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(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】2024-04-24
(45)【発行日】2024-05-07
(54)【発明の名称】無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 20060101AFI20240425BHJP
C21D 8/12 20060101ALI20240425BHJP
C22C 38/16 20060101ALI20240425BHJP
H01F 1/147 20060101ALI20240425BHJP
C22C 38/60 20060101ALN20240425BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 303U
C21D8/12 A
C22C38/16
H01F1/147 175
C22C38/60
【請求項の数】
6
(21)【出願番号】P 2021536311
(86)(22)【出願日】2019-12-18
(65)【公表番号】
(43)【公表日】2022-02-15
(86)【国際出願番号】 KR2019018032
(87)【国際公開番号】W WO2020130644
(87)【国際公開日】2020-06-25
【審査請求日】2021-06-21
(31)【優先権主張番号】10-2018-0165655
(32)【優先日】2018-12-19
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
【前置審査】
(73)【特許権者】
【識別番号】522492576
【氏名又は名称】ポスコ カンパニー リミテッド
(74)【代理人】
【識別番号】110000051
【氏名又は名称】弁理士法人共生国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】パク，ジュン ス
(72)【発明者】
【氏名】ソン，デ‐ヒョン
【審査官】河口 展明
(56)【参考文献】
【文献】特開２００１－０７３０９７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００１－３２３３５１（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００５－２００７１３（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１６／０６７５６８（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１７／０５６３８３（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１８／２２０８３９（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１８－１１５３６２（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１８－１５４８５３（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ １／００－１／８４
Ｃ２１Ｄ ７／００－８／１０
Ｃ２１Ｄ ９／００－９／６６
Ｈ０１Ｆ １／１４７
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｓｉ：０．５～２．４％、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ａｌ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｃｕ：０．００１～０．０２％含み、残部はＦｅおよび不可避的な不純物からなり、下記式１を満足し、
［式１］
０．１９≦［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋１５０×［Ａｌ］）≦０．３５
（式１中、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］および［Ａｌ］はそれぞれ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌの含量（重量％）を示す。）
Ｓｉ酸化物を含む濃化層が表面から０．１５μｍ以下の深さ範囲に存在し、
前記Ｓｉ酸化物を含む濃化層の厚さは０．０１～０．１５μｍであり、
前記濃化層は重量％で、Ｓｉ：３％以上、Ｏ：５％以上、Ａｌ：０．５％以下含み、
硫化物を含み、直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の個数率（Ｆｃｏｕｎｔ）および直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の面積率（Ｆａｒｅａ）の積（Ｆｃｏｕｎｔ×Ｆａｒｅａ）が０．１５以上であり、
直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の個数率（Ｆｃｏｕｎｔ）が０．２以上であり、
直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の面積率（Ｆａｒｅａ）が０．５以上であり、
１．０３≦（Ｖｃｕｂｅ＋Ｖｇｏｓｓ＋Ｖｒ－ｃｕｂｅ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙｍａｘ≦２．５を満足し、（但し、Ｖｃｕｂｅ、Ｖｇｏｓｓ、Ｖｒ－ｃｕｂｅはそれぞれｃｕｂｅ、ｇｏｓｓ、ｒｏｔａｔｅｄ ｃｕｂｅ集合組織の体積％であり、ＩｎｔｅｎｓｉｔｙｍａｘはＯＤＦ ｉｍａｇｅ（Φ２＝４５度ｓｅｃｔｉｏｎ）上に現れる最大強度値を示す。）
平均結晶粒粒径の０．３倍以下である微小結晶粒の面積比が０．４％以下であり、平均結晶粒粒径の２倍以上である粗大結晶粒の面積比が４０％以下であり、
鋼板中の｛１１１｝面が圧延面となす角度が１５°以下である結晶粒の体積分率が２７％～３５％であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【請求項2】
ＹＰ／ＴＳ≧０．７を満足することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。（但し、ＹＰは降伏強度、ＴＳは引張強度を示す。）
【請求項3】
平均結晶粒粒径は５０～１００μｍであることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項4】
重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｓｉ：０．５～２．４％、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ａｌ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｃｕ：０．００１～０．０２％含み、残部はＦｅおよび不可避的な不純物からなり、下記式１を満足するスラブを加熱する段階、［式１］
［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋１５０×［Ａｌ］）≦０．３５
（式１中、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］および［Ａｌ］はそれぞれ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌの含量（重量％）を示す。）
スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、
前記熱延板を熱延板焼鈍なく、冷間圧延して冷延板を製造する段階、および
前記冷延板を最終焼鈍する段階を含み、
スラブを加熱する段階でＭｎＳの平衡析出量（ＭｎＳＳＲＴ）およびＭｎＳの最大析出量（ＭｎＳＭａｘ）が下記式を満足し、
ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６
スラブを加熱する段階で、オーステナイトがフェライトに１００％変態する平衡温度をＡ１（℃）という時、スラブ加熱温度ＳＲＴ（℃）とＡ１温度（℃）が下記関係を満足し、
ＳＲＴ≧Ａ１＋１５０℃
スラブを加熱する段階で、オーステナイト単相領域で１時間以上維持し、
前記熱間圧延する段階は粗圧延および仕上圧延段階を含み、仕上圧延開始温度（ＦＥＴ）が下記関係を満足し、
Ａｅ１≦ＦＥＴ≦（２×Ａｅ３＋Ａｅ１）／３
（但し、Ａｅ１はオーステナイトがフェライトに完全に変態する温度（℃）、Ａｅ３はオーステナイトがフェライトに変態し始める温度（℃）、ＦＥＴは仕上圧延開始温度（℃）を示す。）
前記熱間圧延する段階は粗圧延および仕上圧延段階を含み、
熱延板全体長さで仕上圧延終了温度（ＦＤＴ）の偏差が３０℃以下であり、
巻取段階での温度（ＣＴ）が下記関係を満足し、
０．５５≦ＣＴ×［Ｓｉ］／１０００≦１．７５
（但し、ＣＴは巻取段階での温度（℃）を示し、［Ｓｉ］はＳｉの含量（重量％）を示す。）
熱延板の微細組織が下記関係を満足し、
ＧＳｃｅｎｔｅｒ／ＧＳｓｕｒｆａｃｅ≧１．１５
（但し、ＧＳｃｅｎｔｅｒは厚さ方向に１／４～３／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示し、ＧＳｓｕｒｆａｃｅは表面～１／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示す。）
熱延板の微細組織が下記関係を満足し、
（ＧＳ ｃｅｎｔｅｒ ×再結晶率）／１０≧２
（但し、ＧＳ ｃｅｎｔｅｒ は厚さ方向に１／４～３／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示し、再結晶率は熱間圧延後再結晶された結晶粒の面積分率を示す。）
最終焼鈍時、Ｓｉ、Ａｌ成分と焼鈍炉内水素雰囲気（Ｈ２）が１０×（［Ｓｉ］＋１０００×［Ａｌ］）－［Ｈ２］≦９０を満足し、
（但し、［Ｓｉ］、［Ａｌ］はそれぞれＳｉおよびＡｌの含量（重量％）を示し、［Ｈ２］は焼鈍炉内水素の体積分率（体積％）を示す。）
製造された鋼板の｛１１１｝面が圧延面となす角度が１５°以下である結晶粒の体積分率が２７％～３５％であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項5】
前記熱間圧延する段階は粗圧延および仕上圧延段階を含み、仕上圧延の圧下率が８５％以上であることを特徴とする請求項４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項6】
前記熱間圧延する段階は粗圧延および仕上圧延段階を含み、仕上圧延前段での圧下率が７０％以上であることを特徴とする請求項４または請求項５に記載の無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、無方向性電磁鋼板およびその製造方法に係り、より詳しくは、熱延板焼鈍を省略し、同時に磁性を改善した無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
モータや発電機は電気的エネルギーを機械的エネルギーに、または機械的エネルギーを電気的エネルギーに変換させるエネルギー変換機器であって、最近、環境保存およびエネルギー節約に対する規制が強化されることによりモータや発電機の効率向上に対する要求が増大しており、それによってこのようなモータ、発電機および小型変圧器などの鉄芯用材料として使用される無方向性電磁鋼板でもより優れた特性を有する素材に対する開発要求が増大している。
モータや発電機においてエネルギー効率とは、入力されたエネルギーと出力されたエネルギーの比率であり、効率向上のためには、結局、エネルギー変換過程で損失される鉄損、銅損、機械損などのエネルギー損失をどのくらい減らすことができるかが重要であり、そのうち、鉄損と銅損は無方向性電磁鋼板の特性に大きく影響を受けるためである。無方向性電磁鋼板の代表的な磁気的特性は鉄損と磁束密度であり、無方向性電磁鋼板の鉄損が低いほど鉄芯が磁化される過程で損失される鉄損が減少して効率が向上し、磁束密度が高いほど同じエネルギーでさらに大きな磁場を誘導することができ、同じ磁束密度を得るためには少ない電流を印加してもよいため銅損を減少させてエネルギー効率を向上させることができる。したがって、エネルギー効率向上のためには、低鉄損でありながら高磁束密度である磁性に優れた無方向性電磁鋼板開発技術が必須的といえる。
モータや発電機においてエネルギー効率とは、入力されたエネルギーと出力されたエネルギーの比率であり、効率向上のためには、結局、エネルギー変換過程で損失される鉄損、銅損、機械損などのエネルギー損失をどのくらい減らすことができるかが重要であり、そのうち、鉄損と銅損は無方向性電磁鋼板の特性に大きく影響を受けるためである。無方向性電磁鋼板の代表的な磁気的特性は鉄損と磁束密度であり、無方向性電磁鋼板の鉄損が低いほど鉄芯が磁化される過程で損失される鉄損が減少して効率が向上し、磁束密度が高いほど同じエネルギーでさらに大きな磁場を誘導することができ、同じ磁束密度を得るためには少ない電流を印加してもよいため銅損を減少させてエネルギー効率を向上させることができる。したがって、エネルギー効率向上のためには、低鉄損でありながら高磁束密度である磁性に優れた無方向性電磁鋼板開発技術が必須的といえる。
【0003】
方向性電磁鋼板の鉄損を低減させる方法として、磁区微細化方法が知られている。即ち、磁区をスクラッチやエネルギー的衝撃を与えて方向性電磁鋼板が有している大きな磁区を微細化させる方法である。この場合、磁区が磁化されその方向が変わる時、エネルギー的消耗量を磁区の大きさが大きかった時より減らすことができるようになる。磁区微細化方法としては、熱処理後にも改善効果が維持される永久磁区微細化と、改善効果が維持されない一時磁区微細化とがある。
回復（Ｒｅｃｏｖｅｒｙ）が現れる熱処理温度以上の応力緩和熱処理後にも鉄損改善効果を示す永久磁区微細化方法は、エッチング法、ロール法、およびレーザ法に区分することができる。エッチング法は、溶液内選択的な電気化学反応で鋼板表面に溝（グルーブ、ｇｒｏｏｖｅ）を形成させるため溝形状を制御しにくく、最終製品の鉄損特性を幅方向に均一に確保するのが難しい。これと共に、溶媒として使用する酸容液によって環境親和的でない短所を有している。
回復（Ｒｅｃｏｖｅｒｙ）が現れる熱処理温度以上の応力緩和熱処理後にも鉄損改善効果を示す永久磁区微細化方法は、エッチング法、ロール法、およびレーザ法に区分することができる。エッチング法は、溶液内選択的な電気化学反応で鋼板表面に溝（グルーブ、ｇｒｏｏｖｅ）を形成させるため溝形状を制御しにくく、最終製品の鉄損特性を幅方向に均一に確保するのが難しい。これと共に、溶媒として使用する酸容液によって環境親和的でない短所を有している。
【0004】
無方向性電磁鋼板の鉄損を低めるための効率的な方法としては、比抵抗の大きい元素であるＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの添加量を増加させる方法がある。しかし、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ添加量増加は鋼の比抵抗を増加させて無方向性電磁鋼板の鉄損のうちの渦流損を減少させることによって鉄損を低減する効果があるが、添加量が増加するほど鉄損が添加量に比例して無条件的に減少するのではなく、また、逆に合金元素添加量の増加は磁束密度を劣位となるようにするので、鉄損を低めながらも優れた磁束密度を確保することは成分系と製造工程を最適化しても容易ではない状況である。しかし、集合組織向上は、鉄損と磁束密度のうちのいずれか一方を犠牲にせず同時に向上させることができる方法である。このために磁性に優れた無方向性電磁鋼板では集合組織を改善するための目的でスラブを熱間圧延後、熱延板を冷間圧延する前段階で、熱延板焼鈍工程を行うことによって集合組織を改善する技術が広く使用されている。しかし、この方法も、熱延板焼鈍工程という工程追加による製造原価上昇を招き、熱延板焼鈍を行うことによって結晶粒が粗大化される場合、冷間圧延性が劣位になるなどの問題を有している。したがって、熱延板焼鈍工程を実施せずに優れた磁性を有する無方向性電磁鋼板を製造することができれば、製造原価も低減することができ、熱延板焼鈍工程による生産性の問題も解決することができる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
本発明の目的とするところは、無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することにある。具体的には、熱延板焼鈍を省略し、同時に磁性を改善した無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【0006】
本発明の無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｓｉ：０．５～２．４％、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ａｌ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｃｕ：０．００１～０．０２％含み、残部はＦｅおよび不可避的な不純物からなり、下記式１を満足し、鋼板中の｛１１１｝面が圧延面となす角度が１５°以下である結晶粒の体積分率が２７％以上であることを特徴とする。
［式１］
０．１９≦［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋１５０×［Ａｌ］）≦０．３５
（式１中、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］および［Ａｌ］はそれぞれ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌの含量（重量％）を示す。）
［式１］
０．１９≦［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋１５０×［Ａｌ］）≦０．３５
（式１中、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］および［Ａｌ］はそれぞれ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌの含量（重量％）を示す。）
【0007】
鋼板中の｛１１１｝面が圧延面となす角度が１５°以下である結晶粒の体積分率が２７％～３５％であることがよい。
Ｓｉ酸化物を含む濃化層が表面から０．１５μｍ以下の深さ範囲に存在することができる。
濃化層はＳｉ：３重量％以上、Ｏ：５重量％以上、Ａｌ：０．５重量％以下を含むことができる。
硫化物を含み、直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の個数率（Ｆｃｏｕｎｔ）および直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の面積率（Ｆａｒｅａ）の積（Ｆｃｏｕｎｔ×Ｆａｒｅａ）が０．１５以上であることが好ましい。
Ｓｉ酸化物を含む濃化層が表面から０．１５μｍ以下の深さ範囲に存在することができる。
濃化層はＳｉ：３重量％以上、Ｏ：５重量％以上、Ａｌ：０．５重量％以下を含むことができる。
硫化物を含み、直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の個数率（Ｆｃｏｕｎｔ）および直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の面積率（Ｆａｒｅａ）の積（Ｆｃｏｕｎｔ×Ｆａｒｅａ）が０．１５以上であることが好ましい。
【0008】
硫化物を含み、直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の個数率（Ｆｃｏｕｎｔ）が０．２以上であってもよい。
直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の面積率（Ｆａｒｅａ）が０．５以上であってもよい。
０．９≦（Ｖｃｕｂｅ＋Ｖｇｏｓｓ＋Ｖｒ－ｃｕｂｅ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙｍａｘ≦２．５を満足することができる。
（但し、Ｖｃｕｂｅ、Ｖｇｏｓｓ、Ｖｒ－ｃｕｂｅはそれぞれｃｕｂｅ、ｇｏｓｓ、ｒｏｔａｔｅｄ ｃｕｂｅ集合組織の体積％であり、ＩｎｔｅｎｓｉｔｙｍａｘはＯＤＦ ｉｍａｇｅ（Φ２＝４５度ｓｅｃｔｉｏｎ）上に示される最大強度値を示す。）
直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の面積率（Ｆａｒｅａ）が０．５以上であってもよい。
０．９≦（Ｖｃｕｂｅ＋Ｖｇｏｓｓ＋Ｖｒ－ｃｕｂｅ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙｍａｘ≦２．５を満足することができる。
（但し、Ｖｃｕｂｅ、Ｖｇｏｓｓ、Ｖｒ－ｃｕｂｅはそれぞれｃｕｂｅ、ｇｏｓｓ、ｒｏｔａｔｅｄ ｃｕｂｅ集合組織の体積％であり、ＩｎｔｅｎｓｉｔｙｍａｘはＯＤＦ ｉｍａｇｅ（Φ２＝４５度ｓｅｃｔｉｏｎ）上に示される最大強度値を示す。）
【0009】
ＹＰ／ＴＳ≧０．７を満足することができる。
（但し、ＹＰは降伏強度、ＴＳは引張強度を示す。）
平均結晶粒粒径の０．３倍以下である微小結晶粒の面積比が０．４％以下であり、
平均結晶粒粒径の２倍以上である粗大結晶粒の面積比が４０％以下であることがよい。
平均結晶粒粒径は５０～１００μｍであることができる。
（但し、ＹＰは降伏強度、ＴＳは引張強度を示す。）
平均結晶粒粒径の０．３倍以下である微小結晶粒の面積比が０．４％以下であり、
平均結晶粒粒径の２倍以上である粗大結晶粒の面積比が４０％以下であることがよい。
平均結晶粒粒径は５０～１００μｍであることができる。
【0010】
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｓｉ：０．５～２．４％、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ａｌ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｃｕ：０．００１～０．０２％含み、下記式１を満足するスラブを加熱する段階、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、熱延板を熱延板焼鈍なく、冷間圧延して冷延板を製造する段階、および冷延板を最終焼鈍する段階を含むことを特徴とする。
［式１］
０．１９≦［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋１５０×［Ａｌ］）≦０．３５
（式１中、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］および［Ａｌ］はそれぞれ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌの含量（重量％）を示す。）
［式１］
０．１９≦［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋１５０×［Ａｌ］）≦０．３５
（式１中、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］および［Ａｌ］はそれぞれ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌの含量（重量％）を示す。）
【0011】
最終焼鈍時、Ｓｉ、Ａｌ成分と焼鈍炉内水素雰囲気（Ｈ２）が１０×（［Ｓｉ］＋１０００×［Ａｌ］）－［Ｈ２］≦９０を満足することができる。
（但し、［Ｓｉ］、［Ａｌ］はそれぞれＳｉおよびＡｌの含量（重量％）を示し、［Ｈ２］は焼鈍炉内水素の体積分率（体積％）を示す。）
スラブを加熱する段階でＭｎＳの平衡析出量（ＭｎＳＳＲＴ）およびＭｎＳの最大析出量（ＭｎＳＭａｘ）が下記式を満足することができる。
ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６
スラブを加熱する段階で、オーステナイトがフェライトに１００％変態する平衡温度をＡ１（℃）という時、スラブ加熱温度ＳＲＴ（℃）とＡ１温度（℃）が下記関係を満足することができる。
ＳＲＴ≧Ａ１＋１５０℃
スラブを加熱する段階で、オーステナイト単相領域で１時間以上維持することがよい。
（但し、［Ｓｉ］、［Ａｌ］はそれぞれＳｉおよびＡｌの含量（重量％）を示し、［Ｈ２］は焼鈍炉内水素の体積分率（体積％）を示す。）
スラブを加熱する段階でＭｎＳの平衡析出量（ＭｎＳＳＲＴ）およびＭｎＳの最大析出量（ＭｎＳＭａｘ）が下記式を満足することができる。
ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６
スラブを加熱する段階で、オーステナイトがフェライトに１００％変態する平衡温度をＡ１（℃）という時、スラブ加熱温度ＳＲＴ（℃）とＡ１温度（℃）が下記関係を満足することができる。
ＳＲＴ≧Ａ１＋１５０℃
スラブを加熱する段階で、オーステナイト単相領域で１時間以上維持することがよい。
【0012】
熱間圧延する段階は粗圧延および仕上圧延段階を含み、仕上圧延開始温度（ＦＥＴ）が下記関係を満足することができる。
平衡析出Ａｅ１≦ＦＥＴ≦（２×Ａｅ３＋Ａｅ１）／３
（但し、Ａｅ１はオーステナイトがフェライトに完全に変態する温度（℃）、Ａｅ３はオーステナイトがフェライトに変態し始める温度（℃）、ＦＥＴは仕上圧延開始温度（℃）を示す。）
熱間圧延する段階は粗圧延および仕上圧延段階を含み、仕上圧延の圧下率が８５％以上であることがよい。
熱間圧延する段階は粗圧延および仕上圧延段階を含み、仕上圧延前段での圧下率が７０％以上であることが好ましい。
平衡析出Ａｅ１≦ＦＥＴ≦（２×Ａｅ３＋Ａｅ１）／３
（但し、Ａｅ１はオーステナイトがフェライトに完全に変態する温度（℃）、Ａｅ３はオーステナイトがフェライトに変態し始める温度（℃）、ＦＥＴは仕上圧延開始温度（℃）を示す。）
熱間圧延する段階は粗圧延および仕上圧延段階を含み、仕上圧延の圧下率が８５％以上であることがよい。
熱間圧延する段階は粗圧延および仕上圧延段階を含み、仕上圧延前段での圧下率が７０％以上であることが好ましい。
【0013】
熱間圧延する段階は粗圧延および仕上圧延段階を含み、熱延板全体長さで仕上圧延終了温度（ＦＤＴ）の偏差が３０℃以下であることがよい。
熱間圧延する段階は粗圧延、仕上圧延および巻取段階を含み、巻取段階での温度（ＣＴ）が下記関係を満足することができる。
０．５５≦ＣＴ×［Ｓｉ］／１０００≦１．７５
（但し、ＣＴは巻取段階での温度（℃）を示し、［Ｓｉ］はＳｉの含量（重量％）を示す。）
熱間圧延する段階は粗圧延、仕上圧延および巻取段階を含み、巻取段階での温度（ＣＴ）が下記関係を満足することができる。
０．５５≦ＣＴ×［Ｓｉ］／１０００≦１．７５
（但し、ＣＴは巻取段階での温度（℃）を示し、［Ｓｉ］はＳｉの含量（重量％）を示す。）
【0014】
熱延板の微細組織が下記関係を満足することができる。
ＧＳｃｅｎｔｅｒ／ＧＳｓｕｒｆａｃｅ≧１．１５
（但し、ＧＳｃｅｎｔｅｒは厚さ方向に１／４～３／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示し、ＧＳｓｕｒｆａｃｅは表面～１／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示す。）
熱延板の微細組織が下記関係を満足することができる。
ＧＳｃｅｎｔｅｒ×再結晶率／１０≧２
（ＧＳｃｅｎｔｅｒは厚さ方向に１／４～３／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示し、再結晶率は熱間圧延後再結晶された結晶粒の面積分率を示す。）
ＧＳｃｅｎｔｅｒ／ＧＳｓｕｒｆａｃｅ≧１．１５
（但し、ＧＳｃｅｎｔｅｒは厚さ方向に１／４～３／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示し、ＧＳｓｕｒｆａｃｅは表面～１／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示す。）
熱延板の微細組織が下記関係を満足することができる。
ＧＳｃｅｎｔｅｒ×再結晶率／１０≧２
（ＧＳｃｅｎｔｅｒは厚さ方向に１／４～３／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示し、再結晶率は熱間圧延後再結晶された結晶粒の面積分率を示す。）
【発明の効果】
【0015】
本発明によれば、本発明の無方向性電磁鋼板は、無方向性電磁鋼板を加工しても、磁性が劣化せず、加工前および後にも優れた磁性が得られる。
したがって、加工後に、磁性改善のための応力除去焼鈍（ＳＲＡ）工程が必要でなくなる効果を有する。
したがって、加工後に、磁性改善のための応力除去焼鈍（ＳＲＡ）工程が必要でなくなる効果を有する。
【発明を実施するための形態】
【0016】
第１、第２および第３などの用語は多様な部分、成分、領域、層および／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。
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、要素および／または成分を具体化し、他の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分の存在や付加を除外させるのではない。
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、要素および／または成分を具体化し、他の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分の存在や付加を除外させるのではない。
【0017】
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り得るか、その間に他の部分が伴われることがある。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。
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。
異なる定義しない限り、ここに使用される技術用語および科学用語を含むすべ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の意味を有する。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。
異なる定義しない限り、ここに使用される技術用語および科学用語を含むすべ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の意味を有する。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。
【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することが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。
本発明の一実施形態による無方向性電磁鋼板は重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｓｉ：０．５～２．４％、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ａｌ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｃｕ：０．００１～０．０２％含み、残部はＦｅおよび不可避的な不純物からなる。
以下、無方向性電磁鋼板の成分限定の理由から説明する。
本発明の一実施形態による無方向性電磁鋼板は重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｓｉ：０．５～２．４％、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ａｌ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｃｕ：０．００１～０．０２％含み、残部はＦｅおよび不可避的な不純物からなる。
以下、無方向性電磁鋼板の成分限定の理由から説明する。
【0019】
Ｃ：０．００５重量％以下
炭素（Ｃ）は、Ｔｉ、Ｎｂなどと結合して炭化物を形成して磁性を劣位となるようにし、最終製品で電気製品として加工後に使用時、磁気時効によって鉄損が高まって電気機器の効率を減少させるため、０．００５重量％以下とする。さらに具体的に、Ｃを０．０００１～０．００４５重量％で含むことがよい。
炭素（Ｃ）は、Ｔｉ、Ｎｂなどと結合して炭化物を形成して磁性を劣位となるようにし、最終製品で電気製品として加工後に使用時、磁気時効によって鉄損が高まって電気機器の効率を減少させるため、０．００５重量％以下とする。さらに具体的に、Ｃを０．０００１～０．００４５重量％で含むことがよい。
【0020】
Ｓｉ：０．５～２．４重量％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の比抵抗を増加させて鉄損中の渦流損失を低下させるために添加される主要元素である。Ｓｉが過度に少なく添加されれば、鉄損が劣化する問題が発生する。逆に、Ｓｉが過度に多く添加されれば、オーステナイト領域を減少させるので、熱延板焼鈍工程を省略した場合、相変態現象を活用するためには２．４重量％に上限を制限することがよい。さらに具体的に、Ｓｉは０．６～２．３７重量％含むことが好ましい。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の比抵抗を増加させて鉄損中の渦流損失を低下させるために添加される主要元素である。Ｓｉが過度に少なく添加されれば、鉄損が劣化する問題が発生する。逆に、Ｓｉが過度に多く添加されれば、オーステナイト領域を減少させるので、熱延板焼鈍工程を省略した場合、相変態現象を活用するためには２．４重量％に上限を制限することがよい。さらに具体的に、Ｓｉは０．６～２．３７重量％含むことが好ましい。
【0021】
Ｍｎ：０．４～１．０重量％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉ、Ａｌなどと共に比抵抗を増加させて鉄損を低下させる元素でありながら集合組織を向上させる元素でもある。添加量が少ない場合、比抵抗を増加させる効果も少ないだけでなく、Ｓｉ、Ａｌと異なりオーステナイト安定化元素としてＳｉ、Ａｌ添加量によって適正量の添加が必要である。Ｍｎが過度な場合、磁束密度が著しく減少する虞がある。さらに具体的に、Ｍｎは０．４～０．９５重量％含むこと好ましい。
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉ、Ａｌなどと共に比抵抗を増加させて鉄損を低下させる元素でありながら集合組織を向上させる元素でもある。添加量が少ない場合、比抵抗を増加させる効果も少ないだけでなく、Ｓｉ、Ａｌと異なりオーステナイト安定化元素としてＳｉ、Ａｌ添加量によって適正量の添加が必要である。Ｍｎが過度な場合、磁束密度が著しく減少する虞がある。さらに具体的に、Ｍｎは０．４～０．９５重量％含むこと好ましい。
【0022】
Ｓ：０．００５重量％以下
硫黄（Ｓ）は、磁気的特性に有害なＭｎＳ、ＣｕＳおよび（Ｃｕ、Ｍｎ）Ｓなどの硫化物を形成する元素であるので、できるだけ低濃度で含油されることが好ましい。硫黄が過度に多く添加された場合、微細な硫化物の増加によって磁性が劣位になる虞がある。さらに具体的に、Ｓは０．０００１～０．００４５重量％含むことがよい。
硫黄（Ｓ）は、磁気的特性に有害なＭｎＳ、ＣｕＳおよび（Ｃｕ、Ｍｎ）Ｓなどの硫化物を形成する元素であるので、できるだけ低濃度で含油されることが好ましい。硫黄が過度に多く添加された場合、微細な硫化物の増加によって磁性が劣位になる虞がある。さらに具体的に、Ｓは０．０００１～０．００４５重量％含むことがよい。
【0023】
Ａｌ：０．０１重量％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉと共に比抵抗を増加させて鉄損を減少させる重要な役割を果たすが、Ｓｉよりフェライトをさらに安定化させる元素でありながら添加量が増加することによって磁束密度を著しく減少させる。本発明の一実施形態では相変態現象を活用して熱延板焼鈍を省略するようになるので、Ａｌの含量を制限する。具体的に、Ａｌを０．０００１～０．００９５重量％含むことがよい。
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉと共に比抵抗を増加させて鉄損を減少させる重要な役割を果たすが、Ｓｉよりフェライトをさらに安定化させる元素でありながら添加量が増加することによって磁束密度を著しく減少させる。本発明の一実施形態では相変態現象を活用して熱延板焼鈍を省略するようになるので、Ａｌの含量を制限する。具体的に、Ａｌを０．０００１～０．００９５重量％含むことがよい。
【0024】
Ｎ：０．００５重量％以下
窒素（Ｎ）は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂなどと強く結合することによって窒化物を形成して結晶粒成長を抑制するなど磁性に有害な元素であるので、少なく含むことがよい。具体的に、Ｎを０．０００１～０．００４５重量％含むことが好ましい。
窒素（Ｎ）は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂなどと強く結合することによって窒化物を形成して結晶粒成長を抑制するなど磁性に有害な元素であるので、少なく含むことがよい。具体的に、Ｎを０．０００１～０．００４５重量％含むことが好ましい。
【0025】
Ｔｉ：０．００５重量％以下
チタン（Ｔｉ）は、Ｃ、Ｎと結合することによって微細な炭化物、窒化物を形成して結晶粒成長を抑制し多く添加されるほど増加された炭化物と窒化物によって集合組織も劣位になって磁性が悪くなるので、少なく含むことがよい。さらに具体的に、Ｔｉを０．０００１～０．００４５重量％含むことが好ましい。
チタン（Ｔｉ）は、Ｃ、Ｎと結合することによって微細な炭化物、窒化物を形成して結晶粒成長を抑制し多く添加されるほど増加された炭化物と窒化物によって集合組織も劣位になって磁性が悪くなるので、少なく含むことがよい。さらに具体的に、Ｔｉを０．０００１～０．００４５重量％含むことが好ましい。
【0026】
Ｃｕ：０．００１～０．０２重量％
銅（Ｃｕ）は、Ｍｎと共に（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ硫化物を形成する元素であって、添加量が多い場合、微細な硫化物を形成させて磁性を劣位となるようにするので、その添加量を０．００１～０．０２重量％に制限する。具体的に、Ｃｕは０．００１５～０．０１９重量％含むことが好ましい。
銅（Ｃｕ）は、Ｍｎと共に（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ硫化物を形成する元素であって、添加量が多い場合、微細な硫化物を形成させて磁性を劣位となるようにするので、その添加量を０．００１～０．０２重量％に制限する。具体的に、Ｃｕは０．００１５～０．０１９重量％含むことが好ましい。
【0027】
前記元素以外に集合組織を改善する元素と知られたＰ、Ｓｎ、Ｓｂは追加的な磁性改善のために添加されても構わない。しかし、添加量が過度に多い場合、結晶粒成長性を抑制させ生産性を低下させる問題があって、その添加量がそれぞれ０．１重量％以下に添加されるように制御することがよい。
製鋼工程で不可避的に添加される元素であるＮｉ、Ｃｒの場合、不純物元素と反応して微細な硫化物、炭化物および窒化物を形成して磁性に有害な影響を及ぼすので、これら含有量をそれぞれ０．０５重量％以下に制限することが好ましい。
また、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖなども強力な炭窒化物形成元素であるため、できる限り添加されないのが好ましく、それぞれ０．０１重量％以下に含有されるように制限することができる。
製鋼工程で不可避的に添加される元素であるＮｉ、Ｃｒの場合、不純物元素と反応して微細な硫化物、炭化物および窒化物を形成して磁性に有害な影響を及ぼすので、これら含有量をそれぞれ０．０５重量％以下に制限することが好ましい。
また、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖなども強力な炭窒化物形成元素であるため、できる限り添加されないのが好ましく、それぞれ０．０１重量％以下に含有されるように制限することができる。
【0028】
残部は、Ｆｅおよび不可避的な不純物からなる。不可避的な不純物については、製鋼段階および方向性電磁鋼板の製造工程過程で混入される不純物であり、これは該当分野で広く知られているので、具体的な説明は省略する。本発明の一実施形態で前述の合金成分以外に元素の追加を排除するのではなく、本発明の技術思想を害しない範囲内で多様に含むことができる。追加元素をさらに含む場合、残部のＦｅを代替して含む。
【0029】
本発明の一実施形態で無方向性電磁鋼板は式１を満足することができる。
［式１］
０．１９≦［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋１５０×［Ａｌ］）≦０．３５
（式１中、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］および［Ａｌ］はそれぞれ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌの含量（重量％）を示す。）
Ａｌの場合、フェライトを安定化させる効果が非常に大きいため微量添加する必要があり、Ｍｎは硫化物粗大化のために適正水準以上添加が必要である。式１を満足する場合、高温で十分なオーステナイト単相領域を有し、熱間圧延時、相変態を通じた熱間圧延後再結晶組織確保も可能であり、熱延再結晶温度制御を通じて粗大な硫化物形成が可能である。また、式１を満足する時、最終焼鈍時焼鈍炉内雰囲気制御を通じて酸化層形成を抑制することが可能である。
［式１］
０．１９≦［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋１５０×［Ａｌ］）≦０．３５
（式１中、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］および［Ａｌ］はそれぞれ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌの含量（重量％）を示す。）
Ａｌの場合、フェライトを安定化させる効果が非常に大きいため微量添加する必要があり、Ｍｎは硫化物粗大化のために適正水準以上添加が必要である。式１を満足する場合、高温で十分なオーステナイト単相領域を有し、熱間圧延時、相変態を通じた熱間圧延後再結晶組織確保も可能であり、熱延再結晶温度制御を通じて粗大な硫化物形成が可能である。また、式１を満足する時、最終焼鈍時焼鈍炉内雰囲気制御を通じて酸化層形成を抑制することが可能である。
【0030】
本発明の一実施形態で、鋼板中の｛１１１｝面が圧延面となす角度が１５°以下である結晶粒の体積分率が２７％以上であり得る。本発明の一実施形態では熱延板焼鈍を省略することによって、鋼板中の｛１１１｝面が圧延面となす角度が１５°以下である結晶粒の体積分率が高まるようになる。但し、合金組成および後述の工程条件を制御することによって、磁性を向上させることができる。さらに具体的に、鋼板中の｛１１１｝面が圧延面となす角度が１５°以下である結晶粒の体積分率が２７～３５％であってもよい。
【0031】
本発明の一実施形態で、Ｓｉ酸化物を含む濃化層が表面から０．１５μｍ以下の深さ範囲に存在することができる。Ｓｉ酸化物を含む濃化層は磁性を劣位となるようにするので、形成厚さをできる限り薄く制御する必要がある。本発明の一実施形態で、濃化層の厚さは０．１５μｍ以下であることができる。さらに具体的に、濃化層の厚さは０．０１～０．１３μｍであってもよい。
濃化層は、Ｓｉ：３重量％以上、Ｏ：５重量％以上、Ａｌ：０．５重量％以下含むことができる。濃化層は、Ｓｉを３重量％以上含み、Ｏを５重量％以上含む点から鋼板基材とは区分される。Ａｌが表面に濃化する場合、磁性が劣位となる原因になり得るが、前述のように、本発明の一実施形態でＡｌの含量を制限したので、濃化層内でもＡｌを０．５重量％以下に含んで、磁性が劣位となるのを防止することができる。濃化層の制御方法については後述の無方向性電磁鋼板の製造方法で具体的に説明する。
濃化層は、Ｓｉ：３重量％以上、Ｏ：５重量％以上、Ａｌ：０．５重量％以下含むことができる。濃化層は、Ｓｉを３重量％以上含み、Ｏを５重量％以上含む点から鋼板基材とは区分される。Ａｌが表面に濃化する場合、磁性が劣位となる原因になり得るが、前述のように、本発明の一実施形態でＡｌの含量を制限したので、濃化層内でもＡｌを０．５重量％以下に含んで、磁性が劣位となるのを防止することができる。濃化層の制御方法については後述の無方向性電磁鋼板の製造方法で具体的に説明する。
【0032】
また、本発明の一実施形態では、特定直径を有する硫化物の個数率および面積率を制御することによって、磁性を向上させることができる。具体的に、硫化物が微細なほど結晶粒成長が抑制され磁壁の移動を妨害することによって磁性を劣位となるようにする。従って、本発明の一実施形態では、特定大きさの硫化物を粗大化させて直径０．０５μｍ以上の個数を増加させ面積率を増加させることによって、磁性を向上させることができる。
具体的に、硫化物を含み、直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の個数率（Ｆｃｏｕｎｔ）および直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の面積率（Ｆａｒｅａ）の積（Ｆｃｏｕｎｔ×Ｆａｒｅａ）が０．１５以上であることができる。さらに具体的に、０．１５～０．３であることが好ましい。
具体的に、硫化物を含み、直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の個数率（Ｆｃｏｕｎｔ）および直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の面積率（Ｆａｒｅａ）の積（Ｆｃｏｕｎｔ×Ｆａｒｅａ）が０．１５以上であることができる。さらに具体的に、０．１５～０．３であることが好ましい。
【0033】
硫化物を含み、直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の個数率（Ｆｃｏｕｎｔ）が０．２以上であることができる。さらに具体的に、０．２～０．５であることが好ましい。
直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の面積率（Ｆａｒｅａ）が０．５以上であることができる。さらに具体的に、０．５～０．８であることが好ましい。硫化物は、ＭｎＳ、ＣｕＳまたはＭｎＳおよびＣｕＳの複合物を含むことができる。
硫化物の個数率および面積率を制御する方法は後述の無方向性電磁鋼板の製造方法で具体的に説明する。
直径０．５μｍ以下の硫化物のうちの直径０．０５μｍ以上の硫化物の面積率（Ｆａｒｅａ）が０．５以上であることができる。さらに具体的に、０．５～０．８であることが好ましい。硫化物は、ＭｎＳ、ＣｕＳまたはＭｎＳおよびＣｕＳの複合物を含むことができる。
硫化物の個数率および面積率を制御する方法は後述の無方向性電磁鋼板の製造方法で具体的に説明する。
【0034】
また、本発明の一実施形態では、集合組織を制御することによって、磁性を向上させることができる。
０．９≦（Ｖｃｕｂｅ＋Ｖｇｏｓｓ＋Ｖｒ－ｃｕｂｅ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙｍａｘ≦２．５を満足することができる。
（但し、Ｖｃｕｂｅ、Ｖｇｏｓｓ、Ｖｒ－ｃｕｂｅはそれぞれ、ｃｕｂｅ、ｇｏｓｓ、ｒｏｔａｔｅｄ ｃｕｂｅ集合組織の体積％であり、ＩｎｔｅｎｓｉｔｙｍａｘはＯＤＦ ｉｍａｇｅ（Φ２＝４５度ｓｅｃｔｉｏｎ）上に現れる最大強度値を示す。）
Ｖｃｕｂｅ、Ｖｇｏｓｓ、Ｖｒ－ｃｕｂｅはそれぞれ、（１００）［００１］、（１１０）［００１］、（１００）［０１１］から１５°以内の集合組織の体積％である。
本発明の一実施形態で、集合組織のうちの磁性に有利な集合組織であるｃｕｂｅ、ｇｏｓｓおよびｒｏｔａｔｅｄ ｃｕｂｅがよりよく発達して前述の関係式を満足し、結果的に磁性が向上する。
０．９≦（Ｖｃｕｂｅ＋Ｖｇｏｓｓ＋Ｖｒ－ｃｕｂｅ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙｍａｘ≦２．５を満足することができる。
（但し、Ｖｃｕｂｅ、Ｖｇｏｓｓ、Ｖｒ－ｃｕｂｅはそれぞれ、ｃｕｂｅ、ｇｏｓｓ、ｒｏｔａｔｅｄ ｃｕｂｅ集合組織の体積％であり、ＩｎｔｅｎｓｉｔｙｍａｘはＯＤＦ ｉｍａｇｅ（Φ２＝４５度ｓｅｃｔｉｏｎ）上に現れる最大強度値を示す。）
Ｖｃｕｂｅ、Ｖｇｏｓｓ、Ｖｒ－ｃｕｂｅはそれぞれ、（１００）［００１］、（１１０）［００１］、（１００）［０１１］から１５°以内の集合組織の体積％である。
本発明の一実施形態で、集合組織のうちの磁性に有利な集合組織であるｃｕｂｅ、ｇｏｓｓおよびｒｏｔａｔｅｄ ｃｕｂｅがよりよく発達して前述の関係式を満足し、結果的に磁性が向上する。
【0035】
集合組織を制御する方法は、後述の無方向性電磁鋼板の製造方法で具体的に説明する。
また、一般に、熱延板焼鈍工程を省略時、熱延板焼鈍工程を行った時より磁性に不利な集合組織の強化によって最大Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙが大きく増加する。
反面、本発明の一実施形態では、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙの増加幅が大きくなく、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）≦１．５の関係式を満足する。
（但し、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）およびＩｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）はそれぞれ、熱延板焼鈍を実施しない場合と実施した場合の集合組織の最大強度を示す。）
即ち、熱延板焼鈍を省略しても磁性に優れる。
また、一般に、熱延板焼鈍工程を省略時、熱延板焼鈍工程を行った時より磁性に不利な集合組織の強化によって最大Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙが大きく増加する。
反面、本発明の一実施形態では、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙの増加幅が大きくなく、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）≦１．５の関係式を満足する。
（但し、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）およびＩｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）はそれぞれ、熱延板焼鈍を実施しない場合と実施した場合の集合組織の最大強度を示す。）
即ち、熱延板焼鈍を省略しても磁性に優れる。
【0036】
本発明の一実施形態では、熱延板焼鈍を省略するためＹＰ／ＴＳの比が高い。具体的にＹＰ／ＴＳ≧０．７を満足することができる。但し、ＹＰは降伏強度、ＴＳは引張強度を示す。ＹＰ／ＴＳが高いことによって加工性が向上し、モータなど無方向性電磁鋼板を用いた製品を製作して駆動時、変形による磁性劣位現象が抑制できる。
また、本発明の一実施形態では、結晶粒粒径の分布を制御することによって、磁性を向上させることができる。鉄損は結晶粒粒径に敏感に反応し、結晶粒粒径が過度に大きいとか、過度に小さい場合、鉄損が増加するようになる。具体的に、平均結晶粒粒径の０．３倍以下である微小結晶粒の面積比が０．４％以下であり、平均結晶粒粒径の２倍以上である粗大結晶粒の面積比が４０％以下であることができる。
また、平均結晶粒粒径は５０～１００μｍであることがよい。本発明の一実施形態で、結晶粒粒径の測定基準は圧延面（ＮＤ面）と平行な面であることができる。結晶粒粒径とは、同一面積を有する仮想の球を仮定してその球の直径を意味する。
また、本発明の一実施形態では、結晶粒粒径の分布を制御することによって、磁性を向上させることができる。鉄損は結晶粒粒径に敏感に反応し、結晶粒粒径が過度に大きいとか、過度に小さい場合、鉄損が増加するようになる。具体的に、平均結晶粒粒径の０．３倍以下である微小結晶粒の面積比が０．４％以下であり、平均結晶粒粒径の２倍以上である粗大結晶粒の面積比が４０％以下であることができる。
また、平均結晶粒粒径は５０～１００μｍであることがよい。本発明の一実施形態で、結晶粒粒径の測定基準は圧延面（ＮＤ面）と平行な面であることができる。結晶粒粒径とは、同一面積を有する仮想の球を仮定してその球の直径を意味する。
【0037】
結晶粒粒径の分布を制御する方法は、後述の無方向性電磁鋼板の製造方法で具体的に説明する。
前述の合金成分および特性によって本発明の一実施形態による無方向性電磁鋼板は鉄損および磁束密度が優れる。
具体的に、５０Ｈｚ周波数で１．５Ｔｅｓｌａの磁束密度が誘起された時の鉄損（Ｗ１５／５０）は３．５Ｗ／Ｋｇ以下であることができる。さらに具体的に、２．５～３．５Ｗ／Ｋｇであることがよい。
５０００Ａ／ｍの磁場を付加した時、誘導される磁束密度（Ｂ５０）は１．７Ｔｅｓｌａ以上であり得る。さらに具体的に、１．７～１．８Ｔｅｓｌａであってもよい。磁性の測定基準厚さは０．５０ｍｍであることができる。
前述の合金成分および特性によって本発明の一実施形態による無方向性電磁鋼板は鉄損および磁束密度が優れる。
具体的に、５０Ｈｚ周波数で１．５Ｔｅｓｌａの磁束密度が誘起された時の鉄損（Ｗ１５／５０）は３．５Ｗ／Ｋｇ以下であることができる。さらに具体的に、２．５～３．５Ｗ／Ｋｇであることがよい。
５０００Ａ／ｍの磁場を付加した時、誘導される磁束密度（Ｂ５０）は１．７Ｔｅｓｌａ以上であり得る。さらに具体的に、１．７～１．８Ｔｅｓｌａであってもよい。磁性の測定基準厚さは０．５０ｍｍであることができる。
【0038】
本発明の一実施形態による無方向性電磁鋼板は下記関係を満足することができる。
（Ｗ１５／５０Ｃ－Ｗ１５／５０Ｌ）／（Ｗ１５／５０Ｃ＋Ｗ１５／５０Ｌ）×１００≧７
Ｗ１５／５０Ｌ、Ｗ１５／５０Ｃはそれぞれ、圧延方向および圧延垂直方向の鉄損（Ｗ１５／５０）を意味する。
Ｂ５０Ｌ－Ｂ５０Ｃ≧０．００６
Ｂ５０Ｌ、Ｂ５０Ｃは、圧延方向および圧延垂直方向の磁束密度（Ｂ５０）を意味する。
前述の関係を満足することによって、圧延方向の磁束密度がより向上して平均磁束密度が向上できる。
（Ｗ１５／５０Ｃ－Ｗ１５／５０Ｌ）／（Ｗ１５／５０Ｃ＋Ｗ１５／５０Ｌ）×１００≧７
Ｗ１５／５０Ｌ、Ｗ１５／５０Ｃはそれぞれ、圧延方向および圧延垂直方向の鉄損（Ｗ１５／５０）を意味する。
Ｂ５０Ｌ－Ｂ５０Ｃ≧０．００６
Ｂ５０Ｌ、Ｂ５０Ｃは、圧延方向および圧延垂直方向の磁束密度（Ｂ５０）を意味する。
前述の関係を満足することによって、圧延方向の磁束密度がより向上して平均磁束密度が向上できる。
【0039】
本発明の一実施形態による無方向性電磁鋼板の製造方法は、スラブを加熱する段階；スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階；熱延板を熱延板焼鈍なく、冷間圧延して冷延板を製造する段階および冷延板を最終焼鈍する段階を含む。
まず、スラブを加熱する。
スラブの合金成分については上記の無方向性電磁鋼板の合金成分で説明したので、重複する説明は省略する。無方向性電磁鋼板の製造過程で合金成分が実質的に変動しないので、無方向性電磁鋼板とスラブの合金成分は実質的に同一である。
まず、スラブを加熱する。
スラブの合金成分については上記の無方向性電磁鋼板の合金成分で説明したので、重複する説明は省略する。無方向性電磁鋼板の製造過程で合金成分が実質的に変動しないので、無方向性電磁鋼板とスラブの合金成分は実質的に同一である。
【0040】
具体的に、スラブは重量％で、Ｃ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｓｉ：０．５～２．４％、Ｍｎ：０．４～１．０％、Ｓ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ａｌ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除外する）、Ｃｕ：０．００１～０．０２％含み、下記式１を満足することができる。
［式１］
０．１９≦［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋１５０×［Ａｌ］）≦０．３５
（式１中、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］および［Ａｌ］はそれぞれ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌの含量（重量％）を示す。）
その他の追加元素については無方向性電磁鋼板の合金成分で説明したので、重複する説明は省略する。
［式１］
０．１９≦［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋１５０×［Ａｌ］）≦０．３５
（式１中、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］および［Ａｌ］はそれぞれ、Ｍｎ、ＳｉおよびＡｌの含量（重量％）を示す。）
その他の追加元素については無方向性電磁鋼板の合金成分で説明したので、重複する説明は省略する。
【0041】
スラブを加熱する段階で、オーステナイトがフェライトに１００％変態する平衡温度をＡ１（℃）という時、スラブ加熱温度ＳＲＴ（℃）とＡ１温度（℃）が下記関係を満足することができる。
ＳＲＴ≧Ａ１＋１５０℃
スラブ加熱温度が前述の範囲を満足するように十分に高い場合、熱間圧延後再結晶組織を十分に確保することができ、熱延板焼鈍を行わなくても、磁性を向上させることができる。
Ａ１温度（℃）は、スラブの合金成分によって決定される。これについては当該技術分野で広く知られているので、具体的な説明は省略する。例えば、Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ．、Ｆａｃｔｓａｇｅなど商用熱力学プログラムで計算が可能である。
ＳＲＴ≧Ａ１＋１５０℃
スラブ加熱温度が前述の範囲を満足するように十分に高い場合、熱間圧延後再結晶組織を十分に確保することができ、熱延板焼鈍を行わなくても、磁性を向上させることができる。
Ａ１温度（℃）は、スラブの合金成分によって決定される。これについては当該技術分野で広く知られているので、具体的な説明は省略する。例えば、Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ．、Ｆａｃｔｓａｇｅなど商用熱力学プログラムで計算が可能である。
【0042】
スラブを加熱する段階で、ＭｎＳの平衡析出量（ＭｎＳＳＲＴ）およびＭｎＳの最大析出量（ＭｎＳＭａｘ）が下記式を満足することができる。
ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６
スラブ再加熱温度は過度に高い場合、ＭｎＳが再溶解されて熱間圧延および焼鈍工程で微細に析出され、過度に低い場合はＭｎＳ粗大化には有利であるが、熱間圧延性が低下し、また、十分な相変態区間の未確保によって熱間圧延後に再結晶組織確保が難しい。
この時、ＭｎＳの平衡析出量（ＭｎＳＳＲＴ）はスラブ加熱温度（ＳＲＴ）でＭｎＳの熱力学的な平衡析出できる量、ＭｎＳの最大析出量（ＭｎＳＭａｘ）はスラブ内に存在するＭｎ、Ｓ合金元素から熱力学的に析出できる理論的な最大量を意味する。
ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６
スラブ再加熱温度は過度に高い場合、ＭｎＳが再溶解されて熱間圧延および焼鈍工程で微細に析出され、過度に低い場合はＭｎＳ粗大化には有利であるが、熱間圧延性が低下し、また、十分な相変態区間の未確保によって熱間圧延後に再結晶組織確保が難しい。
この時、ＭｎＳの平衡析出量（ＭｎＳＳＲＴ）はスラブ加熱温度（ＳＲＴ）でＭｎＳの熱力学的な平衡析出できる量、ＭｎＳの最大析出量（ＭｎＳＭａｘ）はスラブ内に存在するＭｎ、Ｓ合金元素から熱力学的に析出できる理論的な最大量を意味する。
【0043】
スラブを加熱する段階で、オーステナイト単相領域で１時間以上維持することができる。これは硫化物の粗大化のために必要な時間であり、また、熱間圧延前オーステナイトの結晶粒大きさを粗大にすることによって熱間圧延後に再結晶 組織を粗大にするためにも必要である。
その次に、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する。熱間圧延して熱延板を製造する段階は具体的に、粗圧延段階、仕上圧延段階、および巻取段階を含むことができる。
本発明の一実施形態では、粗圧延段階、仕上圧延段階、および巻取段階の圧下率および温度を適切に制御することによって、熱延板焼鈍を行わなくても磁性を向上させることができる。
その次に、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する。熱間圧延して熱延板を製造する段階は具体的に、粗圧延段階、仕上圧延段階、および巻取段階を含むことができる。
本発明の一実施形態では、粗圧延段階、仕上圧延段階、および巻取段階の圧下率および温度を適切に制御することによって、熱延板焼鈍を行わなくても磁性を向上させることができる。
【0044】
まず、粗圧延段階は、スラブを粗圧延してバー（Ｂａｒ）として製造する段階である。
仕上圧延段階は、バーを圧延して熱延板を製造する段階である。
巻取段階は、熱延板を巻き取る段階である。
相変態が終わる場合、仕上圧延での圧延は変形組織でそのまま残存するようになって無方向性電磁鋼板の微細組織を微細化させ、集合組織も劣位となるようにして磁性を大きく低下させる。逆に、仕上圧延で相変態が過度に多く発生する場合も熱延再結晶組織の結晶粒が微細化されれば、変形エネルギーによる集合組織の改善効果が減少して最終的に磁性を著しく劣位となる。
仕上圧延段階は、バーを圧延して熱延板を製造する段階である。
巻取段階は、熱延板を巻き取る段階である。
相変態が終わる場合、仕上圧延での圧延は変形組織でそのまま残存するようになって無方向性電磁鋼板の微細組織を微細化させ、集合組織も劣位となるようにして磁性を大きく低下させる。逆に、仕上圧延で相変態が過度に多く発生する場合も熱延再結晶組織の結晶粒が微細化されれば、変形エネルギーによる集合組織の改善効果が減少して最終的に磁性を著しく劣位となる。
【0045】
仕上圧延開始温度（ＦＥＴ）が下記関係を満足する時、最終焼鈍後に集合組織のうちの磁性に有利な集合組織であるｃｕｂｅ、ｇｏｓｓ、およびｒｏｔａｔｅｄ ｃｕｂｅがよりよく発達して磁性が向上できる。
Ａｅ１≦ＦＥＴ≦（２×Ａｅ３＋Ａｅ１）／３
但し、Ａｅ１はオーステナイトがフェライトに完全に変態する温度（℃）、Ａｅ３はオーステナイトがフェライトに変態し始める温度（℃）、ＦＥＴは仕上圧延開始温度（℃）を示す。
Ａｅ１≦ＦＥＴ≦（２×Ａｅ３＋Ａｅ１）／３
但し、Ａｅ１はオーステナイトがフェライトに完全に変態する温度（℃）、Ａｅ３はオーステナイトがフェライトに変態し始める温度（℃）、ＦＥＴは仕上圧延開始温度（℃）を示す。
【0046】
具体的に、仕上圧延開始温度（ＦＥＴ）を制御することによって、０．９≦（Ｖｃｕｂｅ＋Ｖｇｏｓｓ＋Ｖｒ－ｃｕｂｅ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙｍａｘ≦２．５を満足することができる。
Ａｅ１温度（℃）およびＡｅ３温度（℃）はスラブの合金成分によって決定される。これについては当該技術分野で広く知られているので、具体的な説明は省略する。
また、仕上圧延での圧下率も前述の集合組織発達に寄与し得る。具体的に、仕上圧延の圧下率が８５％以上であることができる。仕上圧延が複数回のパスから構成された場合、仕上圧延の圧下率は複数回のパスの累積圧下率になることができる。さらに具体的に、仕上圧延の圧下率が８５～９０％であることがよい。
仕上圧延前段での圧下率が７０％以上であることができる。仕上圧延の前段とは２回以上の偶数回のパスで仕上圧延を実施する場合、（全体パス回数）／２までを意味する。２回以上の奇数回のパスで仕上圧延を実施する場合、（全体パス回数＋１）／２までを意味する。さらに具体的に、仕上圧延前段での圧下率が７０～８７％であってもよい。
Ａｅ１温度（℃）およびＡｅ３温度（℃）はスラブの合金成分によって決定される。これについては当該技術分野で広く知られているので、具体的な説明は省略する。
また、仕上圧延での圧下率も前述の集合組織発達に寄与し得る。具体的に、仕上圧延の圧下率が８５％以上であることができる。仕上圧延が複数回のパスから構成された場合、仕上圧延の圧下率は複数回のパスの累積圧下率になることができる。さらに具体的に、仕上圧延の圧下率が８５～９０％であることがよい。
仕上圧延前段での圧下率が７０％以上であることができる。仕上圧延の前段とは２回以上の偶数回のパスで仕上圧延を実施する場合、（全体パス回数）／２までを意味する。２回以上の奇数回のパスで仕上圧延を実施する場合、（全体パス回数＋１）／２までを意味する。さらに具体的に、仕上圧延前段での圧下率が７０～８７％であってもよい。
【0047】
熱延板全体長さで仕上圧延終了温度（ＦＤＴ）の偏差が３０℃以下であることができる。即ち、仕上圧延終了温度のうちの最大温度および仕上圧延終了温度最小温度の差が３０℃以下である。このように仕上圧延終了温度（ＦＤＴ）の偏差を小さく制御することによって、最終焼鈍以後の微小結晶粒および粗大結晶粒の面積分率を制御することができる。窮極的に熱延板焼鈍を行わなくても磁性に優れる。さらに具体的に、熱延板全体長さで仕上圧延終了温度（ＦＤＴ）の偏差が１５～３０℃であることがよい。
また、巻取段階の温度を適切に制御することによって、最終焼鈍以後の微小結晶粒および粗大結晶粒の面積分率の制御に寄与することができる。具体的に、巻取段階での温度（ＣＴ）が下記関係を満足することができる。
０．５５≦ＣＴ×［Ｓｉ］／１０００≦１．７５
但し、ＣＴは巻取段階での温度（℃）を示し、［Ｓｉ］はＳｉの含量（重量％）を示す。
また、巻取段階の温度を適切に制御することによって、最終焼鈍以後の微小結晶粒および粗大結晶粒の面積分率の制御に寄与することができる。具体的に、巻取段階での温度（ＣＴ）が下記関係を満足することができる。
０．５５≦ＣＴ×［Ｓｉ］／１０００≦１．７５
但し、ＣＴは巻取段階での温度（℃）を示し、［Ｓｉ］はＳｉの含量（重量％）を示す。
【0048】
上記の仕上圧延終了温度および巻取温度制御によって熱延板の微細組織が改善される。本発明の一実施形態では、熱延板焼鈍工程を行わないため、熱延板の微細組織が最終製造される無方向性電磁鋼板の微細組織に大きい影響を与える。
具体的に、熱延板の微細組織が下記関係を満足することができる。
ＧＳｃｅｎｔｅｒ／ＧＳｓｕｒｆａｃｅ≧１．１５
但し、ＧＳｃｅｎｔｅｒは厚さ方向に１／４～３／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示し、ＧＳｓｕｒｆａｃｅは表面～１／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示す。
前記のように、熱延板中心での結晶粒粒径を大きくすることによって、最終焼鈍以後の微小結晶粒および粗大結晶粒の面積分率の制御に寄与し得る。
１／４～３／４ｔ部分は、熱延板全体厚さ（ｔ）に対して１／４～３／４ｔの厚さ部分を意味する。
また、熱延板の微細組織が下記関係を満足することができる。
（ＧＳｃｅｎｔｅｒ×再結晶率）／１０≧２
但し、ＧＳｃｅｎｔｅｒは厚さ方向に１／４～３／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示し、再結晶率は熱間圧延後再結晶された結晶粒の面積分率を示す。
具体的に、熱延板の微細組織が下記関係を満足することができる。
ＧＳｃｅｎｔｅｒ／ＧＳｓｕｒｆａｃｅ≧１．１５
但し、ＧＳｃｅｎｔｅｒは厚さ方向に１／４～３／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示し、ＧＳｓｕｒｆａｃｅは表面～１／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示す。
前記のように、熱延板中心での結晶粒粒径を大きくすることによって、最終焼鈍以後の微小結晶粒および粗大結晶粒の面積分率の制御に寄与し得る。
１／４～３／４ｔ部分は、熱延板全体厚さ（ｔ）に対して１／４～３／４ｔの厚さ部分を意味する。
また、熱延板の微細組織が下記関係を満足することができる。
（ＧＳｃｅｎｔｅｒ×再結晶率）／１０≧２
但し、ＧＳｃｅｎｔｅｒは厚さ方向に１／４～３／４ｔ部分の結晶粒平均粒径を示し、再結晶率は熱間圧延後再結晶された結晶粒の面積分率を示す。
【0049】
本発明の一実施形態で、成分系は相変態が起こるように設計し、熱延温度条件を制御して相変態を通じた再結晶が起こって熱間圧延後に再結晶組織が確保できる。この時、再結晶率が高いほど、最終製造される無方向性電磁鋼板の組織特性を改善して磁性を向上させる。本発明の一実施形態では熱延板焼鈍工程を行わないので、熱間圧延での再結晶率が重要である。
再結晶された結晶粒とそうでない結晶粒は変形組織を含むか否かで区分することができ、光学顕微鏡を通じて微細組織を観察して、変形組織の有／無を区分することができる。
再結晶された結晶粒とそうでない結晶粒は変形組織を含むか否かで区分することができ、光学顕微鏡を通じて微細組織を観察して、変形組織の有／無を区分することができる。
【0050】
その次に、熱延板を熱延板焼鈍なく、冷間圧延して冷延板を製造する。前述のように、本発明の一実施形態で、合金組成および多様な工程制御を通じて熱延板焼鈍を行わなくても磁性に優れた無方向性電磁鋼板を製造することができる。
冷間圧延は、０．１０ｍｍ～０．７０ｍｍの厚さで最終圧延する。必要時、１次冷間圧延と中間焼鈍後に２次冷間圧延することができ、最終圧下率は５０～９５％の範囲とすることができる。
その次に、冷延板を最終焼鈍する。冷延板を焼鈍する工程で、焼鈍温度は通常無方向性電磁鋼板に適用される温度であれば大きく制限はない。無方向性電磁鋼板の鉄損は結晶粒大きさと密接に関連するので９００～１１００℃であれば適当である。温度が過度に低い場合、結晶粒が過度に微細で履歴損失が増加し、温度が過度に高い場合は結晶粒が過度に粗大で渦流損が増加して鉄損が劣位となることがある。
冷間圧延は、０．１０ｍｍ～０．７０ｍｍの厚さで最終圧延する。必要時、１次冷間圧延と中間焼鈍後に２次冷間圧延することができ、最終圧下率は５０～９５％の範囲とすることができる。
その次に、冷延板を最終焼鈍する。冷延板を焼鈍する工程で、焼鈍温度は通常無方向性電磁鋼板に適用される温度であれば大きく制限はない。無方向性電磁鋼板の鉄損は結晶粒大きさと密接に関連するので９００～１１００℃であれば適当である。温度が過度に低い場合、結晶粒が過度に微細で履歴損失が増加し、温度が過度に高い場合は結晶粒が過度に粗大で渦流損が増加して鉄損が劣位となることがある。
【0051】
本発明の一実施形態で、最終焼鈍時、Ｓｉ、Ａｌ成分と焼鈍炉内水素雰囲気（Ｈ２）が１０×（［Ｓｉ］＋１０００×［Ａｌ］）－［Ｈ２］≦９０を満足することができる。前述の水素雰囲気で焼鈍することによって、Ｓｉ酸化物を含む濃化層が適切な深さで生成され、濃化層内にＡｌが含まれないようにすることができる。このような濃化層は磁性向上に寄与し得る。
最終焼鈍後、絶縁被膜を形成することができる。前記絶縁被膜は有機質、無機質および有機－無機複合被膜で処理でき、その他の絶縁の可能な被膜剤で処理することも可能である。
以下では実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。しかし、このような実施例は単に本発明を例示するためのものであり、本発明がここに限定されるのではない。
最終焼鈍後、絶縁被膜を形成することができる。前記絶縁被膜は有機質、無機質および有機－無機複合被膜で処理でき、その他の絶縁の可能な被膜剤で処理することも可能である。
以下では実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。しかし、このような実施例は単に本発明を例示するためのものであり、本発明がここに限定されるのではない。
【実施例1】
【0052】
下記表１に整理された合金成分および残部Ｆｅおよび不可避的な不純物からなるスラブを製造した。スラブを１１５０℃で加熱し、２．５ｍｍの厚さで熱間圧延した後に巻き取った。巻取られた熱延鋼板を熱延板焼鈍なく酸洗した後、０．５０ｍｍ厚さで冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。この時、冷延板焼鈍時雰囲気は１０×（［Ｓｉ］＋１０００×［Ａｌ］）－［Ｈ２］≦９０の関係式を満足するように制御し、焼鈍温度は９００～９５０℃間で実施した。
それぞれの試片に対して最終焼鈍後に介在物分布を測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定してその結果を下記表２に示した。
鉄損（Ｗ１５／５０）は、５０Ｈｚ周波数で１．５Ｔｅｓｌａの磁束密度が誘起された時の圧延方向と圧延方向垂直方向の平均損失（Ｗ／ｋｇ）である。
磁束密度（Ｂ５０）は、５０００Ａ／ｍの磁場を付加した時に誘導される磁束密度の大きさ（Ｔｅｓｌａ）である。
ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘの測定方法として、ＭｎＳＳＲＴ１時間以上を再加熱温度（ＳＲＴ）で維持する条件で到達できる分率に測定し、商用熱力学プログラムを用いて計算した。
それぞれの試片に対して最終焼鈍後に介在物分布を測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定してその結果を下記表２に示した。
鉄損（Ｗ１５／５０）は、５０Ｈｚ周波数で１．５Ｔｅｓｌａの磁束密度が誘起された時の圧延方向と圧延方向垂直方向の平均損失（Ｗ／ｋｇ）である。
磁束密度（Ｂ５０）は、５０００Ａ／ｍの磁場を付加した時に誘導される磁束密度の大きさ（Ｔｅｓｌａ）である。
ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘの測定方法として、ＭｎＳＳＲＴ１時間以上を再加熱温度（ＳＲＴ）で維持する条件で到達できる分率に測定し、商用熱力学プログラムを用いて計算した。
【0053】
【表1】
【表2】
【0054】
表１および表２に示したとおり、本発明の一実施形態で提案する合金成分および製造工程を全て満足するＡ１、Ａ２、Ａ３、Ａ６、Ａ７、Ａ１０、Ａ１２は（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ硫化物が適切に析出されて、磁性に優れるのを確認することができる。
反面、Ａ４は式１値を満足せず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ａ５はＭｎ含量および式１値を満足せず、スラブ加熱時、ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６以上を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ａ８はＡｌが成分添加量を満足せず、その結果、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ａ９は式１値を満足せず、スラブ加熱時、ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６以上を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ａ１１はＭｎ含量および式１を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ａ１３はＡｌ含量および式１を満足しなかった。その結果、磁性が劣位であるのを確認することができる。
反面、Ａ４は式１値を満足せず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ａ５はＭｎ含量および式１値を満足せず、スラブ加熱時、ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６以上を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ａ８はＡｌが成分添加量を満足せず、その結果、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ａ９は式１値を満足せず、スラブ加熱時、ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６以上を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ａ１１はＭｎ含量および式１を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ａ１３はＡｌ含量および式１を満足しなかった。その結果、磁性が劣位であるのを確認することができる。
【実施例2】
【0055】
下記表３で整理された合金成分および残部Ｆｅおよび不可避的な不純物からなるスラブを製造した。スラブを１１００～１２５０℃で加熱し、２．７ｍｍの厚さで熱間圧延した後に巻き取った。スラブ加熱時、オーステナイト単相での維持時間を下記表４のように変更しながら維持時間の影響も見ようとした。巻取られた熱延鋼板は熱延板焼鈍なく酸洗した後、０．５０ｍｍ厚さで冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。この時、１０×（［Ｓｉ］＋１０００×［Ａｌ］）－［Ｈ２］≦９０の関係式を満足する雰囲気で焼鈍し、温度は９００～９５０℃の間で実施した。
それぞれの試片に対して最終焼鈍後、介在物個数および分布を測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定して、その結果を下記表５に示した。
それぞれの試片に対して最終焼鈍後、介在物個数および分布を測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定して、その結果を下記表５に示した。
【0056】
【表3】
【表4】
【表5】
【0057】
表３～表５に示したとおり、本発明の一実施形態で提案する合金成分および製造工程を全て満足するＢ１、Ｂ３、Ｂ４、Ｂ７、Ｂ８、Ｂ１２、Ｂ１３は（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ硫化物が適切に析出されて、磁性が優れるのを確認することができる。
反面、Ｂ２はスラブ加熱中、ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｂ５は式１およびＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
反面、Ｂ２はスラブ加熱中、ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｂ５は式１およびＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
【0058】
Ｂ６はスラブ加熱中、ＭｎＳＳＲＴ／ＭｎＳＭａｘ≧０．６およびオーステナイト単相維持時間を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｂ９はスラブ加熱中、オーステナイト単相維持時間を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｂ１０はスラブ加熱温度が低かった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｂ１１はスラブ加熱温度が低く、オーステナイト単相維持時間を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｂ１４はスラブ加熱時オーステナイト単相（γ）領域でないオーステナイト（γ）／フェライト（α）以上領域で熱処理されることによって磁性が劣位なように示された。
Ｂ９はスラブ加熱中、オーステナイト単相維持時間を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｂ１０はスラブ加熱温度が低かった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｂ１１はスラブ加熱温度が低く、オーステナイト単相維持時間を満足しなかった。その結果、硫化物が適切に析出されず、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｂ１４はスラブ加熱時オーステナイト単相（γ）領域でないオーステナイト（γ）／フェライト（α）以上領域で熱処理されることによって磁性が劣位なように示された。
【実施例3】
【0059】
重量％で、Ｃ：０．００２３％、Ｓｉ：２％、Ｍｎ：０．７％、Ｐ：０．０２％、Ｓ：０．００１７％、Ａｌ：０．００９％、Ｎ：０．００２％、Ｔｉ：０．００１％、Ｓｎ：０．０１％、Ｃｕ：０．０１％と残部はＦｅおよびその他の不純物からなるスラブを製造した。スラブを１１８０℃で加熱し、２．６ｍｍの厚さで熱間圧延した後、巻き取った。酸洗および冷間圧延を経て巻取られた熱延鋼板は熱延板焼鈍なく酸洗した後、０．５０ｍｍ厚さで冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。冷延板焼鈍温度は９００～９５０℃の間で実施し、この時、焼鈍炉内の水素雰囲気を変えて１０×（［Ｓｉ］＋１０００×［Ａｌ］）－［Ｈ２］≦９０の関係式が表面酸化層形成および磁性に及ぼす影響を見ようとした。
Ａｌ酸化層の厚さは表面からＡｌおよびＯが主成分である領域の厚さを、Ｓｉ濃化層は表面からＳｉが３重量％以上である領域の厚さを示す。
Ａｌ酸化層の厚さは表面からＡｌおよびＯが主成分である領域の厚さを、Ｓｉ濃化層は表面からＳｉが３重量％以上である領域の厚さを示す。
【0060】
【表6】
【実施例4】
【0061】
重量％で、Ｃ：０．００２３％、Ｓｉ：２％、Ｍｎ：０．７％、Ｐ：０．０２％、Ｓ：０．００１７％、Ｎ：０．００２％、Ｔｉ：０．００１％、Ｓｎ：０．０１％、Ｃｕ：０．０１％と下記表５のＡｌ含量と残部Ｆｅおよびその他の不純物からなるスラブを製造した。スラブを１１８０℃で再加熱した後、２．６ｍｍの厚さで熱間圧延した後、巻き取った。酸洗および冷間圧延を経て巻取られた熱延鋼板は熱延板焼鈍なく酸洗した後、０．５０ｍｍ厚さで冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。冷延板焼鈍温度は９００～９５０℃の間で実施し、この時、焼鈍炉内の水素雰囲気を変えてＡｌ添加量の変化による１０×（［Ｓｉ］＋１０００×［Ａｌ］）－［Ｈ２］≦９０の関係式が表面酸化層形成および磁性に及ぼす影響を見ようとした。
それぞれの試片に対して、ＳＥＭおよびＴＥＭを用いて酸化層およびその厚さを測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定して、その結果を下記表７に示した。
それぞれの試片に対して、ＳＥＭおよびＴＥＭを用いて酸化層およびその厚さを測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定して、その結果を下記表７に示した。
【0062】
【表7】
反面、合金組成を満足しないか、最終焼鈍雰囲気が制御されていない比較例は表面にＳｉでないＡｌが濃化されるかＳｉ濃化層の厚さが厚くなって、磁性が劣化するのを確認することができる。
【実施例5】
【0063】
下記表８で整理された合金成分および残部Ｆｅおよび不可避的な不純物からなるスラブを製造した。スラブを１１５０℃で加熱し、２．６ｍｍの厚さで熱間圧延した後、巻き取った。仕上圧延入側温度ＦＥＴを表９のように変化させてＦＥＴの影響を見ようとし、仕上圧延の圧下率は８７％、仕上圧延中前段圧下率は７３％にして熱間圧延を行った。熱間圧延後に巻取られた熱延鋼板は熱延板焼鈍なく酸洗した後、０．５０ｍｍ厚さで冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。この時、冷延板焼鈍温度は９００～９５０℃の間で実施した。
Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）を求めるために同一合金組成および工程中熱延板焼鈍工程を追加してＩｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）を測定した。
最終焼鈍後、ＥＢＳＤを活用して集合組織を測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定して、その結果を下記表１０に示した。
Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）を求めるために同一合金組成および工程中熱延板焼鈍工程を追加してＩｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）を測定した。
最終焼鈍後、ＥＢＳＤを活用して集合組織を測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定して、その結果を下記表１０に示した。
【0064】
【表8】
【表9】
【表10】
【0065】
表８～表１０に示したとおり、本発明の一実施形態で提案する合金成分および仕上圧延開始温度を全て満足するＣ２、Ｃ４、Ｃ５、Ｃ８、Ｃ９、Ｃ１１、Ｃ１３は最終焼鈍後に集合組織が適切に形成され、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も小さく形成されるのを確認することができる。
反面、Ｃ１は式１を満足せず、仕上圧延開始温度も適切に制御しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｃ３はＭｎ含量および式１を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｃ６はＳ含量および仕上圧延開始温度も適切に制御しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｃ７はＡｌ含量を満足しなかった。したがって、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）が大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
反面、Ｃ１は式１を満足せず、仕上圧延開始温度も適切に制御しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｃ３はＭｎ含量および式１を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｃ６はＳ含量および仕上圧延開始温度も適切に制御しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｃ７はＡｌ含量を満足しなかった。したがって、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）が大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
【0066】
Ｃ１０は式１を満足しなく、仕上圧延開始温度も適切に制御しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｃ１２はＭｎ含量および式１を満足しなく、仕上圧延開始温度も適切に制御しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｃ１４は仕上圧延開始温度も適切に制御しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｃ１２はＭｎ含量および式１を満足しなく、仕上圧延開始温度も適切に制御しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｃ１４は仕上圧延開始温度も適切に制御しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
【実施例6】
【0067】
下記表１１で整理された合金成分および残部Ｆｅおよび不可避的な不純物からなるスラブを製造した。スラブは１１００～１２５０℃で加熱し、２．７ｍｍの厚さで熱間圧延した後、巻き取った。鋼種別に仕上圧延開始温度ＦＥＴを下記表１２のように変化させ、仕上圧延の圧下率および仕上圧延中前段圧下率も下記表１２のように変化させて熱間圧延を行った。熱間圧延後に巻取られた熱延鋼板は熱延板焼鈍なく酸洗した後、０．５０ｍｍ厚さで冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。この時、冷延板焼鈍温度は９００～９５０℃の間で実施した。
Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）を求めるために同一合金組成および工程中熱延板焼鈍工程を追加してＩｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）を測定した。
最終焼鈍後、ＥＢＳＤを活用して集合組織を測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定して、その結果を下記表１３に示した。
Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）を求めるために同一合金組成および工程中熱延板焼鈍工程を追加してＩｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）を測定した。
最終焼鈍後、ＥＢＳＤを活用して集合組織を測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定して、その結果を下記表１３に示した。
【0068】
【表11】
【表12】
【表13】
【0069】
表１１～表１３に示したとおり、本発明の一実施形態で提案する合金成分および仕上圧延圧下率、前段圧下率および開始温度を全て満足するＤ１、Ｄ２、Ｄ５、Ｄ７、Ｄ９、Ｄ１１、Ｄ１３は最終焼鈍後に集合組織が適切に形成され、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も小さく形成されるのを確認することができる。
反面、Ｄ３は仕上圧延圧下率、前段圧下率および開始温度を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｄ４は前段圧下率を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
反面、Ｄ３は仕上圧延圧下率、前段圧下率および開始温度を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｄ４は前段圧下率を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
【0070】
Ｄ６は仕上圧延圧下率および開始温度を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｄ８は式１、仕上圧延圧下率および開始温度を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｄ１０は仕上圧延圧下率、前段圧下率を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｄ１２は仕上圧延開始温度および仕上圧延前段圧下率を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｄ１４は仕上圧延開始温度および仕上圧延圧下率を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｄ８は式１、仕上圧延圧下率および開始温度を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｄ１０は仕上圧延圧下率、前段圧下率を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｄ１２は仕上圧延開始温度および仕上圧延前段圧下率を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
Ｄ１４は仕上圧延開始温度および仕上圧延圧下率を満足しなかった。したがって、集合組織が適切に形成されず、Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢ）／Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ（ｍａｘ、ＨＢＡ）も大きな値を示した。結果的に、磁性が劣化した。
【実施例7】
【0071】
下記表１４で整理された合金成分および残部はＦｅおよび不可避的な不純物からなるスラブを製造した。スラブを１２００℃で加熱し、２．７ｍｍの厚さで熱間圧延した後、巻き取った。仕上圧延終了温度の偏差および巻取温度を下記表１５のように調節した。熱間圧延後に巻取られた熱延鋼板は熱延板焼鈍なく酸洗した後、０．５０ｍｍ厚さで冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。この時、冷延板焼鈍温度は９００～９５０℃の間で実施した。
それぞれの試片に対して最終焼鈍後、微細組織を分析して平均結晶粒粒径と結晶粒粒径による面積分布を測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定して、その結果を下記表１６に示した。
それぞれの試片に対して最終焼鈍後、微細組織を分析して平均結晶粒粒径と結晶粒粒径による面積分布を測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定して、その結果を下記表１６に示した。
【0072】
【表14】
【表15】
【表16】
【0073】
表１４～表１６に示したとおり、本発明の一実施形態で提案する合金成分および仕上圧延終了温度偏差、巻取温度を全て満足するＥ１、Ｅ２、Ｅ４、Ｅ６、Ｅ９、Ｅ１２、Ｅ１３は、最終焼鈍後、結晶粒粒径および分布が適切に形成されるのを確認することができる。
反面、Ｅ３はＭｎ含量および式１を満足せず、仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｅ５は式１および巻取温度を満足しなかった。したがって、結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
反面、Ｅ３はＭｎ含量および式１を満足せず、仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｅ５は式１および巻取温度を満足しなかった。したがって、結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
【0074】
Ｅ７はＡｌ含量を満足しなかった。したがって、結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｅ８は式１および仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｅ１０はＭｎ含量、式１を満足せず、仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｅ１１はＳ含量を満足しなかった。したがって、結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｅ１４は仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｅ８は式１および仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｅ１０はＭｎ含量、式１を満足せず、仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｅ１１はＳ含量を満足しなかった。したがって、結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｅ１４は仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
【0075】
実施例８
下記表１７で整理された合金成分および残部Ｆｅおよび不可避的な不純物からなるスラブを製造した。スラブを１１００～１２００℃で加熱し、２．８ｍｍの厚さで熱間圧延した後、巻き取った。仕上圧延終了温度の偏差および巻取温度を下記表１８のように調節した。熱間圧延後に巻取られた熱延鋼板は熱延板焼鈍なく酸洗した後、０．５０ｍｍ厚さで冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。この時、冷延板焼鈍温度は９００～９５０℃の間で実施した。
それぞれの試片に対して熱間圧延後、微細組織を分析してｃｅｎｔｅｒ部位とｓｕｒｆａｃｅ部位の結晶粒大きさを測定し、再結晶された分率も測定して、下記表１８に整理した。また、最終焼鈍後、微細組織を分析して平均結晶粒大きさと、結晶粒大きさによる面積分布を測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定して、その結果を下記表１９に示した。
下記表１７で整理された合金成分および残部Ｆｅおよび不可避的な不純物からなるスラブを製造した。スラブを１１００～１２００℃で加熱し、２．８ｍｍの厚さで熱間圧延した後、巻き取った。仕上圧延終了温度の偏差および巻取温度を下記表１８のように調節した。熱間圧延後に巻取られた熱延鋼板は熱延板焼鈍なく酸洗した後、０．５０ｍｍ厚さで冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。この時、冷延板焼鈍温度は９００～９５０℃の間で実施した。
それぞれの試片に対して熱間圧延後、微細組織を分析してｃｅｎｔｅｒ部位とｓｕｒｆａｃｅ部位の結晶粒大きさを測定し、再結晶された分率も測定して、下記表１８に整理した。また、最終焼鈍後、微細組織を分析して平均結晶粒大きさと、結晶粒大きさによる面積分布を測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定して、その結果を下記表１９に示した。
【0076】
【表17】
【表18】
【表19】
【0077】
表１７～表１９に示したとおり、本発明の一実施形態で提案する合金成分および仕上圧延終了温度偏差、巻取温度を全て満足するＦ２、Ｆ３、Ｆ６、Ｆ７、Ｆ８、Ｆ１１、Ｆ１２は熱延板の微細組織が適切に形成され、また、最終焼鈍後に結晶粒粒径および分布が適切に形成されるのを確認することができる。
反面、Ｆ１は仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、熱延板微細組織および結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｆ４は仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、熱延板微細組織および結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｆ５は巻取温度を満足しなかった。したがって、熱延板微細組織および結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
反面、Ｆ１は仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、熱延板微細組織および結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｆ４は仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、熱延板微細組織および結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｆ５は巻取温度を満足しなかった。したがって、熱延板微細組織および結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
【0078】
Ｆ９は式１、仕上圧延終了温度偏差および巻取温度を満足しなかった。したがって、熱延板微細組織および結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｆ１０は仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、熱延板微細組織および結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｆ１３は仕上圧延終了温度偏差および巻取温度を満足しなかった。したがって、熱延板微細組織および結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｆ１０は仕上圧延終了温度偏差を満足しなかった。したがって、熱延板微細組織および結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
Ｆ１３は仕上圧延終了温度偏差および巻取温度を満足しなかった。したがって、熱延板微細組織および結晶粒粒径および分布が適切に形成されなかった。結果的に、磁性が劣位であるのを確認することができる。
【0079】
本発明は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思想や必須の特徴を変更することなく他の具体的な形態に実施できるということが理解できるはずである。したがって、以上で記述した実施例はすべ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。