JP4568875B2 - 磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は方向性電磁鋼板の製造方法に係り、特に最終圧延工程にタンデム圧延機を用いる方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

方向性電磁鋼板の磁気特性の向上を図るためには、鋼板を鉄の磁化容易軸である<001>方向が鋼板の圧延方向に高度に集積した結晶粒群をもつものとする必要がある。このような結晶粒群の生成は、最終仕上げ焼鈍時に、いわゆる｛110｝<001>方位（「ゴス方位」と称される）の結晶粒を二次再結晶粒として優先的に発達成長させることにより達成されている。

二次再結晶粒をゴス方位に発達させるためには、二次再結晶過程で｛110｝<001>方位以外の方位を持つ結晶粒の成長を強く抑制するインヒビターを使用すること周知であり、かかるインヒビターとしてはMnS、MnSeあるいはAlN等の微細析出物が広く用いられている。さらに、上記の析出型のインヒビターに加えて、粒界偏析型の元素であるSb、Bi，Sn、Pb、Te等の複合添加により粒成長の抑制効果を補強する方法も周知である。また、このような析出型インヒビターを利用してゴス方位粒を発達させる方法のほかに、インヒビター形成成分を含有させることなく素材を高純度化してテクスチャーインヒビションを利用してゴス方位粒の選択的成長を図る手段が特許文献１等に記載されている。

ところで、方向性電磁鋼板は、出発素材スラブを熱間圧延し、得られた熱延板に熱延板焼鈍を施した後に冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、これに脱炭焼鈍および最終仕上げ焼鈍を施すという工程により製造される。近年では、この製造に当たり、冷間圧延をタンデム圧延によって行なうことが生産性向上のキーポイントとなっている。

タンデム圧延においても、上記インヒビターの作用あるいはテクスチャーインヒビションの作用は、冷間圧延された冷延板を一次再結晶させ、さらにそれを二次再結晶させる段階で現れる。したがって、一次再結晶焼鈍（通常脱炭焼鈍を兼ねる）前の段階において、ゴス方位粒が十分発達するように、タンデム圧延された冷延板の集合組織を整えておくことが必要である。このような集合組織を得るためには、タンデム圧延された内部に高度に歪が蓄積された集合組織を得ることが必要であることも周知である。

一般に冷延板内部に高度に歪を蓄積する手段としては、鋼中に固溶しているＣあるいは微細に析出している炭化物を利用する手段が知られている。例えば、特許文献２には、中間焼鈍を挟んで2回の冷間圧延を行なって最終板厚とする工程に先立ち、熱延板を790℃以上の温度から540℃以下の温度に急冷したのち、310℃〜480℃の温度域に保持して結晶粒内に光学顕微鏡の可視サイズ（数μｍ）のレンズ状カーバイドを析出せしめる方法が提案開示されている。

一方、特許文献３、４には、冷延工程において、結晶粒内の固溶Cまたは微細カーバイドを利用する方法として、析出型インヒビターとしてAlNを含有する熱延板を高温焼鈍後急冷し、これに最終冷間圧延圧下率が80％以上である強冷間圧延を施す際、冷間圧延のパス間で少なくとも１回以上の時効処理を施す方法が開示されている。また、特許文献５には、中間焼鈍後の600〜300℃の温度間を冷却速度150℃／ｍｉｎ以上で冷却し、最終冷間圧延前の段階で時効処理を施す方法が開示されている。さらに、特許文献６には、最終冷間圧延前の焼鈍時の冷却に際し、300℃〜150℃の温度域の冷却時間を厳密に制御することによって、結晶粒内カーバイドを極微小の特定範囲内に制御し、これらを多量かつ均一に分散させることにより、一次再結晶集合組繊中の｛110｝〈001〉方位集積度を高め、その方位の二次再結晶粒を十分成長させることによって優れた磁気特性を得る方法が開示されている。加えて特許文献７には、強圧下率で行なう冷延を材料温度が50〜350℃の範囲で行いかつ、この冷延の前に行なわれる高温焼鈍終了後冷延開始時までの熱時効継続時間を上記材料温度に合わせて調整するという手段が提案されている。

特開2003-213339号公報 特公昭38−14009号公報 特公昭54−18846号公報 特公昭54−29182号公報 特公昭56−3892号公報 特公平2−4166S号公報 特開昭48−46511号公報

しかしながら、特許文献２に記載の手段は、熱延板中に形成された比較的大きなサイズのカーバイドを粗大な熱延伸長粒の分裂細分化のために用いるものであり、二次再結晶粒の発達に有害な｛100｝〜｛110｝<001>方位の結晶粒を冷延工程の初期段階で消滅させる役割を担うものと考えられるが、タンデム圧延のようなスタンド間（「パス間」ともいう）での経過時間が短い場合には歪が十分蓄積された集合組織を得ることができない。

また、特許文献３及び特許文献４に係る提案は、時効処理に50℃〜350℃の温度範囲で１分間以上（特許文献３の場合）あるいは300℃〜600℃の温度範囲で1〜30秒間（特許文献４の場合）の保定が必要であり、かつこれらを多数回施すことが要請されるが、タンデム圧延ではスタンド間においてかかる時効処理時間を確保することは困難であり、一方、中間焼鈍においてかかる時効処理を行なおうとすれば、冷間圧延能力の大幅な低下や鋼板加熱コストの増大を招き経済性を害するという問題がある。また、特許文献５に記載の手段も同様の問題がある。

これに対し、特許文献６に記載の手段は、実験的には磁気特性向上効果認められるものの、タンデム圧延においては十分な集合組織改善果が得られない場合があるという問題がある。また、特許文献７に記載の提案は、高温焼鈍終了後冷延開始時までの熱時効継続時間が材料温度に依存しているため、高度の生産性を要求されるタンデム圧延を含む製造工程には採用しがたいという問題がある。

本発明は、これら従来技術に係る問題を解決し、鋼中に固溶しているＣあるいは微細に析出している炭化物を利用してタンデム圧延された冷延板を高度に歪を蓄積されたものとし、その集合組織を二次再結晶の際にゴス方位粒が発達するのに適したものとする新たな提案をなすものである。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、最終タンデム圧延前の焼鈍条件、特に冷却条件を調整して結晶粒内に超微細カーバイドが数多くかつ均一に分散した状態とし、これにタンデム圧延により圧下率を調整した圧延を施し、次いでスタンド間時効を行なって超微細カーバイドを結晶粒内に溶解させるとともに溶解したＣを転位に固着させ、この状態でさらに圧下を加えることによって結晶粒を高度に歪が蓄積された状態とすることが可能であり、それによってタンデム圧延中に優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を製造し得るとの知見を得た。

本発明は、質量比で、C：0.015〜0.15％、Si：2.0〜4.5％、Mn：0.01〜0.5％を含有するとともに、さらに（Ａ）Al：0.01〜0.08％およびN：0.0015〜0.015％からなるインヒビター、（Ｂ）SまたはSeを合計で0.01〜0.05％からなるインヒビターの一方又は双方を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブ、又は、質量比で、C：0.015〜0.15％、Si：2.0〜4.5％、Mn：0.01〜0.5％を含有するとともに、Al：100ｐｐｍ未満、N：60ｐｐｍ未満、S：50ｐｐｍ未満およびSe：50ｐｐｍ未満に制限され、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブのいずれかを出発素材とし、該出発素材に熱間圧延を施して熱延板を得、該熱延板に熱延板焼鈍を施した後にタンデム圧延機による冷間圧延を施して最終板厚の冷延板を得、得られた冷延板に脱炭焼鈍および最終仕上げ焼鈍を施す工程により方向性電磁鋼板を製造するにあたり、前記熱延板焼鈍が900℃以上1500℃以下に加熱後、900〜500℃の温度範囲を30℃／ｓ以上250℃／ｓ以下の速度で冷却し、次いで500〜200℃の温度範囲を50℃／s以上150℃／s以下の速度で冷却し、さらに冷却を継続するものでありかつ、前記タンデム圧延機による圧延が、累積圧下率30％以上の圧延を施した後、後続の少なくとも一つのスタンド間で150℃以上300℃以下において持続時間1〜60秒のスタンド間時効処理を施し、さらに圧延を継続して最終板厚とするものである。

上記発明は、いわゆる冷延２回法等中間焼鈍を挟んで最終板厚に冷間圧延する場合にも適用でき、その場合には、中間焼鈍のうち最終の中間焼鈍条件を、加熱温度を900℃以上、900〜500℃超の温度範囲の冷却速度を30℃／ｓ以上250℃／ｓ以下および500〜200℃の温度範囲の冷却速度を50℃／s以上150℃／s以下であるものとする。

上記各発明における出発素材は、さらにCu、Sb、Sn、Bi、Mo、Cr、Niから選ばれた1種または2種以上をCu、Sb、Sn、Mo、Cr、Niについては0.01〜0.5％、Biについては0.001〜0.18％含有することが可能である。

本発明によって連続圧延機であるタンデム圧延機によって温間圧延を含む冷間圧延が可能になり、安定して優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を経済的に製造することが可能になる。

本発明に係る出発素材である鋼スラブは、基本的に質量比で、C：0.015〜0.15％、Si：2.0〜4.5％、Mn：0.01〜0.5％に下記のインヒビター成分を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるものであるか、又は、上記インヒビター成分を含有せず、不純物元素の含有量を制限してテクスチャーインヒビションを利用できるものである。Cは熱間圧延時のγ−α変態を利用して結晶構造の改善を行い、かつ粒内微細カーバイドとして磁気特性の改善に寄与する重要な成分であるが、含有量が0.015％未満ではその効果が乏しく、0.15％を超えるとその後の工程において十分な脱炭が困難になり粒界セメンタイト量が増えすぎて組織の不均一による磁性劣化が生じる。したがって、その含有量は0.015％以上0.15％以下の範囲とする。Siは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損を低下させるのに有効な成分であるが、含有量が2.0％未満では鋼板の電気抵抗が小さく、渦電流損の増大するため良好な鉄損特性が得られない。一方、4.5％を超えると飽和磁束密度の低下、冷間加工性の低下を招く。したがって、Siは2.0％以上4.5％以下の範囲とする。Mnは、比抵抗を高め、鉄損低減に有効な成分である。また熱間加工性を良好にするために必要な元素であるが、0.01％未満であると効果がなく、0.5％を超えると磁束密度が低下するので、Mnの含有量は0.01％以上0.5％以下とする。

上記インヒビター成分及びテクスチャーインヒビションを利用する場合の組成は下記のとおりである。

AlN系インヒビターを用いる場合
Al：0.01％〜0.08％、N：0.0015〜0.015％
AlNはインヒビターとしてその他のインヒビターよりも強い一次再結晶粒成長の抑制力を有する。しかしながら、Alが0.01％未満では抑制力不足となり、磁束密度が低下し、一方、0.08％を超えると二次再結晶が不安定となる。したがって、その含有量は0.01％以上0.08％以下の範囲が望ましい。Nは、AlN系インヒビターを構成する重要な元素であるが、含有量が0.015％を超えるとヒステリシス損を高め、ベンド不良の原因になる。また、ブリスタと呼ばれる表面欠陥が多発する原因になる。一方、0.0015％に満たないとAlN系インヒビター量が不足する原因になる。したがって、その含有量は0.0015％以上0.0150％以下の範囲がよい。

Mn(Se，S)系インヒビターを用いる場合
S＋Se：0.01％〜0.05％
SおよびSeは、何れも鋼中Mnを結合してMn（Se，S）系インヒビターの形成に寄与する。しかし、それらの合計の含有量が0.01％に満たないとインヒビター成分として絶対量が不足し、0.05％を超えるインヒビター不均一による磁性劣化、割れ発生特の不具合が生じる。したがって、単独または併用のいずれの場合においても合計の含有量は0.01％以上0.05％以下の範囲が好ましい。なお、上記Mn（Se，S）系インヒビターを形成するために必要なMnは、基本成分として含有されており、その含有量は、インヒビター形成元素としても0.01％以上0.5％以下の範囲にある。0.01％未満ではインヒビター成分として絶対量が不足し、熱延中に低融点化合物が形成され、割れが多発するなどの不具合が生じる。一方、0.5％を超えるとインヒビターの解離固溶のためのスラブ加熱温度が高くなるとともに、インヒビターが粗大化して結晶粒成長抑制力が低下する原因になる。

なお、上記AlN系インヒビター及びMn（Se，S）系インヒビターは併用することができ、その場合の含有量の好適範囲は上記のとおりである。

テクスチャーインヒビションを利用する場合
本発明は、上記の析出型のインヒビターを用いることなくテクスチャーインヒビションによって二次再結晶粒を発達させる場合にも適用できる。その場合には、析出型インヒビターの存在が二次際結晶粒の発現の妨げとなるので、これら元素をAl：100ppm未満、N：60ｐｐｍ未満、SおよびSeをそれぞれ50ｐｐｍ未満に制限する。なお、Nについては純化焼鈍後のSi窒化物の生成を防止するために50ｐｐｍ以下にすることが望ましい。また、窒化物形成元素であるTi、Nb、B、Ta、Vもそれぞれ50ｐｐｍ以下に低減することが望ましい。本発明によるテクスチャーインヒビションの作用を妨害しないようにして鉄損の劣化を防ぎ、良好な加工性を確保するためである。

上記の成分のほか、Cu、Sb、Sn、Bi、Mo、Cr、Niから選ばれる1種または2種以上を、Cu、Sb、Sn、Mo、Cr、Niについては0.01〜0.5％、Biについては0.001〜0.1％含有さ含有させることもできる。このうち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が、含有量が0.01％未満では磁気特性の向上量が小さく、一方、0.5％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添加する場合は0.01％以上0.5％以下とするのがよい。また、Cu、Sb、Sn、Bi、Crはそれぞれ鉄損値の改善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の発達が阻害される。したがって、これら元素は添加する場合にはCu、Sb、Sn、Crについては、0.01％以上0．5％以下とするのがよく、Biは0.001％以上0.1％以下とするのがよい。またMoは熱間圧延時の表面脆化に起因する表面欠陥を防止するのに有用であり、その有効範囲である0.01％以上0.5％以下で添加することができる。

上記出発素材は上記組成成分を有する限り、特にその調整方法、あるいは形態を問わない。たとえば転炉、電気炉などの公知の方法で調整し、必要に応じて真空処理などを施し、通常の造塊法や連続鋳造法でスラブに製造すればよい。あるいは、直接鋳造法を用いて100ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を出発素材としてもよい。

熱間圧延工程も公知の手段を自由に採用し得る。ただし、AlNあるいはMn（Se，S）など析出型インヒビターなどを利用する場合には、1350〜1450℃の温度域に加熱してこれら元素を完全に固溶させるのが望ましい。一方、テクスチャーインヒビションを利用する場合には、スラブ加熱温度をたとえば1250℃以下とすることが望ましい。これにより、スラブの高温加熱にもたらされるスケールの生成量を押さえ、歩留まりを向上させる効果が得られる。その他の熱間圧延条件は特に制限なく、公知の手段を採用し得る。

得られた熱延板はタンデム圧延機による冷間圧延に付される。この際、本発明の第一の実施形態では、熱延板に熱延板焼鈍を施し、いわゆる１回法によりタンデム圧延機による圧延を施す。第二の実施形態では、熱延板に中間焼鈍を挟んで２回以上のタンデム圧延機による圧延を施す。これらいずれの場合にもタンデム圧延機による最終圧延前の焼鈍条件を以下に示すように行い、均一かつに超微細なカーバイドが粒内に存在する状態とする。具体的には、上記最終冷延前の焼鈍（第一の実施形態では熱延板焼鈍、第二の実施形態では最終冷延直前の中間焼鈍）を900℃以上に加熱後、900〜500℃の温度範囲を30℃／ｓ以上250℃／ｓ以下の速度で冷却し、次いで500〜200℃の温度範囲を50℃／s以上150℃／s以下の速度で冷却し、さらに冷却を継続するものとする。

加熱温度を900℃以上とするのは、続く冷却過程で微細なカーバイドをできるだけ多く析出させるためには、フェライト相内に多くのＣを固溶させる必要があるためであり、900℃未満では固溶が不十分となる。なお、加熱温度の上限は経済性の点から1150℃以下とするのが望ましい。

上記温度に加熱された鋼板は、まず900〜500℃超の温度範囲の冷却速度を30℃／ｓ以上250℃／ｓ以下とする第一段階の冷却に付される。この第一段階の冷却において900〜500℃超の温度範囲の冷却速度を30℃／ｓ以上250℃／ｓ以下とするのは、最終的に微細なカーバイドを析出させるためには上記温度範囲（900〜500℃）でのカーバイドの析出を抑制し続く第二段階までＣの固溶状態を持続させるためである。冷却速度が30℃／ｓ未満であると、粒径が70ｎｍを超える大きさのカーバイドが認められるようになり、続くタンデム圧延の初期における硬化を不十分とし、またスタンド間時効でのカーバイドの溶解および固溶Ｃの転位への固着ができなくなり、最終板厚への圧延で歪が十分蓄積された集合組織が得られなくなるからである。しかしながら、冷却速度が250℃／ｓを超えると、上記効果が飽和するとともに、経済的に不利となるからである。

上記第一段階の冷却に続き、500〜200℃の温度範囲の冷却速度を50℃／s以上150℃／s以下とする第二段階の冷却が行なわれ、この温度範囲でのカーバイドの析出駆動力が大きいことを利用して超微細なカーバイドの多量、均一析出が図られる。この温度範囲の冷却速度を50℃／ｓ以上とするのは、冷却速度が50℃／s未満であるとカーバイドの析出駆動力が大きいため容易にカーバイド径が70ｎｍを超えて粗大化してしまうためであり、一方150℃／s以下とするのは、150℃／s超の速い冷却ではＣが固溶したまま残留し、微細カーバイドの析出量が不足し、続くタンデム圧延初期における硬化が進まないからである。

要するに、本発明では最終冷延前の焼鈍において、超微細カーバイドを冷却過程において析出させることが必要である。ここで、超微細カーバイドとは70ｎｍ以下のサイズのものをいう。このような超微細カーバイドは、一般に倍率5万倍程度の電子顕微鏡で観察可能である。しかしながら、倍率5万倍以上の電子顕微鏡観察によってもその存在が確認されない場合でも、上記焼鈍条件を満たす限り、本発明の効果が得られる。そのことは、十数〜70ｎｍ程度の超微細カーバイドが析出している場合と本発明の焼鈍条件を満たすが倍率5万倍以上の電子顕微鏡観察によってもその存在が確認されない場合との間に得られた特性の差が認められないことにより裏付けられており、これにより後者の場合にもこのような場合でも超微細カーバイドが析出しているものと推察されるのである。

このようにして超微細カーバイドを結晶粒内に析出させた鋼板は、次いでタンデム圧延に付される。この圧延は、冷間圧延とそれに続くスタンド間時効、さらに最終板厚への冷間圧延を含むものである。具体的には、累積圧下率30％以上の圧延を施した後、後続スタンド間で150℃以上300℃以下において持続時間1〜60秒のスタンド間時効処理を施し、さらに圧延を継続して最終板厚とする工程を含む。

本発明において行なわれる圧延の冷延圧下率は30％以上でなければならない。冷延圧延圧下率が30％未満では、歪の蓄積が少ないため超微細カーバイドの溶解は促進されないためである。なお、この圧下率の条件は、引き続くスタンド間時効処理前の累積圧下率として達成されればよく、単独の圧延スタンドで達成されることは必ずしも必要でない。また、このとき、鋼板温度を150℃以上300℃とすることは、歪みの蓄積や圧延段階でCの再固溶が開始される点でも有利である。

上記の圧延に続いて、スタンド間時効処理が行なわれる。このスタンド間時効処理は、上記圧延が行なわれたスタンド以降のスタンド間において鋼板温度を150〜300℃に維持し、かつ当該スタンド間を鋼板が通過する時間（スタンド間時間、パス間時間）を1〜60秒とすることによって行なう。この温度範囲とすることにより、カーバイドの溶解（再固溶）が促進され、続いて転位への固着等を通じて結晶内への歪の蓄積が進行することになる。鋼板温度が150℃未満では、熱エネルギーが不足するため、超微細カーバイドであっても溶解が進まず、一方、300℃を超える高温では粗大カーバイドが生成し、その結晶粒内への溶解（再固溶）が不可能になる。その後、溶解（再固溶）されたＣが圧延により生成した転位に再固着し、鋼板を時効硬化させる。

タンデム圧延機でのスタンド間時間が1秒未満では、時効硬化の進展が不十分であり、次工程の冷間圧延で十分な歪の蓄積ができなくなる。一方、60秒を超えても時効硬化が飽和するだけでなく、圧延速度が低下するため生産性が悪くなる。なお、上記パス間時間の確保は、前記圧延以降の何れかの圧延スタンド間において達成さればよいが、前記圧下率の条件を満たすスタンドの直後のスタンド間で達成するのが時効硬化後の圧下率が増加する点で最も好ましい。

タンデム圧延機は、通常４〜６スタンドの連続圧延スタンドから構成されているが、本発明を実施するためには、その初期の段階で冷間圧延を行って所望の圧下率を確保し、さらにスタンド間時効を行なった後、最終スタンドを含む1又は2スタンドにおいて冷間圧延を行なう工程をとるのがよい。上記の工程をとることにより、最終冷延前の焼鈍において析出させた超微細なカーバイドが圧延の初期段階の硬化寄与し、歪の蓄積ひいては良好な集合組織形成に大きく寄与する。さらに、これらの均一で超微細カーバイドは、続く圧延過程で生じる高密度の格子欠陥に対してスタンド間時効で容易に溶解し、さらにスタンド間時効による硬化とそれに続く最終板厚への冷間圧延によって、良好な集合組織の形成が促進されるのである。本発明では、これらのメカニズムにより良好な磁気特性が得られたものと考えられる。

なお、スタンド間時効処理後の圧延は、30〜80％とすることが好ましい。30％以上とすることにより、時効処理後の圧延での転位増加による集合組織改善でより強くすることができる。また、時効前の圧下率を確保する点では時効後の圧下率を80％以下とするのがよい。

上記冷間圧延により最終板厚とされた冷延板は、次いで脱炭焼鈍に付される。この最終冷延後の脱炭焼鈍は、Cを磁気時効の起こらない50ｐｐｍ以下、好ましくは30ｐｐｍ以下に低減することを目的とし、湿潤雰囲気を使用して700〜1000℃の範囲で行うことが好適である。なお、脱炭焼鈍後に浸珪法によってSi量を増加させる手段を行うことも可能である。

このようにして、得られた脱炭済みの冷延鋼板は公知の手段によって、MgOを主成分とする焼鈍分離剤が塗布され、コイルに巻回されて二次再結晶焼鈍および純化焼純とからなる最終仕上焼鈍に付され製品板とされる。

Si：3.25％、C：0.04％、Mn：0.07％、Al：0.07％、N：0.0038％、S：0.0025％、Se：0.001％を含有した板厚2.2ｍｍの熱延板に対して焼鈍温度と冷却速度を変化させて熱延板焼鈍を行った。得られた熱延板に対しロール径100ｍｍの4パスのタンデム圧延機を用い、表１に記載のとおり圧下率及びパス間温度を変化させながら冷間圧延を行なって最終板厚0.3ｍｍとした。なお、タンデム圧延機のパス間におけるパス間温度の調整はNo.2スタンドとNo.3スタンドの間において高周波誘導加熱装置を用いて行い、パス間時間の調整はスタンド間に加熱（保温）可能なルーパーを設けることによって行なった。その後、得られた冷延板を湿水素雰囲気中850℃で2分間の脱炭焼純及び1150℃で5時間の最終仕上焼鈍に付して製品板とした。

得られた製品板の磁気特性を熱延板焼鈍条件、圧延条件とともに表１に示す。表1から明らかなように、本発明の条件に適合する場合は磁気特性が比較例に比し優れていることが分かる。

Si：3.10％、C：0.06％、Mn：0.07％、Al：0.022％、N：0.008％、S：0.0025％、Se：0.020％を含有した板厚2.2ｍｍの熱延板に対して熱延板焼鈍を行い、実施例１と同様にして製品板を得た。得られた製品板の磁気特性を熱延板焼鈍条件、圧延条件とともに表２に示す。表２から明らかなように、本発明の条件に適合する場合は磁気特性が比較例に比し優れていることが分かる。

表３に示す成分になる鋼スラブを熱間圧延して2.2ｍｍとした。その後、1.5ｍｍまでタンデム圧延機で冷間圧延した後、1000℃において中間焼鈍を行った。この中間焼鈍の際、冷却速度を900℃〜500℃超は35℃／ｓとし、500℃以下200℃までの間を60℃／ｓとした。このようにして中間焼鈍された鋼板をロール径100ｍｍの４パスのタンデム圧延機にて最終圧延して板厚0.3ｍｍの最終冷延板とした。その際、No.3スタンドまで73％の圧下を施し、最終スタンドとその直前スタンドの間で250℃に3秒間保持し、その後、最終（No.4）スタンドで圧下率50％の圧延を行った。

表３に示すいずれの鋼も本発明にしたがう条件で処理されたので優れた磁気特性が得られている。

Claims (3)

1. 質量比で、C：0.015〜0.15％、Si：2.0〜4.5％、Mn：0.01〜0.5％を含有するとともに、さらに（Ａ）Al：0.01〜0.08％およびN：0.0015〜0.015％からなるインヒビター、（Ｂ）SまたはSeを合計で0.01〜0.05％からなるインヒビターの一方又は双方を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブ、又は、質量比で、C：0.015〜0.15％、Si：2.0〜4.5％、Mn：0.01〜0.5％を含有するとともに、Al：100ｐｐｍ未満、N：60ｐｐｍ未満、S：50ｐｐｍ未満およびSe：50ｐｐｍ未満に制限され、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブのいずれかを出発素材とし、
   該出発素材に熱間圧延を施して熱延板を得、該熱延板に熱延板焼鈍を施した後にタンデム圧延機による圧延を施して最終板厚の冷延板を得、得られた冷延板に脱炭焼鈍および最終仕上げ焼鈍を施す工程により方向性電磁鋼板を製造するにあたり、
   前記熱延板焼鈍が900℃以上1150℃以下に加熱後、900〜500℃の温度範囲を30℃／ｓ以上250℃／ｓ以下の速度で冷却し、次いで500〜200℃の温度範囲を50℃／s以上150℃／s以下の速度で冷却し、さらに冷却を継続するものでありかつ、
   前記タンデム圧延機による圧延が、累積圧下率30％以上の圧延を施した後、後続の少なくとも一つスタンド間で150℃以上300℃以下において持続時間1〜60秒のスタンド間時効処理を施し、さらに圧延を継続して最終板厚とするものとするものであることを特徴とする磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
2. 質量比で、C：0.015〜0.15％、Si：2.0〜4.5％、Mn：0.01〜0.5％を含有するとともに、さらに（Ａ）Al：0.01〜0.08％およびN：0.0015〜0.015％からなるインヒビター、（Ｂ）SまたはSeを合計で0.01〜0.05％からなるインヒビターの一方又は双方を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブ、又は、質量比で、C：0.015〜0.15％、Si：2.0〜4.5％、Mn：0.01〜0.5％を含有するとともに、Al：100ｐｐｍ未満、N：60ｐｐｍ未満、S：50ｐｐｍ未満およびSe：50ｐｐｍ未満に制限され、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブのいずれかを出発素材とし、該出発素材に熱間圧延を施して熱延板を得、該熱延板に中間焼鈍を挟んで2回以上のタンデム圧延機による冷間圧延を施して最終板厚の冷延板を得、得られた冷延板に脱炭焼鈍および最終仕上げ焼鈍を施す工程により方向性電磁鋼板を製造するにあたり、
   前記中間焼鈍のうち最終冷延直前の中間焼鈍が900℃以上1150℃以下に加熱後、900〜500℃の温度範囲を30℃／ｓ以上250℃／ｓ以下の速度で冷却し、次いで500〜200℃の温度範囲を50℃／s以上150℃／s以下の速度で冷却し、さらに冷却を継続するものでありかつ、 前記タンデム圧延機による圧延が、累積圧下率30％以上の圧延を施した後、後続の少なくとも一つのスタンド間で150℃以上300℃以下において持続時間1〜60秒のスタンド間時効処理を施し、さらに圧延を継続して最終板厚とするものとするものであることを特徴とする磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 出発素材は、さらにCu、Sb、Sn、Bi、Mo、Cr、Niから選ばれた1種または2種以上をCu、Sb、Sn、Mo、Cr、Niについては0.01〜0.5％、Biについては0.001〜0.18％含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。