(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.01〜0.08％, Si：2.0〜8.0％及びMn：0.005〜3.0％を含み、Alを100 ppm未満、Ｓ, Seをそれぞれ50ppm以下に低減し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延し、熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延によって最終板厚に仕上げ、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
熱延板焼鈍後のコイル巻取りから冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を、次式(1)
（∫10(-4300/T(t)-2.1)dt）0.5 ≦ 2.0×10-5        --- (1)
ここで、ｔ：コイル巻取りからの時間（ｓ）
Ｔ(t)：時間ｔにおける鋼板温度（Ｋ）
を満足する範囲に制御し、かつ冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上 300℃以下に制限することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：0.01〜0.08％, Si：2.0〜8.0％及びMn：0.005〜3.0％を含み、Alを100 ppm未満、Ｓ, Seをそれぞれ50ppm以下に低減し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚に仕上げ、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
最終冷間圧延前の中間焼鈍後のコイル巻取りから最終冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を、次式(1)
（∫10(-4300/T(t)-2.1)dt）0.5 ≦ 2.0×10-5        --- (1)
ここで、ｔ：コイル巻取りからの時間（ｓ）
Ｔ(t) ：時間ｔにおける鋼板温度（Ｋ）
を満足する範囲に制御し、かつ冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上 300℃以下に制限することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
鋼スラブが、質量％でさらに、Ni：0.005〜1.50％、Sn：0.01〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005〜0.50％およびCr：0.01〜1.50％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記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、変圧器その他の電気機器の鉄心などに用いて好適な磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
方向性電磁鋼板の製造に際しては、インヒビターと呼ばれる析出物を使用して、最終仕上焼鈍中にゴス方位粒と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位粒を優先的に二次再結晶させることが、一般的な技術として使用されている。
例えば、特公昭40−15644 号公報には、インヒビターとしてAlＮ，MnＳを使用する方法が、また特公昭51−13469 号公報には、インヒビターとしてMnＳ, MnSeを使用する方法が開示され、いずれも工業的に実用化されている。
これらとは別に、CuSeとＢＮを添加する技術が特公昭58−42244 号公報に、またTi，Zr，Ｖ等の窒化物を使用する方法が特公昭46−40855 号公報に開示されている。
【０００３】
これらのインヒビターを用いる方法は、安定して二次再結晶粒を発達させるのに有用な方法であるが、析出物を微細に分散させなければならないので、熱延前のスラブ加熱を1300℃以上の高温で行うことが必要とされる。
しかしながら、スラブの高温加熱は、設備コストが嵩むことの他、熱延時に生成するスケール量も増大することから歩留りが低下し、また設備のメンテナンスが煩雑になる等の問題がある。
【０００４】
これに対して、インヒビターを使用しないで方向性電磁鋼板を製造する方法が、特開昭64−55339 号、特開平２−57635 号、特開平７−76732 号および特開平７−197126号各公報に開示されている。これらの技術に共通していることは、表面エネルギーを駆動力として｛１１０｝面を優先的に成長させることを意図していることである。
表面エネルギーを有効に利用するためには、表面の寄与を大きくするために板厚を薄くすることが必然的に要求される。例えば、特開昭64−55339 号公報に開示の技術では板厚が 0.2mm以下に、また特開平２−57635 号公報に開示の技術では板厚が0.15mm以下に、それぞれ制限されている。
しかしながら、現在使用されている方向性電磁鋼板の板厚は0.20mm以上がほとんどであるため、上記したような表面エネルギーを利用した方法で通常の方向性電磁鋼板を製造することは難しい。
【０００５】
さらに表面エネルギーを利用するためには、表面酸化物の生成を抑制した状態で高温の最終仕上焼鈍を行わなければならない。例えば、特開昭64−55339 号公報に開示の技術では、1180℃以上の温度で、しかも最終仕上焼鈍の雰囲気として、真空または不活性ガス、あるいは水素ガスまたは水素ガスと窒素ガスの混合ガスを使用することが記載されている。
また、特開平２−57635 号公報に開示の技術では、 950〜1100℃の温度で、不活性ガス雰囲気あるいは水素ガスまたは水素ガスと不活性ガスの混合雰囲気で、しかもこれらを減圧することが推奨されている。
さらに、特開平７−197126号公報に開示の技術では、1000〜1300℃の温度で酸素分圧が0.5 Pa以下の非酸化性雰囲気中または真空中で最終仕上焼鈍を行うことが記載されている。
【０００６】
このように、表面エネルギーを利用して良好な磁気特性を得ようとすると、最終仕上焼鈍の雰囲気は不活性ガスや水素ガスが必要とされ、また推奨される条件として真空とすることが要求されるけれども、高温と真空の両立は設備的には極めて難しく、またコスト高ともなる。
【０００７】
さらに、表面エネルギーを利用した場合には、原理的には｛１１０｝面の選択のみが可能であるにすぎず、圧延方向に＜００１＞方向が揃ったゴス粒の成長が選択されるわけではない。
方向性電磁鋼板は、圧延方向に磁化容易軸＜００１＞を揃えてこそ磁気特性が向上するので、｛１１０｝面の選択のみでは原理的に良好な磁気特性は得られない。そのため、表面エネルギーを利用する方法で良好な磁気特性を得ることができる圧延条件や焼鈍条件は極めて限られたものとなり、その結果、得られる磁気特性は不安定とならざるを得ない。
【０００８】
またさらに、表面エネルギーを利用する方法では、表面酸化層の形成を抑制して最終仕上焼鈍を行わねばならず、たとえばMgO のような焼鈍分離剤を塗布焼鈍することができないので、最終仕上焼鈍後に通常の方向性電磁鋼板と同様な酸化物被膜を形成することはできない。例えば、フォルステライト被膜は、焼鈍分離剤としてMgO を主成分として塗布した時に形成される被膜であるが、この被膜は鋼板表面に張力を与えるだけでなく、その上にさらに塗布焼き付けられるリン酸塩を主体とする絶縁張力コーティングの密着性を確保する機能を担っている。従って、かようなフォルステライト被膜がない場合には鉄損は大幅に劣化する。
【０００９】
上述したように、インヒビターを使用する方法では、熱延前の高温スラブ加熱に付随する設備コストや製造コストの面で問題があり、一方インヒビターを使用せず表面エネルギーを利用する方法では、鋼板板厚が限定されること、二次再結晶方位の集積が劣ること、表面酸化被膜がないために鉄損が劣ることなどの問題があった。
【００１０】
ところで、発明者らは、先に、上記の問題を解決するものとして、インヒビターを含有しない素材において、ゴス方位結晶粒を二次再結晶により発達させる技術を開発し、特開2000−129356号号公報において開示した。
しかしながら、この方法では、冷間圧延において、鋼板エッジ部に割れが発生して歩留りが低下するという問題があり、工業的な生産という観点から、これを改善する必要があった。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の実状に鑑み開発されたもので、インヒビターを使用しない方向性電磁鋼板の製造技術において、冷間圧延工程における鋼板エッジ部割れを効果的に防止して、歩留りの向上を図ると共に、磁気特性の改善も併せて達成した磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：0.01〜0.08％, Si：2.0〜8.0 ％及びMn：0.005〜3.0 ％を含み、Alを100 ppm未満、Ｓ, Seをそれぞれ50ppm以下に低減し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延し、熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延によって最終板厚に仕上げ、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
熱延板焼鈍後のコイル巻取りから冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を、次式(1)
（∫10(-4300/T(t)-2.1)dt）0.5 ≦ 2.0×10-5        --- (1)
ここで、ｔ：コイル巻取りからの時間（ｓ）
Ｔ(t) ：時間ｔにおける鋼板温度（Ｋ）
を満足する範囲に制御し、かつ冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上 300℃以下に制限することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１３】
２．質量％で、Ｃ：0.01〜0.08％, Si：2.0〜8.0 ％及びMn：0.005〜3.0 ％を含み、Alを100 ppm未満、Ｓ, Seをそれぞれ50ppm以下に低減し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚に仕上げ、ついで脱炭焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、
最終冷間圧延前の中間焼鈍後のコイル巻取りから最終冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を、次式(1)
（∫10(-4300/T(t)-2.1)dt）0.5 ≦ 2.0×10-5        --- (1)
ここで、ｔ：コイル巻取りからの時間（ｓ）
Ｔ(t) ：時間ｔにおける鋼板温度（Ｋ）
を満足する範囲に制御し、かつ冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上 300℃以下に制限することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１４】
３．鋼スラブが、質量％でさらに、Ni：0.005〜1.50％、Sn：0.01〜0.50％、Sb：0.005〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005〜0.50％およびCr：0.01〜1.50％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上記１または２記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％（mass％）を意味する。
Ｃ：0.06％，Si：3.3 ％，Mn：0.03％，Al：20 ppm, Ｓ：10 ppm, Se：0.1ppmおよびＮ：20 ppmを含有する組成になる鋼スラブを、1100℃に加熱したのち、熱間圧延により板厚：2.0 mmの熱延コイルとし、ついで1000℃, １分間の熱延板焼鈍を施したのち、冷却してからコイルに巻取り、熱延焼鈍板コイルとした。
ついで、この熱延焼鈍板コイルを、15〜200 ℃の種々の温度に加熱、保熱したのち、直ちに冷間圧延に供し、板厚：0.25mmの冷間圧延板とした。
表１に、コイル巻取りから圧延までの熱履歴を示す。また、冷間圧延直前における鋼板温度および冷間圧延後の冷延板エッジ部における割れの有無について調べた結果を表１に併せて示す。
【００１６】
その後、 850℃, ２分間の脱炭焼鈍を施したのち、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1200℃, 20時間の最終仕上焼鈍を施した。
ついで、リン酸塩−コロイダルシリカを主成分とする張力コーティング処理液を塗布、焼き付けて張力被膜を被成し、製品とした。
得られた製品の磁気特性について調べた結果を、表１に併記する。
【００１７】
【表１】
0004258156.tif 000002
【００１８】
同表に示したとおり、冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上にした場合には、冷間圧延で割れが発生しないことが明らかとなった。
しかしながら、磁気特性が大幅に劣化する場合があることも併せて明らかとなった。
【００１９】
そこで、発明者らは、磁気特性の劣化原因について調査を行ったところ、その原因は、固溶炭素の析出に起因することが明らかになった。
表１に、熱延鋼板を熱延板焼鈍後、コイルに巻取った後、冷間圧延までの鋼板の熱履歴より計算された炭素の拡散距離Ｌ（cm）についての調査結果を併せて示す。
【００２０】
ここで、Ｌは、次式(2)
Ｌ＝（∫10(-4300/T(t)-2.1)dt）0.5  (cm)         --- (2)
で示され、ｔはコイル巻取りからの時間（ｓ）、Ｔ(t) は時間ｔにおける鋼板温度（絶対温度Ｋ）である。
この式は、文献（R.P.Smith:Trans.Met.Soc.AIME.,224(1962）P.105)において求められた鋼中炭素の拡散式に基づくものであり、Ｌは炭素の平均拡散距離を示す。
同表に示したとおり、炭素の拡散距離Ｌが 2.0×10-5cm以下であるとき、良好な磁気特性が得られることが明らかとなった。
【００２１】
【作用】
本発明において、インヒビター成分を含まない鋼において二次再結晶が発現する理由は必ずしも明らかではないが、以下のように考えている。
発明者らは、ゴス方位粒が二次再結晶する理由について鋭意研究を重ねた結果、一次再結晶組織における方位差角が20〜45°である粒界が重要な役割を果たしていることを発見し、Acta Material 45巻（1997）1285頁に報告した。
【００２２】
方向性電磁鋼板の二次再結晶直前の状態である一次再結晶組織を解析し、様々な結晶方位を持つ各々の結晶粒周囲の粒界について、粒界方位差角が20〜45°である粒界の全体に対する割合（％）について調査した結果を、図１に示す。同図において、結晶方位空間はオイラー角（Φ1 、Φ、Φ2 ）のΦ2 ＝45°断面を用いて表示しており、ゴス方位など主な方位を模式的に表示してある。
同図によれば、方位差角が20〜45°である粒界の各方位粒に対する存在頻度は、ゴス方位が最も高いことが分かる。
【００２３】
方位差角が20〜45°の粒界は、C. G. Dunnらによる実験データ（AIME Transaction 188巻（1949）368 頁）によれば、高エネルギー粒界である。この高エネルギー粒界は粒界内の自由空間が大きく乱雑な構造をしている。粒界拡散は粒界を通じて原子が移動する過程であるので、粒界中の自由空間の大きい、高エネルギー粒界の方が粒界拡散は速い。
二次再結晶は、インヒビターと呼ばれる析出物の拡散律速による成長に伴って発現することが知られている。高エネルギー粒界上の析出物は、仕上焼鈍中に優先的に粗大化が進行するので、優先的にピン止めがはずれて粒界移動を開始し、ゴス粒が成長する機構を示した。
【００２４】
発明者らは、この研究をさらに発展させて、ゴス方位粒の二次再結晶の本質的要因は、一次再結晶組織中の高エネルギー粒界の分布状態にあり、インヒビターの役割は、高エネルギー粒界と他の粒界の移動速度差を生じさせることにあることを見い出した。
従って、この理論に従えば、インヒビターを用いなくとも、粒界の移動速度差を生じさせることができれば、二次再結晶させることが可能となる。
【００２５】
さて、鋼中に存在する不純物元素は、粒界とくに高エネルギー粒界に偏析し易いため、不純物元素を多く含む場合には、高エネルギー粒界と他の粒界の移動速度に差がなくなっているものと考えられる。
この点、素材の高純度化によって、上記したような不純物元素の影響を排除することができれば、高エネルギー粒界の構造に依存する本来的な移動速度差が顕在化して、ゴス方位粒の二次再結晶が可能になるものと考えられる。
【００２６】
さらに、粒界移動速度差を利用して安定した二次再結晶を可能とするためには、一次再結晶組織をできる限り均一な粒径分布に保つことが肝要である。というのは、均一な粒径分布が保たれている場合には、ゴス方位粒以外の結晶粒は粒界移動速度の小さい低エネルギー粒界の頻度が大きいため、粒成長が抑制されている状態、いわゆるTexture Inhibition効果の発揮により、粒界移動速度が大きい高エネルギー粒界の頻度が最大であるゴス方位粒の選択的粒成長としての二次再結晶が進行するからである。
これに対し、粒径分布が一様でない場合には、隣接する結晶粒同士の粒径差を駆動力とする正常粒成長が起こるため、粒界移動速度差と異なる要因で成長する結晶粒が選択されるために、Texture Inhibition効果が発揮されずに、ゴス方位粒の選択的粒成長が起こらなくなる。
【００２７】
さて、上記したようなインヒビター成分を含まない素材での二次再結晶において、良好な磁気特性を得るためには、最終冷延前の鋼板にＣが0.01〜0.08％含有されていることが極めて重要である。というのは、最終冷延前の鋼板に固溶あるいは析出している炭素が、一次再結晶組織を改善し、二次再結晶粒方位のゴス方位への集積を高めるからである。
【００２８】
また、熱延板焼鈍後のコイル巻取りから冷間圧延直前までの熱履歴と磁気特性の関係については以下のように推定される。
熱延板焼鈍後のコイル巻取り時の鋼板内のＣは、一部は炭化物として析出し、残部は固溶していると推定される。冷間圧延において、鋼板の割れを発生させないためには、冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上、望ましくは50℃以上にすることが重要であるが、この際、鋼板内の固溶Ｃは炭化物として析出すると考えられる。その結果、Ｃの拡散距離Ｌがしきい値２×10-5cmを超えると、望ましい一次再結晶組織形成に必要な固溶Ｃ量が減少し、磁気特性が劣化するものと考えられる。
【００２９】
なお、インヒビターを含有する方向性電磁鋼板では、炭化物の粗大化により磁気特性が劣化することが従来からよく知られている（例えば特開平９−157745号公報）。このようなインヒビターを含有する方向性電磁鋼板における、炭化物の粗大化による磁気特性の劣化は、150 ℃以上で長時間保持することによって起こる。このため、従来、冷間圧延時の鋼板の割れを防ぐために、熱延板焼鈍を施した後のコイル巻取り時の鋼板温度を 100〜150 ℃とし、コイルを保熱あるいは加熱ボックスに装入して 100〜150 ℃に保持し、圧延直前にコイルを保熱あるいは加熱ボックスから取り出して圧延する、ということが一般的であった。
しかしながら、インヒビターを含有しない方向性電磁鋼板では、上記のような工程では磁気特性が大きく劣化する。
【００３０】
本発明の新規な点は、インヒビターを含有しない方向性電磁鋼板の製造においては、炭化物の粗大化が起こらない低温であっても、固溶炭素の析出により、一次再結晶組織が劣化し、それにより磁気特性が劣化することを見出したことである。
【００３１】
次に、本発明において、素材であるスラブの成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.01〜0.08％
Ｃが、0.01％に満たないと、一次再結晶組織の改善効果が小さく、満足いくほどの磁気特性が得られず、一方0.08％を超えると、製品のＣを磁気時効の起こらない50ppm 以下に低減することが困難になるので、Ｃ量は0.01〜0.08％の範囲に限定した。
Si：2.0 〜8.0 ％
Siは、鋼の電気抵抗を増大し鉄損を低減するのに有用な元素であるので、2.0％以上含有させる。しかしながら、含有量が 8.0％を超えると加工性が著しく低下して冷間圧延が困難となる。そこでSi量は 2.0〜8.0 ％の範囲に限定した。
Mn：0.005 〜3.0 ％
Mnは、熱間加工性を改善するために有用な元素であるが、含有量が 0.005％未満ではその添加効果に乏しく、一方 3.0％を超えると磁束密度の低下を招くので、Mn量は 0.005〜3.0 ％の範囲とする。
【００３２】
Al：100 ppm 未満、Ｓ, Seはそれぞれ 50ppm以下
また、不純物元素であるAlは 100 ppm未満、Ｓ, Seについてもそれぞれ 50ppm以下、好ましくは 30ppm以下に低減することが、良好に二次再結晶させる上で不可欠である。その他、窒化物形成元素であるTi, Nb, Ｂ, Ta, Ｖ等についても、それぞれ 50ppm以下に低減することが鉄損の劣化を防止し、良好な加工性を確保する上で有効である。
【００３３】
以上、必須成分および抑制成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ni：0.005 〜1.50％、Sn：0.01〜0.50％、Sb：0.005 〜0.50％、Cu：0.01〜1.50％、Ｐ：0.005 〜0.50％、Cr：0.01〜1.50％のうちから選んだ少なくとも１種
Niは、熱延板組織を改善して磁気特性を向上させる有用元素である。しかしながら、含有量が 0.005％未満では磁気特性の向上量が小さく、一方1.50％を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化するので、Ni量は 0.005〜1.50％とした。
また、Sn，Sb，Cu, Ｐ, Crはそれぞれ、鉄損の向上に有用な元素であるが、いずれも上記範囲の下限値に満たないと鉄損の向上効果が小さく、一方上限量を超えると二次再結晶粒の発達が阻害されるので、それぞれSn：0.01〜0.50％，Sb：0.005 〜0.50％，Cu：0.01〜1.50％，Ｐ：0.005 〜0.50％，Cr：0.01〜1.5 ％の範囲で含有させる。
【００３４】
次に、本発明の製造工程について説明する。
上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、転炉、電気炉などを用いる公知の方法で精錬し、必要があれば真空処理などを施したのち、通常の造塊法や連続鋳造法を用いてスラブを製造する。また、直接鋳造法を用いて 100mm以下の厚さの薄鋳片を直接製造してもよい。
スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱延に供してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延を行っても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
熱間圧延前のスラブ加熱温度は1250℃以下に抑えることが、スラブ加熱中に生成するスケール量を低減する上で特に望ましい。また、結晶組織の微細化および不可避的に混入するインヒビター成分の弊害を無害化して、均一な整粒一次再結晶組織を実現する意味でもスラブ加熱温度の低温化が望ましい。
【００３５】
ついで、熱延板焼鈍を施す。ゴス組織を製品板において高度に発達させるためには、熱延板焼鈍温度は 800〜1100℃の範囲が好適である。というのは、熱延板焼鈍温度が 800℃未満では熱延でのバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を実現することが困難になる結果、二次再結晶の発達が阻害され、一方熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、不可避的に混入するインヒビター成分が固溶し冷却時に不均一に再析出するために、整粒一次再結晶組繊を実現することが困難となり、やはり二次再結晶の発達が阻害されるからである。また、熱延板焼鈍温度が1100℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化しすぎることも、整粒の一次再結晶組織を実現する上で極めて不利である。
【００３６】
熱延板焼鈍後、冷却し、コイルに巻取る。ついで、冷間圧延により最終板厚に仕上げるが、冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上、 300℃以下とすることが重要である、というのは、冷間圧延直前の鋼板温度が30℃に満たないと、冷間圧延によって鋼板エッジ部に割れが生じ、歩留りが大きく劣化し、一方 300℃を超えると、冷間圧延ロールが熱膨張し、ヒートクラウンと呼ばれる太鼓状形状となって、圧延が不可能となるからである。
【００３７】
また、熱延板焼鈍後のコイル巻取り後から冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を、次式(1)
（∫10(-4300/T(t)-2.1)dt）0.5 ≦ 2.0×10-5        --- (1)
ここで、ｔ：コイル巻取りからの時間（ｓ）
Ｔ(t) ：時間ｔにおける鋼板温度（Ｋ）
を満足する範囲に制御することが重要である。
というのは、上掲式(1) の左辺で示されるＣの拡散距離Ｌが 2.0×10-5 (cm)を超えると、固溶Ｃの析出により、磁気特性が劣化するからである。
【００３８】
ここに、熱延板焼鈍後のコイル巻取りから冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を、上掲式(1) を満足する熱履歴とするには、熱延板焼鈍後のコイル巻取り時の鋼板温度を従来よりも低く、望ましくは20℃以下にすると共に、冷間圧延直前に鋼板を速やかに加熱し、冷間圧延することが必要となる。
鋼板の加熱方法としては、圧延機の入側のコイル払い出し装置（ペイオフリール）から圧延機までの間に、誘導加熱、赤外線加熱、通電加熱等による加熱装置を配置し、鋼板を連続的に加熱することが望ましい。というのは、この方法では、鋼板の昇温速度を１〜100 ℃/s程度にすることが可能であり、その結果所望の温度に達するまでの炭素の拡散距離Ｌを小さくすることが可能だからである。
【００３９】
また、熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延で製品厚とする上記の方法以外に、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚に仕上げる方法も適用できる。
この場合には、最終冷間圧延直前の鋼板温度を30℃以上、300 ℃以下にすると共に、最終冷間圧延前の中間焼鈍後のコイル巻取りから最終冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を、次式(1)
（∫10(-4300/T(t)-2.1)dt）0.5 ≦ 2.0×10-5 (cm)   --- (1)
を満たす範囲に制御すれば良い。
【００４０】
ついで、最終仕上板厚となった冷延鋼板に、脱炭焼鈍を施して、Ｃを磁気時効の起こらない 50ppm以下好ましくは 30ppm以下まで低減する。
かような脱炭焼鈍は、湿潤雰囲気を使用して 700〜1000℃の温度で行うことが好適である。また、脱炭焼鈍後に浸珪法によってにSi量を増加させる技術を併用してもよい。
その後、焼鈍分離剤を塗布して、最終仕上焼鈍を施すことにより二次再結晶組織を発達させるとともにフォルステライト被膜を形成させる。最終仕上焼鈍は、二次再結晶発現のために 800℃以上で行う必要があるが、800 ℃までの加熱速度は磁気特性に大きな影響を与えないので任意の条件でよい。
【００４１】
その後、平坦化焼鈍を施して形状を矯正する。
ついで、上記の平坦化焼鈍後、鉄損の改善を目的として、鋼板表面に張力を付与する絶縁コーティングを施すことが有利である。
さらに、公知の磁区細分化技術を適用できることはいうまでもない。
【００４２】
【実施例】
実施例１
Ｃ：0.01％，Si：3.8 ％，Mn：0.15％を含有し、Alを10 ppm、Ｓを20 ppm、Seを０ppm 、Ｎを30 ppmに低減し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる溶鋼から、連続鋳造によりスラブを製造した。このスラブを、再加熱することなしに、熱間圧延により2.0 mm厚の熱延板とし、1000℃で１分間の熱延板焼鈍を施したのち、冷却し、表２に示す温度でコイルに巻取った。その後、冷間圧延までの鋼板の熱履歴を表２に示すように変化させて、冷間圧延に供した。
表２に、コイル巻取り後、冷間圧延開始までの間の炭素拡散距離Ｌ（cm）および冷間圧延開始直前の鋼板温度についての測定結果を示す。
【００４３】
ついで、冷間圧延により最終板厚：0.25mmの冷延板に仕上げ、 800℃, ２分の脱炭焼鈍後、MgO を塗布してから、1200℃，５ｈの仕上焼鈍を施した。
その後、リン酸塩とシリカを主成分とする絶縁コーティング処理液を塗布したのち、平坦化を兼ねる焼鈍を施した。
かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を表２に併記する。
【００４４】
【表２】
0004258156.tif 000003
【００４５】
同表から明らかなように、本発明に従って得られた製品は、冷間圧延時に割れを生じることなく高い磁束密度を示した。
【００４６】
実施例２
Ｃ：0.07％，Si：3.3 ％, Mn：0.05％, Cr：0.08％, Cu：0.08％, Sb：0.02％を含有し、Alを60 ppm、Ｓを20 ppm、Seを10 ppm、Ｎを55 ppmに低減し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる溶鋼から、連続鋳造によりスラブを製造した。このスラブを、1200℃に加熱後、熱間圧延により2.5 mm厚の熱延板とした。ついで、１回目の冷間圧延により1.8 mmの中間厚とし、900 ℃で１分間の中間焼鈍後を施したのち、冷却して、表３示す温度でコイルに巻取った。その後、２回目の冷間圧延までの鋼板の熱履歴を、表３に示すように種々に変化させた。
表３に、中間焼鈍後のコイル巻取り後、最終冷間圧延開始までの炭素拡散距離Ｌ（cm）および２回目の冷間圧延開始直前の鋼板温度を示す。
【００４７】
ついで、２回目の冷間圧延により最終板厚：0.22mmに仕上げ、 850℃, ５分の脱炭焼鈍後、５％のTiO2を含有するMgO を塗布してから、1200℃，５ｈの仕上焼鈍を施した。
その後、リン酸塩とシリカを主成分とする絶縁コーティング処理液を塗布したのち、平坦化を兼ねる焼鈍を施した。
かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を表３に併記する。
【００４８】
【表３】
0004258156.tif 000004
【００４９】
同表から明らかなように、本発明に従って得られた製品は冷間圧延時に割れを生じることなく高い磁束密度を示した。
【００５０】
実施例３
Ｃ：0.05％，Si：2.5 ％，Mn：0.5 ％を含有し、Alを90 ppm, Ｓを48 ppm、Seを３ ppm, Ｎを15 ppmに低減し、さらにNi, Sn, Sb, Cu, Ｐ, Crをそれぞれ表４に示す範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる溶鋼から、連続鋳造によりスラブを製造した。このスラブを、1100℃に加熱後、熱間圧延により2.5 mm厚の熱延板とした。ついで、 850℃で１分間の熱延板焼鈍後、冷却し、コイルに巻取ったのち、コイルを加熱するなどして、冷間圧延までの鋼板の熱履歴を２条件に変化させてから、冷間圧延に供した。コイル巻取り後、冷間圧延開始までの炭素拡散距離Ｌ（cm）は 2.0×10-5（条件Ｉ）および 8.2×10-4（条件II）であった。また、冷間圧延開始直前の鋼板温度は40℃であった。
【００５１】
ついで、冷間圧延により最終板厚：0.35mmに仕上げ、 800℃, ２分の脱炭焼鈍後、MgO を塗布してから、1200℃, ５ｈの仕上焼鈍を施した。
その後、リン酸塩とシリカを主成分とする絶縁コーティング処理液を塗布したのち、平坦化を兼ねる焼鈍を施した。
かくして得られた製品の磁気特性について調べた結果を表４に併記する。
【００５２】
【表４】
0004258156.tif 000005
【００５３】
同表から明らかなように、いずれの製品においても冷間圧延時の割れは発生しなかったが、比較例（条件II）では十分な磁束密度が得られなかったのに対し、本発明に従って得られた製品（条件Ｉ）では高い磁束密度が得られている。
【００５４】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、インヒビターを利用せずに二次再結晶を生じさせる方法によって方向性電磁鋼板を製造する場合に、最終冷間圧延前の焼鈍後のコイル巻取りから最終冷間圧延直前までの間の鋼板の熱履歴を制御することにより、冷間圧延工程における鋼板エッジ部割れを効果的に防止して製品歩留りの向上を図ることができ、併せて磁気特性の向上を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  方向性電磁鋼板の一次再結晶組織における、様々な結晶方位を持つ各々の結晶周囲の粒界について、粒界方位差角が20〜45°である粒界の全体に対する割合（％）を示す。
【図１】
0004258156.tif 000006