(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．００２質量％以下の炭素（Ｃ）と、０．００２質量％以下のマンガン（Ｍｎ）と、０．００２質量％以下のリン（Ｐ）と、０．００２質量％以下の硫黄（Ｓ）と、０．００１質量％以下の窒素（Ｎ）とを含み、マンガン（Ｍｎ）とリン（Ｐ）と硫黄（Ｓ）と窒素（Ｎ）の含有量の合計が０．００５６質量％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
面積比で主面の９０％以上が｛１００｝面との角度が２５°以内であり、
圧延方向における平均結晶粒径（Ｄ）の板厚（ｔ）に対するアスペクト比（Ｄ/ｔ）が０．３〜５００であり、
表面部の＜００１＞方向および＜０１１＞方向の一方が圧延方向に配向していることを特徴とする鉄板。
【請求項２】
０．１〜５質量％のシリコン（Ｓｉ）、０．００１〜０．３質量％のアルミニウム（Ａｌ）および０．０１〜３質量％のタングステン（Ｗ）からなる群から選択される１種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の鉄板。
【請求項３】
０．００２質量％以下の炭素（Ｃ）と、０．００２質量％以下のマンガン（Ｍｎ）と、０．００２質量％以下のリン（Ｐ）と、０．００２質量％以下の硫黄（Ｓ）と、０．００１質量％以下の窒素（Ｎ）とを含み、マンガン（Ｍｎ）とリン（Ｐ）と硫黄（Ｓ）と窒素（Ｎ）の含有量の合計が０．００５６質量％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、面内無配向｛１００｝集合組織、｛１００}＜０１１＞集合組織または{１００}＜００１＞集合組織を有する鋳造材を準備する工程と、
前記鋳造材を圧下率５０〜９０％で圧延する工程と、
前記圧延を行った圧延材を酸素分圧１．４×１０−３Ｐａ以下で、８５０℃以上でのトータル時間が６０時間以上となるように加熱する工程と、
を含む、請求項１に記載の鉄板の製造方法。
【請求項４】
０．００２質量％以下の炭素（Ｃ）と、０．００２質量％以下のマンガン（Ｍｎ）と、０．００２質量％以下のリン（Ｐ）と、０．００２質量％以下の硫黄（Ｓ）と、０．００１質量％以下の窒素（Ｎ）と、０．１〜５質量％のシリコン（Ｓｉ）、０．００１〜０．３質量％のアルミニウム（Ａｌ）および０．０１〜３質量％のタングステン（Ｗ）からなる群から選択される１種以上と、を含み、マンガン（Ｍｎ）とリン（Ｐ）と硫黄（Ｓ）と窒素（Ｎ）の含有量の合計が０．００５６質量％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、面内無配向｛１００｝集合組織、｛１００}＜０１１＞集合組織または{１００}＜００１＞集合組織を有する鋳造材を準備する工程と、
前記鋳造材を圧下率５０〜９０％で圧延する工程と、
前記圧延を行った圧延材を酸素分圧１．４×１０−３Ｐａ以下で、８５０℃以上でのトータル時間が６０時間以上となるように加熱する工程と、
を含む、請求項２に記載の鉄板の製造方法。
【請求項５】
０．００２質量％以下の炭素（Ｃ）と、０．００２質量％以下のマンガン（Ｍｎ）と、０．００２質量％以下のリン（Ｐ）と、０．００２質量％以下の硫黄（Ｓ）と、０．００１質量％以下の窒素（Ｎ）とを含み、マンガン（Ｍｎ）とリン（Ｐ）と硫黄（Ｓ）と窒素（Ｎ）の含有量の合計が０．００５６質量％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、面内無配向｛１００｝集合組織、｛１００}＜０１１＞集合組織または{１００}＜００１＞集合組織を有する鋳造材を準備する工程と、
前記鋳造材を圧下率９０〜９５％または９５〜９８％で圧延する工程と、
前記圧延を行った圧延材を酸素分圧１．４×１０−３Ｐａ以下で、９５０℃〜１３００℃間の温度で保持した後、９００℃〜１０００℃の範囲の温度まで冷却し、その温度で保持する熱処理工程と、
前記熱処理工程の後、７５０℃〜８５０℃の間の温度で再結晶焼鈍または５５０℃〜６５０℃の温度で歪取り焼鈍を行う工程と、
を含む、請求項１に記載の鉄板の製造方法。
【請求項６】
０．００２質量％以下の炭素（Ｃ）と、０．００２質量％以下のマンガン（Ｍｎ）と、０．００２質量％以下のリン（Ｐ）と、０．００２質量％以下の硫黄（Ｓ）と、０．００１質量％以下の窒素（Ｎ）と、０．１〜５質量％のシリコン（Ｓｉ）、０．００１〜０．３質量％のアルミニウム（Ａｌ）および０．０１〜３質量％のタングステン（Ｗ）からなる群から選択される１種以上と、を含み、マンガン（Ｍｎ）とリン（Ｐ）と硫黄（Ｓ）と窒素（Ｎ）の含有量の合計が０．００５６質量％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、面内無配向｛１００｝集合組織、｛１００}＜０１１＞集合組織または{１００}＜００１＞集合組織を有する鋳造材を準備する工程と、
前記鋳造材を圧下率９０〜９５％または９５〜９８％で圧延する工程と、
前記圧延を行った圧延材を酸素分圧１．４×１０−３Ｐａ以下で、９５０℃〜１３００℃間の温度で保持した後、９００℃〜１０００℃の範囲の温度まで冷却し、その温度で保持する熱処理工程と、
前記熱処理工程の後、７５０℃〜８５０℃の間の温度で再結晶焼鈍または５５０℃〜６５０℃の温度で歪取り焼鈍を行う工程と、
を含む、請求項２に記載の鉄板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は鉄板およびその製造方法、とりわけ、｛１００｝集合組織を有し、結晶配向性に優れた鉄板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鉄板（鋼板を含む）を製造する際に、圧延加工等の製造条件により、得られた鉄板に結晶粒の方位が特定の方向に配向している集合組織を形成することができる。所定の集合組織を有する鉄板は、例えば、優れた磁気特性および機械的特性のような優れた特性を有している。このような集合組織を用いて所望の特性を得ている鉄板が研究および実用化されている。
【０００３】
板面（主面）が｛１１０｝面と平行で、かつ圧延方向と＜００１＞方向が平行になるように結晶粒が配向した｛１１０｝＜００１＞集合組織を有する体心立方構造（ｂｃｃ）の鉄板が、方向性電磁鋼板として実用化され，変圧器などの電気機器の鉄心材料として広く用いられている。
さらに、板面が｛１００｝面と平行な集合組織を有する鉄板は、例えば磁気特性等のいくつかの特性について、上述の板面が｛１１０｝面と平行な集合組織を有する鉄板よりも優れていることから、板面が｛１００｝面と平行な集合組織を有する鉄板を得る方法が検討されている。
【０００４】
特許文献１は、曲面突起付き曲面ダイスを備えた遊星圧延機を用いて遊星圧延を行った後、二次再結晶焼鈍を行うことにより、板面が｛１００｝面に平行であり、かつ圧延方向と＜００１＞方向が平行である｛１００｝＜００１＞集合組織を有する鉄板を得ることができることを開示している。
特許文献２および３は、一方向に冷間圧延し、さらにこの冷延方向と交叉方向に冷間圧延を行う交差冷間圧延を行った後に、二次再結晶焼鈍を行うことにより、｛１００｝＜００１＞集合組織を有する鉄板を得ることができることを開示している。
特許文献４は、単軸圧縮加工により、板面が結晶粒の｛１１０｝面に平行で、かつ特定の方向が優先的に圧延方向と平行となっていない無方向性｛１００｝電磁鋼板（板面内で結晶軸＜００１＞が回転対称である｛１００｝＜０ｖｗ＞集合組織）の製造方法を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平９−００３５４０号公報
【特許文献２】特開昭３５−２６５７号公報
【特許文献３】特開平１−１３９７２２号
【特許文献４】国際公開公報ＷＯ２０１１／１０５６０９
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかし、特許文献１〜３が開示する圧延方法は、特殊な圧延設備を必要とするうえ、特殊な圧延設備を用いても設備への負荷が大きくかつ生産性が低いという問題があった。このため、｛１００｝＜００１＞集合組織を有する鉄板はほとんど実用化されていない。また、特許文献４が開示する圧延方法も生産性が低いという問題がある。このため、無方向性｛１００｝電磁鋼板もほとんど実用化されていない。
【０００７】
本発明は、このような状況を鑑み為されたものであり、高い生産効率で生産でき、主面が｛１００｝面と平行な集合組織を有する鉄板を提供すること、および高い生産効率を有する、主面が｛１００｝面と平行な集合組織を有する鉄板の製造方法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】
【０００８】
本発明の１つの実施形態に係る鉄板は、９０質量％以上の鉄（Ｆｅ）と、０．００２質量％以下の炭素（Ｃ）と、０．００２質量％以下のマンガン（Ｍｎ）と、０．００２質量％以下のリン（Ｐ）と、０．００２質量％以下の硫黄（Ｓ）と、０．００１質量％以下の窒素（Ｎ）とを含み、マンガン（Ｍｎ）とリン（Ｐ）と硫黄（Ｓ）と窒素（Ｎ）の含有量の合計が０．００５６質量％以下であり、面積比で主面の９０％以上が｛１００｝面との角度が２５°以内である。
【発明の効果】
【０００９】
本発明により、高い生産効率で生産可能な、板面が｛１００｝面と平行な集合組織を有する鉄板を提供することができる。また、本発明に係る製造方法を用いることにより、板面が｛１００｝面と平行な集合組織を有する鉄板を高い生産効率で製造することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】図１は、｛１００｝＜００１＞集合組織を有する詳細を後述する実施例２のサンプルＮｏ．６の１００極点図である。
【図２】図２は、｛１００｝＜０１１＞集合組織を有する詳細を後述する実施例２のサンプルＮｏ．１の１００極点図である。
【図３】図３は、面内無配向｛１００｝集合組織を有する詳細を後述する実施例１のサンプルＮｏ．１７の１００極点図である。
【図４】図４は面内無配向｛１００｝集合組織を有する鋳造試料（実施例１のサンプルＮｏ．１）の１００極点図を示す。
【図５】図５は、｛１００｝＜０１１＞集合組織を有する鋳造試料（実施例２のサンプル材料Ｎｏ．８」）の１００極点図を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明者は鋭意検討した結果、鉄中における固溶限の小さい元素、とりわけ炭素（Ｃ）と、マンガン（Ｍｎ）と、リン（Ｐ）と、硫黄（Ｓ）と、窒素（Ｎ）の含有量、およびマンガン（Ｍｎ）とリン（Ｐ）と硫黄（Ｓ）と窒素（Ｎ）の合計含有量を所定の値以下に抑制し、さらに詳細を後述するように、鋳造条件、熱処理条件および圧延条件を適切に選択することにより、通常の圧延設備を用い、高い生産性で板面が｛１００｝面と平行な集合組織を有する鉄板を製造できることを見いだしたものである。
さらに、本発明者は、熱処理条件および圧延条件（必要に応じて鋳造条件も）を変更することで、得られた｛１００｝面と平行な集合組織を有する鉄板において、＜００１＞方向および／または＜０１１＞方向の配向性を制御できることを見出したものである。すなわち、＜００１＞方向が無配向である鉄板（＜０１１＞方向が無配向である鉄板）、＜００１＞方向が圧延方向と平行な鉄板、＜０１１＞方向が圧延方向と平行な鉄板、および＜００１＞方向が圧延方向と平行な部分と＜０１１＞方向が圧延方向と平行な部分とを含む鉄板を得ることができることを見出した。
【００１２】
１．用語の定義等
以下に、本発明の詳細について説明するが、その前に幾つかの用語の定義およびその用語で定義される金属組織の確認方法を説明する。
（１）結晶面、結晶方位
例えば、｛１００｝で示されるように、結晶面（格子面）はミラー指数により示す。同様に、例えば＜００１＞で示すように結晶方位もミラー指数により示す。
また、例えば、結晶面｛ｈｋｌ｝のようにミラー指数をアルファベットで示した場合は、そのアルファベットは任意の数値が入ってよいことを意味する。同様に、例えば結晶方位＜ｕｖｗ＞のようにミラー指数をアルファベットで示した場合は、そのアルファベットは任意の数値が入ってよいことを意味する。
【００１３】
（２）集合組織
多結晶体の金属組織であって、多くの結晶粒が特定の方向に配向している組織をいう。圧延材の集合組織においては、圧延材の主面（圧延面）の結晶粒の多くが特定の結晶面と平行となっている。その主面と平行な結晶面をミラー指数で示し、例えば「｛１００｝集合組織」という。すなわち、｛１００｝集合組織とは、圧延材（鉄板）の主面が｛１００｝面と平行である集合組織を意味する。
【００１４】
ただし、｛１００｝集合組織といっても、主面の全面（面積比で１００％）が｛１００｝面と平行になっている必要はない。面積比で主面の何パーセントが｛１００｝面と平行であるかにより｛１００｝集合組織の配向度を示すことができる。
【００１５】
また、「主面と｛１００｝面が平行」とは、主面と{１００}面が完全に平行な場合だけでなく、２５°以内であればよい。この角度範囲を「平行度」という場合がある。この角度が小さく、面積比が大きいほど配向性が高いことを示す。
【００１６】
｛１００｝集合組織において、例えば＜００１＞方向のように、圧延方向に平行に特定の結晶方位が配向している場合、例えば｛１００｝＜００１＞集合組織のように「｛１００｝」の後に、圧延方向に平行に配向している結晶方向を記載する。すなわち、｛１００｝＜００１＞集合組織とは、圧延材（鉄板）の主面（「板面」とも言う）と｛１００｝面とが平行であり、＜１００＞方向が圧延方向と平行に配向している集合組織を意味する。
なお、上述したように＜ｕｖｗ＞と表記した場合、アルファベットｕ、ｖおよびｗは任意の数値であってよいことから、｛１００｝＜ｕｖｗ＞集合組織とは、圧延材の主面が｛１００｝面と平行であるが、例えば、＜１００＞方向のような特定の結晶方向が圧延方向に配向していないことを意味する。すなわち、＜１００＞方向が圧延方向に配向していないことは、主面内において＜１００＞方向が無配向（面内無配向｛１００｝集合組織）であることを意味する。
また、圧延方向に平行とは、＜１００＞方向等の特定の方向が圧延方向に完全に平行な場合だけなく、当該特定方向と圧延方向との差が２０°以内の場合も含む。
【００１７】
（３）｛１００｝＜００１＞集合組織および｛１００｝＜０１１＞集合組織
｛１００｝＜００１＞集合組織および｛１００｝＜０１１＞集合組織の存在は、例えば、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ  −Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋｓｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）またはＸ線回折法により１００極点図を解析することで確認することができる。
【００１８】
・｛１００｝＜００１＞集合組織
図１は、｛１００｝＜００１＞集合組織を有する詳細を後述する実施例２のサンプルＮｏ．６の１００極点図である。図１に示す例では、図中の５箇所の＜１００＞極（極点図の円の中心部１箇所と外周部４箇所）のうち、極点図の円の外周部にある４箇所の｛１００｝極密度の最大値Ｐ外周（１００）＜１００＞ｍａｘは、極点図の円の中心部にある｛１００｝極密度の最大値Ｐ中心（１００）＜１００＞ｍａｘの１倍となっている。本明細書においては、このＰ外周（１００）＜１００＞ｍａｘとＰ中心（１００）＜１００＞ｍａｘとの比、Ｐ外周（１００）＜１００＞ｍａｘ／Ｐ中心（１００）＜１００＞ｍａｘが０．８５〜１．１５の範囲にある場合を｛１００｝＜００１＞集合組織を有するとする。すなわち、下記の（１）式を満足する場合、｛１００｝＜００１＞集合組織を有する。
０．８５≦Ｐ外周（１００）＜１００＞ｍａｘ／Ｐ中心（１００）＜１００＞ｍａｘ≦１．１５    （１）
なお、上述のように｛１００｝面が圧延材の主面（圧延面）から２５°以内の範囲内で傾斜していてもよいことから、Ｐ外周（１００）＜１００＞ｍａｘおよびＰ中心（１００）＜１００＞ｍａｘを示す位置は、ＮＤから２０°以内の範囲内にあればよい。
ここで「ＮＤ」は、圧延面法線方向（Ｎｏｒｍａｌ  Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）を意味する。また、図１中に記載のある「ＲＤ」は、圧延方向を（Ｒｏｌｌｉｎｇ  Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）を意味し、「ＴＤ」は、圧延直角方向(板幅方向、Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ  Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）を意味する。
【００１９】
・｛１００｝＜０１１＞集合組織
図２は、｛１００｝＜０１１＞集合組織を有する詳細を後述する実施例２のサンプルＮｏ．１の１００極点図である。図２に示す例では、図中に示す４箇所（極点図の円周上で、ＴＤとＲＤを示す直線と円周との交点同士の中間部近傍で極大値を示している４つの部分）における｛１００｝極密度の最大値Ｐ外周（１００）＜１１０＞ｍａｘは、極点図の円の中心部にある｛１００｝極密度の最大値Ｐ中心（１００）＜１００＞ｍａｘの１倍（図２では、最大値Ｐ外周（１００）＜１１０＞ｍａｘおよびＰ中心（１００）＜１００＞ｍａｘが３８であるため）となっている。本明細書においては、このＰ外周（１００）＜１１０＞ｍａｘとＰ中心（１００）＜１００＞ｍａｘとの比、Ｐ外周（１００）＜１１０＞ｍａｘ／Ｐ中心（１００）＜１１０＞ｍａｘが０．８５〜１．１５の範囲にある場合を｛１００｝＜０１１＞集合組織を有するとする。すなわち、下記の（２）式を満足する場合、｛１００｝＜００１＞集合組織を有する。
０．８５≦Ｐ外周（１００）＜１１０＞ｍａｘ／Ｐ中心（１００）＜１００＞ｍａｘ≦１．１５    （２）
なお、上述のように｛１００｝面が圧延材の主面（圧延面）から２５°以内の範囲内で傾斜していてもよいことから、Ｐ（１００）＜１１０＞ｍａｘおよびＰ中心（１００）＜１００＞ｍａｘを示す位置は、それぞれ、ＮＤから２０°以内の範囲内にあればよい。
【００２０】
（４）面内無配向｛１００｝集合組織
図３は、面内無配向｛１００｝集合組織を有する詳細を後述する実施例１のサンプルＮｏ．１７の１００極点図である。
本明細書において、＜００１＞方向が特定の方向に配向せず無配向である、面内無配向｛１００｝集合組織を有するとは、１００極点図において、極点図の円の外周部（外周から２０°以内）の｛１００｝極密度の最大値Ｐ外周（１００）の極点図の円の中心部（中心から２０°以内）における｛１００｝極密度の最大値Ｐ中心（１００）に対する比率が０．５以下である場合を言う。すなわち、以下に示す（３）式を満足する場合である。
Ｐ外周（１００）ｍａｘ／Ｐ中心（１００）ｍａｘ ≦ ０．６      （３）
なお、好ましくは以下に示す（４）式を満足する。より配向のランダムな無配向状態であるからである。
Ｐ外周（１００）ｍａｘ／Ｐ中心（１００）ｍａｘ ≦ ０．５      （４）
図３では、図から判るように、Ｐ外周（１００）ｍａｘが１１であり、Ｐ中心（１００）ｍａｘが２３であることから、（３）式および（４）式を満足している。
【００２１】
（５）鉄板主面と｛１００｝面との平行度および鉄板主面と平行な｛１００｝の面積比
上述したように、本明細書において「主面と｛１００｝面とが平行」は、鉄板の主面（圧延面）と{１００}面が完全に平行な場合だけでなく、その間の角度が２５°以内であればよい。すなわち、平行度は２５°平行度であればよい。
また、上述のように｛１００｝集合組織といっても、主面の全面（面積比で１００％）が｛１００｝面と平行になっている必要はない。本願の発明に係る鉄板の｛１００｝集合組織は、面積比で主面の９０％以上が｛１００｝面と平行となっている。
このような平行度および主面の面積の何パーセントが{１００}に平行であるかは、例えば、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ測定で得たデータをＥＢＳＤ測定装置付属の解析ソフト（例えば、ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ）により解析することで求めることができる。
【００２２】
１．｛１００｝集合組織を有する鉄板
以下に、本発明に係る｛１００｝集合組織を有する鉄板の詳細を説明する。
１−１．組成
上述したように、本発明の１つの特徴は、鉄中における固溶限の小さい元素、とりわけ炭素（Ｃ）と、マンガン（Ｍｎ）と、リン（Ｐ）と、硫黄（Ｓ）と、窒素（Ｎ）の含有量、およびマンガン（Ｍｎ）とリン（Ｐ）と硫黄（Ｓ）と窒素（Ｎ）の合計含有量を所定の値以下に抑制することである。これにより、鋳造条件、熱処理条件および圧延条件を適切に選択することにより、通常の圧延設備を用い、高い生産性で板面が｛１００｝面と平行な集合組織を有する鉄板を得ることができる。
以下に組成の詳細を示す。
【００２３】
（１）炭素（Ｃ）
炭素の含有量は、０．００２質量％以下（０質量％を含む）である。炭素の含有量が０．００２質量％を超えると、鉄マトリクスに固溶できない炭素が粒界に集まり、加工時の粒界移動の妨げとなり｛１００｝集合組織形成の妨げとなるからである。
【００２４】
（２）マンガン（Ｍｎ）
マンガンの含有量は、０．００２質量％以下（０質量％を含む概念）である。マンガンの含有量が０．００２質量％を超えると、鉄マトリクスに固溶できないマンガンが粒界に集まり、加工時の粒界移動の妨げとなり｛１００｝集合組織形成の妨げとなるからである。
好ましくは、マンガンの含有量は０．００１質量％以下（０質量％を含む概念）である。例えば、主面と｛１００｝面との角度差をより小さくできる（平行度を向上できる）等、配向度を向上できるからである。
【００２５】
（３）リン（Ｐ）
リンの含有量は、０．００２質量％以下（０質量％を含む概念）である。リンの含有量が０．００２質量％を超えると、鉄マトリクスに固溶できないリンが粒界に集まり、加工時の粒界移動の妨げとなり｛１００｝集合組織形成の妨げとなるからである。
好ましくは、リンの含有量は０．００１質量％以下（０質量％を含む概念）である。例えば、主面と｛１００｝面との平行度を向上できる等、配向度を向上できるからである。
【００２６】
（４）硫黄（Ｓ）
硫黄の含有量は、０．００２質量％以下（０質量％を含む概念）である。硫黄の含有量が０．００２質量％を超えると、鉄マトリクスに固溶できない硫黄が粒界に集まり、加工時の粒界移動の妨げとなり｛１００｝集合組織形成の妨げとなるからである。
好ましくは、硫黄の含有量は０．００１質量％以下（０質量％を含む概念）である。例えば、主面と｛１００｝面との平行度を向上できる等、配向度を向上できるからである。
【００２７】
（５）窒素（Ｎ）
窒素の含有量は、０．００１質量％以下（０質量％を含む）である。窒素の含有量が０．００１質量％を超えると、鉄マトリクスに固溶できない窒素が粒界に集まり、加工時の粒界移動の妨げとなり｛１００｝集合組織形成の妨げとなるからである。
【００２８】
（６）マンガン（Ｍｎ）とリン（Ｐ）と硫黄（Ｓ）と窒素（Ｎ）の含有量の合計
個々の元素を上記の範囲内とすることに加えて、マンガンとリンと硫黄と窒素の含有量（以下、「Ａ値」という場合がある）の合計を０．００５６質量％以下としている。これにより、再結晶過程での粒成長を妨げる元素の総量を抑制することで，より確実に所望の｛１００｝集合組織を得ることができるからである。好ましくは、マンガンとリンと硫黄と窒素の含有量の合計は０．００３３質量％以下である。例えば、主面と｛１００｝面との平行度を向上できる等、配向度を向上できるからである。
【００２９】
（７）残部
好ましい、実施形態の１つは、上記元素以外の残部は鉄と不可避的不純物から成る。この場合、鉄の純度を９９．９質量％以上とするのが好ましく、９９．９９質量％以上とすることがより好ましい。配向度を向上できるからである。
【００３０】
しかし、この実施形態に限定されるものでははい。鉄の含有量が９０質量％以上である限り、例えば固溶強化による強度向上等、所望の特性を得るように意図的に他の元素を添加してよい。好ましい添加元素として、鉄における固溶限が大きい元素、例えばシリコン（Ｓｉ）、アルミニウム（Ａｌ）およびタングステン（Ｗ）を例示できる。
シリコンを含有する場合、シリコン含有量は０．１質量％〜５質量％とすることが好ましい。シリコン含有量が０．１質量％未満だと、シリコン添加の効果を十分に得られない場合があり、シリコン含有量が５質量％を超えると、加工性が悪化し、圧延時に割れを生じる場合があるからである。
アルミニウムを含有する場合、アルミニウム含有量は０．００１質量％〜０．３質量％とすることが好ましい。アルミニウム含有量が０．００１質量％未満だと、アルミニウム添加の効果を十分に得られない場合があり、アルミニウム含有量が０．３質量％を超えると、再結晶過程での｛１００｝集合組織形成の妨げとなるという問題を生じる場合があるからである。
タングステンを含有する場合、タングステン含有量は０．０１質量％〜３質量％とすることが好ましい。タングステン含有量が０．０１質量％未満だと、タングステン添加の効果を十分に得られない場合があり、タングステン含有量が３質量％を超えると、再結晶過程での｛１００｝集合組織形成の妨げとなるという問題を生じる場合があるからである。
【００３１】
１−１．集合組織
本願の発明に係る鉄板は上述の組成を有する｛１００｝集合組織を有する。より詳細には、面積比で主面の９０％以上が｛１００｝面との角度が２５°以内となっている。
そして、詳細を後述するように製造条件を変えることにより、その金属組織を面内｛１００｝集合組織、｛１００｝＜００１＞集合組織もしくは｛１００｝＜０１１＞集合組織を有する鉄板、または｛１００｝＜００１＞集合組織および｛１００｝＜０１１＞集合組織を有する鉄板を得ることができる。
【００３２】
（１）面内無配向｛１００｝集合組織
本発明に係る１つの実施形態に係る鉄板は、面内無配向｛１００｝集合組織を有する。すなわち、表面部（すなわち、Ｘ線回折またはＥＢＳＤ法により確認できる部分）の＜００１＞方向が無配向である。そして、この面内無配向｛１００｝集合組織は、後述する製造方法により得ることができる。この製造方法を適用の結果、好ましい実施形態の１つにおいて、圧延方向における平均結晶粒径（Ｄ）の板厚（ｔ）に対するアスペクト比（Ｄ/ｔ）が０．３〜２５である。
なお、圧延方向の平均結晶粒径（Ｄ）は、例えば、ＥＢＳＤ測定のＩＰＦ（Inverse Pole Figure）マップまたは組織の光学顕微鏡観察により測定できる。
より具体的には、圧延材の面内で，粒径が１ｍｍ以下の場合，結晶粒が５０個〜１００個が視野に入る範囲で、また粒径が１ｍｍ以上の場合、結晶粒が１０個〜４０個が視野に入る範囲で結晶粒径の測定を行う。各粒毎に圧延方向の最大長さを測り得られた測定値を平均することで圧延方向の平均結晶粒径を求める。また、圧延方向（ＲＤ）と板幅方向（ＴＤ）での結晶粒径の異方性が３倍を超えない場合、ＥＢＳＤ解析ソフト  ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓの平均粒径計算機能から得られる平均結晶粒径を圧延方向の平均粒径として用いる。
【００３３】
面内無配向｛１００｝集合組織を有する鉄板の好ましい実施形態の１つでは、鉄の含有量を９９.９質量％以上とし、上述の「１−１．組成」に示すように、炭素とマンガンとリンと硫黄と窒素の量を規制し、残部を不可避的不純物とすることで、面積比で主面の９０％以上が｛１００｝面との角度が１５°以内と配向度を高くすることができる。そして、アスペクト比（Ｄ/ｔ）が０．７〜４０である。
【００３４】
また、面内無配向｛１００｝集合組織を有する鉄板の別の好ましい実施形態の１つでは、鉄の含有量を９９．９９％とし、０．００２質量％以下の炭素と、０．００１質量％以下のマンガンと、０．００１質量％以下のリンと、０．００１質量％以下の硫黄と、０．００１質量％以下の窒素と、残部を不可避的不純物として、マンガンとリンと硫黄と窒素の含有量の合計が０．００３３質量％以下とすることで、面積比で主面の９０％以上が｛１００｝面との角度が１０°以内と配向度を高くすることができる。そして、アスペクト比（Ｄ/ｔ）が１．１以上５０以下である。
【００３５】
このような本発明に係る面内無配向｛１００｝集合組織を有する鉄板は、主面が｛１００｝面に平行であり、かつ＜００１＞方向等の結晶軸が特定の方向に配向していないため、磁気特性に優れる。このため、例えば、トランス等に用いた場合、従来の電磁鋼板より鉄損が少なくできる。とりわけ、アスペクト比（Ｄ／ｔ）が０．５〜１．７である場合、または結晶粒を３００μｍ以下（例えば、量産性を考慮して２００〜３００μｍ以下）である場合、より顕著に優れた磁気特性を得ることができる。
【００３６】
（２）｛１００｝＜００１＞集合組織および｛１００｝＜０１１＞集合組織
本発明に係る１つの実施形態に係る鉄板は、｛１００｝＜００１＞集合組織および｛１００｝＜０１１＞集合組織の一方を有する（２軸配向組織）。すなわち、表面部（すなわち、Ｘ線回折またはＥＢＳＤ法により確認できる部分）の＜００１＞方向および＜０１１＞方向の一方が圧延方向に配向している。
そして、｛１００｝＜００１＞集合組織および｛１００｝＜０１１＞集合組織の一方を有する鉄板は、後述する製造方法により得ることができる。この製造方法を適用の結果、好ましい実施形態の１つにおいて、アスペクト比（Ｄ/ｔ）が０．３〜５００、好ましくは０．３〜１００となる。
【００３７】
｛１００｝＜００１＞集合組織および｛１００｝＜０１１＞集合組織の一方を有する鉄板の好ましい実施形態の１つでは、鉄の含有量を９９.９質量％以上とし、上述の「１−１．組成」に示すように、炭素とマンガンとリンと硫黄と窒素の量を規制し、残部を不可避的不純物とすることで、面積比で主面の９０％以上が｛１００｝面との角度が１５°以内と配向度を高くすることができる。そして、アスペクト比（Ｄ/ｔ）が０．７〜７５０、好ましくは０．７〜１３０である。
【００３８】
｛１００｝＜００１＞集合組織および｛１００｝＜０１１＞集合組織の一方を有する鉄板の別の好ましい実施形態の１つでは、鉄の含有量を９９．９９％とし、０．００２質量％以下の炭素と、０．００１質量％以下のマンガンと、０．００１質量％以下のリンと、０．００１質量％以下の硫黄と、０．００１質量％以下の窒素と、残部を不可避的不純物として、マンガンとリンと硫黄と窒素の含有量の合計が０．００３３質量％以下とすることで、面積比で主面の９０％以上が｛１００｝面との角度が１０°以内と配向度を高くすることができる。そして、アスペクト比（Ｄ/ｔ）が１．１以上、好ましくは１．１〜１５０である。
【００３９】
このような本発明に係る、｛１００｝＜００１＞集合組織および｛１００｝＜０１１＞集合組織の一方を有する鉄板は、主面が｛００１｝面と平行で且つ、圧延方向等＜００１＞方向または＜０１１＞方向が平行であるため、主面において、複数の結晶粒が同じ方向に配向した状態となっている。このため、例えば、ＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７超伝導テープ線材のような基板上に成膜して形成する各種材料の基板として用いることができる。
このような基板として用いる場合、粒径は５０μｍ〜１．２ｍｍ以下であることが好ましい粒径が１．２ｍｍ以上となるとテープ線材としての基板の強度低下という問題を生じる場合があるからである。
【００４０】
従来は、高価な単結晶基板を用いて製造していた、ＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７超伝導薄膜等の各種のエピタキシャル成長膜を｛１００｝＜００１＞集合組織または｛１００｝＜０１１＞集合組織を有する鉄板を用いることで、より安価に大量に製造することが可能となる。
【００４１】
２．｛１００｝集合組織を有する鉄板の製造方法
次に本発明に係る{１００}集合組織を有する鉄板の製造方法を説明する。
表１は、製造方法の概略を示しており、「鉄板の集合組織」の欄に示す集合組織を得るために必要な各工程の条件を示している。
これらは得ようとする鉄板の集合組織、圧延の圧下率等により大きく４つに大別できることから、この４つを便宜上、製造方法１〜４とした。
【００４２】
本願発明者は鋭意検討した結果、鋳造およびそれ以降の工程において、主面（中間段階においては圧延時に圧延面となる面）と｛１１１｝面とが平行となる｛１１１｝集合組織が一旦形成されると、その後の圧延および熱処理等の工程において、この｛１１１｝集合組織をなくすことが困難であること、および｛２１１｝集合組織も同じく、その後の圧延および熱処理等の工程においてなくすことが困難であることを見いだした。一方、｛１１１｝集合組織および｛２１１｝集合組織以外の｛ｈ１１｝集合組織および｛ｈ１０｝集合組織については（例えば｛１００｝集合組織および｛１１０｝集合組織）、その後の圧延および熱処理等の工程において｛１００｝集合組織とすることができることも見いだした。
この知見をもとに表１に示す。製造方法１〜４にたどり着いたものである。
【００４３】
【表１】
0006537131.tif 000002
（＊１）：必要に応じて適宜実施する工程
【００４４】
以下、表１に基づいて製造方法１〜４について説明する。
本発明に係る面内無配向｛１００｝集合組織を有する鉄板の製造方法である製造方法１においては、鋳造材の時点で｛１００｝集合組織を形成させる。そして、圧延をトータル圧下率５０〜９０％となるように行った後に第１圧延後熱処理を実施する。この第１圧延後熱処理において、加熱、保持および冷却を含めて、８５０℃以上の温度に置かれる時間（トータル加熱時間）を４１時間以内とすることが重要である。これにより、面内無配向｛１００｝集合組織を有する本発明の鉄板を得ることができる。
【００４５】
本発明に係る{１００}＜０１１＞集合組織を有する鉄板の製造方法は、表１に示す製造方法２および３の２つある。製造方法２および３のどちらにおいても、用いる鋳造材は、面内無配向｛１００｝集合組織を有するものに限定されず、｛１００}＜０１１＞集合組織と{１００}＜００１＞集合組織と有する鋳造材、および{１００}＜０１１＞集合組織を有する鋳造材を用いてもよい。
製造方法２では、この鋳造材を用いて、トータル圧下率５０〜９０％となるように第１圧延を行った後に第１圧延後熱処理を実施する。この第１圧延後熱処理において、加熱、保持および冷却を含めて、８５０℃以上の温度に置かれる時間（トータル加熱時間）を６０時間以上とすることが重要である。これにより、{１００}＜０１１＞集合組織を有する鉄板を得ることができる。
製造方法３では、上述の鋳造材を用いて、トータル圧下率９５〜９８％で第１圧延を行った後に９５０℃〜１２００℃に保持し、冷却して温度を下げて９００℃〜１０００℃で保持し、その後７５０℃〜８５０℃×１０分〜１２時間の再結晶焼鈍または５５０℃〜６５０℃×１分〜６時間の歪取り焼鈍を行う。
この製造方法２または３を実施することにより、本発明に係る{１００}＜０１１＞集合組織を有する鉄板を得ることができる。
【００４６】
本発明に係る{１００}＜００１＞集合組織を有する鉄板の製造方法４に用いる鋳造材は、面内無配向｛１００｝集合組織を有するものに限定されず、｛１００}＜０１１＞集合組織と{１００}＜００１＞集合組織と有する鋳造材、および{１００}＜００１＞集合組織を有する鋳造材を用いてもよい。
製造方法４では、この鋳造材を用いて、トータル圧下率９０〜９５％で第１圧延を行った後に９５０℃〜１２００℃に保持し、冷却して温度を下げて９００℃〜１０００℃で保持し、その後７５０℃〜８５０℃×１０分〜１２時間の再結晶焼鈍または５５０℃〜６５０℃×１分〜６時間の歪取り焼鈍を行う。
この製造方法４を実施することにより、本発明に係る{１００}＜００１＞集合組織を有する鉄板を得ることができる。
【００４７】
次に各工程の詳細を順に説明する。
（１）鋳造工程
鋳造は、例えばアルゴンガス中でのアーク溶解等既知の真空溶解法で、所望の組成（「１−１．組成」で述べた組成）を有する溶湯を得て、鋳造を行う。
本発明に係る鉄板は、上述のように鉄中における固溶限の小さい元素、とりわけ炭素と、マンガンと、リンと、硫黄と、窒素の含有量、およびマンガンとリンと硫黄と窒素の合計含有量を所定の値以下に抑制しているため、用いる溶解原料（金属原料）も純度の高いものを用いる。
好ましい、金属原料のうち、鉄について例えば電解鉄のなかでも９９．９％以上の純度を有す電解鉄を例示できる。特に得られる鉄板の鉄の含有量を９９．９９質量％とする場合は、電解鉄のなかでも９９．９９％以上の純度を有する電解鉄を用いることができる。また、シリコンを添加する場合は、純度６Ｎのシリコンを用いてよく、アルミニウムを添加する場合は純度４Ｎのアルミニウムを用いてよく、タングステンを添加する場合は純度３Ｎのタングステンを用いてよい。
【００４８】
鋳造工程では、得られる鋳造材が、面内無配向｛１００｝集合組織、｛１００}＜０１１＞集合組織と{１００}＜００１＞集合組織、{１００}＜０１１＞集合組織、または{１００}＜００１＞集合組織を有するように鋳造する。
鋳造時の冷却速度が遅いと、面内無配向｛１００｝集合組織が得られ、冷却速度が速くなると｛１００}＜０１１＞集合組織と{１００}＜００１＞集合組織を両方含み、さらに冷却速度が速くなると{１００}＜０１１＞集合組織または{１００}＜００１＞集合組織を含むようになる。
このため、鋳込み開始温度およびインゴットサイズ等（例えば、インゴット厚み）により、冷却速度を調整して所望の鋳造組織を得ている。例えば、鋳込み開始温度を融点よりも６０℃以上高くする、または融点から約３００℃までの冷却速度を６℃／秒以下とすることで得られた鋳造材は面内無配向｛１００｝集合組織を有する。
【００４９】
鋳造材の集合組織は、Ｘ線回折法およびＥＢＳＤ法による極点図により確認することができる。図４は面内無配向｛１００｝集合組織を有する鋳造試料（実施例１サンプルＮｏ．１）の１００極点図を示し、図５は、｛１００｝＜０１１＞集合組織を有する鋳造試料（実施例２のサンプルＮｏ．８）の１００極点図を示す。
なお、鋳造材において、｛１００}＜０１１＞集合組織を有するとは上述の（２）式を満足することを言い、{１００}＜００１＞集合組織を有するとは上述の（１）式を満足することを言う。図５に示す例では、図から判るように、Ｐ外周（１００）＜１１０＞ｍａｘが１４であり、Ｐ中心（１００）＜１００＞ｍａｘも１４であることから、（２）式を満足している。
【００５０】
一方、鋳造材において、面内無配向｛１００｝集合組織を有するとは、上述の（３）式を満足することを言う。
図４においては、Ｐ外周（１００）ｍａｘが５であり，Ｐ中心（１００）ｍａｘが１１であることから、式（３）を満足している。
【００５１】
（２）圧延前熱処理
得られた鋳造材は、後述する第１圧延を行う前に熱処理を行うことが好ましい。例えば、インゴットから切り出した圧延用材料表面に導入された歪みを除去できる。また、２次再結晶により、鋳造材の有する｛００１｝集合組織を更に増やすことができる。
圧延前熱処理の条件として８５０℃〜１２００℃の温度で０．５〜３時間保持することを例示できる。
圧延前熱処理は、好ましくは酸素分圧を１．４×１０−３Ｐａ以下、より好ましくは４×１０−４Ｐａ以下として行う。
【００５２】
（３）第１圧延
次に鋳造材（鋳造材を切り出す等の加工を行い所望のサイズとした材料であってよい）を冷間圧延する。第１圧延におけるトータルの圧下率は、製造方法１および２では５０〜９０％であり、製造方法３では、９５〜９８％であり、製造方法４では９０〜９５％である。第１圧延により導入された結晶方向を回転させて所望の集合組織の形成を図る。そして、結晶の回転状態をトータル圧下率により制御している。製造方法３および４では、大きな圧下率とすることができるため、例えば、厚さ０．１〜０．３ｍｍのような比較的薄い仕上げサイズの鉄板でも１回の圧延工程で製造できるという利点を有している。
【００５３】
このようなトータル圧下率を得るため、通常は複数パスの圧延を行う。１パス毎の圧下率は例えば１０％以下としてよい。好ましい圧延条件の１つとして、１パス毎に例えば、０．０３ｍｍ〜０．０５ｍｍの間の厚さのような、一定の減厚を行うことを挙げることができる。複数パスの圧延は、同じ圧延方向で圧延を行う。すなわち、前のパスの圧延方向と直角となる方向を圧延方向とする、または前のパスの圧延方向と反対の方向を圧延とする双方向圧延は行わない。これは、前のパスでの圧延よる結晶粒回転の効果を失わせないためである。圧延速度は任意であってよいが、低速の方が好ましい。効果的に歪みを導入でき、圧延後に実施する熱処理（第１圧延後）の際の二次再結晶の駆動力を確実に得ることができるからである。好ましい圧延速度の例として、０．９０ｍ／秒〜１．３５ｍ／秒を例示できる。
【００５４】
圧延ロールは表面が平滑な超硬ロールを用いることが好ましい。表面が荒いダルロールを用いた場合、圧延材の表面部に深さ１０μｍ程度の転位密度の高い層が形成されるが、超硬ロールを用いるとこの転位密度の高い層の深さを５μｍ程度に抑制することができるからである。
【００５５】
また、圧延後の材料について、この転位密度の多い組織を除去するとともに表面の酸化膜を除去するために、表面から深さ５〜１０μｍまでの部分を、例えば電解研磨または酸洗等により除去することが好ましい。
【００５６】
（４）第１圧延後熱処理
次に第１圧延を行った材料（圧延材）に熱処理を施す。
第１圧延後熱処理では、熱処理中に表面に酸化皮膜が形成されると再結晶粒成長を抑制し、所望の集合組織の形成を阻害し｛１００｝面と主面との平行度が低くなってしまう場合があることから酸素分圧を１．４×１０−３Ｐａ以下、好ましくは４×１０−４Ｐａ以下とする。
【００５７】
製造方法１では、この熱処理時の２次再結晶による粒成長が進みすぎて｛１００｝＜０１１＞集合組織が形成されるのを抑制するために、８５０℃でのトータル加熱時間（加熱時、保持時および冷却時の間に８５０℃以上の温度となっている時間）を８時間以上４１時間以下とする。このような加熱は、例えば、加熱速度および冷却速度を５℃／時間〜２５℃／時間、保持９５０℃〜１２５０℃×３０秒〜１時間の範囲内で条件を適正に選択することで実現できる。
なお、１２００℃〜１２５０℃の間の加熱速度を１５０℃／時間〜２５０℃／時間と速くする等、加熱速度および冷却速度を途中で変えてもよい。また、加熱速度と冷却速度は同じであってもよいし、異なっていてもよい。
【００５８】
製造方法２では、熱処理時の２次再結晶を積極的に行わせて、｛１００｝＜０１１＞集合組織を発達させることを目的に、８５０℃でのトータル加熱時間（加熱時、保持時および冷却時の間に８５０℃以上の温度となっている時間）を６０時間以上とする。このような加熱は、例えば、加熱速度および冷却速度を３℃／時間〜１０℃／時間、保持９５０℃〜１２００℃×１０秒〜５時間の範囲内で条件を適正に選択することで実現できる。
なお、１２００℃〜１３００℃の間の加熱速度を１５０℃／時間〜２５０℃／時間と速くする等、加熱速度および冷却速度を途中で変えてもよい。また、加熱速度と冷却速度は同じであってもよいし、異なっていてもよい。
【００５９】
製造方法３および４では、９５０℃〜１３００℃に加熱保持し、２次再結晶を行った後、９００℃〜１０００℃の範囲の温度まで冷却し、その温度で保持し再結晶粒をさらに成長させる。その後、７５０℃〜８５０℃の間の温度（例えば、７５０℃〜８５０℃の間の温度で保持）で再結晶焼鈍（仕上げ焼鈍）するか、または５５０℃〜６５０℃の温度（例えば、５５０℃〜６５０℃の間の温度で保持）で歪取り焼鈍を行う。
【００６０】
９５０℃〜１３００℃までの加熱速度、特に８５０℃以降の加熱速度として、３℃／時間〜１０℃／時間を例示できる。なお、１２００℃〜１３００℃の間の加熱速度を１５０℃／時間〜２５０℃／時間と速くする等、加熱速度および冷却速度を途中で変えてもよい。また、この温度での保持時間として３０秒〜１５分を例示できる。
冷却後、９００℃〜１０００℃の範囲の温度での保持時間として５〜１０時間を例示できる。この保持後、再結晶粒焼鈍を行う場合、保持条件として７５０℃〜８５０℃×６時間〜２４時間を例示できる。一方、歪取り焼鈍を行う場合、保持条件として５５０℃〜６５０℃×３０秒〜６時間を例示できる。
なお、再結晶粒焼鈍（仕上げ焼鈍）を行うと結晶粒径およびアスペクト比（Ｄ／ｔ）を小さくできる。
製造方法３および４では、これにより本願の発明に係る｛１００｝集合組織を有する鉄板を得ることができる。
【００６１】
（５）第２圧延
製造方法１および２では、第１圧延の圧下率が比較的小さいため、例えば得ようとする鉄板の板圧が０．１ｍｍ〜０．３ｍｍと比較的薄い場合、仕上げサイズに冷間圧延する第２圧延を行ってよい。
第２圧延は、１パスのみの圧延でもよく複数パスの圧延であってもよい。１パス毎の圧下率は例えば１０％以下としてよい。好ましい圧延条件の１つとして、１パス毎に例えば、０．０３ｍｍ〜０．０５ｍｍの間の厚さのような、一定の減厚を行うことを挙げることができる。複数パスの圧延を行う場合、同じ圧延方向で圧延を行う。すなわち、前のパスの圧延方向と直角となる方向を圧延方向とする、または前のパスの圧延方向と反対の方向を圧延とする双方向圧延は行わない。これは、前のパスでの圧延よる結晶粒回転の効果を失わせないためである。圧延速度は任意であってよいが、低速の方が好ましい。効果的に歪みを導入でき、圧延後に実施する熱処理（第１圧延後）の際の二次再結晶の駆動力を確実に得ることができるからである。好ましい圧延速度の例として、０．９０ｍ／秒〜１．３５ｍ／秒を例示できる。
【００６２】
圧延ロールは表面が平滑な超硬ロールを用いることが好ましい。表面が荒いダルロールを用いた場合、圧延材の表面部に深さ１０μｍ程度の転位密度の高い層が形成されるが、超硬ロールを用いるとこの転位密度の高い層の深さを５μｍ程度に抑制することができるからである。
【００６３】
また、圧延後の材料について、この転位密度の多い組織を除去するとともに表面の酸化膜を除去するために、表面から深さ５〜１０μｍまでの部分を、例えば電解研磨または酸洗等により除去することが好ましい。
【００６４】
（６）第２圧延後熱処理
製造方法１および２では、第２圧延を行った後、再結晶粒焼鈍または歪取り焼鈍を行ってよい。また、この再結晶粒焼鈍または歪取り焼鈍は、第２圧延を行わない場合でも第１圧延後熱処理の後に行ってよい。
再結晶粒焼鈍（仕上げ焼鈍）を行うと結晶粒径およびアスペクト比（Ｄ／ｔ）を小さくできる。
【００６５】
製造方法１の場合、再結晶粒焼鈍（仕上げ焼鈍）は、７００℃〜８００℃×３０分〜１２時間の条件で行う。製造方法２の場合、再結晶粒焼鈍（仕上げ焼鈍）は、７５０℃〜８５０℃×３０分〜１２時間の条件で行う。熱処理中に表面に酸化皮膜が形成されると再結晶粒成長を抑制し、所望の集合組織の形成を阻害し｛１００｝面と主面との平行度が低くなってしまう場合があることから、酸素分圧を好ましくは１．４×１０−３Ｐａ以下、より好ましくは４×１０−４Ｐａ以下とする。
【００６６】
製造方法１および製造方法２において、歪取り焼鈍は、５５０℃〜６５０℃×１分〜６時間の条件で行う。
なお、製造方法２においては、再結晶粒焼鈍または歪取り焼鈍の前に、保持温度９５０℃〜１２００℃、保持時間３０分〜２時間、８５０℃以上でのトータル時間を２１時間以上７６時間以下の熱処理を行ってよい。この場合、酸素分圧を好ましくは１．４×１０−３Ｐａ以下、より好ましくは４×１０−４Ｐａ以下とする。
【実施例】
【００６７】
１．面内無配向｛１００｝集合組織
（１）鋳造
【００６８】
【表２】
0006537131.tif 000003
表中の下線は本発明に係る製造方法の範囲から外れていることを示す。
【００６９】
（１）鋳造
表２に示す組成を有する鋳造材を得た。表３に鋳造条件を示す。用いる電解鉄を通常純度レベルのもの、３Ｎレベルの高純度のもの、およびより純度の高い４Ｎレベルのものと使い分けて炭素、マンガン、リン、硫黄および窒素等の含有レベルを変えた。アルゴン雰囲気中においてアーク溶解法により金属原料を溶解し、続いて鋳造を行う、傾角鋳造法により鋳造を行った。所定の組成を有する溶湯を得て、溶湯が鋳込み温度（融点＋８０℃）に達したら溶湯を鋳型内に注いで鋳造し、インゴットを得た。表３に示すインゴットサイズとし、融点から約３００℃までの冷却速度（表３では「冷却速度」と記載）を３℃／秒とした。
得られたインゴットは、表面部に形成されたチル層を除去するべく、表面から少なくとも０．５ｍｍ以上除去した部分から、圧延用の試料（鋳造材）を切り出した。得られた圧延用の鋳造材から、ＥＢＳＤ解析により１００極点図を得て（ＥＢＳＤ出器装置：ＴＳＬソリューソンズ株式会社製ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ  ＥＤＳ解析ソフト：同社製ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ）、上述の（３）式を用いて、集合組織を評価した。表３に示すように何れの鋳造材サンプルも面内無配向｛１００｝組織となっていた。
【００７０】
【表３】
0006537131.tif 000004
【００７１】
（２）圧延前熱処理
次に真空中で圧延前熱処理を行った。熱処理を行った試料（圧延用鋳造材）の厚さ、保持温度および保持時間、酸素分圧を表４に示す。
【００７２】
【表４】
0006537131.tif 000005
【００７３】
（３）第１圧延
次に圧延前熱処理を行ったサンプルを用いて第１圧延を行った。トータル圧下率および圧延後の板厚等の圧延条件を表５に示す。
表５から分かるように圧延速度（圧延ロール周速）は、０．９０ｍ／秒とし、１パス毎に減圧量（板厚の減少量）を０．３ｍｍで第１圧延を行った。
なお、圧延は、１パスの圧延を複数回（複数パス）行い、圧延方向を同じ方向とした。
第１圧延後のサンプルは電解研磨を行い、表面を５〜１０μｍ除去した。
【００７４】
【表５】
0006537131.tif 000006
【００７５】
（４）第１圧延後熱処理
次に第１圧延後熱処理を行った。表６に第１圧延後熱処理の条件（保持温度×保持時間（表６の「保持温度保持時間」欄）、８５０℃以上でのトータル加熱時間（表６の「８５０℃以上加熱時間」欄）および酸素分圧）を示す。「８５０℃以上加熱時間」については、本発明に係る製造条件から外れる条件に下線を付した。
【００７６】
【表６】
0006537131.tif 000007
表中の下線は本発明に係る製造方法の範囲から外れていることを示す。
【００７７】
（５）第２圧延
次に第１圧延後熱処理を行ったサンプルを用いて第２圧延を行った。トータル圧下率、減圧量（圧延１パス毎の減圧量（板厚の減少量）および圧延後の板厚等の圧延条件を表７に示す。
表７から分かるように圧延速度（圧延ロール周速）は、１．３５ｍ／秒とし、１パス毎の減圧量（板厚の減少量）を０．０３〜０．０５ｍｍで第２圧延を行った。
なお、圧延は、１パスの圧延を複数回（複数パス）行い、圧延方向を同じ方向とした。
第２圧延後のサンプルは電解研磨を行い、表面を５〜１０μｍ除去した。
【００７８】
【表７】
0006537131.tif 000008
【００７９】
（６）第２圧延後熱処理
第２圧延を行ったサンプルについて、表８に示すように、再結晶焼鈍または歪取り焼鈍を行った。
再結晶粒焼鈍の条件は保持７５０℃×３０分〜８時間であり、歪取り焼鈍の条件は保持６００℃×５分〜４時間である。
【００８０】
【表８】
0006537131.tif 000009
【００８１】
（８）組織評価結果
得られた各サンプルの集合組織、主面のうち、｛１００｝面との角度差が２５°以内である面積の比率（角度差２５°以内の｛１００｝面の面積比）、圧延方向における平均結晶粒径（Ｄ）の板厚（ｔ）に対するアスペクト比（Ｄ/ｔ）を測定した。
集合組織、｛１００｝面との角度が２５°以内である主面の面積比（表９の「角度差２５℃以内の｛１００｝面の面積比）については、ＥＢＳＤ解析により得られるＯＩＭデータより評価した（ＥＢＳＤ出器装置：ＴＳＬソリューソンズ株式会社製ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ  ＥＤＳ解析ソフト：同社製ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ）。面内無配向｛１００｝集合組織となっているかは、上述の（３）式を用いて評価した。
【００８２】
圧延材の面内で、粒径が１ｍｍ以下の場合、結晶粒が５０個〜１００個が視野に入る範囲で、また粒径が１ｍｍ以上の場合、結晶粒が１０個〜４０個が視野に入る範囲で光学顕微鏡により結晶粒径の測定を行った。各粒毎に圧延方向の最大長さを測り、得られた測定値を平均することで圧延方向の平均結晶粒径（Ｄ）は求めた。また、圧延方向（ＲＤ）と板幅方向（ＴＤ）での結晶粒径の異方性が３倍を超えない場合、ＥＢＳＤ解析ソフト  ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓの平均粒径計算機能から得られる平均結晶粒径を圧延方向の平均粒径として用いた。得られた平均結晶粒径（Ｄ）を板厚で除してアスペクト比（Ｄ/ｔ）を求めた。
【００８３】
得られた結果を表９に示す。表９では、上述の（３）式を満足した場合、すなわち、面内無配向｛１００｝集合組織を有する場合を○とし、（３）式を満足しない場合を「×」とした。
【００８４】
【表９】
0006537131.tif 000010
（注）：｛２１１｝集合組織を有していた。
【００８５】
（９）磁気特性評価結果
得られた、実施例サンプルのうち、サンプルＮｏ．２０、２１および２３については、幅２５〜３０ｍｍ、長さ３６ｍｍ以上、厚さ約０．２ｍｍの磁気測定用サンプルを切り出した。磁気特性測定用試料の切り出しでは、試料内を貫通する磁束線方向（印加磁場方向）に関連して磁束線方向が圧延方向に対して、０°（平行）と、４５°方向になるように切り出した。
これらのサンプルを用いて、単板磁気測定法により、磁束密度Ｂ50(Ｌ)（Ｔ）と磁束密度Ｂ50(Ｃ)（Ｔ）を測定した。測定結果を表１０に示す。
Ｂ50は磁化力が５０００(Ａ/ｍ)における磁束密度(Ｔ)を表している。磁束密度Ｂ50(Ｌ)とＢ50(Ｃ)の値の比は１に近く、各試料では面内での磁束密度が均一である。また磁束密度(Ｂ50)は１.５０（Ｔ）以上と優れた磁気特性を有している。
【００８６】
【表１０】
0006537131.tif 000011
【００８７】
２．｛１００｝＜００１＞集合組織および｛１００｝＜０１１＞集合組織
（１）鋳造
【００８８】
【表１１】
0006537131.tif 000012
表中の下線は本発明に係る製造方法の範囲から外れていることを示す。
【００８９】
表１１に示す組成を有する鋳造材を得た。表１２に鋳造条件を示す。用いる電解鉄を通常純度レベルのもの、３Ｎレベルの高純度のもの、およびより純度の高い４Ｎレベルのものと使い分けて炭素、マンガン、リン、硫黄および窒素等の含有レベルを変えた。アルゴン雰囲気中においてアーク溶解法により金属原料を溶解し、続いて鋳造を行う、傾角鋳造法により鋳造を行った。所定の組成を有する溶湯を得て、溶湯が表１２に示す鋳込み温度に達したら溶湯を鋳型内に注いで鋳造し、インゴットを得た。表１２に示すように鋳込み温度およびインゴットサイズ（特に厚さ）を変えることにより融点から約３００℃までの冷却速度（表１２では「冷却速度」と記載）を３℃／秒または５℃／秒とした。
得られたインゴットは、表面部に形成されたチル層を除去するべく、表面から少なくとも０．５ｍｍ以上除去した部分から、圧延用の試料（鋳造材）を切り出した。得られた圧延用の鋳造材から、ＥＢＳＤ解析により１００極点図を得て（ＥＢＳＤ出器装置：ＴＳＬソリューソンズ株式会社製ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ  ＥＤＳ解析ソフト：同社製ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ）、上述の（１）〜（３）式を用いて、集合組織を評価した。表１２に示すように何れの鋳造材サンプルも面内無配向｛１００｝組織、｛１００｝＜００１＞集合組織および｛１００｝＜０１１＞集合組織のうちのいずれか１つとなっていた。
【００９０】
【表１２】
0006537131.tif 000013
【００９１】
（３）第１圧延
次に圧延前熱処理を行ったサンプルを用いて第１圧延を行った。トータル圧下率および圧延後の板厚等の圧延条件を表１３に示す。
表１３から分かるように圧延速度（圧延ロール周速）は、０．９０ｍ／秒とし、１パス毎を減圧量（板厚の減少量）は、表１３に示すように０．０５〜０．３ｍｍとして第１圧延を行った。
なお、圧延は、１パスの圧延を複数回（複数パス）行い、圧延方向を同じ方向とした。
第１圧延後のサンプルは電解研磨を行い、表面を５〜１０μｍ除去した。
【００９２】
【表１３】
0006537131.tif 000014
【００９３】
（４）第１圧延後熱処理
次に第１圧延後熱処理を行った。表１４に第１圧延後熱処理の条件（保持温度×保持時間（表１４の「保持温度保持時間」欄）、８５０℃以上でのトータル加熱時間（表１４の「８５０℃以上加熱時間」欄）および酸素分圧）を示す。「８５０℃以上加熱時間」および「酸素分圧」については、本発明に係る製造条件下から外れる条件に下線を付した。
なお、サンプルＮｏ．１、１５および２４は、表１に示す製造方法３に該当するサンプルであり、表１４に示すように２つの温度での保持（例えば、サンプルＮｏ．１の場合、１２００℃で保持後、９５０℃で保持）後、再結晶粒焼鈍または歪取り焼鈍を行った。また、サンプルＮｏ．６、１０、１９、２５および２９は、表１に示す製造方法４に該当するサンプルであり、表１４に示すように２つの温度での保持（例えば、サンプルＮｏ．６の場合、１１００℃で保持後、９５０℃で保持）後、再結晶粒焼鈍または歪取り焼鈍を行った。ここで、再結晶粒焼鈍は、８００℃×１５分〜１０時間の条件で行い、歪取り焼鈍は、６００℃×５分〜６時間の条件で行った。
【００９４】
【表１４】
0006537131.tif 000015
下線は本発明に係る製造方法の範囲から外れていることを示す。
【００９５】
（５）第２圧延
次に第１圧延後熱処理を行ったサンプルの幾つかについ第２圧延を行った。トータル圧下率、減圧量（圧延１パス毎の減圧量（板厚の減少量）および圧延後の板厚等の圧延条件を表１５に示す。表１５において、空欄となっているサンプルは第２圧延を行っていない  表１５から分かるように圧延速度（圧延ロール周速）は、１．３５ｍ／秒とし、１パス毎の減圧量（板厚の減少量）を０．０３〜０．０５ｍｍで第３圧延を行った。
なお、圧延は、１パスの圧延を複数回（複数パス）行い、圧延方向を同じ方向とした。
第２圧延後のサンプルは電解研磨を行い、表面を５〜１０μｍ除去した。
【００９６】
【表１５】
0006537131.tif 000016
【００９７】
（６）第２圧延後熱処理
第２圧延を行ったサンプルについて、表１６に示すように、再結晶焼鈍または歪取り焼鈍を行った（空欄のサンプルは、第２圧延を行っていないサンプル）。
再結晶粒焼鈍の条件は保持８００℃×３０分〜１１時間であり、歪取り焼鈍の条件は保持６００℃×１分〜５時間である。
【００９８】
【表１６】
0006537131.tif 000017
【００９９】
（８）組織評価結果
得られた各サンプルの集合組織、主面のうち、｛１００｝面との角度差が２５°以内である面積の比率（角度差２５°以内の｛１００｝面の面積比）、圧延方向における平均結晶粒径（Ｄ）の板厚（ｔ）に対するアスペクト比（Ｄ/ｔ）を測定した。
集合組織、｛１００｝面との角度が２５°以内である主面の面積比（表１７の「角度差２５℃以内の｛１００｝面の面積比）については、ＥＢＳＤ解析により１００極点図を得ることにより評価した（ＥＢＳＤ出器装置：ＴＳＬソリューソンズ株式会社製ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ  ＥＤＳ解析ソフト：同社製ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ）。｛１００｝＜００１＞集合組織または｛１００｝＜０１１＞集合組織となっているかは、上述の（１）式および（２）式を用いて評価した。
【０１００】
圧延材の面内で、粒径が１ｍｍ以下の場合、結晶粒が５０個〜１００個が視野に入る範囲で、また粒径が１ｍｍ以上の場合、結晶粒が１０個〜４０個が視野に入る範囲で光学顕微鏡により結晶粒径の測定を行った。各粒毎に圧延方向の最大長さを測り、得られた測定値を平均することで圧延方向の平均結晶粒径（Ｄ）は求めた。また、圧延方向（ＲＤ）と板幅方向（ＴＤ）での結晶粒径の異方性が３倍を超えない場合、ＥＢＳＤ解析ソフト  ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓの平均粒径計算機能から得られる平均結晶粒径を圧延方向の平均粒径として用いた。得られた平均結晶粒径（Ｄ）を板厚で除してアスペクト比（Ｄ/ｔ）を求めた。
【０１０１】
得られた結果を表１７に示す。表１７では、｛１００｝＜００１＞集合組織となっている場合（すなわち、（１）式を満足する場合）を「｛１００｝＜００１＞」、｛１００｝＜０１１＞集合組織となっている場合（すなわち（２）式を満足する場合）を「｛１００｝＜０１１＞」とした。そして、（１）式および（２）式のどちらも満足しない場合は「×」とした。
【０１０２】
【表１７】
0006537131.tif 000018
（注１）：｛１００｝＜０１１＞集合粗域＋｛１００｝<０ｖｗ＞集合組織
（注２）：｛２１１｝集合組織
【０１０３】
（９）磁気特性評価結果
得られた、実施例サンプルのうち、サンプルＮｏ．２１、２４および２５については、幅２５〜３０ｍｍ、長さ３６ｍｍ以上、厚さ約０．２ｍｍの磁気測定用サンプルを切り出した。磁気特性測定用試料の切り出しでは，試料内を貫通する磁束線方向（印加磁場方向）に関連して，磁束線方向が圧延方向に対して，０°（平行）と，４５°方向になるように切り出した。
これらのサンプルを用いて、単板磁気測定法により、磁束密度Ｂ50(Ｌ)（Ｔ）と磁束密度Ｂ50(Ｃ)（Ｔ）と、圧延方向から４５°方向での磁気特性を示す磁束密度Ｂ５０(Ｌ＋４５°)（Ｔ）と、板幅方向から４５°方向での磁気特性を示す磁束密度Ｂ５０(Ｃ＋４５°)（Ｔ）とを測定した。測定結果を表１８に示す。
各サンプルで圧延方向のＢ50(Ｌ)と板幅方向のＢ50(Ｃ)の比、および圧延方向と４５°なす角でのＢ50(Ｌ＋４５°)と板幅方向と４５°なす角でのＢ50(Ｃ＋４５°)の比が１に近く、また磁束密度(Ｂ50)は１.８０（Ｔ）以上と面内での二方向で優れた磁気特性を有している。
【０１０４】
【表１８】
0006537131.tif 000019
【０１０５】
（１０）基板としての特性評価
サンプルＮｏ．１および６を基板として、その上にＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７膜を形成し、形成したＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７膜の超伝導特性を評価した。
サンプルＮｏ．１および６からＷ５ｍｍ×Ｌ１５ｍｍサイズの基板を切り出した。サンプルＮｏ．１および６基板上に第一中間層としてＣｅＯ２の中間層、第二中間層として二軸配向したイットリア安定化ジルコニア（Ｙ２Ｏ３安定化ＺｒＯ２：ＹＳＺ）、第三中間層としてＣｅＯ２の中間層およびＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７（ＹＢＣＯ）超伝導薄膜をレーザー蒸着法により成膜を行った。４０ｎｍの厚さの第一中間層ＣｅＯ２は４．０×１０−２Ｐａの真空雰囲気中で７８０℃の成膜温度、３６０ｎｍの厚さの第二中間層ＹＳＺは５Ｐａの真空雰囲気中で７２０℃の成膜温度、３０ｎｍの厚さの第三中間層ＣｅＯ２は４．０×１０−２Ｐａの真空雰囲気中で７８０℃の成膜温度、３００ｎｍの厚さのＹＢＣＯは，３８Ｐａの酸素雰囲気中で７９０℃の成膜温度で作製した。
【０１０６】
ＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７膜の結晶構造および結晶配向性は、Ｘ線回折法により評価した。通常のＸ線回折でのθ/２θ測定によりＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７膜のｃ−軸配向性の評価を行い、Ｘ線極点図測定によりサンプルＮｏ．１および６の基板および第三中間層ＣｅＯ２上でのＹＢＣＯ膜の面内配向性の評価を行った。ＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７膜の臨界温度（Ｔｃ）および自己磁場中での臨界電流密度（Ｊｃ@７７Ｋ）は直流四端子法により測定した。ＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７膜の超伝導転移にともない電気抵抗の急激な低下が生じる温度をＴｃ,ｏｎ、ゼロ抵抗になる温度をＴｃ，ｚｅｒｏとした。転移温度幅はΔＴｃ＝Ｔｃ,ｏｎ−Ｔｃ, ｚｅｒｏとした。評価結果を表１９に示す。
サンプルＮｏ．１および６基板を用いて作製したＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７膜はｃ−軸配向しており、またＹＢＣＯ膜はサンプルＮｏ．１および６の基板それぞれの第三中間層ＣｅＯ２に対して面内二軸配向していた。サンプルＮｏ．１および６基板上のＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７膜の超伝導特性は，既知の単結晶ＳｒＴｉＯ３基板上に成膜されたＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７膜のＴｃ，ｚｅｒｏおよびΔＴｃと同等であり、既製品であるＮｉ−Ｗ基板上のＹＢａ２Ｃｕ３Ｏ７膜のＪｃ＝約２ＭＡ／ｃｍ２と同等の特性である。
【０１０７】
【表１９】
0006537131.tif 000020
【図１】
0006537131.tif 000021
【図２】
0006537131.tif 000022
【図３】
0006537131.tif 000023
【図４】
0006537131.tif 000024
【図５】
0006537131.tif 000025