WO2022004678A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法及び設備列 - Google Patents

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之啓 新垣
哲矢 荒川
祐介 下山
文香 世良
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    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheets and a row of equipment.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is a steel sheet having an excellent magnetic property having a crystal structure (goss orientation) in which the ⁇ 001> orientation, which is the axis of easy magnetization of iron, is highly integrated in the rolling direction of the steel sheet.
  • Patent Document 1 proposes a method of heat-treating a steel sheet at a low temperature (aging treatment) during cold rolling.
  • the cooling rate during hot-rolled sheet annealing or pre-annealing for finish cold rolling (final cold rolling) is set to 30 ° C / s or more, and the steel plate temperature is 150 to 300 ° C for 2 minutes during finish cold rolling.
  • Patent Document 3 proposes a means for raising the temperature of a steel sheet to a high temperature during cold rolling (warm rolling).
  • Patent Document 4 proposes a technique (inhibitorless method) capable of expressing secondary recrystallization without containing a component forming an inhibitor.
  • the inhibitorless method is a method in which secondary recrystallization is expressed by texture (organization) control using higher purified steel.
  • This method eliminates the need for high-temperature steel slab heating and enables low-cost production, but on the other hand, the effect of promoting secondary recrystallization by the inhibitor cannot be obtained, so it is more delicate to create the texture. Control is required.
  • the characteristics may be significantly affected by the difference in the conditions of the rolling process.
  • hot rolling is generally performed in slab units cast by steelmaking. Therefore, in hot rolling, the tip side is rolled in a state where tension is not applied during rolling, and the rolling speed is often slow. On the other hand, on the tail end side, the rolling speed equivalent to that of the central corresponding portion in the longitudinal direction can be maintained, but a non-rectangular shape called a fishtail is formed. Further, since the tail end side has a long waiting time for rolling, the temperature may drop during the waiting. For this reason, when looking at the coil after hot rolling (hot-rolled coil) in coil units, the portion corresponding to the tip and tail end is unsteady (usually, when the total length in the longitudinal direction of the hot-rolled coil is 100%, heat is generated.
  • a stationary part (usually, the total length in the longitudinal direction of the hot-rolled coil is 100%) including a portion corresponding to the center in the longitudinal direction, which is a portion corresponding to less than 5% from the tip or the tail end of the rolled coil.
  • a structure that is not always preferable for the formation of aggregated structure is formed, such as an increase in ⁇ -fibers ( ⁇ 110> fiber structure) that are difficult to recrystallize compared to the part corresponding to about 5 to 95% from the tip of the roll. It ends up.
  • the coils are usually welded to each other on the entrance side of the process and continuous plate passing is performed, so that uniform processing is performed in the longitudinal direction of the coils.
  • uniform processing is performed in the longitudinal direction of the coils.
  • the difference between the unsteady part and the stationary part can be gradually reduced by increasing the number of steps such as performing intermediate annealing and rolling twice, but once without using intermediate annealing.
  • steps such as performing intermediate annealing and rolling twice, but once without using intermediate annealing.
  • the structure is formed by rolling, deterioration of the magnetic properties of the unsteady part is inevitable.
  • intermediate annealing if the total reduction rate of one cold rolling is 80% or more, the structure is formed by the one cold rolling, so that the magnetism is applied. Characteristic deterioration may occur. These tendencies are remarkable when rolling is included in which the rolling reduction of a single pass is 30% or more.
  • the reverse rolling mill is not a continuous line but a coil unit process, and the unsteady part becomes a non-pressure part (a part that cannot be rolled around the reels on both sides) and is finally removed.
  • the tandem rolling mill is a continuous line and uniform processing is applied in the longitudinal direction of the coil, it is possible to use unsteady parts, but as mentioned above, deterioration of magnetic properties is likely to occur in these parts. Because.
  • An object of the present invention is to use a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet having a uniform texture over the entire length in the longitudinal direction and having a small variation in magnetic properties when viewed in units of hot-rolled coils. It is to be provided with a line of equipment that can be.
  • the present inventors can create a good texture over the entire length in the longitudinal direction by subjecting the unsteady portion of the hot-rolled coil unit to a predetermined heat treatment, and in a grain-oriented electrical steel sheet.
  • the present invention has been completed based on the finding that it is possible to reduce fluctuations in magnetic characteristics.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] By mass%, C: 0.01-0.10%, Si: 2.0-4.5%, Mn: 0.01-0.5%, Al: less than 0.0100%, S: 0.0070% or less, Se: 0.0070% or less, Contains N: 0.0050% or less and O: 0.0050% or less, A steel slab having a composition of Fe and unavoidable impurities in the balance is hot-rolled to obtain a hot-rolled plate, and the hot-rolled plate is annealed to obtain a hot-rolled plate annealed plate.
  • a directional electromagnetic steel sheet that is cold-rolled two or more times with an intermediate annealing sandwiched between them to obtain a cold-rolled plate with a final plate thickness, and the cold-rolled plate is subjected to primary recrystallization annealing and secondary recrystallization annealing.
  • It is a manufacturing method of At least one cold rolling is performed by a tandem rolling mill with a total rolling reduction of 80% or more. The rolling performed on at least one stand of the tandem rolling mill is performed under the conditions of a rolling reduction of 30% or more and a temperature at which the stand is caught in the work roll at T 0 ° C.
  • the temperature at which one or both of the tip and the tail end of the hot-rolled annealed plate may be caught in the work roll shall be 70 ° C. or higher and 10 ° C. or higher higher than the T 0 ° C.
  • Manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet [2] The temperature at which one or both of the tip and the tail end of the hot-rolled sheet annealed plate is bitten into the work roll is set to a temperature of 120 ° C. or higher and 20 ° C. or higher higher than the T 0 ° C. 1] Method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheet. [3] The method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheets according to the above [1] or [2], wherein the at least one stand is the first stand of the tandem rolling mill.
  • the control device controls the heating device based on the output from the detection device to adjust the biting temperature of at least one stand of the tandem rolling mill into the work roll.
  • a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet having a uniform texture over the entire length in the longitudinal direction and having a small fluctuation in magnetic properties when viewed in units of hot-rolled coils is used for the method.
  • the steel slab used in the manufacturing method of the present invention can be manufactured by a known manufacturing method, and examples of the manufacturing method include steelmaking-continuous casting, ingot-bulk rolling and the like.
  • composition of the steel slab is as follows.
  • “%” indication regarding the component composition means “mass%” unless otherwise specified.
  • C 0.01-0.10%
  • C is an element necessary for improving the rolled texture. If it is less than 0.01%, the amount of fine carbides required for improving the texture is small and a sufficient effect cannot be obtained, and if it exceeds 0.10%, decarburization becomes difficult.
  • Si 2.0-4.5%
  • Si is an element that improves iron loss by increasing electrical resistance. Below 2.0%, this effect is poor, and above 4.5%, cold rolling becomes extremely difficult.
  • Mn 0.01-0.5%
  • Mn is a useful element in improving hot workability. If it is less than 0.01%, this effect is poor, and if it exceeds 0.5%, the primary recrystallization texture deteriorates and it becomes difficult to obtain highly integrated secondary recrystallized grains in the Goss orientation.
  • the production method of the present invention is an inhibitorless method, and the inhibitor-forming elements Al, S, and Se are suppressed to Al: less than 0.0100%, S: 0.0070% or less, and Se: 0.0070% or less, respectively.
  • Al, S, Se are excessively present, AlN, MnS, MnSe and the like coarsened by heating the steel slab make the primary recrystallization structure non-uniform, and secondary recrystallization becomes difficult.
  • the amounts of Al, S, and Se are preferably Al: 0.0050% or less, S: 0.0050% or less, and Se: 0.0050% or less, respectively.
  • the amounts of Al, S, and Se may be 0%, respectively.
  • N 0.0050% or less N is suppressed to 0.0050% or less in order to prevent the action as an inhibitor and prevent the formation of Si nitride after purification annealing.
  • the amount of N may be 0%.
  • O 0.0050% or less O may be regarded as an inhibitor-forming element, and if it exceeds 0.0050%, it is suppressed to 0.0050% or less because secondary recrystallization is difficult due to the coarse oxide.
  • the amount of 0 may be 0%.
  • the essential component and the inhibitory component of the steel slab have been described above, but the steel slab can appropriately contain one kind or two or more kinds selected from the following elements.
  • Ni 0.005 to 1.50%
  • Ni has the function of improving the magnetic properties by increasing the uniformity of the hot-rolled plate structure.
  • Ni When Ni is contained, it can be 0.005% or more from the viewpoint of obtaining a sufficient addition effect, and 1.50% or less in order to avoid deterioration of magnetic properties due to destabilization of secondary recrystallization. can do.
  • Sn 0.01 to 0.50%
  • Sb 0.005 to 0.50%
  • Cu 0.01 to 0.50%
  • Mo 0.01 to 0.50%
  • P 0.0050 to 0.50%
  • Cr 0.01 to 1.50%
  • Nb 0.0005 to 0.0200%
  • B 0.0005-0.0200%
  • Bi 0.0005-0.0200%
  • All of these elements contribute effectively to the improvement of iron loss.
  • they can be contained above the lower limit of each from the viewpoint of obtaining a sufficient addition effect, and below the upper limit of each from the viewpoint of sufficiently developing secondary recrystallized grains.
  • Sn, Sb, Cu, Nb, B, and Bi are elements that may be regarded as auxiliary inhibitors, and it is not preferable to contain them in excess of the upper limit.
  • the rest of the composition of the steel slab is Fe and unavoidable impurities.
  • a steel slab having the above-mentioned composition is hot-rolled to obtain a hot-rolled plate, and the hot-rolled plate is annealed to obtain a hot-rolled plate annealed plate.
  • Pickling may be performed before cold rolling.
  • a steel slab having the above composition is hot-rolled to obtain a hot-rolled plate.
  • the steel slab can be hot-rolled after being heated to a temperature of, for example, 1050 ° C or higher and lower than 1300 ° C. Since the steel slab in the present invention has an inhibitor component suppressed, it does not need to be subjected to a high temperature treatment of 1300 ° C. or higher because it is completely solid-dissolved. When heated to 1300 ° C or higher, the crystal structure becomes too large and may cause defects called hege, so heating is preferably less than 1300 ° C. From the viewpoint of smooth rolling of the steel slab, it is preferable to heat it to 1050 ° C. or higher.
  • the other hot rolling conditions are not particularly limited, and known conditions can be applied.
  • the obtained hot-rolled plate is annealed to obtain a hot-rolled plate annealed plate, but at that time, the annealing conditions are not particularly limited, and known conditions can be applied.
  • Cold roll the obtained hot-rolled annealed plate.
  • Cold rolling may be performed once or twice or more with intermediate annealing sandwiched between them.
  • at least one cold rolling has a total rolling reduction of 80% or more, and is performed by a tandem rolling mill. Rolling with a total reduction rate of 80% or more is advantageous in that it can increase the degree of aggregation of the texture and create a structure that is advantageous for magnetic characteristics, but there is a difference in the texture between the stationary part and the unsteady part. It tends to grow.
  • the manufacturing method of the present invention is intended to include such rolling.
  • the total reduction rate is preferably 95% or less for the purpose of obtaining the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation structure required for secondary recrystallization.
  • Conditions such as the rolling reduction rate and the temperature of the steel sheet of each stand of the tandem rolling mill are set according to the characteristics of the desired steel sheet, the production amount, etc., but in the manufacturing method of the present invention, rolling is performed on at least one stand.
  • the rolling ratio is 30% or more, and the biting temperature of the stand into the work roll is T 0 ° C.
  • a stand to which this condition is adopted is also referred to as a predetermined stand.
  • the reduction rate at the predetermined stand is not particularly limited as long as it is 30% or more, preferably 32% or more, less than 55%, and preferably 50% or less.
  • the present invention can have a uniform texture over the entire length in the longitudinal direction and can reduce the fluctuation of the magnetic properties.
  • the biting temperature T 0 ° C. of a predetermined stand into the work roll is not particularly limited, and may be, for example, 30 ° C. or higher. If the predetermined stand is a stand corresponding to the first path of rolling, T 0 ° C may be about the ambient room temperature (25 ° C), but for example, rolling using lubricating oil improves lubricity, so it is slightly
  • the temperature can be higher than room temperature, preferably 45 ° C. or higher.
  • a temperature rise due to contact heat transfer by supplying a heated lubricating oil (for example, a lubricating oil heated to 45 to 70 ° C.) to a steel plate may be used.
  • T 0 ° C. can be 120 ° C. or lower, preferably 100 ° C. or lower, and more preferably 90 ° C. or lower, from the viewpoint of making a difference in heat treatment from the unsteady portion.
  • Warm rolling is known as a method for improving the texture, but in normal warm rolling, the rise in the temperature of the steel sheet due to the heat treatment generated by rolling is used, and the interval between passes (after rolling is performed). It is often subjected to low temperature heat treatment (aging) until the next rolling is performed.
  • the coil longitudinal direction is similarly heat-treated regardless of the stationary portion and the unsteady portion, and it is not possible to achieve uniform texture.
  • the rolling of the stationary portion is performed under the above conditions in principle, but the temperature at which the tip is bitten into the work roll (T 1 ° C.) and the hot-rolled plate annealing.
  • T 1 ° C and T 2 ° C are lower than 70 ° C, the effect of heat treatment cannot be sufficiently obtained. Therefore, one or both of T 1 ° C and T 2 ° C should be 70 ° C or higher, preferably 120 ° C. That is all. Further, T 1 ° C and T 2 ° C can be 280 ° C or lower, preferably 250 ° C or lower. Within this range, for example, even when a lubricating oil is used for rolling, it is easy to maintain an appropriate viscosity of the lubricating oil.
  • the temperature difference between T 1 ° C and T 2 ° C and / or T 0 ° C is less than 10 ° C, it is difficult to reduce the difference in texture. It is preferably 20 ° C. or higher. Further, the temperature difference can be 150 ° C. or lower, preferably 100 ° C. or lower. Usually, the characteristics guaranteed as a coil are performed in the part with the worst characteristics. Therefore, the difference in the characteristics of the edges affects the characteristic evaluation. In the present invention, since the structure is homogenized over the entire length of the coil, it is possible to apply the coil as it is without having to separate the coil because the structure is uniform. From such a viewpoint, it is not preferable to give an excessive temperature difference, and the temperature difference can be 150 ° C. or lower, preferably 100 ° C. or lower.
  • the predetermined stand may be one, two or more, or any of a plurality of stands, but the first stand is advantageous. Is. This is because if the temperature at which the first stand is bitten into the work roll is controlled, the effect is maintained even during rolling at the subsequent stands, so that a high effect due to the heat treatment can be obtained.
  • a tandem rolling mill and a heating device are combined, and the heating by the heating device is changed according to the position of the coil in the through plate in the longitudinal direction of the coil. Can be done by doing.
  • the output of the heating device is increased for one or both of the tip and the tail end in the longitudinal direction of the coil, the biting temperature is controlled to be high, and the output is decreased for other parts. (Including output off). Further, when the end portion of the hot-rolled coil is cut and removed in the previous step, it is possible to avoid the control of the heating device of the present application even at the end portion of the coil.
  • the heating method of the heating device is not particularly limited, but in order to change the biting temperature according to the position in the longitudinal direction, it is preferable to heat the coil in the plate directly in a short time, and in a short time.
  • a heating method such as induction heating, energization heating, or infrared heating is preferable from the viewpoint that the temperature can be raised.
  • a detection device that detects the position in the longitudinal direction of the coil and a control device of the heating device are further combined, and based on the output from the detection device (position information in the longitudinal direction), the control device of the heating device determines that the predetermined stand by the heating device is used.
  • the biting temperature into the work roll may be adjusted.
  • the strain rate condition of a predetermined stand is set to 65 s -1 or more so that the stationary part is rolled at a strain rate of 65 s -1 , and one or both of the tip and the tail end of the hot-rolled annealed plate are exceptional. It is possible to reduce the strain rate so that it is rolled in less than 65s -1.
  • strain rate ⁇ is Ekelund's equation: (Here, v R is the roll peripheral speed (mm / s), and R'is the roll radius (mm). h 1 is the plate thickness (mm) on the roll entry side, and r is the reduction rate (%). ) Can be calculated using.
  • the strain rate can be adjusted by changing the roll diameter, the plate passing speed during rolling (roll peripheral speed), and the like. For example, by lowering the strain rate and lengthening the residence time in the heating device, the biting temperature can be easily increased, which is useful when the capacity of the heating device is insufficient. Further, according to Japanese Patent Application Laid-Open No. 2012-184497, at the stage where the total reduction rate is 50% or less, the strain rate is lowered to obtain the same effect as warm rolling, thereby reducing the burden of heat treatment performed by the heating device. You can also do it.
  • the obtained cold-rolled plate with the final plate thickness (also referred to as “final cold-rolled plate”) is subjected to primary recrystallization annealing and secondary recrystallization annealing to obtain grain-oriented electrical steel sheets.
  • primary recrystallization annealing is applied to the final cold-rolled sheet, an annealing separator is applied to the surface of the steel sheet, and then secondary recrystallization annealing can be performed.
  • the primary recrystallization annealing is not particularly limited and can be carried out by a known method.
  • the annealing separator is not particularly limited, and known annealing separators can be used.
  • a water slurry having magnesia as a main agent and an additive such as TiO 2 added as necessary can be used.
  • Annealing separators containing silica, alumina and the like can also be used.
  • the secondary recrystallization annealing is not particularly limited and can be performed by a known method.
  • a separating agent containing magnesia as a main agent is used, a film mainly containing forsterite is formed together with secondary recrystallization. If a film mainly composed of forsterite is not formed after the secondary recrystallization annealing, various additional steps such as a process of forming a new film and a process of smoothing the surface may be performed.
  • the type of the insulating film is not particularly limited, and any known insulating film can be used, and a coating liquid containing a phosphate-chromic acid-colloidal silica is applied to a steel sheet.
  • the method of applying to and baking at about 800 ° C is preferable.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 50-79442 and Japanese Patent Application Laid-Open No. 48-39338 can be referred to.
  • the shape of the steel sheet may be adjusted by flattening annealing, and further, flattening annealing that also serves as baking of the insulating film may be performed.
  • Example 1 By mass%, C: 0.04%, Si: 3.2%, Mn: 0.05%, Al: 0.005%, Sb: 0.01% and S, Se, N, O are each reduced to 50ppm or less, and the balance Fe and unavoidable.
  • a steel slab composed of impurities was heated to 1150 ° C. and hot-rolled to a 2.0 mm hot-rolled coil, which was then annealed at 1035 ° C. for 40 seconds. Then, it was cold-rolled to obtain a cold-rolled plate having a plate thickness of 0.23 mm.
  • a tandem rolling mill (roll diameter 410 mm ⁇ , 4 stands) equipped with an induction heating device just before the first pass entry side of the rolling mill is used, and the rolling speed is reduced at the part corresponding to the tip and tail end of the coil, and at the same time induction is performed.
  • a heating device was used to control the biting temperature of the first stand of the rolling mill into the work roll.
  • FIG. 1 shows changes in the strain rate at the first stand of the tandem rolling mill and the temperature at which the stand is engaged in the work roll.
  • the horizontal axis is the distance from the tip of the coil, the tip is 0% and the tail end is 100%.
  • the specific control is as follows.
  • the biting temperature at the tip of the coil was controlled to 120 ° C, and rolling was performed under the condition of strain rate 29s -1. After that, it goes through the steps of biting temperature 70 ° C and strain rate 58s -1 , and in the steady part in the range of more than 5% and less than 95% in the longitudinal direction of the coil, the conditions of biting temperature 60 ° C and strain rate 87s -1 are satisfied.
  • the biting temperature of the tail end of the coil was controlled to 75 ° C, and rolling was performed under the condition of strain rate 29s -1.
  • the obtained cold rolled sheet was subjected to primary recrystallization annealing at a soaking temperature of 800 ° C. and a soaking time of 120 seconds.
  • An annealing separator containing MgO as a main component was applied to the obtained primary recrystallization annealed plate, and secondary recrystallization annealing was performed at a soaking temperature of 1150 ° C. and a soaking time of 7 hours.
  • a coating solution containing phosphate and chromic acid was applied to the obtained secondary recrystallization annealed plate, and annealed at 850 ° C. for 50 seconds for strain removal.
  • the maximum iron loss difference ( ⁇ W 17/50 (W / kg)) between the stationary part and the tail end of the obtained steel sheet was 0.013 W / kg (the tail end was inferior).
  • Example 2 By mass%, C: 0.04%, Si: 3.1%, Mn: 0.06%, Al: 0.005%, Cr: 0.01%, P: 0.02%, S, Se, O are suppressed to less than 50ppm, and N is suppressed to less than 40ppm, respectively.
  • the steel slab consisting of the balance Fe and unavoidable impurities was heated to 1180 ° C., hot-rolled to form a hot-rolled coil with a plate thickness of 2.0 mm, and then annealed at 1050 ° C. for 60 seconds.
  • the obtained hot-rolled sheet annealed sheet was reduced to 0.26 mm using a tandem rolling mill (roll diameter 280 mm ⁇ , 4 stands) equipped with an induction heating device just before the first pass entry side of the rolling mill to form a cold-rolled sheet. did.
  • the strain rate and the biting temperature of the tail end and the stationary portion of the coil were changed as shown in Table 1.
  • the reduction rate of the first stand (first pass) was 32%.
  • the obtained cold rolled sheet was subjected to primary recrystallization annealing at an average temperature rise rate of 150 ° C. between 50 ° C. and 700 ° C., a soaking temperature of 800 ° C., and a soaking time of 50 seconds.
  • 10 test pieces of 30 mm ⁇ 30 mm were cut out from each of the stationary part and the tail end, and the X-ray inverse intensity measurement was performed.
  • an annealing separator containing MgO as a main component was applied to the primary recrystallization annealed plate, and secondary recrystallization annealing was performed at a soaking temperature of 1200 ° C. and a soaking time of 5 hours.
  • a coating solution containing a phosphate-chromate-coloidal silica at a weight ratio of 3: 1: 2 was applied to the obtained secondary recrystallization annealed plate, and after performing strain-removing annealing at 800 ° C. for 3 hours. , 10 test pieces of 30 mm ⁇ 280 mm were cut out from each of the stationary part and the tail end, and the iron loss W 17/50 (W / kg) was measured by the Epstein test. The results are shown in Table 1.
  • Example 3 The steel slab containing the components shown in Table 2 was heated to 1200 ° C., hot-rolled to obtain a hot-rolled coil having a plate thickness of 2.2 mm, and then annealed at 950 ° C. for 30 seconds. Then, using a tandem rolling mill (roll diameter 280 mm ⁇ 4 stand), it was reduced to 0.22 mm to form a cold rolled plate.
  • the strain rates of the tail end and the steady part of the coil were set to 62.7s -1 and 125.5s -1 , respectively. Further, by a heating device having an induction heating coil arranged immediately before the entry side of the first pass of the rolling mill, the biting temperature of the tip tail end and the stationary portion of the coil was set to 120 ° C. and 70 ° C., respectively.
  • the obtained cold rolled sheet was subjected to primary recrystallization annealing at a heating rate of 250 ° C./s between 300 ° C. and 700 ° C., a soaking temperature of 850 ° C., and a soaking time of 40 seconds.
  • An annealing separator containing MgO as the main component was applied to the primary recrystallization annealing plate, and the secondary recrystallization annealing was performed at a soaking temperature of 1200 ° C. and a soaking time of 5 hours.
  • a coating solution containing a phosphate-chromate-coloidal silica at a weight ratio of 3: 1: 2 was applied to the obtained secondary recrystallization annealed plate, and flattening annealing was performed at 850 ° C. for 30 seconds. After that, a 30 mm ⁇ 280 mm test piece was cut out from each of the stationary part and the tail end so that the total weight was 500 g or more, and the iron loss W 17/50 (W / kg) was measured by the Epstein test. The results are shown in Table 2.

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Abstract

熱延コイル単位で見た場合、長手方向全長に亘って均一化された集合組織を有し、磁気特性の変動の小さい方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。　所定の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とし、前記熱延板を焼鈍して熱延板焼鈍板とし、前記熱延板焼鈍板に１回又は中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、前記冷延板に一次再結晶焼鈍及び二次再結晶焼鈍を施すことを含む、方向性電磁鋼板の製造方法であって、少なくとも１回の冷間圧延は、総圧下率が80％以上であり、かつタンデム圧延機により行われ、前記タンデム圧延機の少なくとも１つのスタンドで行われる圧延は、圧下率30％以上であり、かつ前記スタンドのワークロールへのかみ込み温度T0℃の条件で行われるが、ただし、前記熱延板焼鈍板の先端及び尾端の一方又は両方の前記ワークロールへのかみ込み温度を、70℃以上、かつ前記鋼板の温度T0℃よりも10℃以上高い温度とする、方向性電磁鋼板の製造方法。

Description

方向性電磁鋼板の製造方法及び設備列
　本発明は、方向性電磁鋼板の製造方法及び設備列に関する。
　方向性電磁鋼板は、鉄の磁化容易軸である＜００１＞方位を鋼板の圧延方向に高度に集積した結晶組織(ゴス方位)を有する磁気特性に優れた鋼板である。
　このような高い方位集積度を実現するために、例えば、特許文献１では、冷間圧延中に鋼板を低温で熱処理(時効処理)する方法が提案されている。
　特許文献２では、熱延板焼鈍又は仕上げ冷間圧延(最終冷間圧延)前焼鈍時の冷却速度を30℃/s以上とし、さらに仕上げ冷間圧延中に鋼板温度150～300℃で2分間以上のパス間時効処理を2回以上行う技術が開示されている。
　特許文献３では、冷間圧延中に鋼板温度を高温とする(温間圧延)手段が提案されている。
　こうした種々の技術は、冷間圧延中、あるいは冷間圧延のパス間で鋼板を適正な温度に保つことにより、圧延で導入された転位上に固溶元素である炭素Cや窒素Nを固着させ、転位の移動を抑制し、せん断変形を起こさせて圧延集合組織を改善させる技術である。こうした技術を適用することにより、一般的には冷間圧延後の一次再結晶集合組織において、γファイバー（｛１１１｝＜１１２＞）と呼ばれる（１１１）繊維組織を低減させ、ゴス方位の存在頻度を高める効果が得られる。このような方向性電磁鋼板は、Siが4.5mass%以下で、インヒビターと呼ばれるMnS、MnSe、AlNなどが形成される成分系とし、インヒビターを利用して二次再結晶を発現させる方法により製造される。
　これに対して、特許文献４では、インヒビターを形成する成分を含有させなくても二次再結晶を発現できる技術(インヒビターレス法)が提案されている。
特開昭50-16610号公報 特開平8-253816号公報 特開平1-215925号公報 特開2000-129356号公報
　インヒビターレス法では、より高純度化した鋼を利用し、テクスチャー(集合組織)制御によって二次再結晶が発現される方法である。この方法により、高温の鋼スラブ加熱が不要となり、低コストによる製造が可能になるが、一方でインヒビターによる二次再結晶促進効果が得られないため、その集合組織の作りこみには、より繊細な制御が必要とされる。特に１パスあたりの圧下率が30％以上の高圧下で行われる圧延を伴う製造方法では、その圧延工程の条件の違いによって、特性は大幅な影響を受け得る。
　また、一般に熱間圧延は、製鋼で鋳込まれたスラブ単位で行われる。そのため、熱間圧延において、先端側は圧延時に張力のかからない状態で圧延され、また圧延速度も遅いことが多い。一方、尾端側では長手方向の中央相当箇所などと同等の圧延速度を保つことができるが、フィッシュテールと呼ばれる矩形でない形状が形成される。また尾端側は圧延で待機する時間が長時間となるため、待機中に温度低下が生じ得る。このため、熱間圧延後のコイル（熱延コイル）をコイル単位で見ると、その先尾端相当箇所は非定常部(通常、熱延コイルの長手方向の全長を100％とした場合、熱延コイルの先端又は尾端からそれぞれ5％未満程度に対応する部分）であり、長手方向の中央相当箇所を含む定常部（通常、熱延コイルの長手方向の全長を100％として、熱延コイルの先端から5～95％程度の箇所に対応する部分）と比べると、再結晶が困難なαファイバー（＜１１０＞繊維組織）が増加するなど、集合組織形成に必ずしも好ましくない組織が形成されてしまう。
　一方で、熱間圧延以外の工程では、通常、工程の入側でコイル同士が溶接され連続的な通板が行われるため、コイルの長手方向に一様の処理が施されることになる。この結果、熱間圧延で生じた非定常部と定常部の集合組織の差が残留し、非定常部での磁気特性の劣化を招き得る。
　こうした非定常部と定常部の差は、中間焼鈍を実施し、２回の圧延を行うなど、工程数を増やすことで、徐々に小さくすることができるが、中間焼鈍を利用せず、１回の圧延によって組織形成を行う場合は、非定常部の磁気特性劣化は避けられない。また、中間焼鈍を行うにしても、冷間圧延のうち１回の総圧下率が80％以上のような場合は、実質的にその１回の冷間圧延によって組織形成が行われるため、磁気特性劣化が生じ得る。これらの傾向は、単パスの圧下率が30％以上である圧延が含まれている場合に顕著である。
　さらに、冷間圧延にリバース圧延機を用いる場合とタンデム圧延機を用いる場合とを比較すると、後者において磁気特性劣化が確認される場合が多い。リバース圧延機は連続ラインではなくコイル単位での処理であり、非定常部は不圧部（両側のリールに巻き付けた圧延できない部分）となり、最終的に除去される。一方、タンデム圧延機は連続ラインで、コイル長手方向に一様の処理が施されるため、非定常部の利用も可能であるが、上記のとおり、当該部分では磁気特性の劣化が発現しやすいためである。
　本発明の目的は、熱延コイル単位でみた場合、長手方向全長に亘って均一化された集合組織を有し、磁気特性の変動が小さい方向性電磁鋼板の製造方法を、当該方法に使用することができる設備列とともに提供することにある。
　本発明者らは、タンデム圧延機において、熱延コイル単位の非定常部を所定の熱処理に付すことで、長手方向全長に亘って良好な集合組織を作り込むことができ、方向性電磁鋼板における磁気特性変動を低減させることが可能になるとの知見に基づき、本発明を完成させた。
　本発明の要旨は、以下のとおりである。
［１］質量%で、
　　C :0.01～0.10%、
　　Si:2.0～4.5%、
　　Mn:0.01～0.5%、
　　Al:0.0100%未満、
　　S :0.0070%以下、
　　Se:0.0070%以下、
　　N :0.0050%以下及び
　　O :0.0050%以下を含有し、
　　残部がFe及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とし、前記熱延板を焼鈍して熱延板焼鈍板とし、前記熱延板焼鈍板に１回又は中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、前記冷延板に一次再結晶焼鈍及び二次再結晶焼鈍を施すことを含む、方向性電磁鋼板の製造方法であって、
　少なくとも１回の冷間圧延は、総圧下率が80％以上であり、かつタンデム圧延機により行われ、
　前記タンデム圧延機の少なくとも１つのスタンドで行われる圧延は、圧下率30％以上、かつ前記スタンドのワークロールへのかみ込み温度T0℃の条件で行われるが、
　ただし、前記熱延板焼鈍板の先端及び尾端の一方又は両方の前記ワークロールへのかみ込み温度を、70℃以上、かつ前記T0℃よりも10℃以上高い温度とする、
　方向性電磁鋼板の製造方法。
［２］前記熱延板焼鈍板の先端及び尾端の一方又は両方の前記ワークロールへのかみ込み温度を、120℃以上、かつ前記T0℃よりも20℃以上高い温度とする、上記［１］の方向性電磁鋼板の製造方法。
［３］前記少なくとも１つのスタンドが、前記タンデム圧延機の最初のスタンドである、上記［１］又は［２］の方向性電磁鋼板の製造方法。
［４］前記タンデム圧延機の少なくとも１つのスタンドで行われる圧延が、歪み速度65s-1以上の条件で行われるが、ただし、前記熱延板焼鈍板の先端及び尾端の一方又は両方は歪み速度65s-1未満で圧延される、［１］～［３］のいずれかの方向性電磁鋼板の製造方法。
［５］鋼スラブが、さらに、質量％で、
　　Ni：0.005～1.50％、
　　Sn：0.01～0.50％、
　　Sb：0.005～0.50％、
　　Cu：0.01～0.50％、
　　Mo：0.01～0.50％、
　　P ：0.0050～0.50％
　　Cr：0.01～1.50％、
　　Nb：0.0005～0.0200％、
　　B ：0.0005～0.0200％及び
　　Bi：0.0005～0.0200％
からなる群より選ばれる１種又は２種以上を含有する、［１］～［４］のいずれかの方向性電磁鋼板の製造方法。
［６］加熱装置及びタンデム圧延機を備えた設備列であって、
　鋼板の長手方向の位置を検出する検出装置及び前記加熱装置の制御装置をさらに備え、
　前記制御装置は、前記検出装置からの出力に基づいて、前記加熱装置を制御して、前記タンデム圧延機の少なくとも１つのスタンドのワークロールへのかみ込み温度を調整する、設備列。
［７］前記加熱装置が、誘導加熱、通電加熱又は赤外加熱のいずれかの加熱方式を利用する、［６］の設備列。
　本発明によれば、熱延コイル単位で見た場合、長手方向全長に亘って均一化された集合組織を有し、磁気特性の変動が小さい方向性電磁鋼板の製造方法が、当該方法に使用することができる設備列とともに提供される。
実施例１のタンデム圧延機の最初のスタンドにおける歪速度と前記スタンドのワークロールへのかみ込み温度の関係を示すチャートである。
＜鋼スラブ＞
　本発明の製造方法で使用する鋼スラブは、公知の製造方法によって、製造されたものであることができ、製造方法としては、例えば製鋼－連続鋳造、造塊－分塊圧延等が挙げられる。
　鋼スラブの成分組成は以下のとおりである。ここで、成分組成に関する「%」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
C:0.01～0.10%、
　Cは圧延集合組織改善のために必要な元素である。0.01%未満では集合組織改善に必要な微細炭化物の量が少なく十分な効果が得られず、また、0.10%超では脱炭が困難となる。
Si:2.0～4.5%、
　Siは電気抵抗を高めることで鉄損を改善する元素である。2.0％未満ではこの効果に乏しく、また、4.5％超では冷間圧延が著しく困難になる。
Mn:0.01～0.5%、
　Mnは熱間加工性を向上させる点で有用な元素である。0.01%未満ではこの効果に乏しく、また、0.5％超では一次再結晶集合組織が劣化し、Goss方位に高度に集積した二次再結晶粒を得るのが難しくなる。
Al:0.0100%未満、S:0.0070%以下、Se:0.0070%以下、
　本発明の製造方法はインヒビターレス法であり、インヒビター形成元素であるAl、S、Seは、それぞれ、Al：0.0100%未満、S:0.0070%以下、Se:0.0070%以下に抑制される。Al、S、Seが過剰に存在すると、鋼スラブ加熱によって粗大化したAlN、MnS、MnSe等が一次再結晶組織を不均一にし、二次再結晶が困難となる。Al、S、Seの量は、それぞれ、Al：0.0050%以下、S：0.0050%以下、Se：0.0050%以下が好ましい。Al、S、Seの量は、それぞれ0%でもよい。
N:0.0050%以下
　Nは、インヒビターとしての作用を防止し、純化焼鈍後にSi窒化物の生成を防止するために、0.0050%以下に抑制される。Nの量は0%でもよい。
O:0.0050%以下
　Oは、インヒビター形成元素とされることもあり、0.0050%超では粗大な酸化物に起因して二次再結晶を困難にするため、0.0050%以下に抑制される。0の量は0%でもよい。
　以上、鋼スラブの必須成分及び抑制成分について説明したが、鋼スラブは、以下の元素から選ばれる１種又は２種以上を適宜含有することができる。
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る。Niを含有させる場合、十分な添加効果を得る点から、0.005％以上とすることができ、また、二次再結晶の不安定化により磁気特性が劣化することを回避するため、1.50％以下とすることができる。
Sn：0.01～0.50％、Sb：0.005～0.50％、Cu：0.01～0.50％、Mo：0.01～0.50％、P：0.0050～0.50％、Cr：0.01～1.50％、Nb：0.0005～0.0200％、B：0.0005～0.0200％、Bi：0.0005～0.0200％
　これらの元素はいずれも、鉄損の改善に有効に寄与する。これらの元素を含有させる他場合、十分な添加効果を得る点から、それぞれの下限値以上で含有させることができ、また、二次再結晶粒を十分に発達させる点から、それぞれの上限値以下で含有させることができる。中でも、Sn、Sb、Cu、Nb、B、Biは補助インヒビターとみなされることもある元素であり、上限値を超えて含有させることは好ましくない。
　鋼スラブの成分組成の残部は、Fe及び不可避的不純物である。
＜製造工程＞
　本発明の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とし、前記熱延板を焼鈍して熱延板焼鈍板とし、前記熱延板焼鈍板に１回又は中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、前記冷延板に一次再結晶焼鈍及び二次再結晶焼鈍を施すことを含む。冷間圧延の前に酸洗を施してもよい。
　上記の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とする。鋼スラブは、例えば1050℃以上1300℃未満の温度に加熱した後、熱間圧延することができる。本発明における鋼スラブは、インヒビター成分が抑制されているので、完全固溶させるため、1300℃以上の高温処理に付す必要がない。1300℃以上に加熱すると、結晶組織が大きくなりすぎで、ヘゲと呼ばれる欠陥の原因になる可能性があるため、加熱は1300℃未満であることが好ましい。鋼スラブの円滑な圧延の点から、1050℃以上に加熱することが好ましい。
　それ以外の熱間圧延条件は特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
　得られた熱延板を焼鈍して熱延板焼鈍板とするが、その際、焼鈍条件は特に限定されず、公知の条件を適用することができる。
　得られた熱延板焼鈍板に冷間圧延を行なう。冷間圧延は、１回でも、中間焼鈍を挟み２回以上行ってもよい。本発明の製造方法においては、少なくとも１回の冷間圧延は総圧下率80％以上であり、タンデム圧延機で行われるものとする。総圧下率80％以上の圧延は、集合組織の集積度を高め、磁気特性に有利な組織を作りこむことができる点で有利であるが、定常部と非定常部とで集合組織の差異が大きくなりやすい。本発明の製造方法は、このような圧延を含むものを対象とする。総圧下率は、二次再結晶に必要な｛１１０｝＜００１＞方位組織を得る目的から、95％以下とすることが好ましい。
　タンデム圧延機の各スタンドの圧下率、鋼板温度等の条件は、所望の鋼板の特性、生産量等に応じて設定されるが、本発明の製造方法においては、少なくとも１つのスタンドで行われる圧延は、圧下率30％以上、かつ前記スタンドのワークロールへのかみ込み温度T0℃の条件で行われる。以下において、この条件が採用されるスタンドを所定のスタンドともいう。
　所定のスタンドでの圧下率は、30％以上であれば特に限定されず、32％以上が好ましく、また、55％未満であり、好ましくは50％以下である。このように単スタンドの圧下率が通常よりも高い値において、本発明は長手方向全長に亘って均一化された集合組織を有するようにし、磁気特性の変動を小さくすることができる。
　所定のスタンドのワークロールへのかみ込み温度T0℃は、特に限定されず、例えば、30℃以上とすることができる。所定スタンドが、圧延初パスに相当するスタンドとなる場合、T0℃は周囲の室温（25℃）程度になる場合があるが、例えば潤滑油を利用した圧延については潤滑性が高まるため、若干室温よりも高温とすることができ、45℃以上が好ましい。温度の調整に、例えば、加熱した潤滑油（例えば、45～70℃に加熱した潤滑油）を鋼板に供給することによる接触伝熱による温度上昇を利用してもよい。一方、非定常部との熱処理に差をつける点から、T0℃は120℃以下とすることができ、好ましくは100℃以下であり、より好ましくは90℃以下である。
　集合組織を改善する手法として温間圧延が知られているが、通常の温間圧延では圧延を行うことで生じる加工発熱による鋼板温度の上昇を利用し、パス間（圧延が行われた後、次の圧延が行われるまでの間）で低温熱処理（エージング）することが多い。しかしながら、このような手法では、定常部及び非定常部の区別なく、コイル長手方向が同じように熱処理され、集合組織の均一化を図ることができない。
　これに対し、本発明の製造方法においては、定常部の圧延は、原則として、上記の条件の下で行われるが、先端のワークロールへのかみ込み温度（T1℃）及び熱延板焼鈍板の尾端のワークロールへのかみ込み温度（T2℃）の一方又は両方、好ましくは両方について、例外的に70℃以上、かつT0℃よりも10℃以上高い温度とすることで、定常部と非定常部を区別し、定常部と非定常部の集合組織の差異を小さくする。
　T1℃及びT2℃の一方又は両方が70℃未満であると熱処理の効果が十分に得られないため、T1℃及びT2℃の一方又は両方を70℃以上とし、好ましくは120℃以上とする。また、T1℃及びT2℃は280℃以下とすることができ、好ましくは250℃以下である。この範囲であれば、例えば圧延に潤滑油を使用した場合でも、潤滑油の粘性を適正に保ちやすい。
　T1℃及びT2℃の一方又は両方とT0℃との温度差が10℃未満であると、集合組織の差異を小さくするのが困難であるため、温度差は10℃以上とし、より好ましくは20℃以上である。また、温度差は150℃以下とすることができ、好ましくは100℃以下である。通常、コイルとして保証する特性は最も特性の悪い部分で行われる。そのため、端部の特性が異なることは特性評価に影響する。本発明ではコイル全長での組織均質化が図られるため、組織が均一であることでコイルを切り分けたりする必要なく、そのまま充当することが可能である。このような観点から、過剰に温度差を与えることは好ましくはなく、温度差は150℃以下とすることができ、好ましくは100℃以下である。
　タンデム圧延機に含まれる複数のスタンドのうち、所定のスタンドは、１つでも、２つ以上であってもよく、複数のスタンドのいずれでもあってもよいが、最初のスタンドであることが有利である。最初のスタンドのワークロールへのかみ込み温度を制御すると、後続するスタンドで圧延される間もその影響が持続するため、熱処理による高い効果が得られるためである。
　所定のスタンドのワークロールへのかみ込み温度の制御は、タンデム圧延機と加熱装置とを組み合わせて、通板中のコイルに対して、コイル長手方向の位置に応じて、加熱装置による加熱を変更することによって行うことができる。
　例えば、コイル長手方向の先端及び尾端の一方又は両方に対しては、加熱装置の出力を増加し、かみ込み温度が高くなるように制御し、それ以外の箇所に対しては、出力を低下（出力オフも含む）することが挙げられる。また、前工程で熱延コイルの端部が切断除去されているような場合には、コイル端部であっても本願の加熱装置の制御を回避することが可能である。
　加熱装置の加熱方式は、特に限定されないが、長手方向の位置に応じてかみ込み温度を変化させるためには、通板中のコイルに直接、短時間で加熱を行うことが好ましく、短時間での昇温が可能である点から誘導加熱、通電加熱、赤外加熱等の加熱方式が好ましい。
　コイル長手方向の位置を検出する検出装置、加熱装置の制御装置をさらに組み合わせ、検出装置からの出力（長手方向の位置情報）に基づいて、加熱装置の制御装置によって、加熱装置による所定のスタンドのワークロールへのかみ込み温度を調整してもよい。
　さらに、所定のスタンドでは、非定常部の歪速度を低下させて圧延を行うことが、定常部と非定常部の集合組織の差異を小さくする上で有利である。例えば、所定のスタンドの歪速度の条件を65s-1以上として、定常部では歪速度65s-1で圧延されるようにし、熱延板焼鈍板の先端及び尾端の一方又は両方では、例外的に歪み速度を低下させて65s-1未満で圧延されるようにすることが挙げられる。
　ここで、歪速度εは、Ekelundの式：
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 （ここで、ｖRはロール周速度（ｍｍ／ｓ）であり、Ｒ´はロール半径（ｍｍ）であり、
　ｈ1はロール入側の板厚（ｍｍ）であり、ｒは圧下率（％）である。）
を用いて算出することができる。歪速度は、ロール径、圧延時の通板速度（ロール周速度）等を変更することにより、調整することができる。例えば、歪速度を低下させ、加熱装置内の滞留時間を長くすることで、かみ込み温度を容易に高くすることができ、加熱装置の能力が不十分な場合に有用である。また、特開2012-184497号公報の参照によれば、総圧下率50％以下の段階において、歪み速度を低くし温間圧延同等の効果を得ることで、加熱装置によって行う熱処理の負担を軽減することもできる。
　得られた最終板厚の冷延板（「最終冷延板」ともいう。）に、一次再結晶焼鈍及び二次再結晶焼鈍を施して、方向性電磁鋼板を得る。最終冷延板に一次再結晶焼鈍を施した後、鋼板の表面に焼鈍分離剤を塗布した後、二次再結晶焼鈍を行うことができる。
　一次再結晶焼鈍は、特に限定されず、公知の方法で行うことができる。焼鈍分離剤は、特に限定されず、公知の焼鈍分離剤を使用することができる。例えば、マグネシアを主剤とし、必要に応じてTiO2などの添加剤を添加した水スラリーを使用することができる。シリカ、アルミナなどを含む焼鈍分離剤も使用することができる。
　二次再結晶焼鈍は、特に限定されず、公知の方法で行うことができる。マグネシアを主剤とする分離剤を用いた場合、二次再結晶と共にフォルステライトを主とする被膜が形成される。二次再結晶焼鈍後にフォルステライトを主とする被膜が形成されない場合は、新たに被膜を形成する処理や、表面を平滑化する処理などの種々の追加工程を行ってもよい。張力を有する絶縁被膜を形成する場合、絶縁被膜の種類は、特に限定されず、公知の絶縁被膜のいずれも使用することができ、リン酸塩-クロム酸-コロイダルシリカを含有する塗布液を鋼板に塗布し、800℃程度で焼き付ける方法が好適である。これらの方法については、例えば、特開昭50-79442公報、特開昭48-39338公報を参照することができる。また、平坦化焼鈍により、鋼板の形状を整えてもよく、さらには絶縁被膜の焼付けを兼ねた平坦化焼鈍を行なってもよい。
［実施例１］
　質量％で、C:0.04％、Si：3.2％、Mn：0.05％、Al:0.005％、Sb：0.01％及びS、Se、N、Oをそれぞれ50ppm以下にまで低減させ、残部Fe及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを1150℃に加熱し、熱間圧延により2.0mmの熱延コイルとした後、1035℃40秒の熱延板焼鈍を施した。次いで、冷間圧延を施して板厚0.23mmの冷延板とした。
　冷間圧延は、圧延機初パス入側直前に誘導加熱装置を配したタンデム圧延機（ロール径410mmφ、4スタンド）を使用し、コイルの先尾端相当箇所では圧延速度を低速化し、同時に誘導加熱装置を用いて、圧延機の最初のスタンドのワークロールへのかみ込み温度を制御した。
　図１に、タンデム圧延機の最初のスタンドにおける歪速度と前記スタンドのワークロールへのかみ込み温度の変化を示す。横軸は、コイルの先端からの距離であり、先端は０％、尾端は１００％である。
　具体的な制御は以下のとおりである。
　コイルの先端のかみ込み温度を120℃に制御し、歪速度29s-1の条件で圧延した。
　その後、かみ込み温度70℃、歪速度58s-1の段階を経て、コイル長手方向の長さ5％超95％未満の範囲の定常部では、かみ込み温度60℃、歪速度87s-1の条件で圧延した。
　コイルの尾端のかみ込み温度を75℃に制御し、歪速度29s-1の条件で圧延した。
　得られた冷延板に、均熱温度800℃、均熱時間120秒の一次再結晶焼鈍を施した。
　得られた一次再結晶焼鈍板に、MgOを主剤とする焼鈍分離剤を塗布し、均熱温度1150℃、均熱時間7時間の二次再結晶焼鈍を施した。
　得られた二次再結晶焼鈍板にリン酸塩とクロム酸を含有する塗布液を塗布し、850℃、50秒の歪取り焼鈍を行なった。得られた鋼板の定常部と先尾端の最大鉄損差（ΔW17/50(W/kg)）は、0.013W/kg（先尾端が劣位）であった。
　比較のため、全長にわたり30℃のまま、一定の歪速度58s-1で、冷間圧延を行い、上記と同様にして、得られた鋼板の定常部と先尾端の最大鉄損差（ΔW17/50(W/kg)）を求めたところ0.022W/kg（先尾端が劣位）であった。
［実施例２］
　質量％で、C:0.04％、Si:3.1％、Mn:0.06％、Al:0.005％、Cr:0.01％、P:0.02％、S、Se、Oを各々50ppm未満、Nを40ppm未満に抑制し、残部Fe及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを1180℃に加熱し、熱間圧延により板厚2.0mmの熱延コイルとした後、1050℃、60秒の熱延板焼鈍を施した。次いで、得られた熱延板焼鈍板を、圧延機初パス入側直前に誘導加熱装置を配したタンデム圧延機（ロール径280mmφ、４スタンド）を用いて、0.26mmまで圧下し冷延板とした。
　この冷間圧延の際、コイルの先尾端及び定常部について、表１に示すように、歪速度及びかみ込み温度を変更した。最初のスタンド（初パス）の圧下率は32％とした。
　得られた冷延板に、50℃～700℃間の平均昇温速度150℃、均熱温度800℃、均熱時間50秒の一次再結晶焼鈍を施した。一次再結晶後焼鈍板から、定常部と先尾端のそれぞれから30mm×30mmの試験片を10枚切り出し、X線インバース強度測定を行なった。
　次いで、一次再結晶焼鈍板にMgOを主剤とする焼鈍分離剤を塗布し、均熱温度1200℃、均熱時間5時間の二次再結晶焼鈍を施した。
　得られた二次再結晶焼鈍板にリン酸塩-クロム酸塩-コロイダルシリカを重量比３：１：２で含有する塗布液を塗布し、800℃、3時間の歪取り焼鈍を行なった後、定常部と先尾端のそれぞれから30mm×280mmの試験片10枚を切り出し、エプスタイン試験により、鉄損W17/50(W/kg)を測定した。結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１に示されるように、発明例では、コイル内の集合組織のばらつきが抑制され、磁気特性の差異も小さかった。
［実施例３］
　表２に示す成分を含有した鋼スラブを1200℃に加熱後、熱間圧延により板厚2.2mmの熱延コイルとした後、950℃、30秒の熱延板焼鈍を施した。次いで、タンデム圧延機（ロール径280mmφ4スタンド）を用いて、0.22mmまで圧下し冷延板とした。
　この冷間圧延の際、コイルの先尾端及び定常部の歪速度をそれぞれ62.7s-1及び125.5s-1とした。また、圧延機初パス入側直前に配置した誘導加熱コイルを有する加熱装置により、コイルの先尾端及び定常部のかみ込み温度をそれぞれ120℃及び70℃とした。
　得られた冷延板に、300℃～700℃間の昇温速度250℃/s、均熱温度850℃、均熱時間40秒の一次再結晶焼鈍を施した。
　一次再結晶焼鈍板にMgOを主剤とする焼鈍分離剤を塗布し、均熱温度1200℃、均熱時間5時間の二次再結晶焼鈍を施した。
　得られた二次再結晶焼鈍板に、リン酸塩－クロム酸塩－コロイダルシリカを重量比３：１：２で含有する塗布液を塗布し、850℃、30秒の平坦化焼鈍を行なった後、定常部と先尾端のそれぞれから、30mm×280mmの試験片を総重量が500g以上となるように切り出し、エプスタイン試験により、鉄損W17/50(W/kg)を測定した。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２に示されるように、添加元素を含有させた鋼スラブを用いた場合においても、同様の鉄損改善効果がみられた。

Claims (7)

  1. 　質量%で、
    　　C :0.01～0.10%、
    　　Si:2.0～4.5%、
    　　Mn:0.01～0.5%、
    　　Al:0.0100%未満、
    　　S :0.0070%以下、
    　　Se:0.0070%以下、
    　　N :0.0050%以下及び
    　　O :0.0050%以下を含有し、
    　　残部がFe及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とし、前記熱延板を焼鈍して熱延板焼鈍板とし、前記熱延板焼鈍板に１回又は中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とし、前記冷延板に一次再結晶焼鈍及び二次再結晶焼鈍を施すことを含む、方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    　少なくとも１回の冷間圧延は、総圧下率が80％以上であり、かつタンデム圧延機により行われ、
    　前記タンデム圧延機の少なくとも１つのスタンドで行われる圧延は、圧下率30％以上、かつ前記スタンドのワークロールへのかみ込み温度T0℃の条件で行われるが、
    　ただし、前記熱延板焼鈍板の先端及び尾端の一方又は両方の前記ワークロールへのかみ込み温度を、70℃以上、かつ前記T0℃よりも10℃以上高い温度とする、
    　方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 　前記熱延板焼鈍板の先端及び尾端の一方又は両方の前記ワークロールへのかみ込み温度を、120℃以上、かつ前記T0℃よりも20℃以上高い温度とする、請求項１記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 　前記少なくとも１つのスタンドが、前記タンデム圧延機の最初のスタンドである、請求項１又は２の方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 　前記タンデム圧延機の少なくとも１つのスタンドで行われる圧延が、歪み速度65s-1以上の条件で行われるが、ただし、前記熱延板焼鈍板の先端及び尾端の一方又は両方は歪み速度65s-1未満で圧延される、請求項１～３のいずれか一項記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 　鋼スラブが、さらに、質量％で、
    　　Ni：0.005～1.50％、
    　　Sn：0.01～0.50％、
    　　Sb：0.005～0.50％、
    　　Cu：0.01～0.50％、
    　　Mo：0.01～0.50％、
    　　P ：0.0050～0.50％
    　　Cr：0.01～1.50％、
    　　Nb：0.0005～0.0200％、
    　　B ：0.0005～0.0200％及び
    　　Bi：0.0005～0.0200％
    からなる群より選ばれる１種又は２種以上を含有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 　加熱装置及びタンデム圧延機を備えた設備列であって、
    　鋼板の長手方向の位置を検出する検出装置及び前記加熱装置の制御装置をさらに備え、
    　前記制御装置は、前記検出装置からの出力に基づいて、前記加熱装置を制御して、前記タンデム圧延機の少なくとも１つのスタンドのワークロールへのかみ込み温度を調整する、設備列。
  7. 　前記加熱装置が、誘導加熱、通電加熱又は赤外加熱のいずれかの加熱方式を利用する、請求項６に記載の設備列。
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