(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．３％以下、Ａｌ：２．０％以下を含有し残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を熱間粗圧延してから、下記１の（１）、（２）及び（３）に示す条件下で熱間仕上げ圧延を行い、次いで再結晶化することによって、熱延板の集合組織を（０１５）〔１００〕方位強度／ランダム方位強度の比を３．０以上とし、その後冷間圧延と焼鈍を行うことを特徴とする電磁鋼板の製造方法。
記１
(1)  熱間仕上げ圧延機の第１スタンドに入る際の鋼板は、その組織がフェライト単相組織であること。
(2)  熱間仕上げ圧延機の最終スタンドに入る際の鋼板は、下記２の(a)式で定義されるスタンド間での回復による歪エネルギーの解放を考慮した有効蓄積歪み量(Ｒ)が1.0以上であること。
(3)  熱間仕上げ圧延機の最終スタンドでの圧下率が20％以上であること。
記２
【化１】
0004292616.tif 000006
εｉ(0)は鋼板が熱間仕上げ圧延機の第ｉ番目のスタンドで受ける歪み量、ｔｉは鋼板が第ｉ番目のスタンドから最終スタンドに入るまでの時間(秒)、ｆは熱間仕上げ圧延機を構成するスタンドの総数(台)、Ｔｉは第ｉ番目のスタンドにおける鋼板の圧延温度(Ｋ)を意味する。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、交流磁心に用いられ、圧延方向（以下、「Ｌ方向」という。）及びそれに対して直角方向（以下、「Ｃ方向」という。）の２方向の磁気特性に特に優れた電磁鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
変圧器や電動機の鉄心材料には、これら機器の高効率化や小型化を図るために、磁束密度が高く鉄損の低いことが要求される。この種の鉄心材料に供する磁性合金としては、Fe−Si合金が知られており、無方向性電磁鋼板として広く実用化されている。
【０００３】
無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上するために、集合組織を改善する試みが種々行われてきた。その中でも、（０１１）〔１００〕方位、すなわちゴス方位の結晶粒を富化することにより、鉄損が低減し、とりわけ磁束密度が増加することが、特開昭５４−１１０１２１号公報等に記載されている。通常、ゴス方位はＬ方向の磁気特性を改善し、結果的にＣ方向も含めた平均的な特性が向上する。
【０００４】
しかしながら、Ｃ方向の磁気特性は十分に改善されないため、平均的な特性の向上には限界があった。
【０００５】
一方、｛１００｝＜００１＞方位、すなわち面上立方方位は、Ｌ方向及びＣ方向の２方向の磁気特性を同時に改善することが知られている。
【０００６】
しかしながら、面上立方方位のみに集積した組織を得るには、特公昭４６−２３８１４号公報に記載されている高温域中間焼鈍を行う方法、特開平０５−２７１８８３号公報に記載されている２方向圧延法、特開平０５−３０６４３８号公報に記載されている急冷薄帯法、特開平０１−１０８３４５号公報に記載されている脱炭に伴うγ−α変態法等が挙げられるが、いずれも複雑ないし長時間の工程を要し、コスト高となるため、工業的な実用性を確立するには至らないと推察される。
【０００７】
さらに、上記磁気特性を向上させる方法としては、磁気特性を向上させる方位の結晶粒の富化とともに、磁気特性を劣化させる方位を抑制することが重要である。
【０００８】
磁気特性を劣化させる方位としては、＜１１１＞//ＮＤ（鋼板面に垂直な方向）方位の結晶粒があり、この結晶粒の生成を抑制することが望ましいが、前述の特殊でコスト高の手段を用いる場合を除いて、無方向性電磁鋼板の製法では、この方位の結晶粒を減少させることは困難であった。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
この発明の目的は、Ｌ方向及びＣ方向の２方向の磁気特性に特に優れた電磁鋼板を、工業的かつ安価に製造するための製造方法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、無方向性電磁鋼板の特性を実用的に向上させるための手段を広く研究した結果、熱間粗圧延後の熱間仕上げ圧延により集合組織を制御できることを見出し、特願平 10-213883号で提案した。
【００１１】
その骨子は、粗大なフェライト粒を、未再結晶温度域で、さらに各スタンドにおける熱延速度／圧下率の比が大きくなる条件、すなわち大きな熱延速度条件で熱間仕上げ圧延を行い、これにより、熱間圧延後の再結晶過程で（０１５）〔１００〕方位粒が生成し、これが冷間圧延及び焼鈍時に磁気特性に最も好都合な｛１００｝＜００１＞方位粒として発達することを活用したものである。
【００１２】
尚、（０１５）〔１００〕粒が、冷間圧延と再結晶焼鈍により｛００１｝＜１００＞に変化する点については、既に公知文献（田岡ら：鉄と鋼、54(1968)162.) に開示されてはいるものの、工業的に（０１５）〔１００〕を発現できる製造方法は全く不明であった。
【００１３】
このため、本発明者らは、（０１５）〔１００〕粒の発現及び制御技術を見いだし、さらに、（０１５）〔１００〕の存在により、冷延焼鈍後に磁気特性を劣化させる＜１１１＞//ＮＤファイバーが減少すると共に、Ｌ方向の磁気特性を向上させる（０１１）〔１００〕が増加するため、Ｌ方向及びＣ方向平均の磁気特性が向上することを新たに見いだした。
【００１４】
しかしながら、上記技術を実工程に適用する場合には、上記の製造条件の中でも特に、各圧延スタンドにおける熱延速度／庄下率の比を大きくすること、すなわち熱延速度を大きくすることが重要であるが、大きな熱延速度を電磁鋼板の製造工程に連用するのは、圧延機の能力や形状制御等の点から困難を伴うのが現状であった。
【００１５】
前述した先願（特願平10−213883号公報）の発明は、特殊条件での熱間圧延後の再結晶過程で（０１５）〔１００〕方位を持つ特殊な再結晶粒が生じることに基づいたものであるが、本発明者らは、特殊な熱延条件に依存することなく、熱間圧延後の再結晶過程で容易に（０１５）〔１００〕方位を発現させることができることを新規に見出した。
【００１６】
また、熱間仕上げ圧延時の最終スタンド直前までの各スタンド間の回復率を考慮した歪み量及び最終スタンドでの圧下率を規定することにより、さらに容易に（０１５）〔１００〕方位を発現させることができることも新規に見出した。
【００１７】
すなわち、この発明は、質量％で、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．３％以下、Ａｌ：２．０％以下を含有し残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を熱間粗圧延してから、下記１の（１）、（２）及び（３）に示す条件下で熱間仕上げ圧延を行い、次いで再結晶化することによって、熱延板の集合組織を（０１５）〔１００〕方位強度／ランダム方位強度の比を３．０以上とし、その後冷間圧延と焼鈍を行うことを特徴とする電磁鋼板の製造方法である。
【００２０】
記１
(1)  熱間仕上げ圧延機の第１スタンドに入る際の鋼板は、その組織がフェライト単相組織であること。
(2)  熱間仕上げ圧延機の最終スタンドに入る際の鋼板は、下記２の(a)式で定義されるスタンド間での回復による歪エネルギーの解放を考慮した有効蓄積歪み量(Ｒ)が1.0以上であること。
(3)  熱間仕上げ圧延機の最終スタンドでの圧下率が20％以上であること。
【００２１】
記２
【化２】
0004292616.tif 000002
【００２２】
εi(0) は鋼板が熱間仕上げ圧延機の第ｉ番目のスタンドで受ける歪み量、ｔi は鋼板が第ｉ番目のスタンドから最終スタンドに入るまでの時間（秒）、ｆは熱間仕上げ圧延機を構成するスタンドの総数 (台）、Ｔi は第ｉ番目のスタンドにおける鋼板の圧延温度（Ｋ）を意味する。
【００２４】
【発明の実施の形態】
まず、この発明の製造条件について説明する。
先願（特願平10−213883号公報) では、特殊な条件下で熱間圧延した場合に、フェライト粒界から（０１５）〔１００〕方位が生成することについて開示したが、本発明者らは、さらに研究を重ねた結果、特殊な熱延条件に依存することなく、熱間圧延後の再結晶過程で容易に（０１５）〔１００〕方位を発現させること、より具体的には前記再結晶後の集合組織を、（０１５）〔１００〕方位強度／ランダム方位強度の比が3.0 以上である組織にすることによって、Ｌ方向及びＣ方向の磁気特性が優れた電磁鋼板が得られること、更には、熱間仕上げ圧延機の最終スタンドに入る際の鋼板の歪みの回復挙動と最終スタンドでの圧下率が、（０１５）〔１００〕方位粒の生成に強く影響を及ぼすことを見出し、この発明を完成するに至ったものである。
【００２５】
(I) 冷間圧延前の鋼板の（０１５）〔１００〕方位の強度：ランダム方位の強度の3.0 倍以上の範囲
冷間圧延前の鋼板中の（０１５）〔１００〕方位粒の密度が増加すると、冷間圧延、仕上げ焼鈍後の面上立方方位の密度が増加するとともに、 ＜１１１＞//ＮＤ方位が減少し、磁気特性が向上する。そのため、冷間圧延前の鋼板中の（０１５）〔１００〕方位の強度はランダム組織のそれの 3.0倍以上の範囲にすることが必要である。
【００２６】
この発明の集合組織を形成ための方法は、以下のとおりである。
【００２７】
(II)前記集合組織を形成するための条件
(i)熱間仕上げ圧延機の第１スタンドに入る際の鋼板の組織がフェライト単相組織であること
前述の先願（特平願10−213883号公報）の発明では、熱間仕上げ圧延後の焼鈍で発現する（０１５）〔１００〕方位粒が、フェライト結晶粒界から生成することを開示しているが、この発明でも、熱問仕上げ圧延時にオーステナイト相を生じる成分組成を有する鋼については、Ａr1変態点以下にするなどして、フェライト単相域にしておく必要がある。
【００２８】
(ii)熱間仕上げ圧延機の最終スタンド入る際の鋼板は、下記(a) 式で定義されるスタンド間での回復による歪エネルギーの解放を考慮した有効蓄積歪み量Ｒが1.0 以上であること
【化３】
0004292616.tif 000003
（０１５）〔１００〕方位粒は、未再結晶のフェライト粒界から生成するものであり、そこから生成する（０１５）〔１００〕方位粒は、もとのフェライト粒の方位によらず、新たに発現する特異な結晶方位である。
【００２９】
一方、結晶粒界には、熱間圧延を行うことによって歪エネルギーが導入されて蓄積するが、この蓄積された歪エネルギーを、熱間圧延機を構成するスタンド間で回復によって解放してしまった場合には、粒界が湾曲し、張り出し機構（バルジング）によってサブグレイン、やがては再結晶が生じるようになる。
【００３０】
バルジングによって生成した再結晶化した結晶粒は、その生成機構からもとのフェライト粒の結晶方位をそのまま受け継ぐ傾向があるため、（０１５）〔１００〕方位粒を生成することはできない。
【００３１】
従って、本発明者らは、フェライト粒を未再結晶にし、かつ回復による歪エネルギーの解放を起こさずにフェライト粒界に歪みを蓄積させておくことによって、この蓄積された歪エネルギーが駆動力となって、（０１５）〔１００〕が生成するものと考え、本発明における数多くの実験を行なった結果、実験式として、熱間仕上げ圧延時のスタンド間での回復による歪エネルギーの解放を考慮した蓄積歪み量、すなわち、最終スタンドに入る際の有効蓄積歪み量Ｒを表わす上記(a) 式を導くことに成功したのである。
【００３２】
そして、本発明者らは、さらに実験を重ねた結果、この歪み量Ｒを1.0 以上とすることで、最終スタンドに入る際の粒界の回復が抑制されるとともに、歪みエネルギーが蓄積され、（０１５）〔１００〕がより強く発現できることを見出した。
【００３３】
図１は、Siを2.0 wt％含有する鋼スラブを熱間粗圧延し、(a) 式で求めた有効蓄積歪み量Ｒ及び熱間仕上げ圧延機の最終スタンドでの圧下率を変化させた場合に得られる鋼板の、ランダム強度に対する（０１５）〔１００〕方位の強度の比を測定した結果をプロットしたものである。
【００３４】
この図からも明らかなように、有効蓄積歪み量Ｒが1.0 以上のとき、熱間仕上げ圧延機の最終スタンドでの圧下率が20％以上であることを前提条件として、前記強度比が3.0 倍以上であることがわかる。
【００３５】
尚、有効蓄積歪み量Ｒを1.0 以上にするための具体的に製造条件としては、例えば、熱延温度の低下、又は高速熱間圧延によるスタンド間での滞在時間の短縮等が挙げられる。
【００３６】
(iii) 熱間仕上げ圧延機の最終スタンドでの圧下率が20％以上であること
同様に、（０１５）〔１００〕が発現できる歪み量を確保するためには、熱間仕上げ圧延機の最終スタンドでの圧下率が20％以上でなければならない。これは、上記のように、バルジングの生じていない粒界からの（０１５）〔１００〕方位が核生成するための駆動力を与えるのに必要であるからである。以上のことは、上述した図１に示す実験結果からも明らかである。尚、Ｌ方向及びＣ方向の磁気特性をより一層向上させる必要がある場合には、上記圧下率を30％以上にすることがより好適である。
【００３７】
従って、この発明において、前記集合組織を形成するための条件としては、熱間仕上げ圧延機の第１スタンドに入る際の鋼板の組織がフェライト単相であること、前記有効蓄積歪み量Ｒを1.0以上にすること、及び熱間仕上げ圧延機の最終スタンドでの圧下率を20％以上とすることである。
【００３８】
（III）鋼片中の成分組成
この発明では、前記鋼片に、Si：4.0wt％以下、Mn：2.0wt％以下、Ｐ：0.3wt％以下、Al：2.0wt％以下を含有する。理由は以下の通りである。
【００３９】
Si：4.0wt％以下
Siは比抵抗を増大させ、渦電流損を低減させる効果があり、この発明では有効な添加元素である。しかし、Si含有量が4.0％を越えると、磁束密度の低下が大きくなるとともに加工性が低下する。従って、Siの含有量は4.0wt％以下に限定する。
【００４０】
Mn：2.0wt％以下、Al：2.0wt％以下
MnとAlは、ともに鋼の脱酸剤として、また比抵抗を増大させ渦電流損を低減させる効果がある有効な元素である。しかし、MnとAlの含有量がそれぞれ2.0wt％をを越えると、磁束密度の低下や加工性の低下が大きくなる。従って、MnとAlの含有量は2.0wt％以下の範囲に限定する。
【００４１】
Ｐ：0.3wt％以下
Ｐは比抵抗を増大させ、渦電流損を低減させる効果がある有効な元素である。しかし、0.3wt％を越えると加工性が低下する。従って、Ｐの含有量は0.3wt％以下の範囲に限定する。
【００４２】
(IV)その他の製造条件
この発明の製造方法は、上記(I)，(II)及び(III)に記載した条件を満足することが少なくとも必要であるが、これに加えて、以下に示す製造条件を満足することがより好適である。
【００４３】
(i）冷間圧延での圧下率：50〜85％
熱間圧延により形成された集合組織を冷間圧延する際に、冷間圧延で圧下しすぎると、＜１１１＞//ＮＤ方位の増加を招く傾向があるため、冷間圧延の圧下率の上限は85％にするのが望ましい。また、前記圧下率が小さすぎると、面上立方方位が減少するため、前記圧下率は50％以上であることが望ましい。
【００４４】
尚、上述したところは、この発明の実施形態の一例を示したにすぎず、請求の範囲において種々の変更を加えることができる。
【００４５】
【実施例】
表１に示す鋼を転炉溶製し、連続鋳造により200mm 厚さの鋼片（鋼スラブ）とした。これらの鋼スラブを1200℃に再加熱し、40mm厚のシートバーに熱間粗圧延を行い、引き続き熱間仕上げ圧延を行った。その際の熱間仕上げ圧延条件を表２に示す。熱間仕上げ圧延後の板厚は2.3mm とした。
【００４６】
そして、熱間仕上げ圧延後に 850〜1000℃で再結晶処理を行い、次いで、冷間圧延を行い板厚を0.50mmとし、その後、 850〜1000℃で仕上げ焼鈍を行うことによって電磁鋼板（鋼Ｎo.１〜27）を製造した。
表２に、各製造条件と共に、集合組織及び磁気特性を併記した。
尚、集合組織の測定は、 シュルツＸ線回折法により（１１０）、（２００）、（２１１）極点図を求め、３次元方位分布密度を計算する方法によって行なった。
【００４７】
【表１】
0004292616.tif 000004
【００４８】
【表２】
0004292616.tif 000005
【００４９】
以下に、本発明による磁気特性の改善結果について表２に基づいて述べる。ここで、本発明には、鉄損改善のための比抵抗増加成分も含まれている。したがって、表２に示す磁気特性は、鉄損と磁束密度の双方の結果から総合的に評価した。
【００５０】
この発明に従って製造した鋼１〜３, ７〜10,14 〜17, 22〜24と、この発明の製造条件のうちの少なくとも１つが適正範囲外である条件で製造した鋼Ｎo.４〜６，11〜13,18 〜21,25 〜27とを鋼種ごとに比較すると、前者は、後者に比べて磁気特性が顕著に優れているのがわかる。
【００５１】
また、表２中の熱間圧延及び再結晶後の（０１５）［１００］の強度のランダム組織の強度に対する比率は3.0 倍以上とすることにより、仕上げ焼鈍後の、面上立方方位の強度の前記比率は2.0 倍以上、かつ、ゴス方位の強度の前記比率は2.0 〜10.0倍の範囲となり、そして、＜１１１＞//ＮＤ方位の強度の前記比率は2.0 倍以下となり、良好な磁気特性を有しているのがわかる。
【００５２】
よって、この発明では、熱間圧延及び再結晶後の（０１５）［１００］の集積度のランダム組織に対する比率を3.0 倍以上とし、仕上げ焼鈍後の、面上立方方位の強度の前記比率を2.0 倍以上、かつ、ゴス方位の強度の前記比率を2.0 〜10.0倍の範囲とし、そして、 ＜１１１＞//ＮＤ方位の強度の前記比率を2.0 倍以下にすることがより好適である。
【００５３】
【発明の効果】
この発明の製造方法によれば、Ｌ方向及びＣ方向の磁気特性に優れた電磁鋼板の製造が可能になり、しかも、特殊または複雑な製造条件や工程に頼ることなく、通常の製造工程で行えるため、工業的かつ安価に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  有効蓄積歪み量Ｒ及び熱間仕上げ圧延機の最終スタンドでの圧下率を変化させた場合に得られる鋼板の、ランダム強度に対する（０１５）〔１００〕方位の強度の比を測定した結果をプロットしたものである。
【図１】
0004292616.tif 000007