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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】2024-11-06
(45)【発行日】2024-11-14
(54)【発明の名称】二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 20060101AFI20241107BHJP
C22C 38/14 20060101ALI20241107BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20241107BHJP
H01F 1/147 20060101ALI20241107BHJP
C21D 8/12 20060101ALI20241107BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 303U
C22C38/14
C22C38/60
H01F1/147 175
C21D8/12 A
【請求項の数】
19
(21)【出願番号】P 2022537561
(86)(22)【出願日】2020-12-17
(65)【公表番号】
(43)【公表日】2023-02-22
(86)【国際出願番号】 KR2020018611
(87)【国際公開番号】W WO2021125857
(87)【国際公開日】2021-06-24
【審査請求日】2022-08-10
(31)【優先権主張番号】10-2019-0170756
(32)【優先日】2019-12-19
(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】592000691
【氏名又は名称】ポスコホールディングス インコーポレーティッド
(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】イ，セ イル
(72)【発明者】
【氏名】ムン，ヒョンウ
【審査官】鈴木 葉子
(56)【参考文献】
【文献】韓国公開特許第１０－２０１９－００７８１６６（ＫＲ，Ａ）
【文献】特開２００７－０３１７９３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００５－１７９７４５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００８－１０６３６７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００７－２６２５１９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特表２０１９－５０６５２８（ＪＰ，Ａ）
【文献】韓国公開特許第１０－２０１８－００４５５０４（ＫＲ，Ａ）
(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】
二方向性電磁鋼板であって、
重量％で、Ｓｉ：２．０～４．０％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｓ：０．０００４～０．０２％、Ｍｎ：０．０５～０．３％、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５～０．１５％、Ｔｉ：０．００１～０．００５％、Ｃａ：０．０００１～０．００５％およびＭｇ：０．０００１～０．００５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなり、｛１００｝＜００１＞から１５°以内の方位を有する結晶粒の面積分率が６０～９９％であり、｛１００｝＜０２５＞から１５°以内の方位を有する結晶粒の面積分率が１～３０％であり、
下記式１を満足し、
平均結晶粒径が前記鋼板の厚さの２０倍以上であることを特徴とする二方向性電磁鋼板。
〔式１〕
１０×（［Ｔｉ］＋［Ｃａ］＋［Ｍｇ］）≧［Ａｌ］
（式１中、［Ｔｉ］、［Ｃａ］、［Ｍｇ］および［Ａｌ］は、それぞれＴｉ、Ｃａ、ＭｇおよびＡｌの含有量（重量％）を示す。）
【請求項2】
Ｓｎ：０．１重量％以下、Ｓｂ：０．００１～０．１重量％およびＭｏ：０．０１～０．２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に記載の二方向性電磁鋼板。
【請求項3】
Ｂｉ：０．０１重量％以下、Ｐｂ：０．０１重量％以下、Ａｓ：０．０１重量％以下、Ｂｅ：０．０１重量％以下およびＳｒ：０．０１重量％以下のうちの１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の二方向性電磁鋼板。
【請求項4】
鋼板の基材の表面から基材の内部方向に形成された酸化層と、前記基材の表面上に形成された絶縁層とを含む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二方向性電磁鋼板。
【請求項5】
前記基材の表面と前記絶縁層とが当接したことを特徴とする請求項４に記載の二方向性電磁鋼板。
【請求項6】
前記基材の表面および絶縁層の間に介在したフォルステライト層をさらに含むことを特徴とする請求項４に記載の二方向性電磁鋼板。
【請求項7】
圧延方向と圧延垂直方向のＢｒがすべて１．６５Ｔ以上であり、円周方向のＢｒが１．５８Ｔ以上であり、Ｂｒは下記式２で計算されることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか一項に記載の二方向性電磁鋼板。〔式２〕
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７－０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
（式２中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］は、それぞれＳｉおよびＡｌの含有量（重量％）を示す。Ｂ８は、８００Ａ／ｍで誘起した時、誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
【請求項8】
重量％で、Ｓｉ：２．０～４．０％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｓ：０．０００４～０．０２％、Ｍｎ：０．０５～０．３％、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｃ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５～０．１５％、Ｔｉ：０．００１～０．００５％、Ｃａ：０．０００１～０．００５％およびＭｇ：０．０００１～０．００５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなり、下記式１を満足するスラブを製造する段階、前記スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、
前記熱延板を圧延して鋼板を製造する段階、
前記鋼板を１次再結晶焼鈍する段階、および
１次再結晶焼鈍された鋼板を２次再結晶焼鈍する段階を含み、
前記熱延板を製造する段階での全体圧下率は９５％以上であり、
前記熱延板を製造する段階は、複数のパスを含み、各パスでの圧下率が５０％以下であり、
製造された二方向性電磁鋼板は、｛１００｝＜００１＞から１５°以内の方位を有する結晶粒の面積分率が６０～９９％であり、｛１００｝＜０２５＞から１５°以内の方位を有する結晶粒の面積分率が１～３０％であり、
平均結晶粒径が前記鋼板の厚さの２０倍以上であることを特徴とする二方向性電磁鋼板の製造方法。
〔式１〕
１０×（［Ｔｉ］＋［Ｃａ］＋［Ｍｇ］）≧［Ａｌ］
（式１中、［Ｔｉ］、［Ｃａ］、［Ｍｇ］および［Ａｌ］は、それぞれＴｉ、Ｃａ、ＭｇおよびＡｌの含有量（重量％）を示す。）
【請求項9】
スラブは、下記式３を満足することを特徴とする請求項８に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。〔式３〕
［Ｃ］／［Ｓｉ］≧０．００６７
（式３中、［Ｃ］および［Ｓｉ］は、それぞれスラブ中のＣおよびＳｉの含有量（重量％）を示す。）
【請求項10】
前記熱延板を製造する段階は、７００℃以上の温度で行うことを特徴とする請求項８又は９に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項11】
前記鋼板を製造する段階は、熱延板を１次圧延する段階；中間焼鈍する段階、および中間焼鈍された鋼板を２次圧延する段階を含むことを特徴とする請求項８乃至１０のいずれか一項に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項12】
前記１次圧延する段階および２次圧延する段階は、それぞれ圧下率が７５％以下であることを特徴とする請求項１１に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項13】
前記１次圧延する段階および２次圧延する段階は、複数のパスを含み、各パスでの圧下率が４５％以下であることを特徴とする請求項１１又は１２に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項14】
前記１次圧延する段階および２次圧延する段階は、５０℃以上および７００℃未満の温度で行うことを特徴とする請求項１１乃至１３のいずれか一項に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項15】
前記１次再結晶焼鈍する段階で、５０～７０℃の露点温度で脱炭する段階を含むことを特徴とする請求項８乃至１４のいずれか一項に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項16】
前記１次再結晶焼鈍する段階で、窒化段階を含み、窒化量が０．０１～０．０３重量％であることを特徴とする請求項８乃至１５のいずれか一項に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項17】
前記１次再結晶焼鈍する段階の後、１次再結晶焼鈍された鋼板の平均結晶粒の粒径が３０～５０μｍであることを特徴とする請求項８乃至１６のいずれか一項に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項18】
前記１次再結晶焼鈍する段階の後、焼鈍分離剤を塗布する段階をさらに含むことを特徴とする請求項８乃至１７のいずれか一項に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項19】
前記２次再結晶焼鈍する段階の後、鋼板の表面に形成されたフォルステライト層を除去する段階をさらに含むことを特徴とする請求項１８に記載の二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、二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、合金組成中におけるＴｉ、Ｍｇ、Ｃａの含有量を適切に制御し、圧延条件を調節して、｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒の分率を高めることによって、圧延方向および圧延垂直方向の磁性が非常に優れた二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】
電磁鋼板の磁束密度を向上させるためには、鋼の集合組織を向上させて磁化方向に＜１００＞軸を平行に整列させる方法が最も効果的であると知られており、追加的に鋼の合金量を減らしてＦｅ原子が鋼中に占める分率を向上させることで飽和磁束を純鉄に近づけることにより、磁束密度を向上させる方法が使用される。このうち、方向性電磁鋼板の場合、Ｇｏｓｓ方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位を用いるもので、通常、スラブ－熱延－熱延板焼鈍－冷延－１次再結晶中の脱炭－窒化－２次高温焼鈍過程により得ることができる。しかし、これは、圧延方向（Ｒｄ方向）にのみ磁性に優れ、圧延垂直方向（ＴＤ方向）では磁性が極めて劣り、磁化の方向が圧延方向に定められている変圧器以外は使用が困難である。そのため、これとは異なる集合組織で磁化方向と＜１００＞軸を平行にする集合組織を制御した電磁鋼板の製造が要求されている。
【0003】
回転機器における磁化方向は、通常、板面内で回転するため、＜１００＞軸は板面に平行でなければならないが、その条件下での方位のうち、鉄鋼材料でよく観察される方位は｛１００｝＜０１１＞方位である。これは、圧延方向から４５度圧延垂直方向（ＴＤ方向）にずれた方向に＜１００＞軸が平行であるため、磁化方向が板の圧延方向で４５度の時、最も磁性に優れた特徴がある。しかし、この方位は冷間圧延の安定方位で、再結晶焼鈍時にはすべて無くなる特徴があり、電磁鋼板素材で活用されていない。
これと類似して｛１００｝＜００１＞方位があるが、これは、Ｃｕｂｅ方位としてかつてから有用性が認められてきたが、交差圧延をしたり、真空焼鈍をするなど、実際の大規模工業生産が不可能な器具により製造する方法だけが知られている。
特に、交差圧延法は、素材の連続生産が不可能なことから活用できないが、大型発電機の場合、数ｍの直径の円筒形態のコアを製造しなければならないため、板面でコアを数個から数十個に分割してこれを組み立てる形態で作る工程に適用できず、生産性も極めて低くなる。
これと類似して｛１００｝＜００１＞方位があるが、これは、Ｃｕｂｅ方位としてかつてから有用性が認められてきたが、交差圧延をしたり、真空焼鈍をするなど、実際の大規模工業生産が不可能な器具により製造する方法だけが知られている。
特に、交差圧延法は、素材の連続生産が不可能なことから活用できないが、大型発電機の場合、数ｍの直径の円筒形態のコアを製造しなければならないため、板面でコアを数個から数十個に分割してこれを組み立てる形態で作る工程に適用できず、生産性も極めて低くなる。
【0004】
発電機の場合、一般のタービン発電機は、各国の商用電気周波数である５０Ｈｚ、あるいは６０Ｈｚに合わせて電気を生産するため、５０Ｈｚおよび６０Ｈｚにおける磁気的性質が重要であるが、風力発電機などの回転速度が遅い発電機では、このようなＤＣおよび３０Ｈｚ以下での磁気的特性が重要である。
したがって、前記の機器では、交流磁気で発生する鉄損よりも、磁化の程度を示す磁束密度特性がより重要な特性であるが、一般にＢ８磁束密度でこれを評価する。Ｂ８磁束密度は、磁場の強度が８００Ａ／ｍでの鋼板の磁束密度値を意味するが、これは、主に５０Ｈｚの交流磁気で測定するが、場合によっては、直流で測定したり、５０Ｈｚ以下の周波数で測定したりもする。
したがって、前記の機器では、交流磁気で発生する鉄損よりも、磁化の程度を示す磁束密度特性がより重要な特性であるが、一般にＢ８磁束密度でこれを評価する。Ｂ８磁束密度は、磁場の強度が８００Ａ／ｍでの鋼板の磁束密度値を意味するが、これは、主に５０Ｈｚの交流磁気で測定するが、場合によっては、直流で測定したり、５０Ｈｚ以下の周波数で測定したりもする。
【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、二方向性電磁鋼板およびその製造方法の提供であり、より詳しくは、合金組成中におけるＴｉ、Ｍｇ、Ｃａの含有量を適切に制御し、圧延条件を調節して、｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒の分率を高めることによって、圧延方向および圧延垂直方向の磁性が非常に優れた二方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0006】
本発明の二方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０～４．０％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｓ：０．０００４～０．０２％、Ｍｎ：０．０５～０．３％、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５～０．１５％、Ｔｉ：０．００１～０．００５％、Ｃａ：０．０００１～０．００５％およびＭｇ：０．０００１～０．００５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなり、｛１００｝＜００１＞から１５°以内の方位を有する結晶粒の面積分率が６０～９９％であり、｛１００｝＜０２５＞から１５°以内の方位を有する結晶粒の面積分率が１～３０％であることを特徴とする。
【0007】
本発明の二方向性電磁鋼板は、下記式１を満足する。
〔式１〕
１０×（［Ｔｉ］＋［Ｃａ］＋［Ｍｇ］）≧［Ａｌ］
（式１中、［Ｔｉ］、［Ｃａ］、［Ｍｇ］および［Ａｌ］は、それぞれＴｉ、Ｃａ、ＭｇおよびＡｌの含有量（重量％）を示す。）
〔式１〕
１０×（［Ｔｉ］＋［Ｃａ］＋［Ｍｇ］）≧［Ａｌ］
（式１中、［Ｔｉ］、［Ｃａ］、［Ｍｇ］および［Ａｌ］は、それぞれＴｉ、Ｃａ、ＭｇおよびＡｌの含有量（重量％）を示す。）
【0008】
本発明の二方向性電磁鋼板は、Ｓｎ：０．１重量％以下、Ｓｂ：０．００１～０．１重量％およびＭｏ：０．０１～０．２重量％のうちの１種以上をさらに含むことができる。
本発明の二方向性電磁鋼板は、Ｂｉ：０．０１重量％以下、Ｐｂ：０．０１重量％以下、Ａｓ：０．０１重量％以下、Ｂｅ：０．０１重量％以下およびＳｒ：０．０１重量％以下のうちの１種以上をさらに含むことができる。
本発明の二方向性電磁鋼板は、平均結晶粒径が前記鋼板の厚さの２０倍以上であってもよい。
本発明の二方向性電磁鋼板は、鋼板の基材の表面から基材の内部方向に形成された酸化層と、基材の表面上に形成された絶縁層とを含むことができる。
基材の表面と前記絶縁層とが当接できる。
基材の表面および絶縁層の間に介在したフォルステライト層をさらに含むことができる。
本発明の二方向性電磁鋼板は、Ｂｉ：０．０１重量％以下、Ｐｂ：０．０１重量％以下、Ａｓ：０．０１重量％以下、Ｂｅ：０．０１重量％以下およびＳｒ：０．０１重量％以下のうちの１種以上をさらに含むことができる。
本発明の二方向性電磁鋼板は、平均結晶粒径が前記鋼板の厚さの２０倍以上であってもよい。
本発明の二方向性電磁鋼板は、鋼板の基材の表面から基材の内部方向に形成された酸化層と、基材の表面上に形成された絶縁層とを含むことができる。
基材の表面と前記絶縁層とが当接できる。
基材の表面および絶縁層の間に介在したフォルステライト層をさらに含むことができる。
【0009】
本発明の二方向性電磁鋼板は、圧延方向と圧延垂直方向のＢｒがすべて１．６５Ｔ以上であり、円周方向のＢｒが１．５８Ｔ以上であってもよい。Ｂｒは下記式２で計算される。
〔式２〕
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７－０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
（式２中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］は、それぞれＳｉおよびＡｌの含有量（重量％）を示す。Ｂ８は、８００Ａ／ｍで誘起した時、誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
〔式２〕
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７－０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
（式２中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］は、それぞれＳｉおよびＡｌの含有量（重量％）を示す。Ｂ８は、８００Ａ／ｍで誘起した時、誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
【0010】
本発明の二方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：２．０～４．０％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｓ：０．０００４～０．０２％、Ｍｎ：０．０５～０．３％、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｃ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５～０．１５％、Ｔｉ：０．００１～０．００５％、Ｃａ：０．０００１～０．００５％およびＭｇ：０．０００１～０．００５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなるスラブを製造する段階、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、熱延板を圧延して鋼板を製造する段階、鋼板を１次再結晶焼鈍する段階、および１次再結晶焼鈍された鋼板を２次再結晶焼鈍する段階を含み、熱延板を製造する段階での全体圧下率は９５％以上であり、熱延板を製造する段階は、複数のパスを含み、各パスでの圧下率が５０％以下である。
スラブは、下記式３を満足できる。
〔式３〕
［Ｃ］／［Ｓｉ］≧０．００６７
（式３中、［Ｃ］および［Ｓｉ］は、それぞれスラブ中のＣおよびＳｉの含有量（重量％）を示す。）
スラブは、下記式３を満足できる。
〔式３〕
［Ｃ］／［Ｓｉ］≧０．００６７
（式３中、［Ｃ］および［Ｓｉ］は、それぞれスラブ中のＣおよびＳｉの含有量（重量％）を示す。）
【0011】
熱延板を製造する段階は、７００℃以上の温度で行うことができる。
鋼板を製造する段階は、熱延板を１次圧延する段階；中間焼鈍する段階、および中間焼鈍された鋼板を２次圧延する段階を含むことができる。
鋼板を製造する段階は、熱延板を１次圧延する段階；中間焼鈍する段階、および中間焼鈍された鋼板を２次圧延する段階を含むことができる。
【0012】
１次圧延する段階および２次圧延する段階は、それぞれ圧下率が７５％以下であってもよい。
１次圧延する段階および２次圧延する段階は、複数のパスを含み、各パスでの圧下率が４５％以下であってもよい。
１次圧延する段階および２次圧延する段階は、５０℃以上および７００℃未満の温度で行うことができる。
１次圧延する段階および２次圧延する段階は、複数のパスを含み、各パスでの圧下率が４５％以下であってもよい。
１次圧延する段階および２次圧延する段階は、５０℃以上および７００℃未満の温度で行うことができる。
【0013】
１次再結晶焼鈍する段階で、５０～７０℃の露点温度で脱炭する段階を含むことができる。
１次再結晶焼鈍する段階で、窒化段階を含み、窒化量が０．０１～０．０３重量％であってもよい。
１次再結晶焼鈍する段階の後、１次再結晶焼鈍された鋼板の平均結晶粒の粒径が３０～５０μｍであってもよい。
１次再結晶焼鈍する段階の後、焼鈍分離剤を塗布する段階をさらに含むことができる。
２次再結晶焼鈍する段階の後、鋼板の表面に形成されたフォルステライト層を除去する段階をさらに含むことができる。
１次再結晶焼鈍する段階で、窒化段階を含み、窒化量が０．０１～０．０３重量％であってもよい。
１次再結晶焼鈍する段階の後、１次再結晶焼鈍された鋼板の平均結晶粒の粒径が３０～５０μｍであってもよい。
１次再結晶焼鈍する段階の後、焼鈍分離剤を塗布する段階をさらに含むことができる。
２次再結晶焼鈍する段階の後、鋼板の表面に形成されたフォルステライト層を除去する段階をさらに含むことができる。
【発明の効果】
【0014】
本発明の二方向性電磁鋼板は、合金組成中におけるＴｉ、Ｍｇ、Ｃａの含有量を適切に制御し、圧延条件を調節して、圧延方向および圧延垂直方向の磁性が非常に優れている。
特に、風力発電機などの回転速度が遅い発電機に有用に使用できる。
特に、風力発電機などの回転速度が遅い発電機に有用に使用できる。
【図面の簡単な説明】
【0015】
【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。これらの用語は、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、以下に述べる第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される。
ここで使用される専門用語は、単に特定の実施例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、文言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、特定の特性、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ものではない。
ある部分が他の部分の「上に」あると言及した場合、これは直に他の部分の上にあるか、その間に他の部分が伴ってもよい。対照的に、ある部分が他の部分の「真上に」あると言及した場合、その間に他の部分が介在しない。
他に定義しないが、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。通常使用される辞書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、理想的または非常に公式的な意味で解釈されない。
ここで使用される専門用語は、単に特定の実施例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、文言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、特定の特性、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ものではない。
ある部分が他の部分の「上に」あると言及した場合、これは直に他の部分の上にあるか、その間に他の部分が伴ってもよい。対照的に、ある部分が他の部分の「真上に」あると言及した場合、その間に他の部分が介在しない。
他に定義しないが、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。通常使用される辞書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、理想的または非常に公式的な意味で解釈されない。
【0017】
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。
本発明の一実施例において、追加元素をさらに含むとの意味は、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。
以下、本発明の実施例について、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、本発明は種々の異なる形態で実現可能であり、ここで説明する実施例に限定されない。
本発明の一実施例において、追加元素をさらに含むとの意味は、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。
以下、本発明の実施例について、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、本発明は種々の異なる形態で実現可能であり、ここで説明する実施例に限定されない。
【0018】
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０～４．０％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｓ：０．０００４～０．０２％、Ｍｎ：０．０５～０．３％、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５～０．１５％、Ｔｉ：０．００１～０．００５％、Ｃａ：０．０００１～０．００５％およびＭｇ：０．０００１～０．００５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなる。
まず、二方向性電磁鋼板の成分限定の理由から説明する。
まず、二方向性電磁鋼板の成分限定の理由から説明する。
【0019】
Ｓｉ：２．００～４．００重量％
シリコン（Ｓｉ）は、熱間圧延ではオーステナイトを形成する元素で、スラブ加熱温度付近と熱延板焼鈍温度付近で１０％前後のオーステナイト分率をもたせるために添加量を制限する必要がある。また、２次再結晶焼鈍では、フェライト単相であってこそ、焼鈍時に２次再結晶微細組織の形成が円滑に起こるため、フェライト単相になる成分に制限する必要がある。純鉄では２．０重量％以上添加する時にフェライト単相が形成され、これにＣの添加によりオーステナイト分率が調節可能なため、Ｓｉ含有量の下限を２．０重量％に限定することができる。さらに、４重量％超過時、冷間圧延が困難で、飽和磁束に劣るため、これを制限する。より具体的には、Ｓｉは２．２～３．３重量％含まれる。さらに詳しくは、磁束密度の高い鋼板を得るためには、Ｓｉは２．４～２．９重量％含まれる。
シリコン（Ｓｉ）は、熱間圧延ではオーステナイトを形成する元素で、スラブ加熱温度付近と熱延板焼鈍温度付近で１０％前後のオーステナイト分率をもたせるために添加量を制限する必要がある。また、２次再結晶焼鈍では、フェライト単相であってこそ、焼鈍時に２次再結晶微細組織の形成が円滑に起こるため、フェライト単相になる成分に制限する必要がある。純鉄では２．０重量％以上添加する時にフェライト単相が形成され、これにＣの添加によりオーステナイト分率が調節可能なため、Ｓｉ含有量の下限を２．０重量％に限定することができる。さらに、４重量％超過時、冷間圧延が困難で、飽和磁束に劣るため、これを制限する。より具体的には、Ｓｉは２．２～３．３重量％含まれる。さらに詳しくは、磁束密度の高い鋼板を得るためには、Ｓｉは２．４～２．９重量％含まれる。
【0020】
Ａｌ：０．０１０～０．０４０重量％
アルミニウム（Ａｌ）は、ＡｌＮを形成して２次再結晶のインヒビターとして使用される。本発明の一実施例では、通常の方向性電磁鋼板の窒化工程以外のインヒビターの使用時にもＣｕｂｅ集合組織を得ることができるため、Ａｌの添加量は、通常の方向性電磁鋼板より広い範囲で制御可能である。ただし、０．０１重量％未満の添加時には、鋼中の酸化物が大きく増加して磁性を劣らせ、また、２次再結晶温度を変化させてＣｕｂｅ方位の形成を妨げるため、その下限を０．０１重量％とする。０．０４重量％を超えると、２次再結晶温度が大きく増加して工業的生産が困難である。さらに具体的には、Ａｌは０．０１５～０．０３５重量％含まれる。
アルミニウム（Ａｌ）は、ＡｌＮを形成して２次再結晶のインヒビターとして使用される。本発明の一実施例では、通常の方向性電磁鋼板の窒化工程以外のインヒビターの使用時にもＣｕｂｅ集合組織を得ることができるため、Ａｌの添加量は、通常の方向性電磁鋼板より広い範囲で制御可能である。ただし、０．０１重量％未満の添加時には、鋼中の酸化物が大きく増加して磁性を劣らせ、また、２次再結晶温度を変化させてＣｕｂｅ方位の形成を妨げるため、その下限を０．０１重量％とする。０．０４重量％を超えると、２次再結晶温度が大きく増加して工業的生産が困難である。さらに具体的には、Ａｌは０．０１５～０．０３５重量％含まれる。
【0021】
Ｓ：０．０００４～０．０２００重量％
硫黄（Ｓ）は、鋼中のＣｕやＭｎと結合してＭｎＳを微細に形成し、微細に形成された析出物は２次再結晶を助けるため、その添加量を０．０００４～０．０２重量％とすることができる。Ｓは、過剰添加時には、Ｓの偏析によって２次再結晶時に鋼中のＧｏｓｓ分率が増加し、熱延板での析出物が制御されず、２次再結晶時の所望の集合組織が得られないことがある。さらに具体的には、Ｓは０．０００５～０．００６重量％含まれる。
硫黄（Ｓ）は、鋼中のＣｕやＭｎと結合してＭｎＳを微細に形成し、微細に形成された析出物は２次再結晶を助けるため、その添加量を０．０００４～０．０２重量％とすることができる。Ｓは、過剰添加時には、Ｓの偏析によって２次再結晶時に鋼中のＧｏｓｓ分率が増加し、熱延板での析出物が制御されず、２次再結晶時の所望の集合組織が得られないことがある。さらに具体的には、Ｓは０．０００５～０．００６重量％含まれる。
【0022】
Ｍｎ：０．０５～０．３０重量％
マンガン（Ｍｎ）は、不可避に溶鋼に存在するものであるが、少量入ると、析出物として使用可能であり、ＦｅＳの形成後にＭｎＳに変化する元素として鋼中に添加することができる。ただし、過度に多く添加する時には、高温焼鈍でもＭｎはＳとの結合が強く維持されて、微細な析出物を形成するＭｇ、ＣａとＳの結合を妨げる。逆に、過度に少なく含まれると、２次再結晶時の集合組織の制御が困難になりうる。したがって、Ｍｎは０．０５～０．３重量％含まれる。さらに具体的には、Ｍｎは０．０８～０．２重量％含まれる。
マンガン（Ｍｎ）は、不可避に溶鋼に存在するものであるが、少量入ると、析出物として使用可能であり、ＦｅＳの形成後にＭｎＳに変化する元素として鋼中に添加することができる。ただし、過度に多く添加する時には、高温焼鈍でもＭｎはＳとの結合が強く維持されて、微細な析出物を形成するＭｇ、ＣａとＳの結合を妨げる。逆に、過度に少なく含まれると、２次再結晶時の集合組織の制御が困難になりうる。したがって、Ｍｎは０．０５～０．３重量％含まれる。さらに具体的には、Ｍｎは０．０８～０．２重量％含まれる。
【0023】
Ｎ：０．０１００重量％以下
窒素（Ｎ）は、ＡｌＮを形成する元素で、ＡｌＮをインヒビターとして使用するので、適切な含有量を確保する必要がある。Ｎを過度に少なく含む時、冷間圧延時に組織の不均一変形度を十分に増加させて、１次再結晶時にＣｕｂｅの成長を促進し、Ｇｏｓｓの成長を抑制できなくなる。Ｎを過剰に含む時、熱延後の工程で窒素の拡散によるブリスター（ｂｌｉｓｔｅｒ）のような表面欠陥を誘発するだけでなく、熱延鋼板状態で過剰の窒化物が形成されるため、圧延が容易でなく、製造単価が上昇する原因になる。
スラブ中においてＮは０．０２重量％以下が含まれる。本発明の一実施例において、１次再結晶焼鈍時、窒化する過程が含まれているが、熱延鋼板で０．０１重量％～０．０２重量％添加される時には、この窒化過程を省略しても十分なインヒビターを作ることができる。２次再結晶焼鈍時に一部のＮが除去されるので、スラブと最終的に製造された電磁鋼板のＮ含有量は異なる。
窒素（Ｎ）は、ＡｌＮを形成する元素で、ＡｌＮをインヒビターとして使用するので、適切な含有量を確保する必要がある。Ｎを過度に少なく含む時、冷間圧延時に組織の不均一変形度を十分に増加させて、１次再結晶時にＣｕｂｅの成長を促進し、Ｇｏｓｓの成長を抑制できなくなる。Ｎを過剰に含む時、熱延後の工程で窒素の拡散によるブリスター（ｂｌｉｓｔｅｒ）のような表面欠陥を誘発するだけでなく、熱延鋼板状態で過剰の窒化物が形成されるため、圧延が容易でなく、製造単価が上昇する原因になる。
スラブ中においてＮは０．０２重量％以下が含まれる。本発明の一実施例において、１次再結晶焼鈍時、窒化する過程が含まれているが、熱延鋼板で０．０１重量％～０．０２重量％添加される時には、この窒化過程を省略しても十分なインヒビターを作ることができる。２次再結晶焼鈍時に一部のＮが除去されるので、スラブと最終的に製造された電磁鋼板のＮ含有量は異なる。
【0024】
Ｃ：０．００５０重量％以下
炭素（Ｃ）は、２次再結晶焼鈍後にも多量含まれると、磁気時効を起こして鉄損が大きく増加するため、上限は０．００５重量％とする。より具体的には、Ｃを０．０００１～０．００５重量％含むことができる。
スラブ中においてＣは０．０５重量％以下で含まれる。これによって、熱延板内の応力集中とＧｏｓｓ形成を抑制することができ、析出物を微細化することができる。また、Ｃは、冷間圧延時に組織の不均一変形度を増加させて、１次再結晶時にＣｕｂｅの成長を促進し、Ｇｏｓｓの成長を抑制することができる。ただし、過剰添加されると、熱延板内の応力集中は解消できるものの、Ｇｏｓｓ形成を抑制できず、析出物の微細化も困難である。冷間圧延時にも冷間圧延性を大きく劣らせるため、その添加量は限界を有する。本発明の一実施例において、１次再結晶焼鈍時、脱炭する過程が含まれるので、スラブと最終的に製造された電磁鋼板のＣ含有量は異なる。
炭素（Ｃ）は、２次再結晶焼鈍後にも多量含まれると、磁気時効を起こして鉄損が大きく増加するため、上限は０．００５重量％とする。より具体的には、Ｃを０．０００１～０．００５重量％含むことができる。
スラブ中においてＣは０．０５重量％以下で含まれる。これによって、熱延板内の応力集中とＧｏｓｓ形成を抑制することができ、析出物を微細化することができる。また、Ｃは、冷間圧延時に組織の不均一変形度を増加させて、１次再結晶時にＣｕｂｅの成長を促進し、Ｇｏｓｓの成長を抑制することができる。ただし、過剰添加されると、熱延板内の応力集中は解消できるものの、Ｇｏｓｓ形成を抑制できず、析出物の微細化も困難である。冷間圧延時にも冷間圧延性を大きく劣らせるため、その添加量は限界を有する。本発明の一実施例において、１次再結晶焼鈍時、脱炭する過程が含まれるので、スラブと最終的に製造された電磁鋼板のＣ含有量は異なる。
【0025】
スラブ中のＣとＳｉ含有量は、式３を満足できる。
〔式３〕
［Ｃ］／［Ｓｉ］≧０．００６７
（式３中、［Ｃ］および［Ｓｉ］は、それぞれスラブ中のＣおよびＳｉの含有量（重量％）を示す。）
Ｃが過度に少なく含まれたり、Ｓｉがあまりにも過剰に含まれる場合、Ｃｕｂｅの成長を促進し、Ｇｏｓｓの成長を抑制することが困難になりうる。さらに具体的には、式３の左辺は０．００８３以上であってもよい。
〔式３〕
［Ｃ］／［Ｓｉ］≧０．００６７
（式３中、［Ｃ］および［Ｓｉ］は、それぞれスラブ中のＣおよびＳｉの含有量（重量％）を示す。）
Ｃが過度に少なく含まれたり、Ｓｉがあまりにも過剰に含まれる場合、Ｃｕｂｅの成長を促進し、Ｇｏｓｓの成長を抑制することが困難になりうる。さらに具体的には、式３の左辺は０．００８３以上であってもよい。
【0026】
Ｐ：０．００５～０．１５０重量％
リン（Ｐ）は、鋼の比抵抗を向上させ、２次再結晶時にＣｕｂｅの分率を向上させる役割を果たし、冷間圧延時に不均一変形量も増加させるため、少なくとも０．００５重量％以上は添加することが好ましい。ただし、０．１５重量％超過で添加する時に冷間圧延性が極めて弱くなるため、その添加量を制限する。さらに具体的には、Ｐを０．０１～０．０８重量％含まれる。
リン（Ｐ）は、鋼の比抵抗を向上させ、２次再結晶時にＣｕｂｅの分率を向上させる役割を果たし、冷間圧延時に不均一変形量も増加させるため、少なくとも０．００５重量％以上は添加することが好ましい。ただし、０．１５重量％超過で添加する時に冷間圧延性が極めて弱くなるため、その添加量を制限する。さらに具体的には、Ｐを０．０１～０．０８重量％含まれる。
【0027】
Ｃａ：０．０００１～０．００５０重量％およびＭｇ：０．０００１～０．００５０重量％
カルシウム（Ｃａ）およびマグネシウム（Ｍｇ）は、すべて鋼中で反応性が非常に優れた合金元素で、微量添加時にも鋼の性質に大きな影響を及ぼす。適正量のＳが添加されている鋼では、ＣａおよびＭｇがＳと結合して高温で微細な硫化物を形成する。これは、低い温度でも安定しているため、このような微細な析出物が熱延板で形成されると、２次再結晶時に集合組織制御のためのインヒビターの役割を果たす。ただし、ＣａおよびＭｇを過剰添加時には、鋼中の酸素とも結合して酸化物を形成し、このような酸化物を表面欠陥、磁性不良の原因になりうる。したがって、Ｃａ：０．０００１～０．００５重量％およびＭｇ：０．０００１～０．００５重量％含む。さらに具体的には、Ｃａ：０．００１～０．００３重量％およびＭｇ：０．０００５～０．００２５重量％含む。
カルシウム（Ｃａ）およびマグネシウム（Ｍｇ）は、すべて鋼中で反応性が非常に優れた合金元素で、微量添加時にも鋼の性質に大きな影響を及ぼす。適正量のＳが添加されている鋼では、ＣａおよびＭｇがＳと結合して高温で微細な硫化物を形成する。これは、低い温度でも安定しているため、このような微細な析出物が熱延板で形成されると、２次再結晶時に集合組織制御のためのインヒビターの役割を果たす。ただし、ＣａおよびＭｇを過剰添加時には、鋼中の酸素とも結合して酸化物を形成し、このような酸化物を表面欠陥、磁性不良の原因になりうる。したがって、Ｃａ：０．０００１～０．００５重量％およびＭｇ：０．０００１～０．００５重量％含む。さらに具体的には、Ｃａ：０．００１～０．００３重量％およびＭｇ：０．０００５～０．００２５重量％含む。
【0028】
Ｔｉ：０．００１０～０．００５０重量％
チタン（Ｔｉ）は、鋼中で反応性が非常に優れた合金元素で、鋼中のＣ、Ｎ、Ｏなどと反応して、連鋳から急速に介在物および析出物を形成する。Ｔｉの添加によって、先に鋼中の固溶酸素が除去され、次に、Ｃ、Ｎなどの固溶度が減少する。Ｃｕｂｅの成長のために鋼中の固溶酸素量を制御する必要があるため、その添加量は０．００１重量％以上が好ましい。これに対し、鋼中の圧延中の変形に影響を及ぼすＣ、Ｎの固溶度を低減する役割を果たさないためには、０．００５重量％以下で添加することが好ましい。さらに具体的には、Ｔｉは０．００２～０．００４重量％含むことができる。
チタン（Ｔｉ）は、鋼中で反応性が非常に優れた合金元素で、鋼中のＣ、Ｎ、Ｏなどと反応して、連鋳から急速に介在物および析出物を形成する。Ｔｉの添加によって、先に鋼中の固溶酸素が除去され、次に、Ｃ、Ｎなどの固溶度が減少する。Ｃｕｂｅの成長のために鋼中の固溶酸素量を制御する必要があるため、その添加量は０．００１重量％以上が好ましい。これに対し、鋼中の圧延中の変形に影響を及ぼすＣ、Ｎの固溶度を低減する役割を果たさないためには、０．００５重量％以下で添加することが好ましい。さらに具体的には、Ｔｉは０．００２～０．００４重量％含むことができる。
【0029】
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、下記式１を満足できる。
〔式１〕
１０×（［Ｔｉ］＋［Ｃａ］＋［Ｍｇ］）≧［Ａｌ］
（式１中、［Ｔｉ］、［Ｃａ］、［Ｍｇ］および［Ａｌ］は、それぞれＴｉ、Ｃａ、ＭｇおよびＡｌの含有量（重量％）を示す。）
〔式１〕
１０×（［Ｔｉ］＋［Ｃａ］＋［Ｍｇ］）≧［Ａｌ］
（式１中、［Ｔｉ］、［Ｃａ］、［Ｍｇ］および［Ａｌ］は、それぞれＴｉ、Ｃａ、ＭｇおよびＡｌの含有量（重量％）を示す。）
【0030】
ＣａとＭｇはＳと結合して微細な硫化物になった時、インヒビターとしての２次再結晶に役割を果たすことができる。また、Ｔｉも、ＯあるいはＣ、Ｎ、Ｓなど鋼中の多くの不純物との結合が非常に容易で、インヒビターとしての役割を果たす。このようなインヒビターの役割のためには、十分な量が適当な大きさで、分布の偏差が少なく位置しなければならない。他のインヒビターであるＡｌは、主に窒素と結合してＡｌＮを形成し、再結晶成長を抑制する役割を果たす。ＡｌＮは２次再結晶を円滑に起こるが、Ｇｏｓｓ方位でないＣｕｂｅ方位で２次再結晶が起こるようにするためには、インヒビターの分解による結晶成長速度を遅らせる必要がある。２次再結晶時の異常結晶粒成長は爆発的な結晶粒成長であるため、これを抑制することが非常に難しく、これはＡｌＮ以外のインヒビターの使用が多く必要である。したがって、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇによるインヒビターの量が前述した式１を満足するように、十分に鋼中に存在する必要がある。より具体的には、ＣａとＭｇ、Ｔｉの合計の５倍が鋼中のＡｌの量以上であることが好ましい。つまり、５×（［Ｔｉ］＋［Ｃａ］＋［Ｍｇ］）≧［Ａｌ］であることが好ましい。
【0031】
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、Ｓｎ：０．１重量％以下、Ｓｂ：０．００１～０．１重量％およびＭｏ：０．０１～０．２重量％のうちの１種以上をさらに含むことができる。
Ｓｎ：０．１０重量％以下
スズ（Ｓｎ）は、圧延中のＧｏｓｓ方位の安定度が低くなって、Ｇｏｓｓの圧延後の分率が減少し、Ｃｕｂｅ方位の分率が増加する役割を果たす。また、再結晶時にはＳｎがＧｏｓｓを増加させる役割を果たす。したがって、適切な圧下率でＧｏｓｓ方位を除去し、再結晶後にもＧｏｓｓ分率を低くするためには、Ｓｎの添加量を０．１重量％以下にする必要がある。
Ｓｎ：０．１０重量％以下
スズ（Ｓｎ）は、圧延中のＧｏｓｓ方位の安定度が低くなって、Ｇｏｓｓの圧延後の分率が減少し、Ｃｕｂｅ方位の分率が増加する役割を果たす。また、再結晶時にはＳｎがＧｏｓｓを増加させる役割を果たす。したがって、適切な圧下率でＧｏｓｓ方位を除去し、再結晶後にもＧｏｓｓ分率を低くするためには、Ｓｎの添加量を０．１重量％以下にする必要がある。
【0032】
Ｓｎは、再結晶速度を遅らせ、再結晶時の結晶成長を抑制する効果があり、結晶粒界で急速に成長する結晶粒界の成長速度を結晶粒内で再結晶して成長する結晶粒の成長速度に一致させることに効果的であるため、その添加量を調節することができる。さらに具体的には、Ｓｎを０．００１～０．１重量％含むことができる。さらに詳しくは、Ｓｎを０．０１～０．０５重量％含むことができる。
【0033】
Ｓｂ：０．００１０～０．１０００重量％、Ｍｏ：０．０１００～０．２０００重量％
アンチモン（Ｓｂ）は、１次再結晶集合組織制御のために添加することが可能な元素である。また、０．００１重量％以上添加すると、酸化層の形成厚さを変化して圧延垂直方向と圧延方向の磁性差を低減する元素であるが、０．１重量％超過で添加する時には、冷間圧延時にロールでのスリップが大きく増加するので、これを制限する。さらに具体的には、Ｓｂ：０．００５～０．０５重量％が適合する。Ｍｏは、添加時に鋼中の炭化物および窒化物の高温相安定性に役立つ元素で、２次再結晶温度を上昇させ、連鋳および熱延板焼鈍で析出物をより微細にするのに役立つことができる。したがって、その添加量を０．０１～０．２重量％に限定する。
さらに具体的には、Ｍｏを０．０２～０．０５重量％含むことができる。
アンチモン（Ｓｂ）は、１次再結晶集合組織制御のために添加することが可能な元素である。また、０．００１重量％以上添加すると、酸化層の形成厚さを変化して圧延垂直方向と圧延方向の磁性差を低減する元素であるが、０．１重量％超過で添加する時には、冷間圧延時にロールでのスリップが大きく増加するので、これを制限する。さらに具体的には、Ｓｂ：０．００５～０．０５重量％が適合する。Ｍｏは、添加時に鋼中の炭化物および窒化物の高温相安定性に役立つ元素で、２次再結晶温度を上昇させ、連鋳および熱延板焼鈍で析出物をより微細にするのに役立つことができる。したがって、その添加量を０．０１～０．２重量％に限定する。
さらに具体的には、Ｍｏを０．０２～０．０５重量％含むことができる。
【0034】
前述したように、追加元素を含む場合、残部のＦｅを代替して含む。例えば、Ｓｂを０．００１～０．１重量％さらに含む二方向性電磁鋼板の組成は、重量％で、Ｓｉ：２．０～４．０％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｓ：０．０００４～０．００２％、Ｍｎ：０．０５～０．３％、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５～０．１５％、Ｃａ：０．０００１～０．００５％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５％およびＳｂ：０．００１～０．１％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなる。
【0035】
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、Ｂｉ：０．０１００重量％以下、Ｐｂ：０．０１００重量％以下、Ａｓ：０．０１００重量％以下、Ｂｅ：０．０１００重量％以下およびＳｒ：０．０１００重量％以下のうちの１種以上をさらに含むことができる。
ビスマス（Ｂｉ）、鉛（Ｐｂ）、砒素（Ａｓ）、ベリリウム（Ｂｅ）およびストロンチウム（Ｓｒ）は、鋼中に酸化物、窒化物、炭化物が微細に形成される元素で、２次再結晶に役立つ元素であり、追加添加可能である。ただし、０．０１重量％超過で添加する時には、２次再結晶の形成が不安定になる問題をもたらすため、その添加量を制限する必要がある。
また、本発明の二方向性電磁鋼板は、前述した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を阻害しない範囲内であれば、他の元素の含有を排除するものではない。
ビスマス（Ｂｉ）、鉛（Ｐｂ）、砒素（Ａｓ）、ベリリウム（Ｂｅ）およびストロンチウム（Ｓｒ）は、鋼中に酸化物、窒化物、炭化物が微細に形成される元素で、２次再結晶に役立つ元素であり、追加添加可能である。ただし、０．０１重量％超過で添加する時には、２次再結晶の形成が不安定になる問題をもたらすため、その添加量を制限する必要がある。
また、本発明の二方向性電磁鋼板は、前述した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を阻害しない範囲内であれば、他の元素の含有を排除するものではない。
【0036】
このように本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、合金組成を精密に制御して、キューブ集合組織を多数形成させる。具体的には、｛１００｝＜００１＞から１５°以内の方位を有する結晶粒の面積分率が６０～９９％であってもよい。この時、９９％を超えるのは、２次再結晶中に不可避に形成されるＩｓｌａｎｄ ｇｒａｉｎの形成を抑制し、また、析出物を完全に除去することを意味するが、このためには、高温での焼鈍時間が大きく増加するため、これを６０～９９％に限定する。さらに具体的には、７０～９７％であってもよい。さらに詳しくは、８０～９５％であってもよい。
【0037】
また、｛１００｝＜０２５＞方位を有する結晶粒の場合、｛１００｝＜００１＞から約２２．５°回転した方位であって、この方位が増加することによって、鋼板は二方向性特性が減少し、円周方向の特性が均一化するため、二方向性特性の確保のためには、前記方位を有する結晶粒の面積分率が３０％以内であってもよい。一方、前記方位は、鋼板面に｛１００｝面が平行で磁性に及ぼす悪影響が少なく、｛１００｝＜００１＞から２２．５°回転しているため、一部の｛１００｝＜００１＞から１５°以内の方位を有する結晶粒が｛１００｝＜０２５＞の１５°以内の結晶粒と見なされて、面積分率が０％になり得ない。１５°のガウシアン分布を仮定する時、最小限の値が１％以上を含むことができる。さらに具体的には、３～２０％であってもよい。さらに詳しくは、５～１５％であってもよい。｛１００｝＜００１＞および｛１００｝＜０２５＞でない結晶粒は１０％以下で含むことができる。
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、平均結晶粒径が前記鋼板の厚さの２０倍以上であってもよい。本発明の一実施例では、２次再結晶を用いるが、２次再結晶の結晶粒径は、板の厚さに比べて２０倍を超えるものが所望の方位を得るのに有利である。結晶粒径は、鋼板の圧延面（ＮＤ面）と平行な面を基準として測定できる。粒径は、結晶粒と同一の面積を有する仮想の円を仮定して、その円の直径を意味する。
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、平均結晶粒径が前記鋼板の厚さの２０倍以上であってもよい。本発明の一実施例では、２次再結晶を用いるが、２次再結晶の結晶粒径は、板の厚さに比べて２０倍を超えるものが所望の方位を得るのに有利である。結晶粒径は、鋼板の圧延面（ＮＤ面）と平行な面を基準として測定できる。粒径は、結晶粒と同一の面積を有する仮想の円を仮定して、その円の直径を意味する。
【0038】
図１は、本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板１００の断面の模式図である。
図１に示されるように、鋼板の基材１０の表面から基材１０の内部方向に形成された酸化層１１と、鋼板の表面上に形成された絶縁層３０とを含むことができる。この時、鋼板の基材１０の表面とは、鋼板の一面または両面（上面および下面）を意味することができる。
酸化層１１は、基材の内部に酸素が浸透して形成される。具体的には、前述した鋼板の組成に加えて、酸素（Ｏ）を１０重量％以上含むことができる。酸素含有量の面で基材１０と酸化層１１とは区別可能である。酸化層１１は、５μｍ以下の厚さに存在することができる。酸化層１１が過度に厚く存在する場合、鋼中の酸素分率によってＣｕｂｅ結晶粒の成長が抑制されて、Ｃｕｂｅの分率が低くなり、窮極的に磁性が劣化する。さらに具体的には、酸化層１１の厚さは０．０１～２．５μｍであってもよい。
基材１０の表面上には絶縁層３０が形成される。絶縁層３０は、絶縁性の確保に役立つ。絶縁層３０は、有機または無機コーティング組成物から形成され、場合によっては、有機－無機複合コーティング組成物から形成される。絶縁層３０の厚さは０．２～８μｍであってもよい。厚さが過度に薄い場合、要求される絶縁特性を満たすことが困難である。厚さが過度に厚い場合、表面磁化時に磁区の移動が困難になる理由から磁化が容易に行われないため、窮極的に磁性が劣化しうる。絶縁層３０が基材１０の両面に形成される場合、両面に形成された絶縁層３０それぞれが前述した厚さ範囲を満足できる。さらに具体的には、絶縁層３０の厚さは０．４～５μｍであってもよい。
図１に示されるように、鋼板の基材１０の表面から基材１０の内部方向に形成された酸化層１１と、鋼板の表面上に形成された絶縁層３０とを含むことができる。この時、鋼板の基材１０の表面とは、鋼板の一面または両面（上面および下面）を意味することができる。
酸化層１１は、基材の内部に酸素が浸透して形成される。具体的には、前述した鋼板の組成に加えて、酸素（Ｏ）を１０重量％以上含むことができる。酸素含有量の面で基材１０と酸化層１１とは区別可能である。酸化層１１は、５μｍ以下の厚さに存在することができる。酸化層１１が過度に厚く存在する場合、鋼中の酸素分率によってＣｕｂｅ結晶粒の成長が抑制されて、Ｃｕｂｅの分率が低くなり、窮極的に磁性が劣化する。さらに具体的には、酸化層１１の厚さは０．０１～２．５μｍであってもよい。
基材１０の表面上には絶縁層３０が形成される。絶縁層３０は、絶縁性の確保に役立つ。絶縁層３０は、有機または無機コーティング組成物から形成され、場合によっては、有機－無機複合コーティング組成物から形成される。絶縁層３０の厚さは０．２～８μｍであってもよい。厚さが過度に薄い場合、要求される絶縁特性を満たすことが困難である。厚さが過度に厚い場合、表面磁化時に磁区の移動が困難になる理由から磁化が容易に行われないため、窮極的に磁性が劣化しうる。絶縁層３０が基材１０の両面に形成される場合、両面に形成された絶縁層３０それぞれが前述した厚さ範囲を満足できる。さらに具体的には、絶縁層３０の厚さは０．４～５μｍであってもよい。
【0039】
図２には、本発明の他の実施例による二方向性電磁鋼板１００の断面の模式図を示す。図２に示されるように、本発明の一実施例において、基材１０の表面および絶縁層３０の間に介在したフォルステライト層２０をさらに含むことができる。方向性電磁鋼板は、圧延方向に張力を付与するために、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）を含む酸化層を表面から２～３μｍの厚さに形成し、これと母材の熱膨張係数との差を利用して張力を付与する。しかし、本発明の一実施例の場合、圧延方向への張力は、すなわち圧延垂直方向への圧縮を意味するので、これを極めて低減することが好ましい。２．０μｍ以内の薄いフォルステライト層２０は、張力付与効果が極めて低下するので、このような薄いフォルステライト層２０を形成して板全体にかかる張力を除去することができる。フォルステライト層２０は、２次再結晶焼鈍前に塗布した焼鈍分離剤から形成される。焼鈍分離剤は、ＭｇＯを主成分として含み、これについては広く知られたとおりであるので、詳しい説明は省略する。 ２次再結晶焼鈍後、フォルステライト層２０が除去可能であり、この場合、図１に示されるように、基材１０の表面上に絶縁層３０が当接して形成される。
【0040】
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、圧延方向と圧延垂直方向の磁性がすべて優れている。具体的には、圧延方向と圧延垂直方向のＢｒがすべて１．６５Ｔ以上であり、円周方向のＢｒが１．５８Ｔ以上であり、Ｂｒは下記式２で計算される。
〔式２〕
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７－０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
（式２中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］は、それぞれＳｉおよびＡｌの含有量（重量％）を示す。Ｂ８は、８００Ａ／ｍで誘起した時、誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
大型発電機の場合、環状フレームの直径が数メートルであり、Ｔ字状の歯（Ｔｅｅｔｈ）で電磁鋼板を切断して環状フレームを形成する。この時、Ｔ字状のＴｅｅｔｈ部位を圧延垂直方向とし、環状のフレームに圧延方向をおいたり、逆にＴ字状のＴｅｅｔｈ部位を圧延方向とし、環状のフレームに圧延垂直方向をおくことができる。このような設計の変更は、Ｔｅｅｔｈの長さと環状フレームの直径の長さ、また、環状フレームの幅によって決定される。通常、Ｔｅｅｔｈ部位は発電機の稼働時に大きな磁束が流れる部位であり、このような磁束が環状部位に抜け出る。この時の発生するエネルギーを考慮して、圧延方向と圧延垂直方向をＴｅｅｔｈ部位とするか、環状部位とするかを決定するが、Ｂｒがすべて１．６３Ｔ以上と非常に高い磁束密度を有する材料の場合、このような圧延方向と圧延垂直方向がどの部位に使用されるかの区分を必要とせず、どちらにしても非常に高いエネルギー効率を有するようになる。また、円周方向のＢｒ磁束密度が１．５６Ｔ以上と高くなると、Ｔ字のＴｅｅｔｈ部位と環状フレームの連結部位での磁束によるエネルギー損失が著しく減少する。これによって、発電機の効率を向上させたり、環状フレームの幅とＴｅｅｔｈ部位の大きさを減少させて、小さいサイズのコアでも高い効率の発電機を作ることができる。
〔式２〕
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７－０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
（式２中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］は、それぞれＳｉおよびＡｌの含有量（重量％）を示す。Ｂ８は、８００Ａ／ｍで誘起した時、誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
大型発電機の場合、環状フレームの直径が数メートルであり、Ｔ字状の歯（Ｔｅｅｔｈ）で電磁鋼板を切断して環状フレームを形成する。この時、Ｔ字状のＴｅｅｔｈ部位を圧延垂直方向とし、環状のフレームに圧延方向をおいたり、逆にＴ字状のＴｅｅｔｈ部位を圧延方向とし、環状のフレームに圧延垂直方向をおくことができる。このような設計の変更は、Ｔｅｅｔｈの長さと環状フレームの直径の長さ、また、環状フレームの幅によって決定される。通常、Ｔｅｅｔｈ部位は発電機の稼働時に大きな磁束が流れる部位であり、このような磁束が環状部位に抜け出る。この時の発生するエネルギーを考慮して、圧延方向と圧延垂直方向をＴｅｅｔｈ部位とするか、環状部位とするかを決定するが、Ｂｒがすべて１．６３Ｔ以上と非常に高い磁束密度を有する材料の場合、このような圧延方向と圧延垂直方向がどの部位に使用されるかの区分を必要とせず、どちらにしても非常に高いエネルギー効率を有するようになる。また、円周方向のＢｒ磁束密度が１．５６Ｔ以上と高くなると、Ｔ字のＴｅｅｔｈ部位と環状フレームの連結部位での磁束によるエネルギー損失が著しく減少する。これによって、発電機の効率を向上させたり、環状フレームの幅とＴｅｅｔｈ部位の大きさを減少させて、小さいサイズのコアでも高い効率の発電機を作ることができる。
【0041】
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：２．０～４．０％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｓ：０．０００４～０．０２％、Ｍｎ：０．０５～０．３％、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｃ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５～０．１５％、Ｔｉ：０．００１～０．００５％、Ｃａ：０．０００１～０．００５％およびＭｇ：０．０００１～０．００５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなるスラブを製造する段階、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、熱延板を圧延して鋼板を製造する段階、鋼板を１次再結晶焼鈍する段階、および１次再結晶焼鈍された鋼板を２次再結晶焼鈍する段階を含む。
以下、各段階別に具体的に説明する。
以下、各段階別に具体的に説明する。
【0042】
まず、スラブを製造する。スラブ中の各組成の添加比率を限定した理由は、前述した二方向性電磁鋼板の組成の限定理由と同一であるので、繰り返しの説明を省略する。後述する熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、１次再結晶焼鈍、２次再結晶焼鈍などの製造過程でＣ、Ｎ以外のスラブの組成は実質的に変動しないので、Ｃ、Ｎ以外のスラブの組成と二方向性電磁鋼板の組成が実質的に同一である。
スラブは、薄物スラブ法またはストリップキャスティング法を利用して製造することができる。スラブの厚さは２００～３００ｍｍになってもよい。スラブは必要に応じて加熱することができる。
スラブは、薄物スラブ法またはストリップキャスティング法を利用して製造することができる。スラブの厚さは２００～３００ｍｍになってもよい。スラブは必要に応じて加熱することができる。
【0043】
次に、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する。
熱延板を製造する段階での全体圧下率は９５％以上であり、熱延板を製造する段階は、複数のパスを含み、各パスでの圧下率が５０％以下である。
前述のように、圧下率を制御してこそ、微細組織の大きさ分布と析出物分布を制御することができ、適切な大きさ分布において各結晶粒の隣接結晶粒との関係から、圧延後に再結晶になる時に目標とする集合組織が得られるように制御することができる。
圧下率は、（［圧下前の鋼板の厚さ］－［圧下後の鋼板の厚さ］）／［圧下前の鋼板の厚さ］で計算される。例えば、熱延板を製造する段階での全体圧下率は、（［スラブの厚さ］－［熱延板の厚さ］）／［熱延板の厚さ］で計算される。
熱延板を製造する段階は、複数のパスを含み、各パスでの圧下率が５０％以下であってもよい。この時、パスとは、１台の圧延機で圧延することを意味する。具体的には、熱延板を製造する段階は、３～１２パスを含むことができる。前述したように、熱延板を製造する段階でのすべてのパスでの圧下率が５０％以下であってもよい。
さらに具体的には、熱延板を製造する段階での全体圧下率は９７．０％～９９．９％であり、各パスでの圧下率が３０～５０％であってもよい。
熱延板を製造する段階での全体圧下率は９５％以上であり、熱延板を製造する段階は、複数のパスを含み、各パスでの圧下率が５０％以下である。
前述のように、圧下率を制御してこそ、微細組織の大きさ分布と析出物分布を制御することができ、適切な大きさ分布において各結晶粒の隣接結晶粒との関係から、圧延後に再結晶になる時に目標とする集合組織が得られるように制御することができる。
圧下率は、（［圧下前の鋼板の厚さ］－［圧下後の鋼板の厚さ］）／［圧下前の鋼板の厚さ］で計算される。例えば、熱延板を製造する段階での全体圧下率は、（［スラブの厚さ］－［熱延板の厚さ］）／［熱延板の厚さ］で計算される。
熱延板を製造する段階は、複数のパスを含み、各パスでの圧下率が５０％以下であってもよい。この時、パスとは、１台の圧延機で圧延することを意味する。具体的には、熱延板を製造する段階は、３～１２パスを含むことができる。前述したように、熱延板を製造する段階でのすべてのパスでの圧下率が５０％以下であってもよい。
さらに具体的には、熱延板を製造する段階での全体圧下率は９７．０％～９９．９％であり、各パスでの圧下率が３０～５０％であってもよい。
【0044】
熱延板を製造する段階で、スラブを粗圧延する段階と、粗圧延されたバーを加熱する段階と、加熱されたバーを仕上圧延する段階とを含み、加熱する段階で、１０５０℃以上の温度で１０分～３００分間維持できる。維持時間が過度に短ければ、スラブの析出物が適切に配置されて、熱延板での必要な水準の析出物の分布をなし得ないため、後続工程のために均一な微細組織を得ることができない。これに対し、維持時間が過度に長ければ、析出物が非常に粗大化され、スラブ中のＣがスラブ再加熱中に酸素などと反応してＣの量が減少することができる。
熱間圧延終了温度は１０５０℃以下になってもよい。熱間圧延終了温度が高い時は、より多くのＳｈｅａｒ変形が熱延時に加えられるのに対し、再結晶および結晶成長速度が速いため、再結晶されたＣｕｂｅ方位を有する結晶粒をより多く確保することができる。これによって、熱延板焼鈍時にＣｕｂｅの分率が増加することができる。
熱間圧延終了温度は１０５０℃以下になってもよい。熱間圧延終了温度が高い時は、より多くのＳｈｅａｒ変形が熱延時に加えられるのに対し、再結晶および結晶成長速度が速いため、再結晶されたＣｕｂｅ方位を有する結晶粒をより多く確保することができる。これによって、熱延板焼鈍時にＣｕｂｅの分率が増加することができる。
【0045】
熱延板の厚さは１～３．５ｍｍになってもよい。熱延板を製造する段階は、７００℃以上の温度で行うことができる。
熱延板を製造する段階の後、熱延板を焼鈍する段階をさらに含むことができる。
熱延板を焼鈍する段階の焼鈍温度は１０００～１２００℃であってもよい。
次に、熱延板を圧延して鋼板を製造する。
熱延板を製造する段階の後、熱延板を焼鈍する段階をさらに含むことができる。
熱延板を焼鈍する段階の焼鈍温度は１０００～１２００℃であってもよい。
次に、熱延板を圧延して鋼板を製造する。
【0046】
鋼板を製造する段階は、熱延板を１次圧延する段階、中間焼鈍する段階、および中間焼鈍された鋼板を２次圧延する段階を含むことができる。
１次圧延する段階は、熱延板を冷間または温間圧延して、その厚さを０．５～１．８ｍｍに圧延することができる。
１次圧延する段階で、圧下率が７５％以下であってもよい。また、１次圧延する段階は、複数のパスを含み、各パスでの圧下率が４５％以下であってもよい。圧下率が過度に大きくなると、再結晶後にＧｏｓｓ分率が増加する。具体的には、１次圧延する段階は、２～８パスを含むことができる。
さらに具体的には、１次圧延する段階で、圧下率が６０～７５％であり、各パスでの圧下率が３５～４５％であってもよい。
１次圧延する段階は、熱延板を冷間または温間圧延して、その厚さを０．５～１．８ｍｍに圧延することができる。
１次圧延する段階で、圧下率が７５％以下であってもよい。また、１次圧延する段階は、複数のパスを含み、各パスでの圧下率が４５％以下であってもよい。圧下率が過度に大きくなると、再結晶後にＧｏｓｓ分率が増加する。具体的には、１次圧延する段階は、２～８パスを含むことができる。
さらに具体的には、１次圧延する段階で、圧下率が６０～７５％であり、各パスでの圧下率が３５～４５％であってもよい。
【0047】
中間焼鈍する段階は、１０００～１２００℃で焼鈍することができる。
２次圧延する段階は、１次圧延された鋼板を冷間または温間圧延して、その厚さを０．１５～０．６５ｍｍに圧延することができる。
２次圧延する段階で、圧下率が７５％以下であってもよい。また、２次圧延する段階は、複数のパスを含み、各パスでの圧下率が４５％以下であってもよい。圧下率が過度に大きくなると、再結晶後にＧｏｓｓ分率が増加する。具体的には、２次圧延する段階は、１～６パスを含むことができる。
さらに具体的には、２次圧延する段階で、圧下率が６０～７５％であり、各パスでの圧下率が３５～４５％であってもよい。
１次圧延する段階および２次圧延する段階は、５０℃以上および７００℃未満の温度で行うことができる。
２次圧延する段階は、１次圧延された鋼板を冷間または温間圧延して、その厚さを０．１５～０．６５ｍｍに圧延することができる。
２次圧延する段階で、圧下率が７５％以下であってもよい。また、２次圧延する段階は、複数のパスを含み、各パスでの圧下率が４５％以下であってもよい。圧下率が過度に大きくなると、再結晶後にＧｏｓｓ分率が増加する。具体的には、２次圧延する段階は、１～６パスを含むことができる。
さらに具体的には、２次圧延する段階で、圧下率が６０～７５％であり、各パスでの圧下率が３５～４５％であってもよい。
１次圧延する段階および２次圧延する段階は、５０℃以上および７００℃未満の温度で行うことができる。
【0048】
１次再結晶焼鈍する段階で、５０～７０℃の露点温度で脱炭する段階を含むことができる。炭素は２次再結晶焼鈍後にも多量含まれると、磁気時効を起こして鉄損が大きく増加しうるため、１次再結晶焼鈍する段階で、脱炭を経て炭素を一部除去することができる。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。
１次再結晶焼鈍する段階で、窒化量が０．０１～０．０３重量％であってもよい。窒化量が適切に確保されない場合、２次再結晶が円滑に形成されず、磁性の劣化する問題が発生しうる。
脱炭および窒化は、同時にまたは順次に行われる。順次に行われる場合、脱炭後、窒化されるか、窒化後、脱炭することができる。
１次再結晶焼鈍する段階の後、１次再結晶焼鈍された鋼板の平均結晶粒の粒径が３０～５０μｍであってもよい。１次再結晶焼鈍された鋼板の平均結晶粒の粒径を適切に確保できない場合、２次再結晶が円滑に形成されず、磁性の劣化する問題が発生しうる。
１次再結晶焼鈍は、８００～９００℃の温度範囲で実施される。
１次再結晶焼鈍する段階の後、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布する段階をさらに含むことができる。
焼鈍分離剤の塗布によって形成されるフォルステライト層については前述したものと同一であるので、重複する説明は省略する。
１次再結晶焼鈍する段階で、窒化量が０．０１～０．０３重量％であってもよい。窒化量が適切に確保されない場合、２次再結晶が円滑に形成されず、磁性の劣化する問題が発生しうる。
脱炭および窒化は、同時にまたは順次に行われる。順次に行われる場合、脱炭後、窒化されるか、窒化後、脱炭することができる。
１次再結晶焼鈍する段階の後、１次再結晶焼鈍された鋼板の平均結晶粒の粒径が３０～５０μｍであってもよい。１次再結晶焼鈍された鋼板の平均結晶粒の粒径を適切に確保できない場合、２次再結晶が円滑に形成されず、磁性の劣化する問題が発生しうる。
１次再結晶焼鈍は、８００～９００℃の温度範囲で実施される。
１次再結晶焼鈍する段階の後、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布する段階をさらに含むことができる。
焼鈍分離剤の塗布によって形成されるフォルステライト層については前述したものと同一であるので、重複する説明は省略する。
【0049】
２次再結晶焼鈍は、適正な昇温率で昇温して｛１００｝＜００１＞Ｃｕｂｅ方位の２次再結晶を起こし、後の不純物除去過程である純化焼鈍を経た後に冷却する。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、水素と窒素との混合ガスを用いて熱処理し、純化焼鈍では、１００％水素ガスを用いて長時間維持して不純物を除去する。２次再結晶焼鈍の温度は１０００～１３００℃になってもよいし、時間は１０～２５時間になってもよい。
本発明の一実施例において、フォルステライト層は、前述したように、薄いか、除去されるのが有利であり得る。したがって、２次再結晶焼鈍後、鋼板の表面に形成されたフォルステライト層を除去する段階をさらに含むことができる。除去方法は、物理的または化学的方法を使用することができる。
本発明の一実施例において、フォルステライト層は、前述したように、薄いか、除去されるのが有利であり得る。したがって、２次再結晶焼鈍後、鋼板の表面に形成されたフォルステライト層を除去する段階をさらに含むことができる。除去方法は、物理的または化学的方法を使用することができる。
【0050】
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、下記の実施例は本発明の好ましい一実施例に過ぎず、本発明が下記の実施例に限定されるものではない。
【0051】
［実験例１］
表１および表２に示す成分および残部はＦｅおよび不可避不純物からなるスラブを製造し、１２００℃で加熱後、８パスで熱間圧延して２．３ｍｍの厚さの熱延コイルを製造した。熱延板は、１０５０℃～１１４０℃で３０秒間焼鈍し、９３０℃で９０秒間焼鈍後に急冷した熱延焼鈍板を２００℃、３パスで１．３ｍｍの厚さに１次圧延した。この時の圧下率は４０％である。これを再び１０５０℃～１１４０℃で３０秒間焼鈍し、９３０℃で９０秒間焼鈍後に急冷した焼鈍板を、２００℃、４パスで表４に示された厚さに２次圧延した。
圧延した板は、表３に重量％で示して表示された質量だけ窒化し、同時に露点は表３に示された雰囲気を水素７５体積％雰囲気として脱炭する１次再結晶焼鈍工程を経た。その後、結晶粒径を測定して表３に示した。以後、ＭｇＯ成分を含む焼鈍分離剤を塗布するか、しないようにし、時間あたり２０℃の昇温速度で１２００℃まで昇温した後、２０時間２次再結晶焼鈍を実施した。冷却された板は、ＭｇＯ焼鈍分離剤を除去した後に、フォルステライト層を除去するか、除去せずに磁性を測定して、表３にまとめた。表３に熱間圧延（７００℃以上圧延）および１次／２次冷間／温間圧延（７００℃未満圧延）での圧下率および圧下率が最大であるパスの圧下率をまとめた。１次／２次冷間／温間圧延（７００℃未満圧延）での圧下率は、中間焼鈍を基準として分けられた１次圧延および２次圧延それぞれにおいて圧下率が大きい場合を表したものである。
表４にＣｕｂｅの分率（｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒の面積分率）およびＢｒ値を測定してまとめた。
表１および表２に示す成分および残部はＦｅおよび不可避不純物からなるスラブを製造し、１２００℃で加熱後、８パスで熱間圧延して２．３ｍｍの厚さの熱延コイルを製造した。熱延板は、１０５０℃～１１４０℃で３０秒間焼鈍し、９３０℃で９０秒間焼鈍後に急冷した熱延焼鈍板を２００℃、３パスで１．３ｍｍの厚さに１次圧延した。この時の圧下率は４０％である。これを再び１０５０℃～１１４０℃で３０秒間焼鈍し、９３０℃で９０秒間焼鈍後に急冷した焼鈍板を、２００℃、４パスで表４に示された厚さに２次圧延した。
圧延した板は、表３に重量％で示して表示された質量だけ窒化し、同時に露点は表３に示された雰囲気を水素７５体積％雰囲気として脱炭する１次再結晶焼鈍工程を経た。その後、結晶粒径を測定して表３に示した。以後、ＭｇＯ成分を含む焼鈍分離剤を塗布するか、しないようにし、時間あたり２０℃の昇温速度で１２００℃まで昇温した後、２０時間２次再結晶焼鈍を実施した。冷却された板は、ＭｇＯ焼鈍分離剤を除去した後に、フォルステライト層を除去するか、除去せずに磁性を測定して、表３にまとめた。表３に熱間圧延（７００℃以上圧延）および１次／２次冷間／温間圧延（７００℃未満圧延）での圧下率および圧下率が最大であるパスの圧下率をまとめた。１次／２次冷間／温間圧延（７００℃未満圧延）での圧下率は、中間焼鈍を基準として分けられた１次圧延および２次圧延それぞれにおいて圧下率が大きい場合を表したものである。
表４にＣｕｂｅの分率（｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒の面積分率）およびＢｒ値を測定してまとめた。
【0052】
【表1】
【0053】
【表2】
【0054】
【表3】
【0055】
【表4】
【0056】
表１～表４に示すとおり、本発明の合金組成を満足し、圧下率を適切に調節した発明例は、平均結晶粒径が大きく、Ｃｕｂｅの分率が高くて、磁性に優れていることを確認できる。これに対し、本発明の合金組成を満足しなかったり、圧下率を適切に調節していなかったりする比較例は、平均結晶粒が小さく、Ｃｕｂｅの分率が低く、磁性に劣ることを確認できる。
【0057】
本発明は上記の実施例に限定されるものではなく、互いに異なる多様な形態で製造可能であり、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することなく他の具体的な形態で実施可能であることを理解するであろう。そのため、以上に述べた実施例はあらゆる面で例示的であり、限定的ではないと理解しなければならない。
【符号の説明】
【0058】
１０：鋼板の基材
１１：酸化層
２０：フォルステライト層
３０：絶縁層
１００：二方向性電磁鋼板
１１：酸化層
２０：フォルステライト層
３０：絶縁層
１００：二方向性電磁鋼板
【図1】
【図2】