高Si鋼は、フェライトでの圧延量が多くなり、圧延安定方位である斜めCube方位が圧延の度毎に顕著になる傾向にある。加えて、多くの場合、方向性電磁鋼板は、熱延後、冷延前に焼鈍工程を挟むが、本焼鈍工程によって、斜めCube方位がさらに高くなってしまう傾向にある。
【００３０】
発明者らは、上記の現象は、圧延によって安定した斜めCube方位が、再結晶せずに回復あるいは歪誘起粒成長するに留まっているためではないかと考えた。そして、この成長を抑制して、組織を再結晶させれば、再結晶方位が斜めCube方位を蚕食して、斜めCube方位を減らせると考えた。
【００３１】
そして、その後の検討により、熱延工程にて、斜めCube方位を蚕食しやすい方位の再結晶を促進させるためには、斜めCube方位の回復を抑制させることが重要であって、そのためには、歪量を増大させること、あるいは、低温（750℃以下、圧延性を考慮すると望ましくは500℃以上）で、鋼に歪みを導入する必要があることに想到した。なお、NbやＶなどの添加によっても、斜めCube方位の回復遅延の発現が可能であることも併せて知得した。
【００３２】
また、同じ圧延量であっても、斜めCube方位を蚕食しやすい方位が再結晶時に成長し易くするために、固溶窒素量を限りなく減少させることが有効であることも併せて見出した。具体的には、スラブの窒素量を減らすことが有効であり80ppm以下とするのが良い。さらに望ましくは、25ppm以下である。なお、窒素量の下限値に特に制限はないが５ppm程度が、生産性の点で好ましい。
【００３３】
また、窒素と親和力の強いAlをＮ当量以上に添加することが必要である。これは、酸素親和力の高いAlは、製鋼で微量添加することによって鋼中の溶存酸素量を低減し、鋼板の特性劣化につながる酸化物系介在物の低減などの作用があって、磁性劣化を抑制することができるからである。従って、Alの下限は、窒素の質量数14およびAlの質量数26並びに鋼中窒素含有量（ppm）［ppmＮ］を用いて（［ppmＮ］/14）*26以上とする必要がある。一方、Alが過度に添加された場合には、続く窒化処理（窒素増量）工程で析出するAlNが２次再結晶後の磁性に悪影響を及ぼすため、300ppm以下とする必要がある。
【００３４】
他方、本発明では、Tiおよび／またはＢを添加することによって、高温で窒化物を形成させても良い。TiおよびＢでＮを固定する場合、Alは窒化物を形成しにくいが、AlNが２次再結晶のインヒビターとして有効に寄与すると考えられることから、Alは50ppm以上添加する必要があり、窒化処理後にAlNが析出していることが望ましい。一方、Alが過度に添加された場合には、続く窒化処理工程で析出するAlNが２次再結晶後の磁性に悪影響を及ぼすため、300ppm以下とする必要がある。また、Ｎは25ppm以下であることが必要である。これは、TiNやBNが、２次再結晶後の鋼板に、過度に存在すると磁気特性を著しく損なうためである。さらに、TiN、BNの生成は、粒成長を抑制し、結晶粒径を小さくする効果もある。上記の斜めCube方位を蚕食するような方位は、結晶粒界の近傍の高歪領域から発生するため、粒径を小さくすることは斜めCube方位消失に有効であると考えられる。なお、窒素量の下限値に特に制限はないが５ppm程度が、生産性の点で好ましい。
【００３５】
〔［ppmＮ］≦(［ppmTi］/48+［ppmＢ］/10.8)*14≦［ppmＮ］+10ppm〕（但し、［ppmＸ］はＸ元素の鋼中含有ppm）］
本発明では、上述したように、磁気特性の向上のために、Tiおよび／またはＢを添加することができるが、その際には、［ppmＮ］≦(［ppmTi］/48+［ppmＢ］/10.8)*14≦［ppmＮ］+10ppmの関係を満足しなくてはいけない。というのは、(［ppmTi］/48+［ppmＢ］/10.8)*14を、［ppmＮ］以上としないと、全ての固溶ＮをTiあるいはＢで析出させることができない一方で、(［ppmTi］/48+［ppmＢ］/10.8)*14を［ppmＮ］+10質量ppm以下としないと、過剰に添加されたTiあるいはＢが、TiCや、窒化中にTiNやBNを形成して、磁性が劣化するからである。
【００３６】
以上、必須成分について説明したが、本発明では、工業的により安定して磁気特性を改善する成分として、さらに、以下の元素を適宜含有させることができる。なお、残部は、Feおよび不可避的不純物である。
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って、そのためには0.005％以上含有させることが好ましいが、含有量が1.50％を超えると所望の二次再結晶を得ることが困難となり、磁気特性が劣化するので、Niは0.005〜1.50％の範囲で含有させることが望ましい。
【００３７】
Sn:0.01〜0.50％
Snは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を向上させる有用元素であり、そのためには0.01％以上含有させることが好ましいが、0.50％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Snは0.01〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
【００３８】
Sb:0.005〜0.50％
Sbは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の窒化や酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる有用元素であり、その目的のためには0.005％以上含有させることが好ましいが、0.50％を超えて含有されると冷間圧延性が劣化するので、Sbは0.005〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
【００３９】
Cu:0.01〜0.50％
Cuは、二次再結晶焼鈍中の鋼板の酸化を抑制し、良好な結晶方位を有する結晶粒の二次再結晶を促進して磁気特性を効果的に向上させる働きがあり、そのためには0.01％以上含有させることが好ましいが、0.50％を超えて含有されると熱間圧延性の劣化を招くので、Cuは0.01〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
【００４０】
Cr:0.01〜1.50％
Crは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.01％以上含有させることが好ましいが、一方でその含有量が1.50％を超えると所望の二次再結晶を得ることが困難となり、磁気特性が劣化するので、Crは0.01〜1.50％の範囲で含有させることが望ましい。
【００４１】
Ｐ:0.0050〜0.50％
Ｐは、フォルステライト被膜の形成を安定化させる働きがあり、そのためには0.0050％以上含有させることが好ましいが、含有量が0.50％を超えると冷間圧延性が劣化するので、Ｐは0.0050〜0.50％の範囲で含有させることが望ましい。
【００４２】
Mo:0.01〜0.50％
Moは、スラブ加熱時の温度変化による割れの抑制等を介して、熱延後のヘゲを抑制する効果を有している。Moは、0.01％以上含有させなければヘゲ抑制の効果は小さく、一方、0.50％を超えると、炭化物や窒化物を形成するなどして最終製品まで残留した際、鉄損劣化を引き起こすため、上述した範囲とすることが望ましい。
【００４３】
Ｖ:0.0005〜0.0100％
Ｖは、斜めCube方位の回復を遅延させる効果を有している。従って、Ｖは、上記下限値以上含有させなければ回復遅延効果に乏しく、一方、上記上限を超えると、炭化物や窒化物を形成するなどして、鋼板の磁性が劣化するため、上述した範囲とすることが望ましい。
【００４４】
Nb:0.0005〜0.0100％
Nbは、Ｖと同様、斜めCube方位の回復を遅延させる効果を有している。従って、Nbは、上記下限値以上含有させなければ回復遅延効果に乏しく、一方、上記上限を超えると、炭化物や窒化物を形成するなどして、鋼板の磁性が劣化するため、上述した範囲とすることが望ましい。
【００４５】
次に、本発明の製造方法について説明する。
上記の好適成分組成範囲に調整した綱スラブを、再加熱することなくあるいは再加熱したのち、熱間圧延等の次工程に供する。なお、スラブを再加熱する場合には、再加熱温度は、1000℃以上1300℃以下程度とすることが望ましい。というのは、1300℃を超えるスラブ加熱は、スラブの段階で鋼中にインヒビターをほとんど含まない本発明にとって無意味であり、コストアップの要因となるだけである。一方、1000℃未満のスラブ加熱では、熱間圧延時の圧延荷重が高くなって、圧延することが困難になるからである。
【００４６】
その後、上記鋼スラブは、通常の熱間圧延の後あるいは通常の熱間圧延において、ｎ段の圧延スタンドを有する圧延機を用い、下記に示す条件にて板厚：４mm以下となる。
記
圧延条件：
１つ以上の圧延スタンドにおいて、750℃以下の温度で圧延を行い、
かつ、
ｎ段の圧延スタンドのうち750℃以下での圧延スタンドのi番目における圧延によ
る相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(ti/t0i)）をpiとした時、750℃以下での各  
圧延スタンドの上記i番目までの和：Σpiを
Σpi≧0.45 とし
さらに、
ｎ段の圧延スタンドにおける、800℃以上での圧延スタンドのj番目の圧延による
相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(tj/t0j)）qjを、
qj≧0.35とする。
ここで、ｊは、スタンドの番号を示す。また、t0iはi番目の、そしてt0jはj番目
の圧延スタンドにおける圧延前の鋼板厚さ、tiはi番目の、そしてtjはj番目の
圧延スタンドにおける圧延後の鋼板厚さを意味する。
【００４７】
［Σpi≧0.45］
本発明では、ｎ段の圧延スタンドにおける１つ以上の圧延スタンドにおいて、750℃以下の温度で圧延を行い、かつ、ｎ段の圧延スタンドのうち750℃以下での圧延スタンドのi番目における圧延による相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(ti/t0i)）をpiとした時、750℃以下での圧延スタンドの上記i番目までの和：Σpiを、0.45以上とする必要がある。というのは、Σpiが0.45以上でないと、斜めCube方位を減少させるのに十分な再結晶の駆動力が得られないからである。一方、Σpiの上限に特に制限はないが、工業的には1.5程度が好適である。
【００４８】
本発明における750℃以下とは、その圧延スタンドの出側板温が750℃以下であることを意味する。また、上記圧延温度の下限値は特に限定しないが、圧延性を考慮すると500℃程度が好ましい。
なお、Σpiは、750℃以下での圧延スタンドの１番目からi番目までの相当塑性ひずみの和であるが、750℃以下での圧延スタンドの間に750℃超の圧延スタンドがあった場合に、その圧延スタンドをカウントしないのは言うまでもない。
【００４９】
［qj≧0.35］
本発明では、ｎ段の圧延スタンドにおける、800℃以上での圧延スタンドのうち
j番目の圧延による相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(tj/t0j)）qjを、0.35以上とする必要がある。というのは、qjが0.35以上でないと、磁性を劣化させやすいバンド状の組織が残存しやすいからである。一方、qjの上限に特に制限はないが、工業的には1.05程度までが好適である。
【００５０】
本発明における800℃以上とは、その圧延スタンドの出側板温が800℃以上であることを意味する。また、上記圧延温度の上限値は特に限定しないが、設備上の観点から950℃程度が好ましい。
なお、本発明では、800℃以上での圧延スタンドを設けることは必須ではないが、工程の安定性の観点から設けることが望ましい。
【００５１】
また、Tiおよび／またはＢを含有させた場合も、通常の熱間圧延の後、あるいは通常の熱間圧延において、ｎ段の圧延スタンドを有する圧延機を用い、下記に示す条件にて板厚：４mm以下の鋼板とする。なお、Σpiとqjの数値範囲および数値限定理由は、上記段落〔００４７〕および段落〔００４９〕に記載したとおりである。
記
圧延条件：
１つ以上の圧延スタンドにおいて、750℃以下の温度で圧延を行い、
かつ、
ｎ段の圧延スタンドのうち750℃以下での圧延スタンドのi番目における圧延によ
る相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(ti/t0i)）をpiとした時、750℃以下での各  
圧延スタンドの上記i番目までの和：Σpiを
Σpi≧0.45 とし
さらに、
ｎ段の圧延スタンドにおける、800℃以上での圧延スタンドのj番目の圧延による
相当塑性ひずみ（≒ -2/Sqrt(3)*Ln(tj/t0j)）qjを、
qj≧0.35とする。
ここで、ｊは、スタンドの番号を示す。また、t0iはi番目の、そしてt0jはj番目
の圧延スタンドにおける圧延前の鋼板厚さ、tiはi番目の、そしてtjはj番目の
圧延スタンドにおける圧延後の鋼板厚さを意味する。
【００５２】
上記一連の、鋼の熱履歴と本発明の技術思想とを図１に説明図としてまとめた。本図は、４段圧延スタンド（ｒ１〜ｒ４）の例である。図中、ｒ１〜ｒ４がそれぞれの圧延スタンドで圧延された時の温度を縦軸で表している。すなわち、この例の場合、ｒ１のときの相当塑性ひずみがｑ１であり、ｒ３、ｒ４のときの相当塑性ひずみがそれぞれｐ１，ｐ２である。
従って、ｑ１が0.35以上であって、Σpi＝ｐ１＋ｐ２が0.45以上であれば、本発明を満足することとなる
なお、上図は、分かりやすさを優先し、簡易的に表した説明用の図であり、酸洗工程など、本発明で説明に必要のない工程は適宜省略して表している。
【００５３】
ついで、熱延板に、焼鈍および圧延を施すことによって最終板厚の冷間圧延板とする。具体的には、熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延あるいは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して、最終冷延板とする。この冷間圧延は、常温で行ってもよいし、常温より高い温度たとえば250℃程度に鋼板温度を上げて圧延する温間圧延としてもよい。
【００５４】
[{001}<110>強度Ｉ：Ｉ≦４−５０×［％Ｃ］]
Ｉは、板厚１/２における斜めCube方位（{001}<110>）の、結晶方位がランダムな試料のＸ線回折強度に対する強度を意味する。
本発明における方向性電磁鋼板用冷間圧延板は、鋼中炭素添加量（％）を［％Ｃ］としたときに、それを焼鈍して得られる一次再結晶板がＩ≦４−５０×［％Ｃ］の関係を満足することが肝要である。
前述したように、斜めCubeは、炭素量が多いほど少なくなる傾向があるため、Ｃをパラメタとして、上記の関係が導かれるのである。
なお、前述した鋼板の成分組成を満足し、さらに前述した圧延条件、すなわち、ｎ段の圧延スタンドにおいて、１つ以上の圧延スタンドを750℃以下で圧延し、かつ、前記piの和：Σpiを0.45以上とし、さらに800℃以上での圧延スタンドの相当塑性ひずみqjを0.35以上とすれば、上記の関係式を満足した方向性電磁鋼板用の冷間圧延板を効果的に得ることができる。
【００５５】
引続き、冷間圧延板に一次再結晶焼鈍を施す。この一次再結晶焼鈍の目的は、圧延組織を有する冷間圧延板を一次再結晶させて、二次再結晶に最適な一次再結晶粒径に調整することである。そのためには、一次再結晶焼鈍の焼鈍温度を800℃以上950℃未満程度とすることが望ましい。なお、この時の焼鈍雰囲気を、湿水素窒素あるいは湿水素アルゴン雰囲気とし、脱炭焼鈍を兼ねても良い。
【００５６】
本発明では、インヒビターレス成分に準じた成分を用いて、高温スラブ加熱を回避しつつ、窒化処理を行うことで、AlNではなく、平均径で100nm程度の窒化珪素を析出させ、この窒化珪素を正常粒成長の抑制力として機能させることにも特徴を有している。
【００５７】
上記窒素増量のための窒化処理は、冷間圧延後から一次再結晶焼鈍後に焼鈍分離剤を塗布する前の間で施す。窒化の手法は、増量する窒化量を制御できれば、特に限定しないが、過去実施されている、例えば、コイル形態のままNH3雰囲気ガスを用いてガス窒化を行う手法や、走行するストリップに対して連続的に窒化を行う手法を採ることができる。また、ガス窒化に比べて窒化能の高い塩浴窒化を利用することも好ましい。
【００５８】
上記窒化処理の際、重要な点は表層に窒化物層を形成することである。特に、鋼中への拡散を抑制するために800℃以下の温度で窒化を行なうことが望ましいが、時間を短時間（例えば30秒程度）とすることで、高温であっても表面へ窒化物層を形成させることが可能となる。また、窒化による窒素増量は50ppm以上1000ppm以下とするのが肝要である。
窒素増量が50ppm未満では、その効果は十分に得られず、一方、1000ppmを超えると窒化珪素の析出量が過多となって二次再結晶が生じないからである。望ましくは200ppm以上1000ppm未満である。なお、当該窒素濃度は、たとえ鋼板の一部に濃化していたとしても、鋼板の厚み方向の平均に均した値である。
【００５９】
窒化処理後、鋼板表面に焼鈍分離剤を水スラリー化したものを塗布・乾燥する。なお、本発明における焼鈍分離剤は、従来公知の方向性電磁鋼板用の焼鈍分離剤であれば、そのいずれもが好適に使用できる。
焼鈍分離剤塗布に引続き二次再結晶焼鈍を行なう。本発明における二次再結晶焼鈍条件は、従来公知の方向性電磁鋼板用の焼鈍分離剤であれば、そのいずれもが好適に使用できる。
【００６０】
上記の二次再結晶焼鈍後、鋼板表面に、さらに絶縁被膜を塗布、焼付けることもできる。かかる絶縁被膜の種類については、特に限定されず、従来公知のあらゆる絶縁被膜が適合する。例えば、特開昭50−79442号公報や特開昭48−39338号公報に記載されているリン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを含有する塗布液を鋼板に塗布し、800℃程度で焼付ける方法が好適である。
また、平坦化焼鈍により、鋼板の形状を整えることも可能であり、さらにこの平坦化焼鈍を、絶縁被膜の焼付け処理と兼ねることもできる。
【実施例】
【００６１】
（実施例１）
表１に記号Ｂ、Ｄ、ＥおよびＩで示した化学組成を含有する珪素鋼板スラブを、1100℃、30分加熱後、熱間圧延して2.4mmの板厚の熱延板とし、1000℃、１分間の焼鈍を施した後、冷間圧延により0.27mmの最終板厚とし、得られた冷間圧延コイルの中央部から、100mm×400mmサイズの試料を採取し、ラボにて一次再結晶焼鈍と脱炭および窒化（連続窒化処理）を兼ねた焼鈍を行なった。また、板厚１/２層における斜めCube方位（{001}<110>）の、結晶方位がランダムな試料のＸ線回折強度に対する強度を測定した。同一条件の鋼板は一条件につき20枚作製し、MgOを主成分としTiO2を５％含有する焼鈍分離剤を水スラリー状にしてから塗布乾燥し鋼板上に焼き付けた。さらに最終仕上げ焼鈍を行った。
続いてリン酸塩系の絶縁張力コーティングの塗布焼付け、磁化力800A/mでの磁束密度（Ｂ８，Ｔ）を評価した。なお、磁気特性は、SST各条件につき20枚の平均値で評価した。
750℃以下での圧延スタンドの１番目から上記i番目までの相当塑性ひずみの和：Σpi、800℃以上での圧延スタンドの相当塑性ひずみqiの適合性、（{001}<110>）の強度、窒化処理後の鋼中窒素増量分および磁束密度の測定並びに評価結果を表２に記載する。
【００６２】
【表１】
2015004091.tif 000003
【００６３】
【表２】
2015004091.tif 000004
【００６４】
同表に示したとおり、本発明に従う発明例では、従来圧延条件で製造されたものに比べ、一次再結晶板のCube方位が低減し、その結果、磁気特性が改善していることが分かる。
【００６５】
（実施例２）
表１に、記号Ａ，Ｃ，Ｆ，Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、ＬおよびＭで示す成分を含有する珪素鋼板スラブを、1050℃で20分の加熱後、熱間圧延して2.2mmの板厚の熱延板とし、1000℃、１分の焼鈍を施した後、冷間圧延により0.23mmの最終板厚としてから、PH2O/PH2＝0.3の雰囲気下、焼鈍温度：830℃となる条件で２分間保持し脱炭焼鈍を行なった。ここで、試験Ｎｏ．ごとにサンプリングし、板厚１/２層における斜めCube方位（{001}<110>）の、結晶方位がランダムな試料のＸ線回折強度に対する強度を測定した。その後、バッチ処理で窒化処理（NH3雰囲気下）を行ない、鋼中Ｎ量を増量させた後、MgOを主成分としてTiO2を10％添加した焼鈍分離剤を、水と混ぜてスラリー状として塗布した後、コイルに巻き取り、二次再結晶焼鈍の昇温行程中、300〜800℃間の滞留時間が30時間となる昇温速度で焼鈍を行った。続いて、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を施して製品とした。
かようにして得られた製品コイルからエプスタイン試験片を採取して、磁束密度（Ｂ８）を測定した。なお、同一条件のサンプルは一条件につき20枚作製した。
熱間圧延時のΣpiおよびqiの適合性、（{001}<110>）の強度、窒化処理後の鋼中窒素増量分および磁束密度の測定並びに評価結果を表３に併記する。
【００６６】
【表３】
2015004091.tif 000005
【００６７】
同表に記載のとおり、本発明に従う発明例では、従来圧延条件で製造されたものに比べ、一次再結晶板のCube方位が低減し、その結果、磁気特性が改善していることが分かる。また、本発明の成分組成を逸脱した珪素鋼板スラブを用いたものは、本発明に従う圧延および窒化処理を施したとしても、20枚の平均値にするとそのばらつきの大きさに起因して磁気特性に劣ることが分かる。
【図１】
2015004091.tif 000006