JP4593317B2 - 磁気特性が優れた方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、モーターやトランス用の鉄芯材料として用いられる鉄損および磁束密度とも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。

現在、市場に流通している方向性電磁鋼板は、主として鋼板内の結晶の方位を｛１１０｝＜００１＞方位（以下、ゴス方位と記す）へ高いレベルで集積させたものである。この集積度を高めるため、一次再結晶、脱炭焼鈍、二次再結晶といった複雑な工程が精緻に制御されており、この条件がゴス方位への集積度を左右するため、多くの研究がなされているものの、製造技術的にはノウハウでもあり、非常に重要なものである。

メタラジー的に特に特徴的なのは、二次再結晶において、インヒビターと呼ばれる微細な析出物を活用していることであり、これによる結晶粒成長抑制効果と熱処理によるこの効果の消失を活用し、高い温度で二次再結晶を起こさせることでゴス方位への集積を高めている。しかし、このような従来の制御法では、ゴス方位の集積度は、複雑な工程が必要で、その工程条件も、非常に厳格なものとなり、さらにはインヒビターの状態の制御なども、成分・製造条件に非常に敏感なものとなり、生産性が低くなり、方向性電磁鋼板を非常に高価な材料にしている。

特許文献１では焼鈍時の雰囲気と加熱速度、特許文献２はスラブ加熱条件と窒化、特許文献３は二次再結晶時の加熱速度を精緻に制御するもので、特性向上効果は見られるが、生産性への悪影響は避けられない。また、これらの技術では一次再結晶時の鋼板の組織、主として一次再結晶粒径について考慮して特性向上を図っているが、効果が小さく、製造条件の緩和を達成できるものではない。また、目的とするゴス方位への制御も十分とは言えない。また、特許文献４は一次再結晶鋼板の結晶方位を特定の範囲に制御しようとするものであるが、方位の制御指針が曖昧で、また制御の方法が好ましいものでないため、十分な効果を得るに至っていない。

特開２００４−１１５８５８号公報 特開２００４−２０４３３６号公報 特開２００４−２１８０２４号公報 特開２００２−６０８４２号公報

本発明はこのような状況に鑑みなされたもので、特に最終的なゴス方位の結晶方位への集積を高めるため、一次再結晶集合組織を好ましく制御することで、従来の方向性電磁鋼板ではなし得なかった良好な特性を付与するものである。

（１）質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜６．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造で厚さ５０ｍｍ以上の鋼片に凝固させ、その後、熱延工程において５００℃以上Ｆ℃以下の温度域で圧延が行われ、前記温度域での圧延において、圧下による累積歪（対数歪）Ｈと各パス出側温度Ｔ（℃）および、最終パスを除く圧延パスにおいては圧延後次の圧延パス開始までの時間ｔ（秒）または最終パスの場合は最終パス圧延後水冷開始までの時間ｔ（秒）の関係が、以下の式２
Ｔ＜Ｆ−Ｈ×１０−ｔ×１０ ・・・式２
を満たして行われ、前記温度域での圧延において、そのうちの少なくとも一回の圧延パスについて圧延時の鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上であり、熱延板時点で表層１／４領域に未再結晶組織を残存させ、さらに酸洗後、この未再結晶組織が残存したまま圧下率５０％以上の冷間圧延を行うことにより、冷延板の表層１／４またはそれより表層側の部位において｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛４１１｝＜０１１＞方位の集積強度≧４．０かつ｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度≧４．０を満たすようにし、前記冷延板を二次再結晶させることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（２）質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜６．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造で厚さ５０ｍｍ以上の鋼片に凝固させ、その後、熱延工程において５００℃以上Ｆ℃以下の温度域で圧延が行われ、前記温度域での圧延において、圧下による累積歪（対数歪）Ｈと各パス出側温度Ｔ（℃）および、最終パスを除く圧延パスにおいては圧延後次の圧延パス開始までの時間ｔ（秒）または最終パスの場合は最終パス圧延後水冷開始までの時間ｔ（秒）の関係が、以下の式２
Ｔ＜Ｆ−Ｈ×１０−ｔ×１０ ・・・式２
を満たして行われ、前記温度域での圧延において、そのうちの少なくとも一回の圧延パスについて圧延時の鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上であり、熱延板時点で表層１／４領域に未再結晶組織を残存させ、さらに酸洗後、この未再結晶組織が残存したまま圧下率５０％以上の冷間圧延を行うことにより、冷延板の鋼板表層１／４またはそれより表層側の部位において＜４１１＞／／ＮＤ方位の集積強度の板面内の方位分布について極大値が４個以上存在するようにし、前記冷延板を二次再結晶させることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である領域が圧延時の板厚で全板厚の１０％以上に及ぶようにすることにより、冷延板の表層１／４またはそれより表層側の部位において｛１１１｝＜２１１＞方位の集積強度≦２．０を満たすようにすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（４）（１）〜（３）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、冷延板の表層１／４位置またはそれより表層側の位置での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度が鋼板板厚中心での集積強度の２倍以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（５）（１）〜（４）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、冷延板が（Ｂ0＋Ｂ90）／２−Ｂ45≦０．０４０を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
ここで各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度／ＴをそれぞれＢ0、Ｂ45、Ｂ90とする。
（６）（１）〜（５）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、鋼成分が質量％で、さらに、Ｃｕ＋Ｎｂ＋Ｃｒ＋Ｂ＋Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ＋Ｔｉ：０．２〜８．０％を含有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（７）（１）〜（６）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、鋼成分が質量％で、さらに、Ｃｕ：０．２〜８．０％、Ｎｂ：０．１〜４．０％、Ｃｒ：１．０〜１５．０％、Ｂ：０．００２０〜０．０１５０％、Ｎｉ：０．２〜８．０％、Ｃｏ：０．２〜８．０％、Ｍｏ：０．２〜８．０％、Ｔｉ：０．２〜２．０％のいずれか一種以上を含有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（８）（１）〜（７）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、鋼成分が質量％で、Ｗ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｃｅ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（９）（１）〜（８）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、鋼成分が同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた以外は同じ工程で製造された鋼板との比較において、冷延板の表層１／４位置またはそれより表層側の位置での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度が２倍以上となっていることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
ここでＦは、鋼板の成分による以下の式１で示される。
Ｆ＝８２０＋（１０×Ｓｉ＋５０×Ｃｕ＋５０×Ｎｂ＋１０×Ｃｒ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｎｉ＋２０×Ｃｏ＋４０×Ｍｏ＋２０×Ｔｉ） ・・・式１

（１０）（１）〜（９）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、鋼成分が同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた以外は同じ工程で製造された鋼板との比較において、冷延板がＢ45−Ｂ’45≧０．０３０を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
ここで各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から４５°方向の磁束密度／ＴをＢ45とする。Ｂは発明鋼、Ｂ’は比較鋼についての特性を示す。
（１１）（１）〜（１０）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、冷延板の表層１／４を取り除き板厚中心層１／２厚さで測定するとＢ４５が０．０２Ｔ以上低下することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（１２）（１）〜（１１）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、冷延直前の熱延板時点で表層１／４領域の再結晶率が９０％以下であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（１３）（１）〜（１２）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、圧延ワークロールの直径が７００ｍｍ以下とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（１４）（１）〜（１３）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、摩擦係数が０．１０以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（１５）（１）〜（１４）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である部位の剪断歪速度が１０／ｓ以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（１６）（１）〜（１５）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスを複数回かつ連続して行うに際し、各圧延パス間時間が４．０秒以下であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（１７）（１）〜（１６）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスを複数回行い、これによる鋼板表層での剪断歪の累計を０．６以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（１８）（１）〜（１７）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃を超える温度域での圧延において、圧延歪が２．０以下、または１回の圧延パスあたりの圧延歪が０．６以下、または複数回かつ連続したパスを行うに際し各圧延パス間時間が４．０秒以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（１９）（１）〜（１８）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延の最終パス後、水冷開始までの時間を２秒以下とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（２０）（１）〜（１９）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延の最終パス後の水冷時の冷却速度を１０℃／ｓ以上とし７００℃以下まで冷却することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（２１）（１）〜（２０）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延の最終パス後の水冷後、５００℃以上に昇温することなく冷延し、焼鈍することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
（２２）（１）〜（２１）のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、最終焼鈍後に０．５％以上、５０％以下の歪を付与することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明によれば、鉄損および磁束密度ともに優れた方向性電磁鋼板が製造でき、モーターやトランス用の鉄芯材料に最適である。

以下に本発明について詳細に説明する。本発明者は、磁気特性の良好な電磁鋼板の製造方法を見出すべく最適製造条件（特に熱延条件）について検討を行い、低温大圧下熱延技術を適用することにより、｛４１１｝＜１４８＞近傍の、従来の電磁鋼板ではそれほど強い集積が見られなかった方位に、非常に強い集積が起きることを見出した。この集合組織の形成には熱延時の剪断変形が重要な役割を有しており、特に熱延板表層での剪断変形が原因となり、冷延再結晶後に磁気特性の板面内平均特性が大幅に向上するだけでなく、特に圧延方向から４５°方向の磁気特性が顕著に改善されることを知見し、特願２００４−８１７３、２２７６９８９、２３０６９３号の出願を行っている。

この再結晶板表層で見られる特異な集合組織を有する材料を、さらに粒成長させた際の磁気特性の変化を検討するうち、この方位は、特に、二次再結晶を起こさせた場合に、通常では見られないほどの、結晶方位に関する非常に選択的な粒成長を起こし、従来の鋼板では見られない顕著に良好な磁気特性が得られることを明確にして本発明を完成したものである。

従来の技術開発では、二次再結晶前の集合組織の制御が不十分であった。理論的には好ましいと思われる方位は提案されていたものの、その方位への制御方法や、どの程度まで制御すれば、実用的な効果が得られるかについては、全く知見を得られていなかった。

本発明は｛４１１｝＜１４８＞、技術的には、圧延方向が＜０１１＞方向となっている、いわゆるα−ｆｉｂｅｒ方位をさらに板面内で２０°程度回転させた方位（α−ｆｉｂｅｒ±２０°方位）への集積を制御することで、一次再結晶集合組織としての｛４１１｝＜１４８＞方位の効果を定量化して評価することに成功した結果なされた。その結果を勘案し、単なる二次再結晶後の特性だけでなく、さらにこの方位を適当な範囲内に制御すれば、従来より格段に簡易な製造条件でも良好な特性を得ることができ、工業的な効果が大きいことを知見して本発明がなされた。

本発明は、熱延温度を単に低くして低温で大圧下を付与するだけでなく、各パスで付与される歪量、圧延温度および圧延後の再結晶が起こりうる高温域での保持時間を考慮して最適化し、特性に十分な効果が得られるような熱延組織を形成させることに特徴がある。本発明の特徴の要点は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜３．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％を含有した鋼板で、特に鋼板表層部での｛４１１｝＜１４８＞、｛１１１｝＜２１１＞方位の集積強度を特定範囲に限定する。
（２）スラブ加熱中の結晶粒成長を抑制し、かつ熱延における比較的高い温度域での圧延において表層部で大きな剪断歪が付与されても再結晶が起きないよう、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ等の元素を適量含有させる。
（３）熱延板時点で表層部に未再結晶組織を残存させ、この未再結晶組織が残存したまま冷間圧延を行う。
（４）熱延における特定温度以下の温度域での圧延において圧下パススケジュールさらに圧延後の高温保持時間、冷却条件等の関係を制御する。
（５）特定温度以下の低温域での圧延おける剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）を特に板厚方向への歪分布を考慮し制御する。

次に本発明の限定理由を説明する。含有量はすべて質量％である。

Ｃは本発明のように熱延温度が低い材料では特に結晶方位を好ましく制御し磁束密度を向上させる効果が強く現れるので、通常の無方向性電磁鋼板より高めに制御した特性向上が期待できる。また、固溶Ｃとして残存するＣは単なる材料の高強度化効果ばかりでなく、クリープ変形を抑制することで高回転モーター等で問題となるローターの耐変形性を向上させる効果も有するが、過度なＣ含有は磁気特性を劣化させるので０．０４０％以下とする。好ましくは０．０３０〜０．０００１％、さらに好ましくは０．０２０〜０．０００５％、さらに好ましくは０．０１０〜０．００１０％、さらに好ましくは０．００８〜０．００１５％である。もちろん、従来の多くの方向性電磁鋼板のように、製造の上工程ではＣ量を比較的高く含有させておき、製造工程の途中で脱炭焼鈍を行い、最終製品では、磁気時効などの悪影響を回避できる程度に低Ｃ化することは、本発明にとって全く問題となるものではない。また、炭化物は従来の方向性電磁鋼板において、インヒビターとして用いる技術が知られており、この目的でＣ量を従来技術の範囲内で制御することは、本発明にとって全く問題となるものではない。

Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高め鉄損を低減することがよく知られており、電磁鋼板では当然のごとく添加される元素で、現状の一般的なＳｉ含有量のすべての電磁鋼板への適用が可能である。磁気特性と通板性の兼ね合いから０．０５〜６．５％とする。０．０５％未満では良好な磁気特性が得られず、６．５％を超えると脆化のため製造工程での通板性が顕著に劣化する。好ましくは０．３〜５．５％、さらに好ましくは０．５〜４．５％、さらに好ましくは０．８〜４．０％である。一般的な方向性電磁鋼板は、３．０〜３．５％程度で製造されている。

Ｍｎは、Ｓと反応し硫化物を形成する元素である。通常Ｍｎが中途半端に少ない場合には熱延中に微細なＭｎＳが析出し鉄損および磁束密度を著しく劣化させる場合がある。しかし、本発明においては熱延条件を特定の範囲で制御することで、この悪影響を回避する効果も現れることから、Ｍｎの下限は特に設けない。一方、Ｍｎは固溶Ｍｎとして鋼板の電気抵抗を上昇させ鉄損を低減させる効果を有するが、あまりに多量に含有させると材料本来の飽和磁束密度を低下させてしまうため上限を３．０％とする。また、Ｍｎは、従来の方向性電磁鋼板において、ＭｎＳ等の形でインヒビターとして用いられるものであり、従来技術の範囲内で制御することは、本発明にとって全く問題となるものではない。

Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼板の電気抵抗を高め鉄損を低減する目的で積極的に添加される。Ａｌが高くなると鋳造性が顕著に劣化するため３．５％以下とする。下限は特に設ける必要はなく、Ａｌ＝０％でもよいが、０．０１〜０．０５％程度の量では微細なＡｌＮを形成し磁気特性、特に鉄損を劣化させる場合があるので注意が必要である。好ましくは０．００５％以下および０．１〜３．０％、さらに好ましくは０．００３％以下および０．３〜２．５％、さらに好ましくは０．００２％以下および０．５〜２．０％、さらに好ましくは０．００１％以下および０．７〜１．５％である。また、Ａｌは、従来の方向性電磁鋼板において、ＡｌＮ等の形でインヒビターとして用いられるものであり、従来技術の範囲内で制御することは、本発明にとって全く問題となるものではない。

Ｓは硫化物量に直接関係する。鋼中に硫化物を形成させることで本発明が目的とする熱延工程での粒成長や再結晶を抑制することも可能であるが、含有Ｓ量が多いと熱延条件を適当に制御したとしても析出量が多くなり粒成長性を阻害し特に鉄損を劣化させるためあまり好ましくはない手段である。このため、上限は０．０１５％とする。なお、鋼板の磁気特性をより高めるためには、０．００５％以下とすることが好しく、さらに好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００２％以下、さらに好ましくは０．００１％以下であり、０％でもよい。また、硫化物は、従来の方向性電磁鋼板において、インヒビターとして用いられるものであり、この目的でＳ量を従来技術の範囲内で制御することは、本発明にとって全く問題となるものではない。

Ｐは、磁気特性にとって好ましくない比較的低温で析出するＣｕまたはＭｎの硫化物の析出温度を上昇させる効果を有するので積極的に添加することが可能である。一方、鋼板の硬度を高め、打ち抜き性に強く影響するので、所望の打ち抜き硬度によりその添加量は制限される。また、過剰に含有すると冷延性などが顕著に劣化し鋼板の製造に支障をきたす場合があるので上限を０．２５％とする。

Ｎは、Ａｌを含有する鋼においては含有量が多いと窒化物が多くなり結晶粒成長性を阻害するため０．００４％程度以下に低く制御されている。しかし、Ａｌ含有量を０．００５％程度以下に抑えればこの悪影響は全く考慮する必要はない。むしろＣと同様に鋼中に固溶することで結晶方位を好ましくする効果やモーターコアの耐クリープ変形性や温間での疲労特性を向上させ、またＮｂ含有鋼の場合にはＮｂＮにより再結晶を遅延させる効果も有するため積極的に添加することも可能である。ただし、過剰な添加は磁気時効性の問題や溶鋼からの凝固時に生成するミクロボイドに起因する鋼板欠陥が多発するため上限を０．０４０％とする。生産性を考慮し好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。結晶方位制御の観点からは０．０００２％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上、さらに好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。また、窒化物は、従来の方向性電磁鋼板において、インヒビターとして用いられるものであり、この目的でＮ量を従来技術の範囲内で制御することは、本発明にとって全く問題となるものではない。

Ｃｕは本発明では、固溶Ｃｕとしてのみならず、鋼板中にＣｕを主体とする金属相（以降、本明細書では「Ｃｕ金属相」と記述）を形成させ鋼板の特に再結晶または粒成長を遅延させるために活用される。この範囲として０．１〜８．０％に限定する。好ましくは０．８〜４．９％である。Ｃｕの含有量が低いと再結晶・粒成長遅延効果が小さくなるとともに再結晶・粒成長遅延効果を得るための熱処理条件が狭い範囲に限定され、製造条件の管理、生産調整の自由度が小さくなる。また、Ｃｕの含有量が過度に高いと磁気特性への影響が大きくなり特に鉄損の上昇が著しくなる。また、過剰なＣｕは熱履歴によっては望まない工程において鋼中にＣｕ金属相を形成し、例えば、熱延中などに高温で比較的粗大なＣｕ金属相を形成し、磁気特性に悪影響を及ぼすばかりでなく鋼板を過度に硬質化または脆化させ通板性を顕著に劣化させ生産性を阻害する場合もある。特に好ましい範囲は１．０〜３．９％である。さらに好ましくは１．３〜３．４％、さらに好ましくは１．５〜２．９％である。

ＮｂもＣｕ同様、本発明では固溶Ｎｂとしてのみならず、鋼板中にＮｂの主として炭・窒化物（以降、本明細書では「Ｎｂ析出物」と記述）を形成させ鋼板の再結晶または粒成長を遅延させるために活用される。この範囲として０．０５〜８．０％に限定する。好ましくは０．０８〜２．０％である。Ｎｂの含有量が低いと再結晶遅延効果が小さくなるとともに再結晶・粒成長遅延効果を得るための熱処理条件が狭い範囲に限定され、製造条件の管理、生産調整の自由度が小さくなる。また、Ｎｂの含有量が過度に高いと磁気特性への影響が大きくなり特に鉄損の上昇が著しくなる。一方、Ｃ、Ｎ含有量にもよるが、過剰なＮｂは熱履歴によっては鋼中に過剰なＮｂ析出物を形成し、再結晶を遅延させるものの上述のＣｕ金属相よりも磁気特性劣化要因となりやすい。また例えば、熱延中などに高温で比較的粗大なＮｂ析出物を形成した場合には、再結晶・粒成長遅延効果が小さくなるばかりか、磁気特性への悪影響が大きくなる場合もある。特に好ましい範囲は０．１〜１．５％である。さらに好ましくは０．１２〜１．０％、さらに好ましくは０．１５〜０．８％である。

さらに上述のＣｕ、Ｎｂと再結晶・粒成長遅延において同様の効果を有する元素としてＣｒ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔｉが挙げられる。これらの含有量はＣｕとＮｂと同様に再結晶・粒成長遅延効果と磁気特性への影響を勘案し、Ｃｒ：１．０〜１５．０％、Ｂ：０．００２０〜０．０１５０％、Ｎｉ：０．２〜８．０％、Ｃｏ：０．２〜８．０％、Ｍｏ：０．２〜８．０％、Ｔｉ：０．２〜２．０％とする。なお、再結晶遅延効果を明確に得るには、これらの元素のうち少なくとも一種を目的とする再結晶・粒成長遅延効果を発揮する量だけ含有することが重要である。二種以上の元素を少量ずつ含有させることで目的とする再結晶・粒成長遅延効果を得ることも可能である。

この他にＳｅ、Ｗ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｃｅ、ＲＥＭ等、従来の方向性電磁鋼板において、磁気特性の更なる向上、インヒビターとしての活用、窒化や酸化の制御、表面コーティング制御、強度、耐食性や疲労特性等の部材としての付加機能、また鋳造性や焼鈍通板性、スクラップ使用など製造工程上の生産等を向上させる目的で添加が検討されている元素を公知技術により想定されている量程度まで添加することは本発明にとって何ら影響を及ぼすものではない。むしろ相乗効果として好ましい効果を発揮する場合もある。また、これら元素が原料やスクラップ等から不可避的に含有された場合、さらには他の各種の微量元素が含まれる場合も本発明の効果になんら影響を与えるものではない。言い換えればこれらの元素の影響にあえて言及するまでもなく、本発明で開示している製造工程において何ら問題なく製品を得ることができる。

次に本発明鋼の特徴を説明する。本発明鋼は二次再結晶後の最終的な使用状況において従来にない、非常に良好な特性を示すものであるが、その特性は、従来からも特性にとって好ましいものと考えられていた方位への集積を高めたものであり、この集積度で本発明を規定することも可能であるが、理論的には、良好な方位への集積度を高めれば特性が向上するのは当然のことであり、この点を説明したのでは本発明の特徴が明確になりにくい。本発明の特徴は、むしろ、二次再結晶が起きる前の状態で定義すると明確となる。以下の記述では、方向性電磁鋼板を使用するにあたって、最終的に二次再結晶や、また厳密な意味での二次再結晶ではなくとも、熱処理により異常粒成長させる前、すなわち、鋼板メーカーで冷延後の未再結晶組織から、一次的な再結晶焼鈍を含めた熱処理を完了した状態での、集合組織および磁気特性の観点から述べる。

なお、本発明は、厳密な意味で二次再結晶のみにより粒成長させる場合だけに、適用されるものではなく、一次再結晶と二次再結晶が同時に起きる場合、三次再結晶が起きる場合、また、何らかの原因で付与された歪を起因として歪誘起粒成長が起きるような場合のすべてに適用されるものとする。これらが、同時に起きるような場合も想定され、また実際の現象を完全に異常粒成長メカニズムで分離することは不可能でもあるため、本発明では、粒径が顕著に成長し、かつ集合組織が大きく変化するような工程を含む鋼板を対象とする。本発明ではこのような粒成長を、代表して「二次再結晶」と記述するものであり、一部では、確認の意味も含めて、「異常粒成長」という語句も合わせて用いている。

本発明の特徴の記述において「方位の集積強度」という表現を用いるが、これは通常、結晶材料の集合組織を表示する際に用いられる、「ランダム強度に対する比」を意味するものであり、通常、Ｘ線、電子線や中性子線を用いて測定される当業者においては普通に用いられるものである。

本発明鋼の特徴は鋼板の表層部、すなわち鋼板表層１／４またはそれより表層側の部位においての集合組織を制御していることである。なお、本発明で限定する鋼板表層１／４またはそれより表層側の部位においての集合組織に関する条件は、ロールによる圧延に類する製造条件であれば、表層部ほど満足しやすくなるものである。ただし、最表層の非常に薄い層のみで満足するのでは、発明の効果が非常に小さくなってしまう。このため、少なくとも表層の１／１０位置で満足することが好ましく、さらに１／８位置で満足すれば十分な効果が得られるものである。

集合組織について一つ目の特徴は、従来の鋼板と比較し、特に表層部でα−ｆｉｂｅｒ±２０°の方位への集積が高く、発明鋼においてもこの方位への集積は中心部よりも表層部で顕著に高くなっていることである。α−ｆｉｂｅｒ±２０°方位とは前述のように圧延方向が＜０１１＞方向となっている、いわゆるα−ｆｉｂｅｒ方位をさらに板面内で２０°程度回転させた方位のことであり、本発明で重要な方位である｛４１１｝＜１４８＞方位はα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位上の方位である。
まず、この方位への集積の必要性、効果について説明する。

従来から方向性電磁鋼板において、二次再結晶のメカニズムとして粒界性格に起因するものが提案されており、実際の現象を非常によく説明できることが多く報告されている（ＣＬＳモデル）。このメカニズムによれば、二次再結晶後に、方向性電磁鋼板として好ましいゴス方位を発達させるには、一次再結晶方位としては、これとΣ９粒界の関係を有するいくつかの方位、すなわち｛１１１｝＜１１２＞、｛４１１｝＜１４８＞等を発達させておくことが好ましいことが示唆されている。しかし、これらの方位のうち、本発明が特徴とする｛４１１｝＜１４８＞への集積は、現在主流である工業的なプロセス、すなわち鋳造−熱延（−熱延板焼鈍）−冷延−焼鈍というプロセスではそれほど高くならず、一次再結晶後の鋼板において｛４１１｝＜１４８＞方位を顕著に強化した製品は、一般的には実用化されていない。本発明は、一次再結晶時点で｛４１１｝＜１４８＞方位を含むα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位への集積度を比較的簡単な方法で顕著に高める技術を開示し、その定量的な効果を検討し、なされたものである。

さらに本発明の特徴は、鋼板の表層部でこの方位への集積が高くなっていることである。特に特殊な条件ではない製造範囲においてはα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位の中でも｛４１１｝＜１４８＞近傍がピーク強度となる。もちろんこれはこれ以外の方位がピークとなったものを除外するものではなく、α−ｆｉｂｅｒ±２０°方位が表層部で高くなっていることが本発明鋼の明確な特徴である。

本発明では代表的に｛４１１｝＜１４８＞方位により本発明鋼を特徴付け、鋼板の表層部での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度≧４．０を制限条件として規定する。好ましくは６．０以上、さらに好ましくは８．０以上、好ましい成分や熱延条件では１０．０以上にもなり、非常に好ましい特性が得られる。またα−ｆｉｂｅｒ上の方位である｛４１１｝＜０１１＞方位の集積強度との関係で｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛４１１｝＜０１１＞方位の集積強度≧４．０とする。

従来から通常の工業的プロセスではα−ｆｉｂｅｒへの集積は比較的簡単で｛４１１｝＜００１＞方位も少なからず存在する方位であるが、本発明では通常発達しない｛４１１｝＜１４８＞方位をその数倍以上に集積させ、むしろ通常存在する｛４１１｝＜００１＞方位の発達を抑制したものである。この点から本発明で制御する｛４１１｝＜１４８＞方位への集積の高さは非常に特異なものと言える。好ましくは６．０以上、さらに好ましくは８．０以上、さらに成分や製造条件などが好ましい場合には｛４１１｝＜０１１＞の１０．０倍以上に強く集積させることも可能である。

ここで興味を引くのは、本発明において特徴的なα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位が顕著に増加した場合、そこからの広がり、つまり副方位として｛４１１｝＜０１１＞方位が増加するのではなく、むしろ｛４１１｝＜０１１＞方位の減少を伴って｛４１１｝＜１４８＞方位が増加する傾向があることである。むろんこれは絶対的なものではないが、この点から｛４１１｝方位に関する上述の比はできるだけ大きいほうが好ましい特性を示すようになる。

また、本発明鋼ではα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位への集積を高めているため他の方位への集積が低下している。α−ｆｉｂｅｒ方位そのものが低下することが集合組織上の一つの特徴であるが、発明の効果においては｛１１１｝＜２１１＞方位の集積強度が低下していることに特徴があり、｛１１１｝＜２１１＞方位の平均集積強度＜２．０ を満たすことを特徴とする。好ましくは１．５以下、さらに好ましくは１．０以下、さらに好ましくは０．７以下である。集合組織的には以上のような範囲を外れると本発明の効果が小さくなる。

集合組織について二つ目の特徴は、特定の結晶面が板表面に平行になっている方位について、板面内での方位分布が従来の鋼板と比較し、ある意味で、よりランダムになっていることである。

特定の方位の一つは結晶の｛４１１｝面が板表面と平行である方位で、一般的には｛４１１｝方位または＜４１１＞／／ＮＤなどと記述される方位である。従来の集合組織制御においてはこの方位に関しては板面内で＜０１１＞方向が板圧延方向と平行になっている方位、一般的にはα−ｆｉｂｅｒと呼ばれる方位への集積が強くなる。この方位は｛４１１｝＜０１１＞方位であるが、｛４１１｝方位においてこの｛４１１｝＜０１１＞方位に方位集積すると｛４１１｝方位に関して板面内の強度分布は１８０°毎の周期性しか有さないため板面内の異方性が強くなる。言い換えると、α−ｆｉｂｅｒ上の｛４１１｝方位に関して板面内の全周にわたる強度分布は２つの極大値しか示さない。

これに対し、本発明は｛４１１｝方位に関しては｛４１１｝＜０１１＞方位ではなく｛４１１｝＜１４８＞方位近傍に集積強度のピークを有する。この方位のピークが明確になると｛４１１｝方位に関して板面内の強度分布は約４０°と約１４０°の間隔が交互に現れる周期性を示し板面内の異方性が小さくなる。言い換えると、｛４１１｝方位に関して板面内の全周にわたる強度分布は４つの極大値を示すようになる。

上記の特定方位の説明において、｛４１１｝方位に関しては代表的に｛４１１｝＜１４８＞方位で説明したが、本発明は集積強度が極大となる方位をこれらに限定するものではない。｛４１１｝方位に関しては一般的に形成される｛４１１｝＜０１１＞方位による２個の極大値より多くの極大値を有することを特徴とし、｛４１１｝方位に関しては４個以上の極大値を有するものである。｛４１１｝方位においては例えば、上記の｛４１１｝＜１４８＞に加えて、｛４１１｝＜０１１＞にもピークを有する場合があり、この場合は、極大値は６個にもなる。

なお、本発明では板面内の集積強度分布における極大値の数を規定しているが、実際の板では結晶方位の局所的な変動やばらつき、また測定条件や測定ばらつき等または測定データの解析精度等により、集積強度は微妙に変動し、これらの条件によっても極大値の数が影響される。このため本発明では極大値を次のように規定するものとする。測定方法は特に問わないが、一般的に集合組織を測定するために用いられている方法によるものとする。一般的には電子線やＸ線を用いた方法が広く利用されている。

例えばＸ線で測定する場合、通常７０μｍ程度の厚さのサンプルを製品から取り出すが製品厚さが薄い場合、例えば０．１２ｍｍ程度の厚さの板からこのようなサンプルを取り出すと最表層から中心層までの情報を含んだものとなってしまう。このような場合には板厚方向の集合組織の変化が明確になるようにサンプル厚さを通常より薄くすることや厚さ方向の情報が混在し難い電子線、たとえばＥＢＳＰなどによる方法を用いるべきであることは注意を要する。

また方位分布を求めるには数値的な解析処理が必要になるが、一般的にはＯＤＦやベクトル法と呼ばれる三次元集合組織解析法が用いられている。測定条件や解析条件は一般的に認知されている程度の条件で十分である。特定面に関しての板面内の強度分布は５°毎、全周７２点で表示するものとする。この表示点数が極端に少なくなれば、本発明で数えられるべき極大値が見落とされ極大値の数も減ることになり、極端に多くなると強度のばらつき等の誤差をも計測するようになり不当に極大値の数が増大してしまう。また、極大に関しても特性への影響を無視できる程度の小さな変動まで数えることは本発明の本意ではない。また、極大であっても、集積強度が低いものは、本発明で期待している特性の向上には寄与しない。

本発明では特定面に関しての板面内の平均強度より高い強度を示し、かつ、極大の両隣の極小の集積強度の平均値の１．１倍以上の集積強度を持つ極大のみを極大の数として数えるものとする。または、特定面に関しての板面内の平均強度より高い強度を示し、かつ、集積強度を１．０間隔の等高線で示した場合に極大として認識できる極大のみを極大の数として数えるものとする。

次に本発明鋼に関する鋼板の特性上の特徴を説明する。

本発明鋼板の特徴は一次再結晶鋼板における上述のような特異な集合組織の制御に起因し、一次再結晶鋼板の時点で、従来の一次再結晶鋼板と比較し圧延方向から４５°の方向の特性が優れることである。以下、単に０°特性、４５°特性または９０°特性などの記述はそれぞれ鋼板製造時の圧延方向から０°、４５°または９０°の方向の特性を示すものとする。また以下で各変数に関し、Ｂ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀は誘起電流密度を５０００（Ａ／ｍ）とした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度（Ｔ）であり、さらにＢは本発明に関する一次再結晶鋼板、Ｂ’は比較とする一次再結晶鋼板についての特性を示すものとする。

４５°特性の特異性は次の点で記述できる。つまり、（Ｂ₀＋Ｂ₉₀）／２−Ｂ₄₅≦０．０４０の条件を満足することである。通常の一次再結晶鋼板でこれらの特性を満足することはほとんどない。好ましくは（Ｂ₀＋Ｂ₉₀）／２−Ｂ₄₅の値は０．０３０以下、さらに好ましくは０．０２０以下、さらに好ましくは０．０１０以下である。これらの条件を満足しない一次再結晶鋼板は本発明が目的とする良好な特性を得ることができない。

別の面からの材料的な特徴は本発明鋼板では、一次再結晶時点での上述の集合組織制御が主として鋼板の表層部において行われていることに起因するものである。本発明鋼板に関する一次再結晶鋼板は表層１／４またはそれより表層側の部位において上述の集合組織や特性の条件を満たすものである。また、特に表層部の集合組織を制御しているため中心部の集合組織とは少なからざる差異を生じ、これが本発明鋼板の特徴でもある。つまり、鋼板の表層１／４位置またはそれより表層側の位置での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度が板厚中心での集積強度の２倍以上となるものである。好ましくは３倍、さらに好ましくは４倍である。

ただし、本発明において主として表層部に対して行っている集合組織制御を特に熱延工程で行う場合には、圧延という変形方法であるためその影響は少なからず中心層にも及ぶことがある。このため本発明方法の非常に好ましい条件においては鋼板中心部においてさえも表層部と同等の集合組織制御の効果が現れ表層と中心層の集合組織の差が小さくなる場合もあるので注意を要する。

このような集合組織制御を熱延での比較的低い温度域での圧延により行う場合には、通常の一次再結晶鋼板のうち、熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた鋼板との比較において、製品板の表層１／４位置またはそれより表層側の位置での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度が２倍以上となっていることが特徴になる。好ましくは３倍、製造条件が非常に好ましいものであれば４倍以上にも到達するものである。ここでＦは、質量％で表される含有元素量により以下の式１で示される。
Ｆ＝８２０＋（１０×Ｓｉ＋５０×Ｃｕ＋５０×Ｎｂ＋１０×Ｃｒ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｎｉ＋２０×Ｃｏ＋４０×Ｍｏ＋２０×Ｔｉ）・・・・・・・・・・・（式１）
また、４５°特性は鋼成分が実質的に同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた一次再結晶鋼板との比較において、Ｂ₄₅−Ｂ’₄₅≧０．０３０を満たすという点で非常に特異なものである。好ましくは０．０４０以上、後述の最適な製造条件を適用することにより０．０５０以上とすれば非常に良好な特性を得ることができる。

なお、上記の鋼成分が実質的に同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた鋼板との比較においては、冷延率や焼鈍温度等の磁気特性に大きな影響を及ぼすことがよく知られている因子が大きく異なると本請求項が目的とする比較が意味をなさなくなるので、これらの条件は磁気特性に大きな差を生じない範囲で同一にすることが必要である。特性の向上が一般的に知られている要因によるものであるか、本発明の効果であるかは、通常業務として特性向上を目的に製造条件の影響を検討している当業者であれば容易に判別が可能なものである。

さらに、本発明鋼は上述のように特に一次再結晶鋼板の表層部の特性を改善することで二次再結晶後の鋼板全体の特性を改善するものであるため、例えば一次再結晶鋼板の表層部を除去すると発明の効果が小さくなる。特性の劣化代は表層の研削量によるが、これにより発明鋼を規定し、一次再結晶鋼板の表と裏の表層１／４を取り除き板厚中心層１／２厚さで測定するとＢ₄₅が０．０２Ｔ以上低下するものを本発明鋼の一つの特徴とする。ただし、上述のように発明の特徴的な集合組織制御が板厚中心まで相当に及んでいると表層部除去による特性劣化代は小さくなるので注意が必要である。これは従来一次再結晶鋼板のようにＢ₄₅が低い材料で表層を除去してもＢ₄₅の劣化が小さいこととは本質的に異なるものであり、このようなきわめて良好なＢ₄₅を有する鋼板が本発明に含まれることは当然である。

上述のような集合組織制御を行う一つの方法としては熱延板において特に表層部に圧延組織を残存させたまま冷延し、焼鈍を行うことが有効である。未再結晶組織は少なくとも表層１／４の領域内に残存している必要がある。言い換えれば板厚中心層に未再結晶組織が残存していても表層１／４の領域が完全再結晶組織である場合は本発明の効果が小さくなってしまう。発明の効果をより顕著に得るには最表層に近い部位に未再結晶組織が多く残存していることが好ましく、表層１／８領域が完全に未再結晶組織であれば目的とする特性は非常に良好となる。

また発明の効果は表層１／４領域が完全未再結晶であれば非常に好ましいが、完全に未再結晶でなくとも再結晶率が９０％以下であれば有効な効果が得られる。好ましくは７０％以下、さらに好ましくは５０％以下、さらに好ましくは３０％以下、完全未再結晶が理想的であることは言うまでもない。

また、冷延前の熱延板に、部分的に再結晶組織を含ませることは、以下のような理由でも有用である。つまり、鋼成分や熱延条件によっては完全な加工組織である熱延板を冷延、一次再結晶焼鈍、二次再結晶焼鈍して製品を製造した場合に、異常粒成長せず一次再結晶組織がほとんどそのまま残存した細粒の領域が残存し、磁気特性の劣化が起きる場合があることや、析出物形態の制御により冷延後、焼鈍時の粒成長性を改善し磁気特性の向上が必要な場合がある場合にはこれを改善する目的で適当な熱処理により加工組織の一部を再結晶させることも可能である。その条件は鋼成分等により異なるため一概には言えないが、通常の技術を有する当業者であれば、一般的に行っている熱延巻取温度の制御や熱延板焼鈍条件により適当な範囲に制御することは簡単なことである。

目安としては熱延後の巻取温度が７５０℃を越えると再結晶組織が現れるようになり、連続式の熱延板焼鈍を行う場合はＳｉ量が１％程度以下の材料であれば７００℃を超えると、Ｓｉ量が２％程度以上の材料であれば７５０℃を超えると、再結晶組織が現れるようになる。これらの温度は、特にＣｕやＮｂなど、本発明鋼で熱延での再結晶を抑制する効果を発揮する元素を適当量添加することで、より広い温度範囲で制御することが可能となる。

本発明の効果が得られるメカニズムは以下のようなものと考えられる。すなわち、熱延時に鋼板表層に付与される剪断変形を主とする変形により結晶回転は通常の圧延で想定されるものとは大きく異なったものとなっている。具体的には一般的に圧延による結晶回転によりα−ｆｉｂｅｒ方位が強く発達すると考えられており、これをそのままさらに冷延してα−ｆｉｂｅｒ方位への集積を高め最終焼鈍を行うと二次再結晶にとって好ましい｛１１１｝＜２１１＞方位も発達するが、磁性にとって好ましくない｛１１１｝＜０１１＞方位も発達してしまうとともに、α−ｆｉｂｅｒ方位自体も再結晶方位として残存してしまう。そのため従来の電磁鋼板では熱延板組織を再結晶させ、冷延前の時点でα−ｆｉｂｅｒ方位への集積を和らげ比較的ランダムな方位としておくような工程条件がとられる。

また熱延時に鋼板表面での剪断変形に起因して発達する特異な変形集合組織は鋼板表面での歪量が中心層より高くなることから通常の製法では熱延中またはコイル巻取後に再結晶してしまい、その存在による最終製品への効果が顧みられることはなかった。これに対し、本発明鋼は意識的に熱延中の鋼板表層に付与される剪断変形による歪を保持し、再結晶を抑制することでこれを蓄積し、冷延前の鋼板においてその特異な結晶方位を保持させるものである。具体的には｛３１１｝＜２３３＞および｛１１０｝＜００１＞近傍に集積した方位である。

これを冷延すると、一般的なランダム方位を起点としたものとは異なった結晶回転が起きる。ｂｃｃ金属では原理的に冷延加工によりα−ｆｉｂｅｒ方位が強く発達するため冷延後の時点では集合組織的な特徴は顕著ではないが、その中には通常の材料にはそれほど強く発達しないα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位の再結晶核が存在し再結晶後に特異なα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位が強く発達するという特徴を示すものである。他にもメカニズムは考えられるが、本明細書に記述している鋼板表層に熱延での加工組織が残存したまま冷延を行う方法については上のような機構が強く働いているものと思われる。

このようにして、一次再結晶時点で｛４１１｝＜１４８＞方位のみを優先的に発達させておけば、Σ９粒界の関係（ＣＬＳモデル）により、二次再結晶（異常粒成長）後に、ゴス方位の発達が従来以上に顕著になる。

次に本発明の効果を顕著に得るため、重要な制限要因である製造条件について説明する。

本発明による方向性電磁鋼板は、上述した成分からなる溶鋼を鋳造して鋼片とし、熱延し、酸洗し、冷間圧延し、一次再結晶焼鈍、必要に応じて脱炭焼鈍、二次再結晶焼鈍（または粒成長焼鈍）することで得ることが可能である。この場合、工程の概略は通常の工程と大きく異なるものではないが、特に、以下のような特徴的な熱延条件により発明の効果を十分に得ることができる。

特に、熱延で圧延による歪が付与される温度域と付与される歪の量、歪を付与した後の再結晶が起きる可能性がある温度域での保持時間が本発明での重要な要件であって、これを発明範囲内に制御することで本発明の効果を的確に得ることができる。

温度に関しては、熱延の圧下の大きな部分が、質量％で表される含有元素量により決定される以下の式１で示されるＦ℃以下の温度範囲で行われることが好ましい。

Ｆ＝８２０＋（１０×Ｓｉ＋５０×Ｃｕ＋５０×Ｎｂ＋１０×Ｃｒ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｎｉ＋２０×Ｃｏ＋４０×Ｍｏ＋２０×Ｔｉ）・・・・・・・・・・・（式１）
この温度以下の範囲を本発明では低温域と呼ぶ。温度が高すぎると本発明の効果が消失する。一方、温度範囲が低すぎると、圧延が困難となるばかりでなく発明の効果も小さくなる。圧延温度の下限は熱延工程での圧延により形成される加工組織の再結晶進行を抑制するには低いほうが好ましいが、圧延性の観点から温度範囲の下限は好ましくは５００℃、さらに好ましくは５５０℃、さらに好ましくは６００℃、さらに好ましくは６５０℃である。

熱延温度に関しては、通常の熱延板を再結晶させて製造している一般材に比べ温度条件が大きく異なると作業性の面でも問題が発生する。通常、８５０〜９５０℃程度の仕上温度で圧延されている一般材と同チャンスで通板した際の作業性等を考えると、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｎｉ等の再結晶抑制元素を添加し、この程度の温度域で熱延することが好ましい。

温度範囲の上限は好ましくはＦ−４０℃、さらに好ましくはＦ−８０℃、さらに好ましくはＦ−１２０℃、さらに好ましくはＦ−１５０℃、さらに好ましくはＦ−１８０℃である。Ｆ−２１０℃以下であれば本発明の効果を非常に顕著に得ることが可能となる。この温度域で圧延を行えば極端な低速、軽圧下パススケジュールでない限り加工発熱により好ましい温度域を保つことも可能となる。このような低温域での圧延条件は圧延温度と付与する歪量、保持時間に関し、低温域での圧下による累積歪（対数歪）Ｈと各パス出側温度Ｔ（℃）および圧延後の時間ｔ（秒）の関係が
Ｔ＜Ｆ−Ｈ×１０−ｔ×１０・・・・・・・・・・（式２）
を満たすことが好ましい。これはＴがＦ以上では熱延中に再結晶が進行してしまい好ましい未再結晶組織を得ることが困難になることに対応している。また、圧延により付与する歪が大きいほど再結晶の進行が促進されるためＨが大きいほどＴを低くして再結晶を抑制することが好ましいことを示している。

ここでｔに関しては、最終パスを除く圧延パスにおいては圧延後次の圧延パス開始までの時間、または最終パスの場合は最終パス圧延後水冷開始までの時間である。これは圧延後の時間の経過とともに再結晶が進行してしまうためで、あるパスで圧延後、次の圧延または水冷開始までに再結晶がおき得る温度域での保持時間が長くなる場合には再結晶を抑制するためＴを低くする必要があることを示している。または言うまでもないことではあるが、言い換えれば再結晶を抑制するためｔを短くする必要性をも同時に示している。

このｔに関しては現状設備を使用する場合、最終パスを除くとロールスタンド間隔と圧延速度で一義的に決まってしまうものであり、ロールスタンド間隔の変更は現実的でなく、また圧延速度の変更は生産性にも影響するため制御因子としては制約が大きい。一方で最終パスの場合には水冷開始までの時間であり、条件によっては水冷ノズルの新設等の設備的な対策も必要となるが、一般的には大幅な制御が行われている因子となる。本発明では最終パス後水冷開始までの時間を２秒以下とすることで効果が顕著になる。好ましくは１．５秒以下、さらに好ましくは１．０秒以下、さらに好ましくは０．５秒以下、さらに好ましくは０．２秒以下である。

また、熱延板の再結晶進行を抑制するため最終パス後の水冷時の冷却速度を高めることも有効である。好ましくは１０℃／ｓ以上、さらに好ましくは２０℃／ｓ以上、さらに好ましくは４０℃／ｓ以上とする。水冷後の温度はそのままコイルの巻取温度となり、その近傍の温度域で比較的長時間保持されることになるので、再結晶抑制のため低くすることが有効である。成分や鋼板に蓄積された歪量等にもよるが、７００℃以下とする。コイル温度は巻取後低下するとは言え、冷却速度は非常に遅く、巻取温度近傍での保持時間は長い場合、数時間以上にも及ぶ。このため純度が高い材料では巻取温度が７００℃に近いと再結晶が十分に進行してしまうことがある。このため好ましくは６５０℃以下、さらに好ましくは６００℃以下、さらに好ましくは５５０℃以下であり、５００℃以下とすればほとんどの場合、再結晶の進行は停止する。

このように書くと難しいように思われるが、要は鋼板の再結晶を抑えることが必要で、高歪量、高温、長時間の条件で再結晶が起きやすくなるという一般的な知見を元にして条件を決定するだけのことである。この条件はパススケジュールや熱延板厚等の製品仕様、用途に応じた鋼成分などが変化すると変わるものであるため一概に規定することは不可能で、目安として（式１）を含む、上の条件を提示しているが、通常のメタラジー知識を有する当業者であれば、数度の試行の後に、各仕様、用途毎に容易に条件を決定できる程度のものである。

また、特に、低温域の熱延で付与される歪の種類も本発明での重要な要件となる。歪は剪断歪が大きいことが必要で、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である必要がある。好ましくは０．３以上、さらに好ましくは０．４以上、さらに好ましくは０．６以上、さらに好ましくは０．８以上、さらに好ましくは１．０以上である。このように圧延温度と剪断歪を制御することで単に低温で圧延した場合や、圧延温度の考慮なしに大きな歪を付与した場合には得ることができなかった非常に特異な効果を得ることが可能となる。

ここで述べた圧延温度及び圧延歪に関する条件を以下では「低温域での剪断歪条件」と呼ぶ。「低温域での剪断歪条件」に関し、特に歪に関する条件については熱延中にその歪が付与された際の熱延中の板の表層で満足している必要がある。これらは実測することも可能であるが手間がかかるため有限要素法等の一般的に認知されている数値計算によることも可能である。一般的には温度や歪は板厚方向に分布を有しており、本発明が規定する剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）の値は板厚方向での位置により異なるものになることが通常である。

この分布を考慮した場合、「低温域での剪断歪条件」を満足する領域が圧延時の板厚で全板厚の１０％以上に及ぶことが好ましい。さらに好ましくは２０％以上、さらに好ましくは２５％以上であり、特に限定されるものではないが、板の表面および裏面の歪または温度分布が板厚中心に関し対称となっている場合には、表層２５％以上は、全板厚では５０％以上を意味するものとなり、十分な効果を得ることが可能となる。さらに好ましくは３０％以上、さらに好ましくは４０％以上であり、全板厚がこの条件を満足することが好ましいことは言うまでもない。

このような「低温域での剪断歪条件」を満足する剪断歪を生ずる圧延パスはそのパスでの摩擦係数、ロール径等を変化させることで制御することが可能であるが、本発明では、摩擦係数が０．０５以上、圧延ワークロールの直径が７００ｍｍ以下を満たして行われることが好ましい。摩擦係数はさらに好ましくは０．１０以上、さらに好ましくは０．１５以上、さらに好ましくは０．２０以上、さらに好ましくは０．２５以上、さらに好ましくは０．３０以上、さらに好ましくは０．４０以上、さらに好ましくは０．５０以上である。また圧延ワークロールの直径はさらに好ましくは６００ｍｍ以下、さらに好ましくは５００ｍｍ以下、さらに好ましくは４００ｍｍ以下、さらに好ましくは３００ｍｍ以下、さらに好ましくは２５０ｍｍ以下である。

また本発明では条件は特に限定しないが、圧延時の上下ロールの回転速度に差をつける、いわゆる「異周速圧延」によって剪断歪を付与することも可能である。この場合にも本発明の効果を得るには温度や歪量などは本発明の範囲内にあることが必要であることは言うまでもない。このような異周速圧延は一般的な圧延操業では行われているものではないが、剪断歪を制御する技術としてその効果はよく知られているものであり、本発明で目的とする特性への影響としては上述のように本発明で条件を詳細に記述している熱延条件の制御と同様の変化、効果を及ぼすことが期待できる。異周速圧延においては原理的によく知られているように周速差を大きくするほど効果も大きくなることは言うまでもない。

本発明では「低温域での剪断歪条件」を満足する剪断歪の歪速度、複数回で付与する場合の積算値、時間的な間隔が重要な意味を有する。通常は連続的な多パスの圧延で歪が付与されるのでこれを想定して以下に記述する。「低温域での剪断歪条件」を満足する圧延パスについて各圧延パスの歪速度が１０／ｓ以上であることが好ましい。さらに好ましくは２０／ｓ以上、さらに好ましくは４０／ｓ以上、さらに好ましくは８０／ｓ以上、さらに好ましくは１２０／ｓ以上、さらに好ましくは１８０／ｓ以上、さらに好ましくは２６０／ｓ以上である。

また「低温域での剪断歪条件」を満足する圧延パスが複数回行われる場合、「低温域での剪断歪条件」を満足する剪断歪の累計が０．６以上となると発明の効果が特に著しい。さらに好ましくは０．８以上、さらに好ましくは１．０以上、さらに好ましくは１．５以上、さらに好ましくは２．０以上、さらに好ましくは２．５以上、さらに好ましくは３．０以上、さらに好ましくは３．３以上、さらに好ましくは３．５以上である。さらに「低温域での剪断歪条件」を満足する圧延パスが複数回かつ連続して行われる場合、各圧延パス間時間が４．０秒以下であることが好ましい。さらに好ましくは３．０秒以下、さらに好ましくは２．０秒以下、さらに好ましくは１．０秒以下、さらに好ましくは０．５秒以下である。

これらの歪を付与する条件が影響を及ぼす原因は明確ではないが、低温域とは言えこの温度域では圧延中または直後に回復、再結晶が少なからず進行するため本発明が目的とする歪の蓄積や結晶回転が効率的に起きなくなるためと考えられる。特に、近年の材料のように極低Ｃ、Ｎ、Ｓ化に加え、ＴｉやＣｕ等のトランプエレメントまでも含めて高純度化された材料では、回復、再結晶挙動が従来材以上に早く起きるようになるためこのような考慮が重要になる。

本発明鋼は上述の低温域での圧延により鋼板表層で特異な結晶回転を起こすことで、一次再結晶時点で特異な集合組織を有するものとなるが、これより高温の温度域で圧延歪を適当量付与することで二次再結晶後に残存して磁気特性を阻害する可能性がある微細組織の残留を抑制するという重要な効果も発揮する。この微細組織は、二次再結晶粒に蚕食されなかったもので、基本的に一次再結晶組織と同じ方位を有することから、二次再結晶後には特性を劣化させるものとなる。この効果は特に（式１）による、Ｆ℃をわずかに超える温度域で圧下することで好ましい作用を発揮する。この温度域を本発明では中温域と呼ぶ。この温度はＦ℃を超える温度であるが、後述のようにあまりに高温だと効果が小さくなるので注意が必要である。好ましくはＦ＋１５０℃以下、さらに好ましくはＦ＋１００℃以下、さらに好ましくはＦ＋５０℃以下である。

この中温域で付与される歪を３．０以下とする。ただし、本発明の効果はあくまでも低温域での大きな歪によって発現するものであるから、中音域での歪が低温域での歪を上回らないことが好ましい。歪量は好ましくは２．０以下、さらに好ましくは１．５以下、さらに好ましくは１．０以下、さらに好ましくは０．５以下である。

下限は最終製品の異方性をより小さくするとともに特に非変態鋼で問題となるリジングを抑制するため好ましくは０．１以上、さらに好ましくは０．２以上、さらに好ましくは０．３以上とする。さらに中温域での圧延を複数回のパスで行う場合は、１パスあたりの平均歪は０．６以下、好ましくは０．５以下、さらに好ましくは０．４以下とする。

また、これらの好ましい範囲は高温域での圧延のパス間時間にも依存し、各パス間時間を４．０秒以上とすることが好ましい。これらの条件の一つを満足すれば、リジング低減の効果を得ることができるが、二つ以上の条件を満足すれば、効果がより顕著になることは言うまでもない。

この中温域で付与する歪は鋳造時に形成される柱状組織に起因する集合組織を破壊し、その後、ただちに低温域で圧延されることで、低温熱延で問題とされていた細粒組織残存を抑制する効果を発揮する。

本発明法が細粒組織の残存抑制に有効であるメカニズムは明確ではないが、以下のように考えられる。すなわち、中温域での圧延条件を再結晶がわずかに起きる条件とし、実質的に低温域での圧延が始まる前の結晶組織を微細にすることが一因と思われる。さらに、この中温域での圧延が完了した微細組織を、低温域で剪断歪により特殊な変形を付与することで、微細組織残存の原因となる類似結晶方位の空間的な偏在、コロニーと呼ばれるものが破壊されるものと思われる。この効果は特に非変態鋼である高Ｓｉ系材料では非常に好ましいもので、従来技術では実現できなかったもので、｛４１１｝＜１４８＞方位に代表される方位への集積を高めた本発明鋼に特徴的な効果である。

以上のような現象の発現は付与される歪量に依存するため、熱延前の鋼片の厚みがある程度以上必要となる。本発明では熱延前の鋼片の厚さを２０ｍｍ以上とする。好ましくは５０ｍｍ以上、好ましくは１００ｍｍ以上、さらに好ましくは１５０ｍｍ以上、さらに好ましくは２００ｍｍ以上である。

鋼片の厚さが２０ｍｍ以下の場合は本発明範囲内の低温大圧下の熱延を行ったとしても、鋳造時の凝固に伴い形成される柱状組織に起因する｛１００｝集合組織が残存し、本発明で特徴的な集合組織の効果を発揮できなくなる。

この原因は明確ではないが、柱状組織に起因する非常に強い面内異方性を有する｛１００｝方位を破壊するには本発明が特徴とする低温域での歪量が発明範囲内であったとしても十分なものとは言えず、熱延トータルでの大きな歪が必要なためと考えられる。

鋼片の製造工程は特に限定しないが、通常の溶製工程から連続鋳造で製造されることが現状ではコスト面から最良である。また、熱延時のスラブの加熱温度は１２５０℃以下とすることが好ましい。これは析出物、特に硫化物、窒化物を粗大化させ無害化し鉄損を低減するのに効果的であるとともに、本発明の特徴である低温圧延に好ましい熱履歴となるからである。

つまり、通常の熱延条件のように１２００℃以上でスラブを加熱してしまうと本発明で必要な圧延の大部分が低温域で行われるような熱履歴をとろうとすると、加熱炉からスラブを取り出した後、冷却を行う必要が生じ、コスト、生産性を阻害することになるためである。好ましくは１１００℃以下、さらに好ましくは１０００℃以下とする。

なお、圧延温度を低くするという観点からは、生産性阻害の要因ともなるが、従来のインヒビターを十分に活用した二次再結晶を行う際に必要とされていた、１３００℃以上、さらには１３５０℃以上のスラブ加熱を行っても本発明の効果が失われるものではない。

熱延以降の工程としては未再結晶組織が残存したまま冷延が行われる必要があり、一般的に一部の材料で行われる熱延板焼鈍はあえて行う必要はない。通板性の改善など何らかの必要性があって温度を上げる場合には５００℃以上に昇温しなければ再結晶が進行し本発明の効果が失われる心配は無用である。冷延、焼鈍は通常と同様に行えばよい。冷間圧延の後は通常の方向性電磁鋼板と同様の工程で再結晶焼鈍、皮膜形成等が行われる。これらの条件は本発明の効果に関して特に限定されるものではないが、上記の熱延条件を適用した場合、冷延率は５０％以上とすることが磁束密度の向上の観点からは好ましい。冷延率があまりに低いと本発明で特徴的な集合組織の発達が起こり難い場合がある。

本発明の効果は磁束密度の向上、鉄損の低減や応力感受性も改善する。これらは基本的には本発明における集合組織の改善による効果と考えられる。さらには再結晶抑制元素として添加したＣｕ，Ｎｂ，Ｎｉ等は固溶強化に加え、析出強化等の効果を発揮するものもあり、高強度電磁鋼板としても有効なものとなる。

また、本発明技術は、従来の方向性電磁鋼板の製造において、一般に行われてきた、脱炭焼鈍を用いたり、二次再結晶時にインヒビターの作用を利用する製造工程に適用し、特性向上効果を得ることができるものであるが、製造工程は、このような従来の方向性電磁鋼板のそれに準じたものに限定されない。すなわち、例えば、溶鋼時点でＣ量を脱ガス工程等で低くしておき、脱炭を行わない工程や、特に意識したインヒビターを用いず、二次再結晶（異常粒成長）を起こさせた場合にも、二次再結晶（異常粒成長）後に、非常に特性が良好な方向性電磁鋼板を得ることが可能となる。

脱炭を不要とした場合には、通常の連続焼鈍ラインでの一次再結晶が可能となり、生産性が向上する。また、インヒビターを用いない場合、インヒビターを用いたものより、多少、方位の集積度は劣る場合もあるが、二次再結晶が比較的、低温・短時間で完了するため、二次再結晶のための特殊な焼鈍炉でなくとも適用が可能で、雰囲気や加熱温度の精緻な制御も不要となる。また、焼鈍分離材の使用も不要で、通常の連続焼鈍ラインでの二次再結晶（異常粒成長）も可能となり、生産コストの大幅な低減が達成される。

本発明では一次再結晶鋼板特性の特徴を４５°方向の特性が優れるとしているが、厳密には最も良好な特性は４５°方向ではなく、これからずれたものになることも考えられる。これは磁気特性が本発明で特徴的なα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位以外にも様々な方位を有する鋼板内の全ての結晶の影響によるものであることから当然であるが、それによって発明の効果が全く得られなくなったり逆になるようなものではなく影響は小さく、本発明では代表的に４５°方向特性が優れるとの記述をしているものである。

また、特徴を記述する特性を「誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度」すなわちＢ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀で行っているが、これ以外の特性での記述も可能なものである。例えば誘起電流密度が異なる場合の磁束密度で規定することも可能で、この場合、当然のことながら規定する値の絶対値等も異なることになる。さらに磁束密度ではなく鉄損や磁歪などによっても発明の効果を評価することも可能である。

磁束密度が最高の方向では、鉄損は最低値を示すなど、対象とする特性によっては絶対値の高低が逆になる場合もある。これらの特性は互いに密接に関連し定性的な関連は公知であり、一般的な知識を有する当業者であれば容易に想定できる程度のもので「誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度」で評価した本発明と本質的に同様のものに過ぎないものである。

以下に実施例について説明する。一次再結晶鋼板の磁気特性は５５ｍｍ×５５ｍｍの大きさのサンプルでコイルの圧延方向から０°、４５°、９０°の方向について特性を測定した。磁束密度は通常用いられるＢ₅₀およびＷ_15/50で評価した。Ｂ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀、Ｂ_aveはそれぞれ０°、４５°、９０°の方向の磁束密度、および｛（０°特性）＋２＊（４５°特性）＋（９０°特性）｝／４で得られる面内平均磁束密度を意味する。集合組織はサンプルの表層１／８部位および中心部についてＸ線により測定し、三次元ベクトル法で解析した。

「低温域での剪断歪条件」の判定、剪断領域厚さに関する判定、剪断歪速度、累計剪断歪は、ＦＥＭ計算により判定を行った。ＦＥＭ計算は、圧延される鋼材を板厚方向に２０等分したモデルを用い、ロール径や温度などのパス条件において行った。判定は表層１／４位置に相当する部位についての結果で行った。通常の条件であれば、これより表層側で判定すれば、剪断歪量が多くなり、本発明条件を満足しやすくなり、中心側で判定すれば、剪断歪量が少なくなるため、本発明条件を満足し難くなるものである。本発明では、実際に製造された板の板厚方向での集合組織変化と、特性に及ぼす影響を考え、板厚の１／４位置で判定した。

鉄損は磁束密度と逆相関を示すことがよく知られており、各方向についての表示を省き、｛（０°特性）＋２×（４５°特性）＋（９０°特性）｝／４で得られる面内平均値を示した。また二次再結晶後は、コイル幅中央部から採取したサンプルについて、エプスタイン法により磁気特性を調査した。特性は８００Ａ／ｍで励磁したときの磁束密度Ｂ₈および５０Ｈｚで１．７Ｔまで交流で励磁したときの鉄損Ｗ_17/50で評価した。

表２〜７における条件１〜５は以下のとおりである。
（条件１）
×：「低温域での剪断歪条件」を満足する圧延パスが存在しない
○：「低温域での剪断歪条件」を満足する圧延パスが、少なくとも１パスは存在する
（条件２）
熱間圧延におけるＦ℃を超える温度域での圧延において、
・圧延歪が２．０以下、
・１回の圧延パスあたりの圧延歪が０．６以下、
・複数回かつ連続したパスを行うに際し各圧延パス間時間が４．０秒以上、
と言う条件を
×：ひとつも満足しない
○：少なくとも一つは満足する
（条件３）
表層１／４位置での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度について、鋼成分が実質的に同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた鋼板との比
（条件４）
Ｂ₄₅について、両表層１／４を除去したときの低下量
（条件５）
Ｂ₄₅について、鋼成分が実質的に同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた鋼板との差
実験工程は、通常の方向性電磁鋼板や無方向性電磁鋼板を製造する場合とほぼ同様である。鋼を溶製し、連鋳スラブとなし、熱延、酸洗、冷延、焼鈍し、一次再結晶鋼板の時点で特性を測定した。焼鈍は必要に応じて脱炭雰囲気とした。その後、必要に応じ、窒化雰囲気での焼鈍、焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍し、さらに必要に応じて表面に皮膜を形成して製品板を得、特性を評価した。本実施例で重要な要点となる熱延は、粗熱延６パス、仕上熱延６パスまたは７パスで行い、各パスについて本発明製造法への適合を評価した。

＜実施例１＞
二次再結晶のインヒビターとして、主として窒化により形成された窒化物を用いて製造される方向性電磁鋼板に準じた製法による場合の、本発明の効果を検討した。表１に成分を示す鋼Ａのスラブを１１５０℃に加熱し、板厚２．３ｍｍに熱延した。熱延条件を表２に示す。その後、０．２２ｍｍ厚に冷間圧延した。この冷延板を、８２０℃で１２０秒間、脱炭雰囲気で焼鈍し、Ｃ量を０．００２％とした一次再結晶鋼板を得て、この特性を評価した。その後、７５０℃で３０秒間アンモニア含有雰囲気中で焼鈍し、鋼板中の窒素量を０．０２５％とした。次いで、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、１２００℃で２０時間仕上げ焼鈍を施し二次再結晶させた。二次再結晶鋼板の特性値を表３に併記する。比較材は、現状で市場に出荷されている程度の方向性電磁鋼板であるが、これと比較することで本発明法による鋼板の優れた特性が分かる。

＜実施例２＞
高温スラブ加熱で溶解した硫化物、窒化物を、その後の工程で微細に析出させ二次再結晶時のインヒビターとして用いる方向性電磁鋼板に準じた製法による場合の、本発明の効果を検討した。組成を表１に示す鋼Ｂスラブを、１３３０℃に加熱後、表４に示す熱延により板厚２．０ｍｍの熱延板とした。

次いで、冷間圧延により板厚０．３０ｍｍとした後、脱炭雰囲気で８９０℃３０秒間の一次再結晶焼鈍を施し、Ｃ量が０．００１％の一次再結晶鋼板を得て、この特性を評価した。次に、ＭｇＯ：９５％、ＴｉＯ₂：５％を含有する焼鈍分離剤を水スラリーとし鋼板に塗布し、１１５０℃３時間の二次再結晶焼鈍を行った。上記のようにして得られた仕上焼鈍板の表面に、リン酸塩−クロム酸塩−コロイダルシリカを質量比３：１：３で含有する塗布液を塗布し、８００℃で焼き付けた。得られた結果を表５に併記する。比較材は、現状で市場に出荷されている程度の方向性電磁鋼板であるが、これと比較することで本発明法による鋼板の優れた特性が分かる。

＜実施例３＞
二次再結晶のインヒビターとして、従来の方向性電磁鋼板に準じたものを用いず、比較的低温、短時間で二次再結晶（異常粒成長）させる製法による場合の、本発明の効果を検討した。この方法では、特に、工程の簡略化を念頭においたため、脱炭焼鈍も行わない条件とした。表１に示す鋼Ｃ−Ｊを連続鋳造でスラブとし、表６に示す条件で熱延、冷延、一次再結晶焼鈍、さらに二次再結晶焼鈍（異常粒成長焼鈍）した。一次再結晶鋼板時点での特性と二次再結晶（異常粒成長）鋼板の特性値を表７に併記する。同一成分の中で比較することで、本発明法による鋼板の優れた特性が分かる。

Claims (22)

1. 質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜６．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造で厚さ５０ｍｍ以上の鋼片に凝固させ、その後、熱延工程において５００℃以上Ｆ℃以下の温度域で圧延が行われ、前記温度域での圧延において、圧下による累積歪（対数歪）Ｈと各パス出側温度Ｔ（℃）および、最終パスを除く圧延パスにおいては圧延後次の圧延パス開始までの時間ｔ（秒）または最終パスの場合は最終パス圧延後水冷開始までの時間ｔ（秒）の関係が、以下の式２
   Ｔ＜Ｆ−Ｈ×１０−ｔ×１０ ・・・式２
   を満たして行われ、前記温度域での圧延において、そのうちの少なくとも一回の圧延パスについて圧延時の鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上であり、熱延板時点で表層１／４領域に未再結晶組織を残存させ、さらに酸洗後、この未再結晶組織が残存したまま圧下率５０％以上の冷間圧延を行うことにより、製品冷延板の表層１／４またはそれより表層側の部位において｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛４１１｝＜０１１＞方位の集積強度≧４．０かつ｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度≧４．０を満たすようにし、前記冷延鋼板を二次再結晶させることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
2. 質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜６．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造で厚さ５０ｍｍ以上の鋼片に凝固させ、その後、熱延工程において５００℃以上Ｆ℃以下の温度域で圧延が行われ、前記温度域での圧延において、圧下による累積歪（対数歪）Ｈと各パス出側温度Ｔ（℃）および、最終パスを除く圧延パスにおいては圧延後次の圧延パス開始までの時間ｔ（秒）または最終パスの場合は最終パス圧延後水冷開始までの時間ｔ（秒）の関係が、以下の式２
   Ｔ＜Ｆ−Ｈ×１０−ｔ×１０ ・・・式２
   を満たして行われ、前記温度域での圧延において、そのうちの少なくとも一回の圧延パスについて圧延時の鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上であり、熱延板時点で表層１／４領域に未再結晶組織を残存させ、さらに酸洗後、この未再結晶組織が残存したまま圧下率５０％以上の冷間圧延を行うことにより、冷延板の鋼板表層１／４またはそれより表層側の部位において＜４１１＞／／ＮＤ方位の集積強度の板面内の方位分布について極大値が４個以上存在するようにし、前記冷延鋼板を二次再結晶させることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 請求項１または２記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である領域が圧延時の板厚で全板厚の１０％以上に及ぶようにすることにより、冷延板の表層１／４またはそれより表層側の部位において｛１１１｝＜２１１＞方位の集積強度≦２．０を満たすようにすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
4. 請求項１〜３のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、冷延板の表層１／４位置またはそれより表層側の位置での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度が鋼板板厚中心での集積強度の２倍以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
5. 請求項１〜４のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、冷延板が（Ｂ0＋Ｂ90）／２−Ｂ45≦０．０４０を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
   ここで各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度／ＴをそれぞれＢ0、Ｂ45、Ｂ90とする。
6. 請求項１〜５のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、鋼成分が質量％で、さらに、Ｃｕ＋Ｎｂ＋Ｃｒ＋Ｂ＋Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ＋Ｔｉ：０．２〜８．０％を含有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
7. 請求項１〜６のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、鋼成分が質量％で、さらに、Ｃｕ：０．２〜８．０％、Ｎｂ：０．１〜４．０％、Ｃｒ：１．０〜１５．０％、Ｂ：０．００２０〜０．０１５０％、Ｎｉ：０．２〜８．０％、Ｃｏ：０．２〜８．０％、Ｍｏ：０．２〜８．０％、Ｔｉ：０．２〜２．０％のいずれか一種以上を含有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
8. 請求項１〜７のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、鋼成分が質量％で、Ｗ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｃｅ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
9. 請求項１〜８のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、鋼成分が同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた以外は同じ工程で製造された鋼板との比較において、冷延板の表層１／４位置またはそれより表層側の位置での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度が２倍以上となっていることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
   ここでＦは、鋼板の成分による以下の式１で示される。
   Ｆ＝８２０＋（１０×Ｓｉ＋５０×Ｃｕ＋５０×Ｎｂ＋１０×Ｃｒ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｎｉ＋２０×Ｃｏ＋４０×Ｍｏ＋２０×Ｔｉ） ・・・式１
10. 請求項１〜９のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、鋼成分が同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた以外は同じ工程で製造された鋼板との比較において、冷延板がＢ45−Ｂ’45≧０．０３０を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
    ここで各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から４５°方向の磁束密度／ＴをＢ45とする。Ｂは発明鋼、Ｂ’は比較鋼についての特性を示す。
11. 請求項１〜１０のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、冷延板の表層１／４を取り除き板厚中心層１／２厚さで測定するとＢ４５が０．０２Ｔ以上低下することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
12. 請求項１〜１１のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、冷延直前の熱延板時点で表層１／４領域の再結晶率が９０％以下であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
13. 請求項１〜１２のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、圧延ワークロールの直径が７００ｍｍ以下とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
14. 請求項１〜１３のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、摩擦係数が０．１０以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
15. 請求項１〜１４のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である部位の剪断歪速度が１０／ｓ以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
16. 請求項１〜１５のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスを複数回かつ連続して行うに際し、各圧延パス間時間が４．０秒以下であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
17. 請求項１〜１６のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスを複数回行い、これによる鋼板表層での剪断歪の累計を０．６以上とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
18. 請求項１〜１７のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延におけるＦ℃を超える温度域での圧延において、圧延歪が２．０以下、または１回の圧延パスあたりの圧延歪が０．６以下、または複数回かつ連続したパスを行うに際し各圧延パス間時間が４．０秒以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
19. 請求項１〜１８のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延の最終パス後、水冷開始までの時間を２秒以下とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
20. 請求項１〜１９のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延の最終パス後の水冷時の冷却速度を１０℃／ｓ以上とし７００℃以下まで冷却することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
21. 請求項１〜２０のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延の最終パス後の水冷後、５００℃以上に昇温することなく冷延し、焼鈍することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
22. 請求項１〜２１のいずれかの項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法において、最終焼鈍後に０．５％以上、５０％以下の歪を付与することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。