(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2022-03-08
(45)【発行日】2022-03-16
(54)【発明の名称】方向性電磁鋼板およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20220309BHJP
C21D 8/12 20060101ALI20220309BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20220309BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20220309BHJP
H01F 1/147 20060101ALI20220309BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 303U
C21D8/12 B
C21D9/46 501A
C22C38/60
H01F1/147 175
【請求項の数】
8
(21)【出願番号】P 2020536062
(86)(22)【出願日】2018-12-17
(65)【公表番号】
(43)【公表日】2021-03-18
(86)【国際出願番号】 KR2018016038
(87)【国際公開番号】W WO2019132361
(87)【国際公開日】2019-07-04
【審査請求日】2020-06-26
(31)【優先権主張番号】10-2017-0179926
(32)【優先日】2017-12-26
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(73)【特許権者】
【識別番号】592000691
【氏名又は名称】ポスコ
【氏名又は名称原語表記】ＰＯＳＣＯ
(74)【代理人】
【識別番号】110000051
【氏名又は名称】特許業務法人共生国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】ハン，ギュ－ソク
(72)【発明者】
【氏名】キム，ジェ－ギョム
(72)【発明者】
【氏名】パク，チャン－スゥ
(72)【発明者】
【氏名】ソ，ジン－ウク
(72)【発明者】
【氏名】パク，ゾン－テ
【審査官】鈴木 葉子
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１７－１０１３１１（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０００－１６０３０４（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０００－１２９３５６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１４－０６２３０５（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第９８／０４６８０１（ＷＯ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／１２， ９／４６
Ｈ０１Ｆ １／１２－ １／３８， １／４４
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、Ｓｉ：２．０～４．５％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｍｎ：０．００１０～０．０８％、Ｐ：０．００１～０．１％、Ｃｕ：０．００５～０．０９％、Ｓ：０．０００５～０．０５％、Ｓｅ：０．０００５～０．０５％、Ｂ：０．０００５～０．０１０％、及びＭｏ：０．０２～０．２％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなり、ＳおよびＳｅをその合計量で０．００５～０．０５重量％含むことを特徴とする方向性電磁鋼板。
【請求項2】
Ｂ：０．００１１～０．０１重量％を含むことを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
【請求項3】
Ａｌ：０．０００１～０．０１重量％及びＮ：０．０００５～０．００５重量％をさらに含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の方向性電磁鋼板。
【請求項4】
Ｃｒ：０．００１～０．１重量％、Ｓｎ：０．００５～０．２重量％、及びＳｂ：０．００５～０．２重量％のうちの１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板。
【請求項5】
重量％で、Ｓｉ：２．０～４．５％、Ｃ：０．００１～０．１重量％、Ｍｎ：０．００１０～０．０８％、Ｐ：０．００１～０．１％、Ｃｕ：０．００５～０．０９％、Ｓ：０．０００５～０．０５％、Ｓｅ：０．０００５～０．０５％、Ｂ：０．０００５～０．０１０％、及びＭｏ：０．０２～０．２％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなり、Ｓ及びＳｅをその合計量で０．００５～０．０５重量％含むスラブを製造する段階と、前記スラブを加熱する段階と、
前記スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、
前記熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、
前記冷延板を１次再結晶焼鈍する段階と、
１次再結晶焼鈍が完了した冷延板を２次再結晶焼鈍する段階とを含むことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項6】
前記熱延板を製造する段階以後、前記熱延板はエッジクラック最大深さが２０ｍｍ以下であることを特徴とする請求項５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項7】
前記１次再結晶焼鈍が完了した冷延板は、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓおよび（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅのうちの１種以上の析出物を含むことを特徴とする請求項５又は６に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項8】
前記１次再結晶焼鈍する段階は、５０℃～７０℃の露点温度および水素および窒素混合雰囲気で行われることを特徴とする請求項５乃至７のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。具体的に、Ｓ、Ｓｅ系析出物を用いて２次再結晶高温焼鈍時にＧｏｓｓ方位への集積度が非常に高い結晶粒を安定的に成長させて生産性および磁性に優れた方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。さらに具体的に、合金成分内、Ｍｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｏ成分を制御して、生産性および磁性に優れた方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
方向性電磁鋼板は、２次再結晶と呼ばれる異常粒成長現象を用いてＧｏｓｓ集合組織（｛１１０｝＜００１＞集合組織）を鋼板全体に形成させて圧延方向の磁気的特性に優れ、変圧機などの優れた一方向の磁気的特性が要求される電子機器の鉄芯として使用される軟磁性材料である。
【0003】
一般に、磁気的特性は磁束密度と鉄損で表現でき、高い磁束密度は結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞方位に正確に配列することによって得られる。磁束密度の高い電磁鋼板は、電気機器の鉄芯材料の大きさを小さくすることができるだけでなく、ヒステリシス損失が低まって、電気機器の小型化と同時に高効率化を得ることができる。鉄損は、鋼板に任意の交流磁場を加えた時、熱エネルギーとして消費される電力損失であって、鋼板の磁束密度と板厚、鋼板中の不純物量、比抵抗そして２次再結晶粒大きさなどによって大きく変化し、磁束密度と比抵抗が高いほど、そして板厚さと鋼板中の不純物量が低いほど鉄損が低まって電気機器の効率が増加する。
【0004】
方向性電磁鋼板の２次再結晶は、通常の結晶粒成長と異なり、正常的な結晶粒成長が析出物、介在物や、あるいは固溶されるか粒界に偏析される元素によって正常に成長する結晶粒界の移動が抑制された時に発生するようになる。また、Ｇｏｓｓ方位に対する集積度が高い結晶粒を成長させるためには製鋼での成分制御、熱間圧延でのスラブ再加熱および熱間圧延工程因子制御、熱延板焼鈍熱処理、１次再結晶焼鈍、２次再結晶焼鈍などの複雑な工程が要求され、これら工程も非常に精密且つ厳格に管理されなければならない。このように結晶粒成長を抑制する析出物や介在物などを特別に結晶粒成長抑制剤（ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）と呼び、Ｇｏｓｓ方位の２次再結晶による方向性電磁鋼板製造技術に対する研究は強力な結晶粒成長抑制剤を使用してＧｏｓｓ方位に対する集積度が高い２次再結晶を形成して優れた磁気特性を確保するのに主力を注いできた。
【0005】
初期に開発された方向性電磁鋼板は、ＭｎＳが結晶粒成長抑制剤として使用され、２回冷間圧延法で製造された。これによって、２次再結晶は安定的に形成されたが、磁束密度がそれほど高くない水準であり、鉄損も高いほうであった。
その後、ＡｌＮ、ＭｎＳ析出物を複合で用いて、１回強冷間圧延して方向性電磁鋼板を製造する方法が提案された。最近は、ＭｎＳを使用せず１回強冷間圧延後、脱炭を実施した後にアンモニアガスを用いた別途の窒化工程によって鋼板の内部に窒素を供給して強力な結晶粒成長抑制効果を発揮するＡｌ系窒化物によって２次再結晶を起こす方向性電磁鋼板製造方法が提案された。
その後、ＡｌＮ、ＭｎＳ析出物を複合で用いて、１回強冷間圧延して方向性電磁鋼板を製造する方法が提案された。最近は、ＭｎＳを使用せず１回強冷間圧延後、脱炭を実施した後にアンモニアガスを用いた別途の窒化工程によって鋼板の内部に窒素を供給して強力な結晶粒成長抑制効果を発揮するＡｌ系窒化物によって２次再結晶を起こす方向性電磁鋼板製造方法が提案された。
【0006】
今まで主にＡｌＮ、ＭｎＳ［Ｓｅ］などの析出物を結晶粒成長抑制剤として用いて２次再結晶を起こす製造方法を使用している。このような製造方法は、２次再結晶を安定的に起こすことができる長所はあるが、強力な結晶粒成長抑制効果を発揮するためには析出物を非常に微細で均一に鋼板に分布させなければならない。このように微細な析出物を均一に分布させるためには熱間圧延前にスラブを高温で長時間加熱して鋼中に存在していた粗大な析出物を固溶させた後、非常に早く熱間圧延を実施して析出が起こらない状態で熱間圧延を終えなければならない。このためには、大単位のスラブ加熱設備を必要とし、析出を最大限抑制するために熱間圧延と巻取り工程を非常に厳格に管理し熱間圧延以後の熱延板焼鈍工程で固溶された析出物が微細に析出されるように管理しなければならない制約が伴う。また、高温でスラブを加熱するようになれば、融点の低いＦｅ２ＳｉＯ４が形成されることによってスラブウォッシング（ｗａｓｈｉｎｇ）現象が発生して実収率が低下する。
【0007】
また、析出物を用いず、鋼板内に不純物含量を最少化して結晶方位による結晶粒界の粒界移動度の差を極大化することによって２次再結晶を形成させる方向性電磁鋼板製造方法が提案された。この技術では、Ａｌ含量を低減し、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｓｅ、Ｓ、Ｐ、Ｎの含量を微量に制御することを提案したが、少量のＡｌが析出物や介在物を形成してこそ２次再結晶を形成して磁性を確保することができることが明らかになっている。
その他にもＴｉＮ、ＶＮ、ＮｂＮ、ＢＮなどのような多様な析出物を結晶粒成長抑制剤として活用しようと試みられたが、熱的不安定と過度に高い析出物分解温度によって安定した２次再結晶を形成するのには失敗した。
その他にもＴｉＮ、ＶＮ、ＮｂＮ、ＢＮなどのような多様な析出物を結晶粒成長抑制剤として活用しようと試みられたが、熱的不安定と過度に高い析出物分解温度によって安定した２次再結晶を形成するのには失敗した。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0008】
方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。具体的に、Ｓ、Ｓｅ系析出物を用いて２次再結晶高温焼鈍時にＧｏｓｓ方位への集積度が非常に高い結晶粒を安定的に成長させて、生産性および磁性に優れた方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。さらに具体的に、合金成分内、Ｍｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｏ成分を制御して、生産性および磁性に優れた方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【0009】
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０～４．５％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｍｎ：０．００１～０．０８％、Ｐ：０．００１～０．１％、Ｃｕ：０．００１～０．１％、Ｓ：０．０００５～０．０５％、Ｓｅ：０．０００５～０．０５％、Ｂ：０．０００１～０．０１％、及びＭｏ：０．０１～０．２％を含み、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなる。ＳおよびＳｅをその合計量で０．００５～０．０５重量％含む。
【0010】
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板は、Ｂ：０．００１１～０．０１重量％を含むことができる。
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板は、Ａｌ：０．０００１～０．０１重量％及びＮ：０．０００５～０．００５重量％をさらに含んでもよい。
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板は、Ｃｒ：０．００１～０．１重量％、Ｓｎ：０．００５～０．２重量％、及びＳｂ：０．００５～０．２重量％のうちの１種以上をさらに含んでもよい。
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板は、Ａｌ：０．０００１～０．０１重量％及びＮ：０．０００５～０．００５重量％をさらに含んでもよい。
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板は、Ｃｒ：０．００１～０．１重量％、Ｓｎ：０．００５～０．２重量％、及びＳｂ：０．００５～０．２重量％のうちの１種以上をさらに含んでもよい。
【0011】
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：２．０～４．５％、Ｃ：０．００１～０．１重量％、Ｍｎ：０．００１～０．０８％、Ｐ：０．００１～０．１％、Ｃｕ：０．００１～０．１％、Ｓ：０．０００５～０．０５％、Ｓｅ：０．０００５～０．０５％、Ｂ：０．０００１～０．０１％およびＭｏ：０．０１～０．２％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなり、ＳおよびＳｅをその合計量で０．００５～０．０５重量％含むスラブを製造する段階と、スラブを加熱する段階と、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、冷延板を１次再結晶焼鈍する段階と、１次再結晶焼鈍が完了した冷延板を２次再結晶焼鈍する段階とを含む。
【0012】
熱延板を製造する段階以後、前記熱延板は、エッジクラック最大深さが２０ｍｍ以下であってもよい。
１次再結晶焼鈍が完了した冷延板は、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓおよび（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅのうちの１種以上の析出物を含むことができる。
１次再結晶焼鈍する段階は、５０℃～７０℃の露点温度および水素および窒素混合雰囲気で行うことができる。
１次再結晶焼鈍が完了した冷延板は、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓおよび（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅのうちの１種以上の析出物を含むことができる。
１次再結晶焼鈍する段階は、５０℃～７０℃の露点温度および水素および窒素混合雰囲気で行うことができる。
【発明の効果】
【0013】
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板は、合金成分内、Ｍｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｏ成分を制御し、析出物制御が容易なＳ、Ｓｅ系析出物を用いて２次再結晶高温焼鈍時にＧｏｓｓ方位への集積度が非常に高い結晶粒を安定的に成長させて、磁性に優れる。
【図面の簡単な説明】
【0014】
【図1】発明材５の製造過程で２次再結晶直前のＴＥＭ析出物写真である。
【図2】析出物の成分分析グラフである。
【図3】析出物をＦｅ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓ、Ｓｅ成分別にマッピングした結果である。
【図4】析出物をＦｅ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓ、Ｓｅ成分別にマッピングした結果である。
【図5】析出物をＦｅ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓ、Ｓｅ成分別にマッピングした結果である。
【図6】析出物をＦｅ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓ、Ｓｅ成分別にマッピングした結果である。
【図7】析出物をＦｅ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓ、Ｓｅ成分別にマッピングした結果である。
【図8】析出物に対する格子回折パターンを撮った写真である。
【発明を実施するための形態】
【0015】
第１、第２および第３などの用語は多様な部分、成分、領域、層及び／またはセクションを説明するために使用されるが、これらに限定されない。これら用語は、ある部分、成分、領域、層またはセクションを他の部分、成分、領域、層またはセクションと区別するためにのみ使用される。したがって、以下で叙述する第１部分、成分、領域、層またはセクションは、本発明の範囲を逸脱しない範囲内で、第２部分、成分、領域、層またはセクションと言及できる。
【0016】
ここで使用される専門用語は、単に特定実施形態を言及するためのものであり、本発明を限定することを意図しない。ここで使用される単数形態は、文句がこれと明確に反対の意味を示さない限り複数形態も含む。明細書で使用される“含む”の意味は、特定特性、領域、整数、段階、動作、要素及び／または成分を具体化し、他の特性、領域、整数、段階、動作、要素及び／または成分の存在や付加を除外させるものではない。
ある部分が他の部分“の上に”または“上に”あると言及する場合、これは直ぐ他の部分の上にまたは上にあるか、その間に他の部分が伴われてもよい。対照的に、ある部分が他の部分の“真上に”あると言及する場合、その間に他の部分が介されない。
ある部分が他の部分“の上に”または“上に”あると言及する場合、これは直ぐ他の部分の上にまたは上にあるか、その間に他の部分が伴われてもよい。対照的に、ある部分が他の部分の“真上に”あると言及する場合、その間に他の部分が介されない。
【0017】
異なって定義してはいないが、ここに使用される技術用語および科学用語を含む全ての用語は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同一な意味を有する。通常使用される辞典に定義された用語は関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有すると追加解釈され、定義されない限り理想的であるか非常に公式的な意味に解釈されない。
また、特に言及しない限り、％は重量％を意味し、１ｐｐｍは０．０００１重量％である。
本発明の一実施形態で追加元素をさらに含むことの意味は、追加元素の追加量だけ残部の鉄（Ｆｅ）を代替して含むことを意味する。
また、特に言及しない限り、％は重量％を意味し、１ｐｐｍは０．０００１重量％である。
本発明の一実施形態で追加元素をさらに含むことの意味は、追加元素の追加量だけ残部の鉄（Ｆｅ）を代替して含むことを意味する。
【0018】
以下、本発明の実施形態について本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施できるように詳しく説明する。しかし、本発明は様々な異なる形態に実現でき、ここで説明する実施形態に限定されない。
【0019】
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０～４．５％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｍｎ：０．００１～０．０８％、Ｐ：０．００１～０．１％、Ｃｕ：０．００１～０．１％、Ｓ：０．０００５～０．０５％、Ｓｅ：０．０００５～０．０５％、Ｂ：０．０００１～０．０１％およびＭｏ：０．０１～０．２％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物を含む。
【0020】
以下、方向性電磁鋼板の成分限定の理由を説明する。
【0021】
Ｓｉ：２．０～４．５重量％
シリコン（Ｓｉ）は、方向性電磁鋼板素材の比抵抗を増加させて鉄心損失（ｃｏｒｅ ｌｏｓｓ）、即ち、鉄損を低める役割を果たす。Ｓｉ含量が過度に少なければ、比抵抗が減少して、渦電流損が増加し、鉄損が劣化することがある。また、１次再結晶焼鈍時、フェライトとオーステナイト間相変態が発生するようになって、１次再結晶集合組織が激しく毀損されることがある。また、２次再結晶焼鈍時、フェライトとオーステナイト間相変態が発生するようになって、２次再結晶が不安定になるだけでなくＧｏｓｓ集合組織が激しく毀損されることがある。Ｓｉ含量が過度に多ければ、１次再結晶焼鈍での脱炭時、ＳｉＯ２およびＦｅ２ＳｉＯ４酸化層が過度で緻密に形成されて脱炭挙動を遅延させることがある。また、鋼の脆性が増加し、靭性が減少して、圧延過程中、板破断発生率が深化されることがある。したがって、Ｓｉは、２．０～４．５重量％含むことができる。さらに具体的に、２．５～４．０重量％含むことができる。
シリコン（Ｓｉ）は、方向性電磁鋼板素材の比抵抗を増加させて鉄心損失（ｃｏｒｅ ｌｏｓｓ）、即ち、鉄損を低める役割を果たす。Ｓｉ含量が過度に少なければ、比抵抗が減少して、渦電流損が増加し、鉄損が劣化することがある。また、１次再結晶焼鈍時、フェライトとオーステナイト間相変態が発生するようになって、１次再結晶集合組織が激しく毀損されることがある。また、２次再結晶焼鈍時、フェライトとオーステナイト間相変態が発生するようになって、２次再結晶が不安定になるだけでなくＧｏｓｓ集合組織が激しく毀損されることがある。Ｓｉ含量が過度に多ければ、１次再結晶焼鈍での脱炭時、ＳｉＯ２およびＦｅ２ＳｉＯ４酸化層が過度で緻密に形成されて脱炭挙動を遅延させることがある。また、鋼の脆性が増加し、靭性が減少して、圧延過程中、板破断発生率が深化されることがある。したがって、Ｓｉは、２．０～４．５重量％含むことができる。さらに具体的に、２．５～４．０重量％含むことができる。
【0022】
Ｃ：０．００５重量％以下
炭素（Ｃ）はオーステナイト安定化元素であって、連鋳過程に発生する粗大な柱状晶組織を微細化する効果と共に、Ｓのスラブ中心偏析を抑制する。また、冷間圧延中に鋼板の加工硬化を促進して、鋼板内に｛１１０｝＜００１＞方位の２次再結晶核生成を促進したりもする。しかし、最終製品に残存するようになる場合、磁気的時効効果によって形成される炭化物を製品板内に析出させて磁気的特性を悪化させる元素であるため、適正な含量に制御されなければならない。本発明の一実施形態では、製造過程で１次再結晶焼鈍時、脱炭過程を経るようになり、脱炭焼鈍後製造された最終電磁鋼板内のＣ含量は０．００５重量％以下であってもよい。より具体的には、０．００３重量％以下であってもよい。
炭素（Ｃ）はオーステナイト安定化元素であって、連鋳過程に発生する粗大な柱状晶組織を微細化する効果と共に、Ｓのスラブ中心偏析を抑制する。また、冷間圧延中に鋼板の加工硬化を促進して、鋼板内に｛１１０｝＜００１＞方位の２次再結晶核生成を促進したりもする。しかし、最終製品に残存するようになる場合、磁気的時効効果によって形成される炭化物を製品板内に析出させて磁気的特性を悪化させる元素であるため、適正な含量に制御されなければならない。本発明の一実施形態では、製造過程で１次再結晶焼鈍時、脱炭過程を経るようになり、脱炭焼鈍後製造された最終電磁鋼板内のＣ含量は０．００５重量％以下であってもよい。より具体的には、０．００３重量％以下であってもよい。
【0023】
スラブ内で、Ｃは０．００１～０．１重量％含まれてもよい。スラブ内にＣを過度に少なく含むようになれば、オーステナイト間相変態が十分に起こらなくてスラブおよび熱間圧延微細組織の不均一化を引き起こすようになる。これによって、冷間圧延性まで害するようになる。Ｃを過度に多く含むようになれば、脱炭工程で十分な脱炭を得ることができない。これによって、引き起こされる相変態現象によって２次再結晶集合組織が激しく毀損されるようになる。また、熱延板のエッジクラックが発生することがある。さらに具体的に、スラブ内でＣは０．０１～０．１重量％含まれてもよい。
【0024】
Ｍｎ：０．００１～０．０８重量％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に、比抵抗を増加させて鉄損を減少させる効果がある。既存には、鋼中でＳと反応してＭｎＳ析出物を形成し結晶粒成長を抑制する役割が知られていた。しかし、単独のＭｎＳが形成される場合には、析出物が非常に大きく析出されて結晶粒成長抑制剤として十分な役割を果たすことができなかった。そのような理由で、所望の抑制力を確保するために多くのＭｎＳ析出物形成元素を添加し、それによってスラブを高温で加熱する問題が発生した。本発明の一実施形態では、Ｆｅ、ＭｎおよびＣｕを含む硫化物（Ｓｕｌｆｉｄｅ）あるいはセレン化物（Ｓｅｌｅｎｉｄｅ）を析出物として形成するため、Ｍｎ含量を多量添加する必要がない。むしろＭｎの含量を多量添加する場合、ＭｎＳあるいはＭｎＳｅ析出物が粗大に析出されて結晶成長抑制力が落ちるようになる。Ｍｎを過度に少なく含む場合、ＦｅＳとＦｅＳｅ析出物の形成が促進され、このような析出物は、結晶成長抑制力は大きいが、熱間圧延時に界面で液状に相変化しながらエッジクラックを増加させるようになって、熱延生産性が落ちる問題が発生することがある。したがって、Ｍｎは０．００１～０．０８重量％含むことができる。さらに具体的に、０．００５～０．０８重量％含むことができる。
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に、比抵抗を増加させて鉄損を減少させる効果がある。既存には、鋼中でＳと反応してＭｎＳ析出物を形成し結晶粒成長を抑制する役割が知られていた。しかし、単独のＭｎＳが形成される場合には、析出物が非常に大きく析出されて結晶粒成長抑制剤として十分な役割を果たすことができなかった。そのような理由で、所望の抑制力を確保するために多くのＭｎＳ析出物形成元素を添加し、それによってスラブを高温で加熱する問題が発生した。本発明の一実施形態では、Ｆｅ、ＭｎおよびＣｕを含む硫化物（Ｓｕｌｆｉｄｅ）あるいはセレン化物（Ｓｅｌｅｎｉｄｅ）を析出物として形成するため、Ｍｎ含量を多量添加する必要がない。むしろＭｎの含量を多量添加する場合、ＭｎＳあるいはＭｎＳｅ析出物が粗大に析出されて結晶成長抑制力が落ちるようになる。Ｍｎを過度に少なく含む場合、ＦｅＳとＦｅＳｅ析出物の形成が促進され、このような析出物は、結晶成長抑制力は大きいが、熱間圧延時に界面で液状に相変化しながらエッジクラックを増加させるようになって、熱延生産性が落ちる問題が発生することがある。したがって、Ｍｎは０．００１～０．０８重量％含むことができる。さらに具体的に、０．００５～０．０８重量％含むことができる。
【0025】
Ｐ：０．００１～０．１重量％
リン（Ｐ）は、結晶粒界に偏析して結晶粒成長を抑制する効果があり、１次再結晶時｛１１１｝＜１１２＞方位結晶粒の再結晶を促進して、Ｇｏｓｓ方位結晶粒の２次再結晶形成に有利な微細組織を形成する。Ｐを過度に少なく含む場合、前述の効果が適切に発揮されないことがある。Ｐを過度に多く含む場合、冷間圧延時板破断発生が増加して冷間圧延実収率が落ちることがある。したがって、Ｐは０．００１～０．１重量％含むことができる。さらに具体的に、０．００５～０．０５重量％含むことができる。
リン（Ｐ）は、結晶粒界に偏析して結晶粒成長を抑制する効果があり、１次再結晶時｛１１１｝＜１１２＞方位結晶粒の再結晶を促進して、Ｇｏｓｓ方位結晶粒の２次再結晶形成に有利な微細組織を形成する。Ｐを過度に少なく含む場合、前述の効果が適切に発揮されないことがある。Ｐを過度に多く含む場合、冷間圧延時板破断発生が増加して冷間圧延実収率が落ちることがある。したがって、Ｐは０．００１～０．１重量％含むことができる。さらに具体的に、０．００５～０．０５重量％含むことができる。
【0026】
Ｃｕ：０．００１～０．１重量％
銅（Ｃｕ）は、Ｍｎと同様に、ＳおよびＳｅと反応してＣｕＳあるいはＣｕＳｅ析出物を形成して結晶成長を抑制する。単独で存在する場合よりはＭｎと共に複合して析出物を形成しやすく、析出物の大きさを減少させる効果がある。したがって、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物と（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物を形成するためには、必須の合金元素として析出物を微細にして結晶粒成長を抑制する効果が非常に大きく、ＭｎＳとＦｅＳより高温でも比較的に安定的に存在するため、結晶成長抑制力が高い温度まで維持され２次再結晶が安定的に形成される。Ｃｕの添加量が過度に少ない場合、前述の効果が十分に発現されないことがある。Ｃｕが過度に多量添加される場合、粗大なＣｕＳあるいはＣｕＳｅ析出物を形成するため、結晶成長抑制効果が落ちるようになる。したがって、Ｃｕは０．００１～０．１重量％含むことができる。さらに具体的に、０．００５～０．０９重量％含むことができる。
銅（Ｃｕ）は、Ｍｎと同様に、ＳおよびＳｅと反応してＣｕＳあるいはＣｕＳｅ析出物を形成して結晶成長を抑制する。単独で存在する場合よりはＭｎと共に複合して析出物を形成しやすく、析出物の大きさを減少させる効果がある。したがって、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物と（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物を形成するためには、必須の合金元素として析出物を微細にして結晶粒成長を抑制する効果が非常に大きく、ＭｎＳとＦｅＳより高温でも比較的に安定的に存在するため、結晶成長抑制力が高い温度まで維持され２次再結晶が安定的に形成される。Ｃｕの添加量が過度に少ない場合、前述の効果が十分に発現されないことがある。Ｃｕが過度に多量添加される場合、粗大なＣｕＳあるいはＣｕＳｅ析出物を形成するため、結晶成長抑制効果が落ちるようになる。したがって、Ｃｕは０．００１～０．１重量％含むことができる。さらに具体的に、０．００５～０．０９重量％含むことができる。
【0027】
Ｓ：０．０００５～０．０５重量％
硫黄（Ｓ）は、結晶粒界に単独で偏析するか、鋼中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｕなどと反応してＦｅＳ、ＭｎＳ、ＣｕＳを形成することによって結晶粒成長抑制効果を有する元素と知られている。既存には、ＭｎＳ単独で使用するか、ＣｕＳと共に使用する方法あるいはＦｅＳ析出物を結晶粒成長抑制剤として使用したが、本発明の一実施形態ではこのような合金元素が複合的に反応して析出された（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ複合析出物を結晶粒成長抑制剤として使用する。このような（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ複合析出物を形成するためには、ＭｎおよびＣｕ含量が過度でないように適正に添加されることと、同時にＳが十分に添加されることが重要である。Ｓが過度に少なく添加される場合、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物が十分に形成されず、所望の結晶成長抑制力を確保しにくい。Ｓが過度に多く添加される場合、熱延板のエッジクラックが発生することがある。したがって、Ｓは０．０００５～０．０５重量％含むことができる。さらに具体的に、０．００１～０．０３重量％含むことができる。
硫黄（Ｓ）は、結晶粒界に単独で偏析するか、鋼中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｕなどと反応してＦｅＳ、ＭｎＳ、ＣｕＳを形成することによって結晶粒成長抑制効果を有する元素と知られている。既存には、ＭｎＳ単独で使用するか、ＣｕＳと共に使用する方法あるいはＦｅＳ析出物を結晶粒成長抑制剤として使用したが、本発明の一実施形態ではこのような合金元素が複合的に反応して析出された（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ複合析出物を結晶粒成長抑制剤として使用する。このような（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ複合析出物を形成するためには、ＭｎおよびＣｕ含量が過度でないように適正に添加されることと、同時にＳが十分に添加されることが重要である。Ｓが過度に少なく添加される場合、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物が十分に形成されず、所望の結晶成長抑制力を確保しにくい。Ｓが過度に多く添加される場合、熱延板のエッジクラックが発生することがある。したがって、Ｓは０．０００５～０．０５重量％含むことができる。さらに具体的に、０．００１～０．０３重量％含むことができる。
【0028】
Ｓｅ：０．０００５～０．０５重量％
セレン（Ｓｅ）は、Ｓと同様に結晶粒界に偏析するか、ＭｎＳｅのような析出物を形成して、結晶粒界の移動を抑制する。本発明の一実施形態では、このような性質を用いてＦｅ、ＭｎおよびＣｕと反応して（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ複合析出物を形成することによって１次再結晶粒の成長を強力に抑制して安定した２次再結晶を形成するのに重要な合金元素である。本発明の一実施形態では、Ｓだけでなく、Ｓｅも共に複合添加して（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓだけでなく（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物も共に形成することによって、強力な結晶粒成長抑制力を確保することができる。特に、ＳｅはＳより原子量が重いため、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物が（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物よりはるかに安定しており、２次再結晶が安定的に形成される。Ｓｅが過度に少なく添加される場合、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物が十分に形成されず、所望の結晶成長抑制力を確保しにくい。Ｓｅが過度に多く添加される場合、熱延板のエッジクラックが発生することがある。したがって、Ｓｅは０．０００５～０．０５重量％含むことができる。さらに具体的に、０．００１～０．０３重量％含むことができる。
セレン（Ｓｅ）は、Ｓと同様に結晶粒界に偏析するか、ＭｎＳｅのような析出物を形成して、結晶粒界の移動を抑制する。本発明の一実施形態では、このような性質を用いてＦｅ、ＭｎおよびＣｕと反応して（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ複合析出物を形成することによって１次再結晶粒の成長を強力に抑制して安定した２次再結晶を形成するのに重要な合金元素である。本発明の一実施形態では、Ｓだけでなく、Ｓｅも共に複合添加して（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓだけでなく（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物も共に形成することによって、強力な結晶粒成長抑制力を確保することができる。特に、ＳｅはＳより原子量が重いため、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物が（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物よりはるかに安定しており、２次再結晶が安定的に形成される。Ｓｅが過度に少なく添加される場合、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物が十分に形成されず、所望の結晶成長抑制力を確保しにくい。Ｓｅが過度に多く添加される場合、熱延板のエッジクラックが発生することがある。したがって、Ｓｅは０．０００５～０．０５重量％含むことができる。さらに具体的に、０．００１～０．０３重量％含むことができる。
【0029】
本発明の一実施形態で、ＳおよびＳｅは、その合計量で０．００５～０．０５重量％含まれる。ＳおよびＳｅ合計量が過度に少ない場合、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物および（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物が適切に形成されず、結晶粒成長抑制力を確保しにくいため、２次再結晶が適切に形成されない。ＳおよびＳｅ合計量が過度に多い場合、熱延板のエッジクラックが発生することがある。さらに具体的に、ＳおよびＳｅはその合計量で０．０１～０．０５重量％含まれてもよい。
【0030】
Ｂ：０．０００１～０．０１重量％
ホウ素（Ｂ）は、鋼中のＮと反応してＢＮ析出物を形成して結晶粒成長を抑制したりもするが、結晶粒界に偏析して結晶粒界の結合力を強化させることによって、欠陥や、クラックの粒界伝播を抑制して熱延中エッジクラック発生を低減することに効果的な元素である。本発明のようにＳとＳｅを複合で添加する場合に予想されるエッジクラック発生の可能性を最少化するために、Ｂの含量を適切に添加することが重要である。Ｂを過度に少なく含む場合、前述の効果が十分に発現されないことがある。Ｂが過度に多量添加される場合、金属間化合物形成による高温脆性を増加させることがある。したがって、Ｂは０．０００１～０．０１重量％含むことができる。さらに具体的に、０．０００５～０．０１重量％含むことができる。さらに具体的に、Ｂは０．００１１～０．０１重量％含むことができる。さらに具体的に、Ｂは０．００１５～０．０１重量％含むことができる。
ホウ素（Ｂ）は、鋼中のＮと反応してＢＮ析出物を形成して結晶粒成長を抑制したりもするが、結晶粒界に偏析して結晶粒界の結合力を強化させることによって、欠陥や、クラックの粒界伝播を抑制して熱延中エッジクラック発生を低減することに効果的な元素である。本発明のようにＳとＳｅを複合で添加する場合に予想されるエッジクラック発生の可能性を最少化するために、Ｂの含量を適切に添加することが重要である。Ｂを過度に少なく含む場合、前述の効果が十分に発現されないことがある。Ｂが過度に多量添加される場合、金属間化合物形成による高温脆性を増加させることがある。したがって、Ｂは０．０００１～０．０１重量％含むことができる。さらに具体的に、０．０００５～０．０１重量％含むことができる。さらに具体的に、Ｂは０．００１１～０．０１重量％含むことができる。さらに具体的に、Ｂは０．００１５～０．０１重量％含むことができる。
【0031】
Ｍｏ：０．０１～０．２重量％
モリブデン（Ｍｏ）は、高温粒界酸化を抑制する合金元素であって、スラブ連鋳および熱延工程で高温クラックおよびエッジクラックを低減することに効果がある。同時に、熱延過程で｛１１０｝＜００１＞方位のＧｏｓｓ集合組織を増加させて磁束密度を高める効果がある。Ｍｏを過度に少なく含む場合、ＳおよびＳｅの添加によるエッジクラックが発生するか、２次再結晶が適切に形成されないことがある。Ｍｏを過度に多く含む場合、磁性が劣化する。したがって、Ｍｏは０．０１～０．２重量％含むことができる。さらに具体的に、０．０２～０．２重量％含むことができる。
モリブデン（Ｍｏ）は、高温粒界酸化を抑制する合金元素であって、スラブ連鋳および熱延工程で高温クラックおよびエッジクラックを低減することに効果がある。同時に、熱延過程で｛１１０｝＜００１＞方位のＧｏｓｓ集合組織を増加させて磁束密度を高める効果がある。Ｍｏを過度に少なく含む場合、ＳおよびＳｅの添加によるエッジクラックが発生するか、２次再結晶が適切に形成されないことがある。Ｍｏを過度に多く含む場合、磁性が劣化する。したがって、Ｍｏは０．０１～０．２重量％含むことができる。さらに具体的に、０．０２～０．２重量％含むことができる。
【0032】
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板は、Ａｌ：０．０００１～０．０１重量％およびＮ：０．０００５～０．００５重量％さらに含んでもよい。
アルミニウム（Ａｌ）は鋼中の窒素と結合してＡｌＮ析出物を形成するので、本発明の一実施形態ではＡｌ含量を積極抑制してＡｌ系窒化物や酸化物の形成を避ける。Ａｌが過度に多く含まれれば、ＡｌＮおよびＡｌ２Ｏ３形成が促進されて、これを除去するための純化焼鈍時間が増加するようになり、まだ除去されていないＡｌＮ析出物とＡｌ２Ｏ３のような介在物が最終製品に残留して保磁力を増加させ、最終的に鉄損が増加する可能性がある。但し、Ａｌ含量を完全に排除することが最も理想的であるが、製鋼能力を考慮してやむをえず入ることを考慮する時、Ａｌ含量は０．０００１～０．０１重量％含まれてもよい。
アルミニウム（Ａｌ）は鋼中の窒素と結合してＡｌＮ析出物を形成するので、本発明の一実施形態ではＡｌ含量を積極抑制してＡｌ系窒化物や酸化物の形成を避ける。Ａｌが過度に多く含まれれば、ＡｌＮおよびＡｌ２Ｏ３形成が促進されて、これを除去するための純化焼鈍時間が増加するようになり、まだ除去されていないＡｌＮ析出物とＡｌ２Ｏ３のような介在物が最終製品に残留して保磁力を増加させ、最終的に鉄損が増加する可能性がある。但し、Ａｌ含量を完全に排除することが最も理想的であるが、製鋼能力を考慮してやむをえず入ることを考慮する時、Ａｌ含量は０．０００１～０．０１重量％含まれてもよい。
【0033】
窒素（Ｎ）は、ＡｌおよびＳｉと反応してＡｌＮとＳｉ３Ｎ４析出物を形成する元素である。同時に、Ｂと反応してＢＮを形成したりもする。本発明の一実施形態では結晶粒成長抑制剤としてＡｌＮを用いないため、製鋼段階でＡｌ添加をしないので、Ｎを特別に任意的に添加しない。結晶粒界結合力を増加させるためにＢを添加し、Ｎと反応して形成されるＢＮ析出物が結晶成長を抑制する効果も期待することができる。そのような理由で、Ｎの上限は最大０．００５重量％に制限して、ＢＮ析出による結晶成長抑制およびＢ自体の結晶粒界結合力強化効果を確保する。同時に、Ｎを最少で添加するのが好ましいが、製鋼段階でＮを０．０００５重量％未満に管理するには製鋼工程の脱窒負荷が大きく増加するため、Ｎは０．０００５～０．００５重量％で含まれてもよい。
【0034】
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板は、Ｃｒ：０．００１～０．１重量％、Ｓｎ：０．００５～０．２重量％、及びＳｂ：０．００５～０．２重量％のうちの１種以上をさらに含んでもよい。
クロム（Ｃｒ）は、他の合金元素より酸素との親和力の高い合金元素であって、脱炭過程で酸素と反応して鋼板表面にＣｒ２Ｏ３を形成する元素である。このような酸化層は鋼中の炭素が表面に拡散する通路役割を果たして脱炭がより容易なようにし、表面酸化層が焼鈍分離剤であるＭｇＯと反応してベースコーティングを形成する時、鋼板の密着性を高める効果がある。このようなＣｒを過度に少なく添加するようになれば、添加効果がない。Ｃｒを過度に多く添加すれば、鋼中の炭素と反応してクロム炭化物を形成し、むしろ脱炭性能が落ちることがある。したがって、クロムをさらに添加する場合、０．００１～０．１重量％添加することができる。
クロム（Ｃｒ）は、他の合金元素より酸素との親和力の高い合金元素であって、脱炭過程で酸素と反応して鋼板表面にＣｒ２Ｏ３を形成する元素である。このような酸化層は鋼中の炭素が表面に拡散する通路役割を果たして脱炭がより容易なようにし、表面酸化層が焼鈍分離剤であるＭｇＯと反応してベースコーティングを形成する時、鋼板の密着性を高める効果がある。このようなＣｒを過度に少なく添加するようになれば、添加効果がない。Ｃｒを過度に多く添加すれば、鋼中の炭素と反応してクロム炭化物を形成し、むしろ脱炭性能が落ちることがある。したがって、クロムをさらに添加する場合、０．００１～０．１重量％添加することができる。
【0035】
錫（Ｓｎ）およびアンチモン（Ｓｂ）は、Ｐと共に代表的な結晶粒界偏析元素であって、熱延過程で｛１１０｝＜００１＞Ｇｏｓｓ方位の核生成を促進して磁束密度を増加させる効果がある。このようなＳｎ、Ｓｂを過度に多く添加する場合、結晶粒界過偏析によって冷間圧延板破断発生及び脱炭を遅延させて不均一な１次再結晶微細組織を形成するようになって磁性を低下させるようになる。同時に、Ｓｎ、Ｓｂを過度に少なく添加する場合、Ｇｏｓｓ方位再結晶粒形成に効果が弱くなることがある。したがって、Ｓｎ及びＳｂはそれぞれ０．００５～０．２重量％さらに添加されてもよい。
【0036】
不純物元素
前記の元素以外にも、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃａなどのやむをえず混入される不純物が含まれてもよい。これらは、酸素または窒素と反応して、微細な酸化物及び窒化物を形成して磁性に有害な影響を及ぼすので、これら含量をそれぞれ０．００３重量％以下に制限する。
前記の元素以外にも、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃａなどのやむをえず混入される不純物が含まれてもよい。これらは、酸素または窒素と反応して、微細な酸化物及び窒化物を形成して磁性に有害な影響を及ぼすので、これら含量をそれぞれ０．００３重量％以下に制限する。
【0037】
本発明の一実施形態で、合金成分内、Ｍｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｏ成分を制御して、生産性および磁性をさらに向上させることができる。具体的に、方向性電磁鋼板の１．７Ｔｅｓｌａ、５０Ｈｚ条件で、鉄損は０．９５Ｗ／ｋｇ以下であってもよい。方向性電磁鋼板の１０００Ａ／ｍの磁場下で誘導される磁束密度（Ｂ１０）１．９Ｔ以上であってもよい。さらに具体的に、１．９１～１．９５Ｔであってもよい。
【0038】
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法は、スラブを製造する段階と、スラブを加熱する段階と、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、冷延板を１次再結晶焼鈍する段階と、１次再結晶焼鈍が完了した冷延板を２次再結晶焼鈍する段階とを含む。
以下、各段階別に詳しく説明する。
以下、各段階別に詳しく説明する。
【0039】
まず、スラブを製造する。
製鋼段階ではＳｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｏを適正含量に制御し、必要によって、Ｇｏｓｓ集合組織形成に有利な合金元素を添加しても問題ない。製鋼段階で成分が調整された溶鋼は、連続鋳造によってスラブに製造される。
スラブの各組成については前述の方向性電磁鋼板で詳しく説明したので、重複する説明を省略する。前述の式１～式３もスラブの合金成分内で同様に満足できる。
製鋼段階ではＳｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｏを適正含量に制御し、必要によって、Ｇｏｓｓ集合組織形成に有利な合金元素を添加しても問題ない。製鋼段階で成分が調整された溶鋼は、連続鋳造によってスラブに製造される。
スラブの各組成については前述の方向性電磁鋼板で詳しく説明したので、重複する説明を省略する。前述の式１～式３もスラブの合金成分内で同様に満足できる。
【0040】
次に、スラブを加熱する。スラブの加熱は、１０５０～１３００℃の温度で行うことができる。
【0041】
その次に、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する。熱間圧延によって厚さ１．５～４．０ｍｍの熱延板を製造することができる。前述のように、本発明の一実施形態で、Ｍｎ、Ｓ、Ｓｅ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｏの含量を制御して、熱延板のエッジクラックを低減することができる。具体的に、熱延板に形成されたエッジクラックは、最大深さが２０ｍｍ以下であり得る。エッジクラックの最大深さは熱延板全長にかけて形成されたエッジクラックのうち、最も深く形成されたものを意味する。エッジクラックの深さとは、鋼板の圧延垂直方向（ＴＤ方向）端部から鋼板中心に測定したエッジクラックの長さを意味する。本発明の一実施形態で、エッジクラックが低減されることにより、鋼板の実収率が上昇する。
熱間圧延された熱延板は、必要によって熱延板焼鈍を実施するか、熱延板焼鈍を実施せず冷間圧延を行うことができる。熱延板焼鈍を実施する場合、熱延組織を均一にするために９００℃以上の温度で加熱し維持した後、冷却することができる。
熱間圧延された熱延板は、必要によって熱延板焼鈍を実施するか、熱延板焼鈍を実施せず冷間圧延を行うことができる。熱延板焼鈍を実施する場合、熱延組織を均一にするために９００℃以上の温度で加熱し維持した後、冷却することができる。
【0042】
その次に、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する。冷間圧延はリバース（Ｒｅｖｅｒｓｅ）圧延機あるいはタンデム（Ｔａｎｄｅｍ）圧延機を用いて１回の冷間圧延あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延法にして最終製品厚さの冷延板が製造されるように実施する。冷間圧延中に鋼板の温度を１００℃以上で維持する温間圧延を実施することは、磁性を向上させるのに有利である。
【0043】
その次に、冷間圧延された冷延板を１次再結晶焼鈍する。１次再結晶焼鈍段階でゴス結晶粒の核が生成される１次再結晶が起こる。１次再結晶焼鈍過程で、鋼板の脱炭がなされ得る。脱炭のために５０℃～７０℃の露点温度並びに水素及び窒素混合雰囲気で行うことができる。１次再結晶焼鈍温度は、７５０℃以上になり得る。焼鈍温度が低ければ、脱炭時間が長くかかることがある。焼鈍温度が高ければ、１次再結晶粒が粗大に成長して、結晶成長駆動力が落ち安定した２次再結晶が形成されない。そして、焼鈍時間は、本発明の効果を発揮するのに大きな問題にならないが、３０秒以上処理することができる。本発明の一実施形態では脱炭のみが行われ、浸窒は行われなくてもよい。即ち、１次再結晶焼鈍で５０℃～７０℃の露点温度並びに水素及び窒素混合雰囲気中のみで行われ得る。１次再結晶焼鈍によって１次再結晶の平均粒径は５μｍ以上になり得る。
【0044】
このように、１次再結晶焼鈍された冷延板はＳ、Ｓｅ系析出物を含んで、２次再結晶焼鈍時、結晶粒成長抑制剤として使用される。具体的に、Ｓ、Ｓｅ系析出物は（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ及び（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅのうちの１種以上の析出物を含むことができる。（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓとは、ＳとＦｅ、ＭｎおよびＣｕが結合した複合析出物を意味する。
【0045】
次に、１次再結晶焼鈍が完了した冷延板を２次再結晶焼鈍する。この過程で、｛１１０｝面が圧延面に平行であり、＜００１＞方向が圧延方向に平行なＧｏｓｓ｛１１０｝＜００１＞集合組織が形成される。この時、１次再結晶焼鈍が完了した冷延板に焼鈍分離剤を塗布した後、２次再結晶焼鈍することができる。この時、焼鈍分離剤は特に制限せず、ＭｇＯを主成分として含む焼鈍分離剤を使用することができる。
【0046】
２次再結晶焼鈍は、適正な昇温率で昇温して｛１１０｝＜００１＞Ｇｏｓｓ方位の２次再結晶を起こし、以後不純物除去過程である純化焼鈍を経た後、冷却する。その過程で、焼鈍雰囲気ガスは通常の場合のように、昇温過程では水素と窒素の混合ガスを使用して熱処理し、純化焼鈍では１００％水素ガスを使用して長時間維持して不純物を除去する。本発明の一実施形態のように、ＡｌＮ析出物を主な結晶粒成長抑制剤として用いず、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓおよび（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物を結晶粒成長抑制剤として用いる場合には、２次再結晶形成温度がＡｌＮ析出物を使用した場合より高くないため、９５０℃以上の温度のみで昇温して維持する高温焼鈍を実施しても磁性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができる。
以下、本発明の好ましい実施例および比較例を記載する。しかし、下記実施例は本発明の好ましい一実施形態に過ぎず、本発明が下記の実施例に限定されるものではない。
［実施例］
以下、本発明の好ましい実施例および比較例を記載する。しかし、下記実施例は本発明の好ましい一実施形態に過ぎず、本発明が下記の実施例に限定されるものではない。
［実施例］
【実施例1】
【0047】
重量％で、Ｃ：０．０５５％、Ｓｉ：３．２％、Ｐ：０．０３％、Ｃｕ：０．０５％、Ｓｎ：０．０４％、Ｂ：０．００５％、Ｍｏ：０．１％、Ｃｒ：０．０５％、Ｎ：０．００３％を基本組成にしてＭｎ、ＳおよびＳｅの含量を下記表１のように添加し、残部Ｆｅおよびその他の不可避不純物を含有するスラブを準備した。次いで、スラブを１２５０℃で加熱した後、熱間圧延して２．３ｍｍ厚さの熱延板を製造した。熱延板は、１０８５℃の温度で加熱した後、９５０℃で１２０秒間維持して熱延板焼鈍した。その後、焼鈍された熱延板を酸洗いした後０．３０ｍｍ厚さで冷間圧延し、冷間圧延された鋼板は露点６０℃、水素と窒素の混合ガス雰囲気中で８３０℃の温度で１８０秒間維持して脱炭と共に１次再結晶焼鈍した。この鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布した後、２次再結晶焼鈍し、２次再結晶焼鈍は１２００℃までは２５ｖ％窒素＋７５ｖ％水素の混合ガス雰囲気で行い、１２００℃到達後には１００ｖ％水素ガス雰囲気で２０時間維持後に炉冷した。それぞれの成分による方向性電磁鋼板の磁気的特性は表１の通りである。
【0048】
Ｓｉｎｇｌｅ ｓｈｅｅｔ測定法を用いて１．７Ｔｅｓｌａ、５０Ｈｚ条件で鉄損を測定し、８００Ａ／ｍの磁場下で誘導される磁束密度の大きさ（Ｔｅｓｌａ）を測定した。 各鉄損値は、条件別平均を示したものである。
【0049】
発明材５の製造過程で２次再結晶直前のＴＥＭ析出物写真を図１に示す。図１での析出物の成分分析グラフを図２に示す。図２に示すように、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕの合金元素がＳおよびＳｅと反応したことが分かる。より詳しい分析のために、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓ、Ｓｅ成分別にマッピングした結果を図３～図７に示す。図面に示すように、全ての析出物にＦｅ、Ｍｎ、Ｃｕ合金元素とＳおよびＳｅが同時に観察され、添加された全ての合金成分が単独のＳｕｌｆｉｄｅあるいはＳｅｌｅｎｉｄｅを形成するのではなく、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物あるいは（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物として存在することが確認された。図８はこの析出物に対する格子回折パターンを撮った写真であって、ＭｎＳのようなＣｕｂｉｃの結晶構造を有することが把握された。このような分析を総合してみる時、添加されたＭｎおよびＣｕ合金元素は独立的なＭｎＳ、ＣｕＳあるいはＭｎＳｅ、ＣｕＳｅを形成するのではなく、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕを全て含有する（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ析出物または（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物が形成されたことが確認される。
【0050】
【表1】
【0051】
表１から確認できるように、ＳとＳｅを適正量含む場合、磁束密度と鉄損が全て優れた。同時に、熱延板のエッジクラック発生が２０ｍｍ以下で良好であった。しかし、Ｓ及びＳｅの総含量が０．０５重量％を超過する比較材５と６の場合にはエッジクラックが２０ｍｍを超過し、磁性も劣位になる傾向を示した。Ｍｎの含量が０．０８重量％を超過する場合には（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓおよび（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出よりは粗大なＭｎＳとＭｎＳｅ析出によって結晶粒成長抑制効果が落ちて、安定した２次再結晶が起こらず磁性が劣位であるのを確認することができる。
【実施例2】
【0052】
重量％で、Ｃ：０．０５０％、Ｓｉ：３．２％、Ｐ：０．０２％、Ｍｎ：０．０５％、Ｓｎ：０．０４％、Ｂ：０．００３％、Ｍｏ：０．０５％、Ｃｒ：０．０４％、Ｎ：０．００３％、Ｓ：０．０２０％、Ｓｅ：０．０２５％を基本組成にしてＣｕの含量を下記表２のように添加し、残部Ｆｅおよびその他の不可避不純物を含有するスラブを準備した。
【0053】
次いで、スラブを１２３０℃で加熱した後、熱間圧延して２．０ｍｍ厚さの熱延板を製造した。熱延板は、１０００℃の温度で加熱した後、１２０秒間維持して熱延板焼鈍した。その後、焼鈍された熱延板を酸洗いした後、０．２３ｍｍ厚さで冷間圧延し、冷間圧延された鋼板は露点６０℃、水素と窒素の混合ガス雰囲気中で８２０℃の温度で１８０秒間維持して脱炭と共に１次再結晶焼鈍した。この鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布した後、２次再結晶焼鈍し、２次再結晶焼鈍は１１５０℃までは５０ｖ％窒素＋５０ｖ％水素の混合ガス雰囲気で行い、１１５０℃到達後には１００ｖ％水素ガス雰囲気で２０時間維持後に炉冷した。それぞれの成分による方向性電磁鋼板の磁気的特性は、下記表２の通りである。
【0054】
【表2】
【0055】
表２から確認できるように、Ｃｕ含量が過度に少なく添加された比較材８の場合には磁性が劣位であることが分かり、このような原因は結局Ｃｕが少なく添加されることによって（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ及び（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物が微細に析出されない原因と判断される。逆に、Ｃｕ含量が過量添加された比較材９の場合には、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ及び（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓｅ析出物よりは、Ｃｕが大部分であるＣｕＳ及びＣｕＳｅ析出物が主に粗大に形成されながら、磁性が劣位になったのを確認することができる。
【実施例3】
【0056】
重量％で、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．０５％、Ｓ：０．０１５％、Ｓｅ：０．０３５％、Ｐ：０．０２％、Ｃｕ：０．０３％、Ｓｎ：０．０６％、Ｃｒ：０．０８％、Ｎ：０．００４％を基本組成にして、ＢとＭｏの含量を下記表３のように添加し、残部Ｆｅおよびその他の不可避不純物を含有するスラブを準備した。次いで、スラブを１２８０℃で加熱した後、熱間圧延して２．０ｍｍ厚さの熱延板を製造した。この時、熱延板の両側面で観察されるエッジクラックの中で最大深さを測定した後、焼鈍するに適切な大きさに切断した。熱延板は、１１００℃の温度で加熱した後、１２０秒間維持して熱延板焼鈍した。その後、焼鈍された熱延板を酸洗いした後、０．２３ｍｍ厚さで冷間圧延し、冷間圧延された鋼板は露点６０℃、水素と窒素の混合ガス雰囲気中で８５０℃の温度で１８０秒間維持して、脱炭と共に１次再結晶焼鈍した。この鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布した後、２次再結晶焼鈍し、２次再結晶焼鈍は１２００℃までは２５ｖ％窒素＋７５ｖ％水素の混合ガス雰囲気で行い、１２００℃到達後には１００ｖ％水素ガス雰囲気で１５時間維持後、炉冷した。それぞれの成分による方向性電磁鋼板の磁気的特性は、下記表３の通りである。
【0057】
【表3】
【0058】
表３に示されているように、ＢまたはＭｏを適正量含んでいない比較材１０～１４は、熱延板エッジクラック発生深さが最大２８ｍｍであって、エッジクラックによる熱延板エッジ切捨量が増加して生産性が落ちる。特に、Ｂ含量が過量で添加された比較材１４は、粗大なＢＮ析出物を形成してＧｏｓｓ方位結晶粒の２次再結晶形成の阻害になって磁気特性が劣位になる。Ｍｏの場合にも過量で添加された比較材１２は磁性が劣位と示され、これは熱延中にせん断集合組織が過度に発達することによってＧｏｓｓ方位の２次再結晶が不安定になったことが確認される。
【0059】
本発明は前記実施例に限定されるわけではなく、互いに異なる多様な形態に製造でき、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者は本発明の技術的な思想や必須の特徴を変更せずに他の具体的な形態に実施できるということを理解することができるはずである。したがって、以上で記述した実施例は全ての面で例示的なものであり、限定的ではないと理解しなければならない。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
