JP6763179B2 - 一方向性電磁鋼板用熱延板およびその製造方法、ならびにその一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、変圧器の鉄心材料に使用される一方向性電磁鋼板を製造するために用いられる析出物が制御された一方向性電磁鋼板用熱延板およびその製造方法、ならびにその一方向性電磁鋼板の製造方法に関する。

一方向性電磁鋼板は変圧器の鉄心材料として使用される。一方向性電磁鋼板は、磁化される方向に高い磁束密度を持つことが求められるので、二次再結晶を利用してＧｏｓｓと呼ばれる磁気特性に優れた結晶方位を選択的に成長させて製造する機能材料である。

近年変圧器のエネルギー効率の向上のため、一方向性電磁鋼板の鉄損をさらに低減させることが求められている。一方向性電磁鋼板は板厚を薄くすると鉄損が低減できるので、薄手の一方向性電磁鋼板が求められるようになっている。

一方向性電磁鋼板の鉄損を下げるためには、二次再結晶の発現機構に関連するインヒビターとなる析出物を適切に制御して、Ｇｏｓｓ集積度の高い二次再結晶組織を得て、磁束密度を向上させなければならない。インヒビターとして用いられる析出物は、一般的には硫化物(ＭｎＳ等)や窒化物(ＡｌＮ等)が知られている。インヒビター制御に関する研究は従来から行われているが、ＭｎＳを完全溶体化させた後、インヒビターとしてＭｎＳを微細析出させる熱間圧延工程は、二次再結晶組織を安定化させて高磁束密度の一方向性電磁鋼板を製造することを実現する上で重要なプロセスである。また、熱間圧延工程により得られる熱延板に析出するＭｎＳは、続く熱延板焼鈍でのＡｌＮの析出サイトとなり、ＡｌＮとともに、冷間圧延後の鋼板にさらに続く脱炭焼鈍を行うことにより得られる一次再結晶粒の粒径を決定する。このため、熱延板に析出するＭｎＳは、直接的または間接的に二次再結晶の挙動を支配する。

また、二次再結晶は、仕上げ焼鈍中雰囲気の影響を受けやすい鋼板表面近傍で、ＡｌＮの酸化などによるインヒビター強度の低下を起点として開始するが、板厚が薄くなると仕上げ焼鈍中雰囲気の影響を受ける板厚方向の領域の割合が大きくなる。そのため、板厚が薄いほどＡｌＮインヒビターの酸化によるインヒビター強度の低下は急速に起こるようになり、鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性が弱くなるので、正常粒成長や首振りＧｏｓｓの優先成長が発生しやすくなり、二次再結晶が不安定になる。さらに、鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性が弱くなる他の理由としては、Ｇｏｓｓ以外のランダム方位を持つ一次結晶粒がＧｏｓｓ方位粒よりも大きくなることも挙げられる。

したがって、二次再結晶組織を安定化させて高磁束密度の一方向性電磁鋼板を製造することを実現する上では、二次再結晶時において鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性をさらに高めるために、インヒビター制御や結晶粒径の制御といった一次再結晶集合組織の制御を行う必要がある。そして、このような一次再結晶集合組織の制御を行うためには、熱間圧延工程の条件を制御すればよい。

熱間圧延工程の条件を制御する技術としては、例えば、特許文献１〜４に開示された技術が知られている。特許文献１に開示された技術では、析出物の完全溶体化後の一方向性電磁鋼板用鋳片の熱延工程について温度および時間の条件を特定しており、徐冷却を特徴とする熱延工程によって、インヒビターとして用いられるＭｎＳを高い分布密度で均一に微細粒として析出させて、磁気特性を向上させるものである。しかしながら、この技術では、特に薄手材で生ずる二次再結晶の不均一さを解消することはできない。

また、特許文献２に開示された技術では、スラブをいったん冷却後再加熱し、再加熱後のスラブに熱間圧延を施している。しかしながら、この技術は、鋼板の表面性状の改善の効果が得られるものの、二次再結晶組織を安定化させるために、インヒビター制御や結晶粒径の制御といった一次再結晶集合組織の制御を行うものではない。

また、特許文献３に開示された技術では、スラブを加熱して熱間圧延した後に再加熱し、再加熱後の鋼板を再度熱間圧延する熱間圧延工程において、圧延温度およびパス間時間を規定している。しかしながら、この技術は、超高珪素鋼を製造する場合に、熱間圧延工程において耳割れを生じさせないことを目的とするものであり、珪素濃度が３質量％前後の鋼において二次再結晶組織を安定化させるために、インヒビター制御や結晶粒径の制御といった一次再結晶集合組織の制御を行うものではない。

また、特許文献４に開示された技術では、スラブを加熱して熱間圧延した後に再加熱し、再加熱後の鋼板を再度熱間圧延することによって、結晶粒径の制御を行っている。しかしながら、この技術では、最初の熱間圧延後の再加熱時に、析出物の容体化が行われているので、二次再結晶組織を安定化させるといった効果が得られない。

特開昭４８−６９７２０号公報 特開平５−１７９３４７号公報 特開平６−１５０１６２号公報 特開昭４８−５３９１９号公報

本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、変圧器の効率を向上させる鉄心材料に使用される薄手の一方向性電磁鋼板において二次再結晶組織を安定化させることができるように、熱間圧延工程においてインヒビター制御や結晶粒径の制御を行った一方向性電磁鋼板用熱延板およびその製造方法、ならびにその一方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決すべく、薄手の一方向性電磁鋼板において不均一な二次再結晶が発現する原因を調査した。その結果、二次再結晶での優先成長性は、一次再結晶完了時に粒径が大きい方位粒で高まることから、薄手の一方向性電磁鋼板における二次再結晶組織を安定化させるためには、一次再結晶完了時点において、表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を、中心領域における結晶粒の平均粒径よりも粗大化させておき、二次再結晶時に鋼板表面近傍におけるインヒビター強度の低下が急速に起こったとしても、鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性を維持させることが有効であることが分かった。

そして、一次再結晶完了時点において、表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を、中心領域における結晶粒の平均粒径よりも粗大化させておくことができるような熱延板および熱間圧延の条件を検討した結果、表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径が中心領域における結晶粒の平均粒径よりも大きい熱延板、および鋼板に偏析元素を含有させた上で鋼板の表面近傍領域の温度が中心領域の温度よりも高い条件下で熱間圧延の全部または一部を施すことが、実用的に適用可能であるとの知見を得た。

本発明はこれらの知見を基になされたものであり、その要旨は、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．１％、Ｓ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、およびＮ：０．００１〜０．０３０％、ならびにＢｉ、Ｐｂ、Ａｓ、およびＴｅからなる群から選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００２％以上０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる一方向性電磁鋼板用熱延板であって、板厚１／５層〜中心の中心領域における結晶粒の平均粒径に対する板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径の比が１．１０以上であることを特徴とする一方向性電磁鋼板用熱延板である。

また、他の要旨は、上述の一方向性電磁鋼板用熱延板であって、板厚１／５層〜中心の中心領域におけるＭｎＳの平均粒径に対する板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径の比が１．１０以上であり、上記表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径が３００ｎｍ以下であることを特徴とする一方向性電磁鋼板用熱延板である。

また、他の要旨は、上述の一方向性電磁鋼板用熱延板であって、板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＭｎＳの分布密度に対する板厚１／５層〜中心の中心領域におけるＭｎＳの分布密度の比が１．１０以上であり、上記表面近傍領域における平均粒径が１μｍ以上のＭｎＳの分布密度が２０個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする一方向性電磁鋼板用熱延板である。

また、他の要旨は、上述の一方向性電磁鋼板用熱延板であって、上記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、およびＰからなる群から選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００４％以上０．５％以下を含有することを特徴とする一方向性電磁鋼板用熱延板である。

また、他の要旨は、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．１％、Ｓ：０．０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、およびＮ：０．００１〜０．０３０％、ならびにＢｉ、Ｐｂ、Ａｓ、およびＴｅからなる群から選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００２％以上０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋳片に熱間圧延を施す熱間圧延工程において、表面温度Ｔｓ：１１００〜１２００℃および板厚中心温度Ｔｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たす状態で鋼板に施される圧延の真歪みを、上記熱間圧延全体の真歪みの４０％以上とすることを特徴とする一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法である。

また、他の要旨は、上述の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法であって、上記熱間圧延工程において、表面温度にして９００℃以下まで冷却した上記鋳片を、雰囲気温度が１２００℃以上の加熱炉に装入して、装入後１時間以内に上記加熱炉から抽出した上記鋳片に上記熱間圧延を施すことを特徴とする一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法である。

また、他の要旨は、上述の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法であって、上記熱間圧延工程において、圧延後の鋼板を表面温度Ｔｓにして１１００℃以上から６００〜７５０℃以下まで２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して６００〜７５０℃の温度域に０ｓ〜３００ｓ保持した後に、上記圧延後の鋼板を表面温度Ｔｓにして１１００℃以上１１５０℃以下の温度まで加熱した後さらに圧延を施すことを特徴とする一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法である。

また、他の要旨は、上述の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法であって、上記熱間圧延工程において、上記鋳片を表面温度にして１２５０〜１４００℃に加熱した後に、上記加熱後の鋳片に上記熱間圧延を施すことを特徴とする一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法である。

また、他の要旨は、上述の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法であって、上記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、およびＰからなる群から選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００４％以上０．５％以下をさらに含有することを特徴とする一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法である。

また、他の要旨は、上述の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法を行って一方向性電磁鋼板用熱延板を製造する熱延板製造工程と、上記一方向性電磁鋼板用熱延板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、上記熱延板焼鈍後の鋼板に冷間圧延を施す冷間圧延工程と、上記冷間圧延後の鋼板に脱炭焼鈍を施す脱炭焼鈍工程と、上記脱炭焼鈍後の鋼板に仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程とを有することを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法である。

また、他の要旨は、上述の一方向性電磁鋼板の製造方法であって、上記熱延板焼鈍工程において、上記一方向性電磁鋼板用熱延板を９００〜１０５０℃の温度域に６０ｓ以上保持する熱延板焼純を施すことを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法である。

さらに、他の要旨は、上述の一方向性電磁鋼板の製造方法であって、上記脱炭焼鈍工程において、上記冷間圧延後の鋼板を、３５０℃以下の温度から７００℃以上８５０℃以下の温度まで昇温する昇温過程において１００℃／ｓ以上の昇温速度で加熱した後に、上記冷間圧延後の鋼板に上記脱炭焼鈍を施すことを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法である。

本発明によれば、均一な二次再結晶を発現させることによって磁気特性を優れたものとした薄手の超低鉄損一方向性電磁鋼板を製造するために用いられる一方向性電磁鋼板用熱延板およびその製造方法、ならびにその一方向性電磁鋼板の製造方法を提供することができる。

以下、本発明の一方向性電磁鋼板用熱延板およびその製造方法、ならびにその一方向性電磁鋼板の製造方法について詳細に説明する。

Ａ．一方向性電磁鋼板用熱延板
本発明の一方向性電磁鋼板用熱延板は、下記化学成分を有する一方向性電磁鋼板用熱延板であって、板厚１／５層〜中心の中心領域における結晶粒の平均粒径に対する板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径の比が１．１０以上であることを特徴とするものである。以下、本発明の一方向性電磁鋼板用熱延板について詳細に説明する。

１．化学成分
以下、本発明における化学成分の限定理由について詳細に説明する。以下において、各成分の含有量は質量％での値である。

（１）Ｃ
Ｃを添加すると、形成されるオーステナイト相によって熱延時のＭｎＳの核生成、成長を制御できるため有用な元素であるが、０．１％を超えて添加されると脱炭または純化を困難にする。Ｃが製品板に残存した場合、磁気特性が劣化する時効現象を惹起するため、含有量の上限を０．１％とする。

（２）Ｓｉ
Ｓｉは、固有抵抗を高めて、鉄損を低減するのに有用な元素のため、２．５〜４．０％添加する。過剰に添加した場合、熱間圧延または冷間圧延が困難になるため、含有量の上限を４．０％とする。

（３）Ｍｎ
Ｍｎは、ＭｎＳを熱間圧延中に微細析出させるために必要な元素であるため、０．０５〜０．１％添加する。含有量がこれより少ない場合、十分なＭｎＳの体積率が得られず、組織制御ができなくなるため、含有量の下限を０．０５％とする。また、過剰にＭｎを添加しても組織制御への改善効果が得られないため、含有量の上限を０．１％とする。

（４）Ｓ
Ｓは、Ｍｎと同様に、ＭｎＳを析出させるための必須元素であるため、０．０１〜０．０４％添加する。含有量がこれより少ない場合、十分なＭｎＳの体積率が得られず、組織制御ができなくなるため、含有量の下限を０．０１％とする。過剰に添加した場合、ＭｎＳが粗大化し易くなること、および赤熱脆化で熱延が困難になることから、含有量の上限を０．０４％とする。

（５）Ａｌ
Ａｌは、ＭｎＳを微細析出せしめる熱間圧延後の熱延板を焼鈍することで、微細ＭｎＳと地鉄との界面上に微細ＡｌＮを析出させるために必要な元素であり、一方向性電磁鋼板の磁束密度を向上させることを目的として、０．０１〜０．０５％添加する。含有量がこれより少ない場合、ＡｌＮの有効な析出量が得られず、仕上げ焼鈍時の組織制御に寄与できず、一方向性電磁鋼板の磁束密度が向上しないため、含有量の下限を０．０１％とする。また、含有量がこれより大きい場合、ＡｌＮの成長が速くなり、また熱間圧延でＡｌＮが単独で析出しやすくなることで、ＡｌＮが比較的粗大に析出し、二次再結晶において有効なピン止め力を発揮せず、Ｇｏｓｓ方位粒の優先成長に悪影響が及んで磁束密度が低下するため、含有量の上限を０．０５％とする。

（６）Ｎ
Ｎは、Ａｌと同様に、熱延板を焼鈍して微細ＡｌＮを析出させるのに必要な元素であり、０．００１〜０．０３０％添加する。含有量がこれより少ない場合、微細ＡｌＮの有効な析出量が得られず、仕上げ焼鈍時の組織制御に必要な粒界ピン止め力を発揮することができないから、含有量の下限を０．００１％とする。また、含有量がこれより大きい場合、熱間圧延でＡｌＮが単独析出しやすくなることで、ＡｌＮが比較的粗大に析出し、二次再結晶において有効なピン止め力を発揮せず、Ｇｏｓｓ方位粒の優先成長に悪影響が及んで磁束密度が低下するため、含有量の上限を０．０３０％とする。

（７）Ｂｉ、Ｐｂ、Ａｓ、およびＴｅ
Ｂｉ、Ｐｂ、Ａｓ、およびＴｅは、偏析により粒界の移動速度を遅くさせるのに必要な元素であり、Ｂｉ、Ｐｂ、Ａｓ、およびＴｅからなる群から選ばれる１種または２種以上を、合計で０．０００２％以上０．０２％以下添加する。

後述の「Ｂ．一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法 １．熱間圧延工程」に記載の熱間圧延工程においては、鋳片の板厚中心温度が表面温度よりも低くなることにより、粒界易動度が上記鋳片の中心領域において表面近傍領域よりも小さくなる。これに加えて、上述の元素の偏析により粒界の移動速度が遅くなる。このため、上記鋳片の中心領域において表面近傍領域よりも結晶粒径は顕著に小さくなる。この結果、一方向性電磁鋼板用熱延板において、板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を、板厚１／５層〜中心の中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径よりも顕著に粗大化させておくことができる。また、上記表面近傍領域において、上記中心領域よりもＭｎＳを顕著に粗大かつ低密度にすることができ、かつ上記表面近傍領域においてＭｎＳが過度に粗大かつ低密度になることを抑制することもできる。これにより、二次再結晶時に鋼板表面近傍におけるインヒビター強度の低下が急速に起こったとしても、鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性を顕著に維持させて、薄手の一方向性電磁鋼板における二次再結晶組織を顕著に安定化させることができる。

さらに、添加量が０．０００２％より少ない場合、このような効果が得られないため添加量の下限を０．０００２％とする。添加量が０．０２％より多い場合、二次再結晶を安定にする効果は飽和し、さらに圧延時に耳割れなどの欠陥を生じやすくするため、添加量の上限を０．０２％とする。
なお、Ｂｉ、Ｐｂ、Ａｓ、およびＴｅは、Ｆｅの一部に代えて、添加されるものである。

（８）その他
Ｓｂ、Ｓｎ、およびＰからなる群から選ばれる１種または２種以上を、合計で０．０００４％以上０．５％以下添加することが好ましい。これらの元素の偏析により粒界の移動速度がさらに遅くなるため、上記鋳片の中心領域において表面近傍領域よりも結晶粒径はさらに顕著に小さくなる。この結果、一方向性電磁鋼板用熱延板において、板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を、板厚１／５層〜中心の中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径よりもさらに顕著に粗大化させておくことができる。また、上記表面近傍領域において、より効果的に上記中心領域よりもＭｎＳを粗大かつ低密度にすることができる。これにより、二次再結晶時に鋼板表面近傍におけるインヒビター強度の低下が急速に起こったとしても、鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性をさらに顕著に維持させて、薄手の一方向性電磁鋼板における二次再結晶組織をさらに顕著に安定化させることができるからである。

さらに、添加量が０．０００４％より少ない場合、このような効果が得られないため添加量の下限を０．０００４％とすることが好ましい。添加量が０．５％より多い場合、二次再結晶を安定にする効果は飽和し、さらに圧延時に耳割れなどの欠陥を生じやすくするため、添加量の上限を０．５％とすることが好ましい。
なお、Ｓｂ、Ｓｎ、およびＰは、Ｆｅの一部に代えて、添加されるものである。

（９）残部
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物のうち粒成長性に悪影響を及ぼすＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒは極力低減することが望ましく、それぞれ０．００８％以下とすることが好ましい。

２．結晶粒の平均粒径
本発明の一方向性電磁鋼板用熱延板において、板厚１／５層〜中心の中心領域における結晶粒の平均粒径に対する板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径の比が１．１０以上である。これにより、一次再結晶完了時点において、表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径よりも顕著に粗大化させておくことができる。この結果、二次再結晶時に鋼板表面近傍におけるインヒビター強度の低下が急速に起こったとしても、鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性を顕著に維持させて、薄手の一方向性電磁鋼板における二次再結晶組織を顕著に安定化させることができる。
ここで、本発明において、「結晶粒の平均粒径」とは、観察された複数の結晶粒について、投影面積に対する同一面積の円の直径をそれぞれ求め、平均した値を意味する。

板厚１／５層〜中心の中心領域における結晶粒の平均粒径に対する板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径の比は、１．２０以上であることが好ましい。鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性をさらに顕著に維持できるからである。

３．析出物
以下、ＭｎＳの析出物について詳細に説明する。

（１）平均粒径
本発明の一方向性電磁鋼板用熱延板において、板厚１／５層〜中心の中心領域におけるＭｎＳの平均粒径に対する板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径の比は１．１０以上であり、上記表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径が３００ｎｍ以下であることが好ましい。上記ＭｎＳの平均粒径の比を１．１０以上とするのは、ＭｎＳが表面近傍領域よりも中心領域において微細かつ高密度になることによって、表面近傍領域において一次再結晶組織をＧｏｓｓ方位粒の優先成長にさらに顕著に有利な組織にし、仕上げ焼鈍時に中心領域の一次再結晶粒の成長をさらに顕著に抑制することができるので、鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性をさらに顕著に維持させて、薄手の一方向性電磁鋼板における二次再結晶組織をさらに顕著に安定化させることができるからである。一方、上記表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径を３００ｎｍ以下とするのは、上記表面近傍領域において、ＭｎＳが過度に粗大かつ低密度になると、二次再結晶が不安定となるからである。

ここで、本発明において、「ＭｎＳの平均粒径」とは、観察された複数のＭｎＳについて、投影面積に対する同一面積の円の直径をそれぞれ求め、平均した値を意味する。一方向性電磁鋼板用熱延板において、ＭｎＳの総析出量が同一である場合、ＭｎＳの平均粒子径が小さいほど、ＭｎＳは高い分布密度で析出する。

板厚１／５層〜中心の中心領域におけるＭｎＳの平均粒径に対する板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径の比は、中でも１．２０以上であることが好ましく、特に１．３０以上であることが好ましい。均質微細なＭｎＳが中心領域で結晶粒成長を抑制するとともに、高温では中心領域の結晶粒成長を抑制しながら、表面近傍領域のＭｎＳがオストワルド成長することで二次再結晶が開始し、結晶粒をさん食して進行する二次再結晶が顕著に起こりやすくなるからである。

板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径は、８０ｎｍ〜３００ｎｍの範囲内であることが好ましく、中でも８０ｎｍ〜２００ｎｍの範囲内、特に８０ｎｍ〜１６０ｎｍの範囲内であることが好ましい。ＭｎＳがこの平均粒径にある場合、尖鋭な二次再結晶組織が得られるからである。また、板厚１／５層〜中心の中心領域におけるＭｎＳの平均粒径は、５０ｎｍ〜２００ｎｍの範囲内であることが好ましく、中でも５０ｎｍ〜１８０ｎｍの範囲内、特に５０ｎｍ〜１２０ｎｍの範囲内であることが好ましい。中心領域に微細なＭｎＳを分散させることで、仕上げ焼鈍中の中心領域の結晶粒成長が抑制され、二次再結晶が顕著に安定化されるからである。

（２）分布密度
本発明の一方向性電磁鋼板用熱延板において、板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＭｎＳの分布密度に対する板厚１／５層〜中心の中心領域におけるＭｎＳの分布密度の比は１．１０以上であり、上記表面近傍領域における平均粒径が１μｍ以上のＭｎＳの分布密度が２０個／ｍｍ^２以下であることが好ましい。上記ＭｎＳの分布密度の比を１．１０以上とするのは、ＭｎＳが表面近傍領域よりも中心領域において微細かつ高密度になることによって、表面近傍領域において一次再結晶組織をＧｏｓｓ方位粒の優先成長にさらに顕著に有利な組織にし、仕上げ焼鈍時に中心領域の一次再結晶粒の成長をさらに顕著に抑制することができるので、鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性をさらに顕著に維持させて、薄手の一方向性電磁鋼板における二次再結晶組織をさらに顕著に安定化させることができるからである。一方、上記表面近傍領域における平均粒径が１μｍ以上のＭｎＳの分布密度を２０個／ｍｍ^２以下とするのは、上記表面近傍領域において、ＭｎＳが過度に粗大かつ低密度になると、二次再結晶が不安定となるからである。

ここで、本発明において、「ＭｎＳの分布密度」とは、鏡面研磨した断面を観察して数えたＭｎＳの個数を観察視野の面積で除した値を意味する。

４．板厚
本発明の一方向性電磁鋼板用熱延板は、薄手の一方向性電磁鋼板を製造する時に均一な二次再結晶を発現させるようなインヒビター制御を行って得られることを前提としている。そのため熱延板の板厚は２．３ｍｍ以下の範囲内、好ましくは２．１ｍｍ以下の範囲内、より好ましくは２．０ｍｍ以下の範囲内とし、その後の冷間圧延工程では８５％以上、９２％以下の圧下率で冷間圧延を施し最終板厚とするのが好ましい。一方、冷間圧延後の板厚が極度に薄くなり、本発明による改善が見られないため、熱延板の板厚は１．５ｍｍ以上の範囲内とするのが好ましい。

５．製造方法
本発明の一方向性電磁鋼板用熱延板は、後述の「Ｂ．一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法」に記載の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法により製造することが好適である。

Ｂ．一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法
本発明の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法は、上述の化学成分を有する鋳片に熱間圧延を施す熱間圧延工程を有する。以下、本発明の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法について説明する。

１．熱間圧延工程
熱間圧延工程においては、上述の化学成分を有する鋳片に熱間圧延を施す。また、上記熱間圧延工程においては、表面温度Ｔｓ：１１００〜１２００℃および板厚中心温度Ｔｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たす状態で鋼板に施される圧延の真歪みを、上記熱間圧延全体の真歪みの４０％以上とする。これにより、一方向性電磁鋼板用熱延板において、板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を、板厚１／５層〜中心の中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径よりも粗大化させておくことができる。また、上記表面近傍領域において、上記中心領域よりもＭｎＳを粗大かつ低密度にすることができる。

また、上記熱間圧延工程においては、上記鋳片の板厚中心温度が表面温度よりも低くなることにより、粒界易動度が上記鋳片の中心領域において表面近傍領域よりも小さくなる。これに加えて、上記鋳片が含有するＢｉ、Ｐｂ、Ａｓ、およびＴｅからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素の偏析により粒界の移動速度が遅くなる。このため、上記鋳片の中心領域において表面近傍領域よりも結晶粒径は顕著に小さくなる。この結果、一方向性電磁鋼板用熱延板において、板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を、板厚１／５層〜中心の中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径よりも顕著に粗大化させておくことができる。また、上記表面近傍領域において、上記中心領域よりもＭｎＳを顕著に粗大かつ低密度にすることができ、かつ上記表面近傍領域においてＭｎＳが過度に粗大かつ低密度になることを抑制することもできる。

これにより、一次再結晶完了時点において、表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径よりも顕著に粗大化させておくことができる。この結果、二次再結晶時に鋼板表面近傍におけるインヒビター強度の低下が急速に起こったとしても、鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性を顕著に維持させて、薄手の一方向性電磁鋼板における二次再結晶組織を顕著に安定化させることができる。
ここで、上記熱間圧延全体の真歪みは５０％以上であることが好ましい。これにより、ＭｎＳの析出が促進され、上記の効果がさらに顕著に高まるからである。

ここで、本発明において、「鋼板の表面温度Ｔｓ」とは、接触式の温度計あるいは放射温度計によって測定した温度を意味する。また、本発明において、「鋼板の板厚中心温度Ｔｃ」とは、通常公知の差分法による熱伝導解析により求めた温度を意味する。

上述の化学成分を有する鋳片は、例えば、転炉または電気炉等により鋼を溶製して、必要に応じて真空脱ガス処理し、次いで連続鋳造もしくは造塊後分塊圧延することによって得られる。

上記熱間圧延工程においては、上記鋳片に粗圧延および仕上げ圧延を施して所望の板厚の熱延板に仕上げる。このとき、後述の条件で上記鋳片を加熱した後に上記熱間圧延を施してもよい。また、上記粗圧延において１または２以上の圧延パスを施した鋼板に、後述の条件で冷却して保持した後に、さらに加熱して上記仕上げ圧延を施してもよい。

上記熱間圧延工程において、表面温度Ｔｓ：１１００〜１２００℃および板厚中心温度Ｔｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たす状態で鋼板に施される圧延の真歪みを、上記熱間圧延全体の真歪みの４０％以上とするとは、上記粗圧延および仕上げ圧延の全ての圧延パスから任意に選択した１または２以上の圧延パスを上記関係を満たす状態で鋼板に行い、上記関係を満たす状態で鋼板に行う上記１または２以上の圧延パスの真歪みを、上記粗圧延および仕上げ圧延の全ての圧延パスの真歪みの４０％以上とすることを意味する。

また、上記熱間圧延工程において、表面温度Ｔｓ：１１００〜１２００℃および板厚中心温度Ｔｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たす状態で鋼板に施される圧延の真歪みを、上記熱間圧延全体の真歪みの４０％以上とする操業管理の条件としては、主に、以下の二つの好ましい条件がある。

第１の条件では、表面温度にして９００℃以下まで冷却した上記鋳片を、雰囲気温度が１２００℃以上の加熱炉に装入して、装入後１時間以内に上記加熱炉から抽出した上記鋳片に上記熱間圧延を施す。これにより、上記鋳片の表面温度と板厚中心温度との差が確保され、続く上記熱間圧延工程において、１または２以上の圧延パスを、表面温度Ｔｓ：１１００〜１２００℃および板厚中心温度Ｔｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たす状態で鋼板に行う。そして、上記関係を満たす状態で鋼板に行う上記１または２以上の圧延パスの真歪みを、上記熱間圧延全体の真歪みの４０％以上とする。この結果、一方向性電磁鋼板用熱延板において、上記表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を、上記中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径よりもさらに顕著に粗大化させておくことができる。また、上記表面近傍領域において、より効果的に上記中心領域よりもＭｎＳを粗大かつ低密度にすることができる。

第２の条件では、圧延後の鋼板を表面温度Ｔｓにして１１００℃以上から６００〜７５０℃以下まで２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して６００〜７５０℃の温度域に０ｓ〜３００ｓ保持した後に、上記圧延後の鋼板を表面温度Ｔｓにして１１００℃以上１１５０℃以下の温度まで加熱した後さらに圧延を施す。具体的には、例えば、上記粗圧延または仕上げ圧延において行われる１または２以上の圧延パス後の鋼板を、表面温度Ｔｓにして１１００℃以上から６００〜７５０℃以下まで２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して６００〜７５０℃の温度域に０ｓ〜３００ｓ保持した後に、上記１または２以上の圧延パス後の鋼板を表面温度Ｔｓにして１１００℃以上１１５０℃以下の温度まで加熱した後さらに仕上げ圧延において１または２以上の圧延パスを行う。

これにより、上記粗圧延または仕上げ圧延において行われる１または２以上の圧延パス後の鋼板の表面温度と板厚中心温度の差が確保され、続く上記仕上げ圧延において行われる１または２以上の圧延パスを、表面温度Ｔｓ：１１００〜１２００℃および板厚中心温度Ｔｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たす状態で鋼板に行う。そして、上記関係を満たす状態で鋼板に行う上記１または２以上の圧延パスの真歪みを、上記熱間圧延全体の真歪みの４０％以上とする。この結果、一方向性電磁鋼板用熱延板において、上記表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を、上記中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径よりもさらに顕著に粗大化させておくことができる。また、上記表面近傍領域において、より効果的に上記中心領域よりもＭｎＳを粗大かつ低密度にすることができる。

また、上記熱間圧延工程においては、表面温度Ｔｓ：１１００〜１２００℃および板厚中心温度Ｔｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たす状態で鋼板に施される圧延の真歪みを、上記熱間圧延全体の真歪みの５０％以上とすることが好ましい。一方向性電磁鋼板用熱延板において、上記表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を、上記中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径よりもさらに顕著に粗大化させておくことができる。また、上記表面近傍領域において、より効果的に上記中心領域よりもＭｎＳを粗大かつ低密度にすることができるからである。

また、上記熱間圧延工程においては、表面温度Ｔｓ：１１００〜１２００℃および板厚中心温度Ｔｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たす状態で鋼板に施される上述の圧延のうち表面温度Ｔｓ：１１００〜１１５０℃で鋼板に施される圧延の真歪みを、上記熱間圧延全体の真歪みの４０％以上とすることが好ましく、５０％以上とすることがさらに好ましい。一方向性電磁鋼板用熱延板において、板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を、板厚１／５層〜中心の中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径よりもさらに顕著に粗大化させておくことができる。また、上記表面近傍領域において、より効果的に上記中心領域よりもＭｎＳを粗大かつ低密度にすることができる。この結果、一次再結晶完了時点において、表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径よりも顕著に粗大化させておくことができるので、薄手の一方向性電磁鋼板における二次再結晶組織をさらに顕著に安定化させることができる。

また、上記熱間圧延工程においては、上記鋳片を表面温度にして１２５０〜１４００℃に加熱した後に、上記加熱後の鋳片に上記熱間圧延を施すことが好ましい。上記熱間圧延を施す前に既に析出しているＭｎＳを完全に溶体化させることができるため、上記熱間圧延を施すことによって、板厚１／５層〜中心の中心領域においてＭｎＳを板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域よりも、より微細かつ高密度に析出させることができる。これにより、中心領域において結晶粒の成長を顕著に抑制することで、一次再結晶組織をＧｏｓｓ方位粒の優先成長にさらに顕著に有利な組織にし、仕上げ焼鈍時に一次再結晶粒の成長をさらに顕著に抑制することができるので、鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性をさらに顕著に維持させて、薄手の一方向性電磁鋼板における二次再結晶組織をさらに顕著に安定化させることができるからである。

さらに、上記熱間圧延工程においては、上記鋳片が、上記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、およびＰからなる群から選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００４％以上０．５％以下をさらに含有することが好ましい。これらの元素の偏析により粒界の移動速度がさらに遅くなるため、上記鋳片の中心領域において表面近傍領域よりも結晶粒径はさらに顕著に小さくなる。この結果、一方向性電磁鋼板用熱延板において、板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径を、板厚１／５層〜中心の中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径よりもさらに顕著に粗大化させておくことができる。また、上記表面近傍領域において、より効果的に上記中心領域よりもＭｎＳを粗大かつ低密度にすることができる。これにより、二次再結晶時に鋼板表面近傍におけるインヒビター強度の低下が急速に起こったとしても、鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性をさらに顕著に維持させて、薄手の一方向性電磁鋼板における二次再結晶組織をさらに顕著に安定化させることができるからである。

２．一方向性電磁鋼板用熱延板
本発明の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法によって製造される一方向性電磁鋼板用熱延板としては、特に限定されるものではないが、上述の「Ａ．一方向性電磁鋼板用熱延板」に記載の一方向性電磁鋼板用熱延板が好ましい。より均一な二次再結晶を発現させることによってより磁気特性を優れたものとした薄手の一方向性電磁鋼板を製造するために用いることができるからである。

Ｃ．一方向性電磁鋼板の製造方法
本発明の一方向性電磁鋼板の製造方法は、上述の「Ｂ．一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法」に記載の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法を行って一方向性電磁鋼板用熱延板を製造する熱延板製造工程と、上記一方向性電磁鋼板用熱延板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、上記熱延板焼鈍後の鋼板に冷間圧延を施す冷間圧延工程と、上記冷間圧延後の鋼板に脱炭焼鈍を施す脱炭焼鈍工程と、上記脱炭焼鈍後の鋼板に仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程とを有することを特徴とするものである。
以下、本発明の一方向性電磁鋼板の製造方法における各工程について説明する。

１．熱延板製造工程
上記熱延板製造工程においては、上述の「Ｂ．一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法」に記載の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法を行って一方向性電磁鋼板用熱延板を製造する。

熱延板製造条件は、上記「Ｂ．一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法 １．熱間圧延工程」の項目に記載の通りである。また、一方向性電磁鋼板用熱延板の構成は、上記「Ａ．一方向性電磁鋼板用熱延板」の項目に記載の通りである。

２．熱延板焼鈍工程
上記熱延板焼鈍工程においては、上記一方向性電磁鋼板用熱延板に熱延板焼鈍を施す。

熱延板焼鈍条件は、特に限定されるものではないが、上記熱延板焼鈍工程においては、上記一方向性電磁鋼板用熱延板を９００〜１０５０℃の温度域に６０ｓ以上保持することが好ましい。熱延板焼鈍をこのような条件で施すことにより、ＡｌＮが析出してインヒビターとして作用する結果、二次再結晶組織におけるＧｏｓｓ方位への集積度がさらに顕著に向上するからである。
上記熱延板焼鈍工程においては、上記仕上げ熱延後の鋼板をコイル状に巻き取り、自己保有熱にて上記の温度域に保持してもよいし、冷却後の熱延板に焼鈍を施して上記の温度域に保持してもよい。

３．冷間圧延工程
上記冷間圧延工程においては、上記熱延板焼鈍後の鋼板に冷間圧延を施す。

４．脱炭焼鈍工程
上記脱炭焼鈍工程においては、上記冷間圧延後の鋼板に脱炭焼鈍を施す。

脱炭焼鈍条件は特に限定されるものではないが、上記脱炭焼鈍工程においては、上記冷間圧延後の鋼板を、３５０℃以下の温度から７００℃以上８５０℃以下の温度まで昇温する昇温過程において１００℃／ｓ以上の昇温速度で加熱した後に、上記冷間圧延後の鋼板に上記脱炭焼鈍を施すことが好ましい。一次再結晶時の昇温での急速加熱の作用によって、一次再結晶完了時に、板厚方向全体においてＧｏｓｓ方位粒を大きくすることができるからである。これにより、本発明における熱延板の組織による作用との相乗効果が生じることで、一次再結晶完了時点において、表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径がさらに顕著に大きくなり、二次再結晶時に鋼板表面近傍におけるインヒビター強度の低下が急速に起こったとしても、鋼板表面近傍におけるＧｏｓｓ方位粒の優先成長性がさらに顕著に維持されることが期待できる。この結果、薄手の一方向性電磁鋼板における二次再結晶組織をさらに顕著に安定化させることができるからである。

５．仕上げ焼鈍工程
上記仕上げ焼鈍工程においては、上記脱炭焼鈍後の鋼板に仕上げ焼鈍を施す。これにより、上記脱炭焼鈍後の鋼板において二次再結晶を起こして一方向性電磁鋼板を得る。

６．その他
本発明の一方向性電磁鋼板の製造方法は、一般的に一方向性電磁鋼板の製造方法において行われる工程をさらに有するものでもよい。上述以外の代表的な工程としては、溶解、鋳造、熱延巻取り、酸洗、窒化焼鈍、焼鈍分離剤塗布、純化焼鈍、絶縁皮膜塗布が挙げられる。これらの工程は、一つの製造装置における１回の通板で複数の工程を行ってもよい。また、これらの工程は、一定の工程を複数回繰り返すことや、順番を入れ替えて行ってもよい。

本発明の一方向性電磁鋼板の製造方法において熱延と熱延板焼鈍で単独のＡｌＮが析出してＡｌＮの析出密度が不足する場合は上記脱炭焼鈍工程後上記仕上げ焼鈍工程前に、窒化焼鈍を行う窒化焼鈍工程を有してもよい。これにより、ＡｌＮの析出密度が不足するのを回避することができる。

上記窒化焼鈍工程においては、上記脱炭焼鈍後の鋼板を、７００℃以上８００℃以下の温度域に３０ｓ以上３００ｓ以下保持する窒化焼鈍を行うことが好ましい。

本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。

以下、実施例および比較例を例示して、本発明を具体的に説明する。

（実施例１）
下記表１に示す化学成分を有する鋼番号１〜１５および鋼番号１９〜４０の鋳片を雰囲気温度が１３２０℃の加熱炉に装入して３０分間保持することにより、表面温度にして下記表２−１に示す鋳片加熱温度Ｔｓ０に加熱した後に、加熱炉から抽出した鋳片に下記表２−１に示す条件で粗圧延および仕上げ圧延を施した。また、下記表１に示す化学成分を有する鋼番号１６〜１８の鋳片を表面温度にして８５０℃に冷却した後に、雰囲気温度が１３２０℃の加熱炉に装入して３０分間保持することにより、表面温度にして下記表２−１に示す鋳片加熱温度Ｔｓ０に加熱した後に、加熱炉から抽出した鋳片に下記表２−１に示す条件で粗圧延および仕上げ圧延を施した。

上記粗圧延では、鋼番号１〜４０の鋳片について、入側での鋼板の表面温度Ｔｓ１［℃］、板厚中心温度Ｔｃ１［℃］、および板厚ｔ１［ｍｍ］を下記表２−１に示すようにして最初の圧延パスを行った。また、上記粗圧延および仕上げ圧延において、表面温度Ｔｓ：１１００〜１２００℃および板厚中心温度Ｔｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たす状態で鋼板に連続して行われる複数の圧延パスにおける最初の圧延パスの入側での鋼板の表面温度Ｔｓｓ［℃］、板厚中心温度Ｔｃｓ［℃］、Ｔｓｓ−Ｔｃｓ［℃］、および板厚ｔｓ［ｍｍ］、ならびに上記関係を満たす状態で鋼板に連続して行われる複数の圧延パスにおける最終の圧延パスの出側での鋼板の表面温度Ｔｓｆ［℃］、板厚中心温度Ｔｃｆ［℃］、Ｔｓｆ−Ｔｃｆ［℃］、および板厚ｔｆ［ｍｍ］を下記表２−１に示すようにして、上記関係を満たす状態で鋼板に連続して行われる複数の圧延パスを行った。
なお、Ｔｓｓ、Ｔｃｓ、およびｔｓが、Ｔｓ１、Ｔｃ１、およびｔ１となっている鋼番号での熱間圧延においては、上記粗圧延における最初の圧延パスが、上記粗圧延および仕上げ圧延において、上記関係を満たす状態で鋼板に連続して行われる複数の圧延パスにおける最初の圧延パスに該当する。

以上のように、上記粗圧延および仕上げ圧延を施すことによって、仕上げ板厚ｔｆｆが２．３ｍｍの熱延板を得た。また、上記関係を満たす状態で鋼板に連続して行われる複数の圧延パスにおいて施される圧延の真歪みｅｐ［−］、および上記粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延全体の真歪みｅｔ［−］は、下記表２−１に示されるようになった。また、真歪みｅｔに対する真歪みｅｐの比Ｃｅ（ｅｐ／ｅｔ×１００）［％］は、下記表２−１に示されるようになった。

さらに、得られた熱延板の板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径Ｄｓｇ［μｍ］、ＭｎＳの平均粒径ｄｓ［ｎｍ］、ＭｎＳの分布密度ρｓ［μｍ^−２］、および平均粒径が１μｍ以上のＭｎＳの分布密度ρ１μｍ［μｍ^−２］、ならびに得られた熱延板の板厚１／５層〜中心の中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径Ｄｉ［μｍ］、ＭｎＳの平均粒径ｄｉ［ｎｍ］、およびＭｎＳの分布密度ρｉ［μｍ^−２］を調査した。また、中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径Ｄｉに対する表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径Ｄｓｇの比Ｄｓｇ／Ｄｉ［−］、中心領域におけるＭｎＳの平均粒径ｄｉに対する表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径ｄｓの比ｄｓ／ｄｉ［−］、および表面近傍領域におけるＭｎＳの分布密度ρｓに対する中心領域におけるＭｎＳの分布密度ρｉの比ρｉ／ρｓ［−］を算出した。結晶粒の平均粒径は観察された複数の結晶粒について、投影面積に対する同一面積の円の直径をそれぞれ求め平均した値、ＭｎＳの平均粒径は観察された複数のＭｎＳについて、投影面積に対する同一面積の円の直径をそれぞれ求め平均した値、ＭｎＳの分布密度は鏡面研磨した断面を観察して数えたＭｎＳの個数を観察視野の面積で除した値である。得られた結果を下記表２−２に示す。

鋼番号１９の熱延板は、真歪みの比Ｃｅが本発明の範囲を下回ったため、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った上、上記表面近傍領域における平均粒径が１μｍ以上のＭｎＳの分布密度ρ１μｍが本発明の好ましい範囲を上回り、かつＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓが本発明の好ましい範囲を下回った。また、鋼番号２０の熱延板は、Ｔｓ１が低いために、Ｔｓ：１１００〜１２００℃およびＴｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たさない状態で熱間圧延全体が施されることになるので、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った上、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓが本発明の好ましい範囲を下回った。さらに、鋼番号２１の熱延板は、上記粗圧延の途中で、板厚中心温度Ｔｃが上昇したため、Ｔｓ：１１００〜１２００℃およびＴｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たす状態で連続して行われる複数の圧延パスにおいて施される真歪みｅｐが小さくなり、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った上、真歪みの比Ｃｅが本発明の範囲を下回ったため、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓが本発明の好ましい範囲を下回った。
また、鋼番号２２の熱延板は、本発明のＢｉ、Ｐｂ、Ａｓ、およびＴｅからなる群から選ばれる１種または２種以上の合計添加量が、本発明の範囲を下回ったため、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ/Ｄｉが本発明の範囲を下回った上、表面近傍領域における平均粒径が１μｍ以上のＭｎＳの分布密度ρ１μｍが本発明の好ましい範囲を上回った。
また、鋼番号２３、２４、２５、２６および２７の熱延板は、本発明のＢｉ、Ｐｂ、Ａｓ、およびＴｅからなる群から選ばれる１種または２種以上の合計添加量が、本発明の範囲を上回ったため、熱延中に割れた。

また、鋼番号２８の熱延板は、鋳片加熱温度Ｔｓ０が本発明の好ましい範囲である１２５０〜１４００℃を下回ったため、ＭｎＳの分散が不十分で、表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径ｄｓが本発明の好ましい範囲を上回り、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓが本発明の好ましい範囲を下回り、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った。

また、鋼番号２９の熱延板は、鋳片加熱温度Ｔｓ０が本発明の好ましい範囲である１２５０〜１４００℃を上回ったため、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓが本発明の好ましい範囲を下回り、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った。

また、鋼番号３０の熱延板は、Ｃ含有量が本発明の範囲を上回っているばかりか、真歪みの比Ｃｅが本発明の範囲を下回ったため、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った。さらに、鋼番号３１および３２の熱延板は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲外であるばかりか、真歪みの比Ｃｅが本発明の範囲を下回ったため、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った。

また、鋼番号３３の熱延板は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲外であるため、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓが本発明の好ましい範囲を下回り、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った。鋼番号３４の熱延板は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲外であるため、表面近傍領域における平均粒径が１μｍ以上のＭｎＳの分布密度ρ１μｍが本発明の好ましい範囲を上回り、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓが本発明の好ましい範囲を下回り、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った。また、鋼番号３５の熱延板は、Ｓ含有量が本発明の範囲外であるため、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓが本発明の好ましい範囲を下回り、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った。さらに、鋼番号３６の熱延板は、Ｓ含有量が本発明の範囲外であるため、表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径ｄｓおよび平均粒径が１μｍ以上のＭｎＳの分布密度ρ１μｍが本発明の好ましい範囲を上回り、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓが本発明の好ましい範囲を下回り、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った。

また、鋼番号３７および３８の熱延板は、Ａｌ含有量が本発明の範囲外であり、後述の実施例３において、１２００℃で保持する仕上げ焼鈍により二次再結晶が発現せず、磁束密度が極めて劣位な一方向性電磁鋼板が得られた。さらに、鋼番号３９および４０の熱延板は、Ｎ含有量が本発明の範囲外であり、後述の実施例３において、１２００℃で保持する仕上げ焼鈍により二次再結晶が発現せず、磁束密度が極めて劣位な一方向性電磁鋼板が得られた。

これに対して、本発明の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法における要件を満足する条件で熱間圧延を施した鋼番号１〜１８の熱延板は、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲内となり、上記表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径ｄｓ、および上記表面近傍領域における平均粒径が１μｍ以上のＭｎＳの分布密度ρ１μｍ、ならびにＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓが本発明の好ましい範囲内となった。

（実施例２）
下記表３に示す化学組成を有する鋼番号４１〜５８の鋳片を雰囲気温度が１３２０℃の加熱炉に装入して３０分間保持することにより、表面温度にして下記表４−１に示す鋳片加熱温度Ｔｓ０に加熱した後に、加熱炉から抽出した鋳片に下記表４−１に示す条件で粗圧延および仕上げ圧延を施した。

上記粗圧延では、入側での鋼板の板厚ｔ１［ｍｍ］を下記表４−１に示すようにして最初の圧延パスを行った。また、表面温度Ｔｓ：１１００〜１２００℃および板厚中心温度Ｔｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たす状態で鋼板に連続して行われる複数の圧延パスを、上記複数の圧延パスにおける最初の圧延パスの入側での鋼板の表面温度Ｔｓｓ［℃］、板厚中心温度Ｔｃｓ［℃］、Ｔｓｓ−Ｔｃｓ［℃］、および板厚ｔｓ［ｍｍ］、ならびに上記複数の圧延パスにおける最終の圧延パスの出側での鋼板の表面温度Ｔｓｆ［℃］、板厚中心温度Ｔｃｆ［℃］、Ｔｓｆ−Ｔｃｆ［℃］、および板厚ｔｆ［ｍｍ］を下記表４−１に示すようにして行った。上記粗圧延において、上記関係を満たす状態で鋼板に連続して行われる複数の圧延パスにおいて施される圧延の真歪みｅｐｒ［−］は、下記表４−１に示されるようになった。上記粗圧延を施すことによって、粗圧延後板厚ｔｆｆ１が６．０ｍｍまたは８．０ｍｍの粗圧延板を得た。

そして、下記表４−１に示す条件に示すように、上記粗圧延により得られた粗圧延板を、表面温度にして１１００℃の冷却開始速度［℃］から５５０〜８００℃の冷却到達速度［℃］まで１．５〜２．５℃／ｓｅｃの平均冷却速度［℃／ｓｅｃ］で冷却した後、１８０〜６００ｓｅｃの保持時間［ｓｅｃ］で上記冷却到達速度に等温保持し、表面温度にして再昇温到達温度［℃］まで加熱した後、下記表４−１に示す条件で施す上記仕上げ圧延を施した。

また、上記仕上げ圧延では、表面温度Ｔｓ：１１００〜１２００℃および板厚中心温度Ｔｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たす状態で鋼板に連続して行われる複数の圧延パスを、上記複数の圧延パスにおける最初の圧延パスの入側での鋼板の表面温度Ｔｓｓ［℃］、板厚中心温度Ｔｃｓ［℃］、Ｔｓｓ−Ｔｃｓ［℃］、および板厚ｔｓ［ｍｍ］、ならびに上記複数の圧延パスにおける最終の圧延パスの出側での鋼板の表面温度Ｔｓｆ［℃］、板厚中心温度Ｔｃｆ［℃］、Ｔｓｆ−Ｔｃｆ［℃］、および板厚ｔｆ［ｍｍ］を下記表４−１に示すようにして行った。上記仕上げ圧延において、上記関係を満たす状態で鋼板に連続して行われる複数の圧延パスにおいて施される圧延の真歪みｅｐｆ［−］は、下記表４−１に示されるようになった。上記仕上げ圧延を施すことによって、仕上げ板厚ｔｆｆ２が２．３ｍｍの熱延板を得た。

また、上記粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延全体の真歪みｅｔ［−］は、下記表４−１に示されるようになった。また、上記粗圧延において上記関係を満たす状態で鋼板に施される真歪みｅｐｒおよび上記仕上げ圧延において上記関係を満たす状態で鋼板に施される真歪みｅｐｆの合計の真歪みｅｐは、下記表４−１に示されるようになった。また、真歪みｅｔに対する真歪みｅｐの比Ｃｅ（ｅｐ／ｅｔ×１００）［％］は、下記表４−１に示されるようになった。

さらに、得られた熱延板の板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径Ｄｓｇ［μｍ］、ＭｎＳの平均粒径ｄｓ［ｎｍ］、ＭｎＳの分布密度ρｓ［μｍ^−２］、および平均粒径が１μｍ以上のＭｎＳの分布密度ρ１μｍ［μｍ^−２］、ならびに得られた熱延板の板厚１／５層〜中心の中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径Ｄｉ［μｍ］、ＭｎＳの平均粒径ｄｉ［ｎｍ］、およびＭｎＳの分布密度ρｉ［μｍ^−２］を調査した。また、中心領域における全方位の結晶粒の平均粒径Ｄｉに対する表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径Ｄｓｇの比Ｄｓｇ／Ｄｉ［−］、中心領域におけるＭｎＳの平均粒径ｄｉに対する表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径ｄｓの比ｄｓ／ｄｉ［−］、および表面近傍領域におけるＭｎＳの分布密度ρｓに対する中心領域におけるＭｎＳの分布密度ρｉの比ρｉ／ρｓ［−］を算出した。結晶粒の平均粒径は観察された複数の結晶粒について、投影面積に対する同一面積の円の直径をそれぞれ求め平均した値、ＭｎＳの平均粒径は観察された複数のＭｎＳについて、投影面積に対する同一面積の円の直径をそれぞれ求め平均した値、ＭｎＳの分布密度は鏡面研磨した断面を観察して数えたＭｎＳの個数を観察視野の面積で除した値である。得られた結果を下記表４−２に示す。

鋼番号５５の熱延板は、本発明のＢｉ、Ｐｂ、Ａｓ、およびＴｅからなる群から選ばれる１種または２種以上の合計添加量が、本発明の範囲を下回ったため、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ/Ｄｉが本発明の範囲を下回った上、表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径ｄｓが本発明の好ましい範囲を上回った。

鋼番号５６および５７の熱延板は、真歪みの比Ｃｅが本発明の範囲を下回ったため、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った上、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓが本発明の好ましい範囲を下回った。

これに対して本発明の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法における要件を満足する条件で熱間圧延を施した鋼番号４１〜５４の熱延板は、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲内となり、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓが本発明の好ましい範囲内となった。

中でも、本発明の好ましい粗圧延後の冷却速度、冷却到達温度、および保持時間を満足する鋼番号４１〜５０の熱延板については、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉがより好ましい範囲となり、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓがより好ましい範囲となった。その中でも特に真歪みの比Ｃｅが４０〜４３％となった鋼番号４１、４４、４６、４７、および４９の熱延板については、同じ化学成分を有し真歪みの比Ｃｅが４０〜４３％となった鋼番号１よりも結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが好ましい範囲となり、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓがより好ましい範囲となった。また、真歪みの比Ｃｅが５０〜５２％となった鋼番号４８の熱延板についても同様に、同じ化学成分を有し真歪みの比Ｃｅが５０〜５２％となった鋼番号３よりも結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが好ましい範囲となり、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓがより好ましい範囲となった。

(実施例３)
実施例１および２で製造された熱延板のうちの一部に対して、下記表５に示す捲取温度ＣＴ［℃］でコイルに巻き取った後、下記表５に示す条件で熱延板焼鈍を施した。具体的には、鋼番号１、３、１６、１８、４１、４２、４４、１９、２２、３０、３２、３７、３８、３９、４０、５０、および５６の熱延板については、５５０℃の捲取温度ＣＴで巻き取ったコイルを１１５０℃まで昇温後、９００℃に８０ｓｅｃ保持する熱延板焼鈍を施した。また、鋼番号４７、４８、および５０の熱延板については、９５０℃の捲取温度ＣＴで巻き取ったコイルを捲取温度ＣＴに８０ｓｅｃ保持する熱延板焼鈍を施した。これらの熱延板焼鈍後、下記表５に示すように、それぞれの熱延焼鈍板に対して冷間圧延を施すことによって、冷延板板厚ｔｆｆｆが０．２３ｍｍの冷延板を得た。上記冷間圧延後、上記冷延板に対して下記表５に示す条件で脱炭焼鈍を施した。具体的には、鋼番号４４以外の熱延板については、８３５℃で１２０ｓｅｃ保持する脱炭焼鈍を施し、脱炭焼鈍のために８３５℃まで昇温する時に、３００℃から７５０℃まで昇温する昇温過程において昇温速度を１０℃／ｓｅｃとした。また、鋼番号４４の熱延板については、８３５℃で１２０ｓｅｃ保持する脱炭焼鈍を施し、脱炭焼鈍のために８３５℃まで昇温する時に、３００℃から７５０℃まで昇温する昇温過程において昇温速度を２００℃／ｓｅｃとした。脱炭焼鈍を行った後、１２００℃まで昇温して、１２００℃で保持する仕上げ焼鈍を行った。これにより、一方向性電磁鋼板を製造した。

このようにして製造された一方向性電磁鋼板から６０ｍｍ×３００ｍｍの磁気測定試験片をせん断し、７００℃で歪取り焼鈍を行った後に、磁束密度Ｂ８［Ｔ］を測定した。結果を下記表５に示す。下記表５においては、Ｂ８が１．９１Ｔ以上の試料では二次再結晶が安定化しているものとして二次再結晶安定性を○印で示し、Ｂ８が１．９５Ｔ以上の試料では二次再結晶がさらに安定化しているものとして二次再結晶安定性を◎印で示し、Ｂ８が１．９１Ｔ未満の試料では二次再結晶が安定化していないものとして二次再結晶安定性を△印で示し、また、二次再結晶が得られなかったものについては二次再結晶安定性を×印で示した。

鋼番号２２および５５の熱延板は、上記表１および表３に示されるように、Ｂｉ、Ｐｂ、Ａｓ、およびＴｅからなる群から選ばれる元素を含有しないため、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った結果、Ｂ８がいずれも１．９１Ｔを下回り劣位となった。

鋼番号１９および３０の熱延板は、上記表２−１に示されるように、真歪みの比Ｃｅが本発明の範囲を下回ったため、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った結果、Ｂ８がいずれも１．９１Ｔを下回り劣位となった。

これに対して、鋼番号１９と同じ化学成分を有する鋼番号１の熱延板は、真歪みの比Ｃｅが本発明の範囲内となったため、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲内となった結果、Ｂ８が１．９１Ｔを上回り高くなった。また、鋼番号３の熱延板は、鋼番号１と同じ化学成分を有するが、鋼番号１とは異なり、真歪みの比Ｃｅが本発明の好ましい範囲の５０％以上であり、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の好ましい範囲の１．２０以上となり、ＭｎＳの平均粒径の比ｄｓ／ｄｉおよび分布密度の比ρｉ／ρｓが本発明のより好ましい範囲となった結果、Ｂ８が１．９４７Ｔとなり鋼番号１よりも高くなった。さらに、鋼番号１６の熱延板は、鋼番号１と同じ化学成分を有し、真歪みの比Ｃｅが鋼番号１と同程度であるが、鋼番号１とは異なり、鋳片を表面温度にして８５０℃に冷却した後に、雰囲気温度が１３２０℃の加熱炉に装入して３０分間保持することにより、表面温度にして上記表２−１に示す鋳片加熱温度Ｔｓ０に加熱した後に、上記粗圧延および仕上げ圧延を施したものであり、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが鋼番号１よりも大きくなった結果、Ｂ８が１．９４９Ｔとなり鋼番号１よりも高くなった。

また、鋼番号１８の熱延板は、鋼番号１とは異なりＢｉに加えＳｎを含有している上、鋼番号１とは異なり、鋳片を表面温度にして８５０℃に冷却した後に、雰囲気温度が１３２０℃の加熱炉に装入して３０分間保持することにより、表面温度にして上記表２−１に示す鋳片加熱温度Ｔｓ０に加熱した後に、上記粗圧延および仕上げ圧延を施したものであり、真歪みの比Ｃｅが本発明の好ましい範囲の５０％以上である。この結果、鋼番号１８の一方向性電磁鋼板では、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが鋼番号１および１６よりも大きくなり、Ｂ８が１．９６２Ｔとなり鋼番号１および１６よりも著しく高くなった。

また、鋼番号３０の熱延板は、Ｃ含有量が本発明の範囲を上回っているばかりか、真歪みの比Ｃｅが本発明の範囲を下回っており、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った結果、鋼番号３０の一方向性電磁鋼板では、Ｂ８が１．８４４Ｔと極めて劣位となった。

また、鋼番号３２の熱延板は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲を上回っているばかりか、真歪みの比Ｃｅが本発明の範囲を下回っており、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った結果、上記冷間圧延で著しい割れが生じ、一方向性電磁鋼板を製造することができなかった。

また、鋼番号３７および３８の熱延板は、真歪みの比Ｃｅが本発明の範囲内であり、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲内であるが、Ａｌ含有量が本発明の範囲外であり、充分なＡｌＮの分布密度とならず二次再結晶が発現しなかった。同様に、鋼番号３９および４０の熱延板は、真歪みの比Ｃｅが本発明の範囲内であり、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲内であるが、Ｎ含有量が本発明の範囲外であり、充分なＡｌＮの分布密度とならず二次再結晶が発現しなかった。

さらに、鋼番号５６の熱延板は、上記粗圧延と上記仕上げ圧延における真歪みの比Ｃｅが本発明の範囲を下回っており、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲を下回った結果、Ｂ８が１．８６８Ｔと劣位となった。

これに対して、鋼番号４１、４２、４４、４７、４８、４９および５０の熱延板は、上記粗圧延と上記仕上げ圧延における真歪みの比Ｃｅが本発明の範囲内であり、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが本発明の範囲内となった結果、Ｂ８が１．９５０Ｔを上回り、良好な磁気特性が得られた。また、これらの熱延板のうちの鋼番号４２の熱延板は、上記粗圧延と上記仕上げ圧延における真歪みの比Ｃｅが本発明の好ましい範囲の５０％以上であり、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが鋼番号４１よりも大きくなった結果、Ｂ８が１．９５９Ｔとなり鋼番号４１よりも高くなった。また、鋼番号４４の熱延板は、上記粗圧延と上記仕上げ圧延における真歪みの比Ｃｅが鋼番号４１と同程度であり、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが鋼番号４１と同程度となったが、鋼番号４１とは異なり、脱炭焼鈍のために８３５℃まで昇温する時に、３００℃から７５０℃まで昇温する昇温過程において昇温速度を２００℃／ｓｅｃとした結果、Ｂ８が１．９６１Ｔとなり鋼番号４１よりも高くなった。また、鋼番号４７の熱延板は、上記粗圧延と上記仕上げ圧延における真歪みの比Ｃｅが鋼番号４１と同程度であるが、鋼番号４１とは異なり、９５０℃の捲取温度ＣＴで巻き取ったコイルを捲取温度ＣＴに８０ｓｅｃ保持する熱延板焼鈍を施した結果、Ｂ８が１．９５８Ｔとなり鋼番号４１よりも高くなった。

さらに、鋼番号４８および５０の熱延板は、上記粗圧延と上記仕上げ圧延における真歪みの比Ｃｅが本発明の好ましい範囲の５０％以上であり、結晶粒の平均粒径の比Ｄｓｇ／Ｄｉが鋼番号４１よりも大きくなった上に、鋼番号４１とは異なり、９５０℃の捲取温度ＣＴで巻き取ったコイルを捲取温度ＣＴに８０ｓｅｃ保持する熱延板焼鈍を施した結果、Ｂ８が１．９７０以上となり、極めて良好な磁気特性が得られた。

Claims (10)

1. 質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．１０％、Ｓ：０．０１０〜０．０４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、およびＮ：０．００１０〜０．０３００％、ならびにＢｉ、Ｐｂ、Ａｓ、およびＴｅからなる群から選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００２％以上０．０２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる一方向性電磁鋼板用熱延板であって、
   板厚１／５層〜中心の中心領域における結晶粒の平均粒径に対する板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＧｏｓｓ方位粒の平均粒径の比が１．１０以上であり、
   板厚１／５層〜中心の中心領域におけるＭｎＳの平均粒径に対する板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径の比が１．１０以上であり、前記表面近傍領域におけるＭｎＳの平均粒径が３００ｎｍ以下であり、
   板厚１／１０〜１／５層の表面近傍領域におけるＭｎＳの分布密度に対する板厚１／５層〜中心の中心領域におけるＭｎＳの分布密度の比が１．１０以上であり、前記表面近傍領域における平均粒径が１μｍ以上のＭｎＳの分布密度が２０個／ｍｍ ^２ 以下であることを特徴とする一方向性電磁鋼板用熱延板。
2. 前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、およびＰからなる群から選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００４％以上０．５％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の一方向性電磁鋼板用熱延板。
3. 請求項１または請求項２に記載の一方向性電磁鋼板用熱延板を製造する方法であって、
   質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜０．１０％、Ｓ：０．０１０〜０．０４０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、およびＮ：０．００１０〜０．０３０００％、ならびにＢｉ、Ｐｂ、Ａｓ、およびＴｅからなる群から選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００２％以上０．０２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋳片に熱間圧延を施す熱間圧延工程において、表面温度Ｔｓ：１１００〜１２００℃および板厚中心温度Ｔｃ：１０００〜１１００℃がＴｓ−Ｔｃ≧８０℃の関係を満たす状態で鋼板に施される圧延の真歪みを、前記熱間圧延全体の真歪みの４０％以上とすることを特徴とする一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法。
4. 前記熱間圧延工程において、表面温度にして９００℃以下まで冷却した前記鋳片を、雰囲気温度が１２００℃以上の加熱炉に装入して、装入後１時間以内に前記加熱炉から抽出した前記鋳片に前記熱間圧延を施すことを特徴とする請求項３に記載の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法。
5. 前記熱間圧延工程において、圧延後の鋼板を表面温度Ｔｓにして１１００℃以上から６００〜７５０℃以下まで２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却して６００〜７５０℃の温度域に０ｓ〜３００ｓ保持した後に、前記圧延後の鋼板を表面温度Ｔｓにして１１００℃以上１１５０℃以下の温度まで加熱した後さらに圧延を施すことを特徴とする請求項３または請求項４に記載の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法。
6. 前記熱間圧延工程において、前記鋳片を表面温度にして１２５０〜１４００℃に加熱した後に、前記加熱後の鋳片に前記熱間圧延を施すことを特徴とする請求項３から請求項５までのいずれかに記載の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法。
7. 前記鋳片が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｂ、Ｓｎ、およびＰからなる群から選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００４％以上０．５％以下をさらに含有することを特徴とする請求項３から請求項６までのいずれかに記載の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法。
8. 請求項３から請求項７までのいずれかに記載の一方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法を行って一方向性電磁鋼板用熱延板を製造する熱延板製造工程と、
   前記一方向性電磁鋼板用熱延板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、
   前記熱延板焼鈍後の鋼板に冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
   前記冷間圧延後の鋼板に脱炭焼鈍を施す脱炭焼鈍工程と、
   前記脱炭焼鈍後の鋼板に仕上げ焼鈍を施す仕上げ焼鈍工程と
   を有することを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
9. 前記熱延板焼鈍工程において、前記一方向性電磁鋼板用熱延板を９００〜１０５０℃の温度域に６０ｓ以上保持する熱延板焼純を施すことを特徴とする請求項８に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
10. 前記脱炭焼鈍工程において、前記冷間圧延後の鋼板を、３５０℃以下の温度から７００℃以上８５０℃以下の温度まで昇温する昇温過程において１００℃／ｓ以上の昇温速度で加熱した後に、前記冷間圧延後の鋼板に前記脱炭焼鈍を施すことを特徴とする請求項８または請求項９に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。