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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2024-12-17
(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 20060101AFI20241210BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20241210BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20241210BHJP
C21D 6/00 20060101ALI20241210BHJP
C21D 8/12 20060101ALI20241210BHJP
H01F 1/147 20060101ALI20241210BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 303U
C22C38/60
C21D9/46 W
C21D6/00 C
C21D8/12 B
H01F1/147 183
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2024536331
(86)(22)【出願日】2022-12-16
(85)【翻訳文提出日】2024-06-17
(86)【国際出願番号】 KR2022020561
(87)【国際公開番号】W WO2023113527
(87)【国際公開日】2023-06-22
(31)【優先権主張番号】10-2021-0182103
(32)【優先日】2021-12-17
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【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】コ，キョンジュン
(72)【発明者】
【氏名】ソン，ジェファ
(72)【発明者】
【氏名】イ，サンウ
【テーマコード（参考）】
4K033
4K037
5E041
【Ｆターム（参考）】
4K033AA02
4K033BA01
4K033BA02
4K033CA00
4K033CA01
4K033CA02
4K033CA03
4K033CA04
4K033CA05
4K033CA07
4K033CA08
4K033CA09
4K033DA02
4K033EA02
4K033FA01
4K033FA13
4K033HA02
4K033HA03
4K033JA02
4K033LA01
4K033MA00
4K033MA01
4K033MA02
4K033MA03
4K037EA01
4K037EA04
4K037EA11
4K037EA13
4K037EA15
4K037EA17
4K037EA18
4K037EA20
4K037EA23
4K037EA25
4K037EA26
4K037EA28
4K037EA31
4K037EA32
4K037EA35
4K037EB01
4K037EB08
4K037EB09
4K037FA02
4K037FA03
4K037FB00
4K037FF03
4K037FG00
4K037FH07
4K037FJ01
4K037FJ02
4K037FJ05
4K037FJ06
5E041AA02
5E041AA19
5E041BC01
5E041BD10
5E041CA02
5E041HB11
5E041NN01
5E041NN18
(57)【要約】
【課題】磁性改善効果と優れた表面特性を有し鉄損偏差を減らした極薄物方向性電磁鋼板を提供する
【解決手段】重量％として、Ｓｉ：２．５～４．０重量％、Ｃ：０．００５重量％以下、Ａｌ：０．０１５～０．０４０重量％、Ｍｎ：０．０４～０．１５重量％、Ｎ：０．００５重量％以下、Ｓｎ：０．０３～０．１０重量％、Ｃｒ：０．０５～０．２重量％、Ｐ：０．０１０～０．０５０重量％、およびＳｂ：０．０１～０．０５重量％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的に混入される不純物からなる母材、および前記母材上に配置される金属酸化物層を含み、平均鉄損（Ｗ１７／５０）が０．８０Ｗ／ｋｇ以下であり、前記金属酸化物層の最大発光強度比が下記式１を満足することを特徴とする。
＜式１＞ Ｉ（Ｃｒ）／Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）≦２％ （上記式１中、Ｉ（Ｃｒ）は前記金属酸化物層でのＣｒ強度であり、Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）は前記金属酸化物層でのＭｇの最大発光強度を意味する）
【選択図】図１
【解決手段】重量％として、Ｓｉ：２．５～４．０重量％、Ｃ：０．００５重量％以下、Ａｌ：０．０１５～０．０４０重量％、Ｍｎ：０．０４～０．１５重量％、Ｎ：０．００５重量％以下、Ｓｎ：０．０３～０．１０重量％、Ｃｒ：０．０５～０．２重量％、Ｐ：０．０１０～０．０５０重量％、およびＳｂ：０．０１～０．０５重量％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的に混入される不純物からなる母材、および前記母材上に配置される金属酸化物層を含み、平均鉄損（Ｗ１７／５０）が０．８０Ｗ／ｋｇ以下であり、前記金属酸化物層の最大発光強度比が下記式１を満足することを特徴とする。
＜式１＞ Ｉ（Ｃｒ）／Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）≦２％ （上記式１中、Ｉ（Ｃｒ）は前記金属酸化物層でのＣｒ強度であり、Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）は前記金属酸化物層でのＭｇの最大発光強度を意味する）
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、Ｓｉ：２．５～４．０重量％、Ｃ：０．００５重量％以下、Ａｌ：０．０１５～０．０４０重量％、Ｍｎ：０．０４～０．１５重量％、Ｎ：０．００５重量％以下、Ｓｎ：０．０３～０．１０重量％、Ｃｒ：０．０５～０．２重量％、Ｐ：０．０１０～０．０５０重量％、およびＳｂ：０．０１～０．０５重量％を含み、残部はＦｅおよびその他不可避的に混入される不純物からなる母材、および前記母材上に配置される金属酸化物層を含み、
平均鉄損（Ｗ１７／５０）が０．８０Ｗ／ｋｇ以下であり、
前記金属酸化物層の最大発光強度比が下記式１を満足することを特徴とする方向性電磁鋼板。
＜式１＞
Ｉ（Ｃｒ）／Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）≦２％
（上記式１中、Ｉ（Ｃｒ）は前記金属酸化物層でのＣｒ強度であり、Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）は前記金属酸化物層でのＭｇの最大発光強度を意味する）
【請求項2】
重量％で、Ｓ：０．０１重量％以下（０％を除く）、Ｖ：０．００２～０．０１重量％、およびＴｉ：０．００２～０．０１０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】
鉄損偏差が０．０７以下である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4】
厚さが０．２ｍｍ以下である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5】
重量％で、Ｓｉ：２．５～４．０％、Ｃ：０．０３～０．０９％、Ａｌ：０．０１５～０．０４０％、Ｍｎ：０．０４～０．１５％、Ｎ：０．００２～０．０１２％、Ｓｎ：０．０３～０．１０重量％、Ｃｒ：０．０５～０．２重量％、Ｐ：０．０１０～０．０５０重量％、およびＳｂ：０．０１～０．０５重量％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的に混入される不純物からなる鋼スラブを熱間圧延する段階、前記熱間圧延された熱延鋼板を冷間圧延する段階、
冷間圧延された冷延鋼板を１次再結晶焼鈍する段階、および
前記１次再結晶焼鈍が完了した鋼板を２次再結晶焼鈍する段階を含み、
前記１次再結晶焼鈍する段階は昇温段階、第１亀裂段階、および第２亀裂段階を含み、
前記昇温段階で酸化能は０．５～２．０の酸化性雰囲気で行い、
前記第１亀裂段階で酸化能は０．５未満の範囲に制御された雰囲気で行い、
前記第２亀裂段階で酸化能は０．５以上の範囲に制御された雰囲気で行うことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項6】
前記鋼スラブは重量％で、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｖ：０．００２～０．０１重量％、およびＴｉ：０．００２～０．０１０重量％を含む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次再結晶焼鈍する段階は、１００℃／ｓ以上の速度で行われ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8】
前記１次再結晶焼鈍する段階は、２５０～７００℃温度で急速昇温段階を含む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9】
前記第１亀裂段階および前記第２亀裂段階は８００～９００℃で行う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10】
前記鋼スラブを熱間圧延する段階以前に、鋼スラブを１，２３０℃以下で加熱する段階を含む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
【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その製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
方向性電磁鋼板は変圧器、電動機、発電機、およびその他の静止電子機器の鉄心材料として使用される。前記方向性電磁鋼板最終製品は結晶粒の方位が（１１０）［００１］方向に配向された集合組織を有することによって、圧延方向にきわめて優れた磁気的特性を有するため、変圧器、電動機、発電機、およびその他の電子機器の鉄心材料として使用でき、エネルギー損失を減らすためには鉄損が低いこと、発電機器の小型化のために磁束密度が高いことが要求される。
【0003】
現在全世界的にＣＯ２発生を低減させて地球温暖化に対処するためにエネルギー節約と共に高効率の製品化を指向する傾向にあり、電気エネルギーを節約して使用できる高効率化された電気機器に対する需要が増加しており、より優れた低鉄損特性を有する方向性電磁鋼板の開発に関して社会的要求が増大している。これにより、方向性電磁鋼板の鉄損を低減させるための研究開発が多く行われている。そのうちの鉄損低減の有効な一つの方法として、２次再結晶粒を微細化させる技術がある。２次再結晶粒を微細化させると、鋼板中の磁区が小さくなり、鋼板を励磁した時の磁壁移動に伴う渦電流による熱損失を低減することができる。
【0004】
前記方向性電磁鋼板の鉄損は履歴損および渦電流損に区分することができる。前記渦電流損を減少させるためには固有比抵抗を増やす方法、または製品の板厚を減らす方法等、多様な方法が提示されている。前記製品の板厚を減らす方法は、難圧延製品である方向性電磁鋼板を極薄物にまで圧延しなければならないという困難さもあるが、非常に低い鉄損特性を有する極薄物製品を作ることにおいて最も大きな問題点は、厚さが薄くなるにつれて前記方向性電磁鋼板の２次再結晶組織であるゴス方位の集積度を上げることが非常に困難でありという点である。
【0005】
前記履歴損は、磁区壁の移動が微細な析出物や介在物によって妨害されて起こるため、最終製品の母材にＣ、Ｎ、Ｏ、およびＳのような成分がきわめて少なくなるように管理されなければならず、ゴス集積度が高くなると、鉄損は減少する。
製品の厚さが薄くなるにつれて２次再結晶焼鈍過程で、特に、ゴス方位の２次再結晶が現れる区間での表面から析出物流失が速くなり、これによってゴス方位成長のための集合組織および結晶粒成長抑制を維持することが難しくなる。これは製品磁性特性に直結する問題で、極薄物製品において正確なゴス方位の２次再結晶現象を不安定で、不均一なものにし、２次結晶粒径が均一でないか、または部分的に方位集積度が劣位である微細結晶粒が形成されて低い鉄損特性を確保しにくくなる。
製品が薄物化されるほど全体製品厚さの中のコーティング層が占める比率が増加することになる。ベースコーティングが厚いほど前記コーティング層が占める比率が増加し鉄損を低下させることができる。
製品の厚さが薄くなるにつれて２次再結晶焼鈍過程で、特に、ゴス方位の２次再結晶が現れる区間での表面から析出物流失が速くなり、これによってゴス方位成長のための集合組織および結晶粒成長抑制を維持することが難しくなる。これは製品磁性特性に直結する問題で、極薄物製品において正確なゴス方位の２次再結晶現象を不安定で、不均一なものにし、２次結晶粒径が均一でないか、または部分的に方位集積度が劣位である微細結晶粒が形成されて低い鉄損特性を確保しにくくなる。
製品が薄物化されるほど全体製品厚さの中のコーティング層が占める比率が増加することになる。ベースコーティングが厚いほど前記コーティング層が占める比率が増加し鉄損を低下させることができる。
【0006】
析出物流失を克服するための方法として、２次再結晶焼鈍の過程でＮ２ガスの分率を高めて析出物流失を防止する方法が提案されたが、これは製品の板の表面に窒素放出口のような表面欠陥を誘発させる問題があった。また、同時脱炭浸窒方法を使用した製造方法が提案された。これは同時脱炭浸窒方法として脱炭板を製造することにおいて表面結晶粒径と中心層結晶粒径の差が存在することを利用したものであって、これを一定範囲に制御する必要があることが提案された。
また、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｐのような偏析元素を利用する方法が提案された。前記偏析元素を含むことによって磁性を画期的に改善することができ、極薄物製品製造時、析出物流失を補完する補助インヒビタとして活用することができる。しかし、前記偏析元素を追加する方法は前記偏析元素を過剰な量で添加した時、極薄圧延が難しくなる問題があり、更に偏析元素を過量添加した時、酸化層が不均一で薄くなってベースコーティングの特性が劣位になり、析出物流失を引き起こす副作用のため磁性を安定的に確保することが難しくなるという問題がある。
また、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｐのような偏析元素を利用する方法が提案された。前記偏析元素を含むことによって磁性を画期的に改善することができ、極薄物製品製造時、析出物流失を補完する補助インヒビタとして活用することができる。しかし、前記偏析元素を追加する方法は前記偏析元素を過剰な量で添加した時、極薄圧延が難しくなる問題があり、更に偏析元素を過量添加した時、酸化層が不均一で薄くなってベースコーティングの特性が劣位になり、析出物流失を引き起こす副作用のため磁性を安定的に確保することが難しくなるという問題がある。
【0007】
また、極薄物製品の製造時、１次再結晶焼鈍工程において前端部の酸化能と窒化処理を調節する方法が提案された。しかし、極薄物製品の製造過程において、析出物流失の影響が非常に敏感になる問題がある。
また、スラブにクロム（Ｃｒ）を添加し、１次再結晶焼鈍工程において前端部および後端部の浸窒ガス投入量を調節する方法が提案された。しかし、前記方法は鋼板の厚み方向への窒素量は均一に維持されたが、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）析出物は不均一に分布されたため、磁性特性の偏差が依然として存在するという問題がある。また、前記クロムを添加することによって、クロム酸化物層が形成され、酸化層の深さが深くなり、ベースコーティングの厚さが厚く形成されたため酸化、浸窒制御が難しくなり、製品においてコーティング層が占める比率が大きくなり、薄物製品の履歴損を増加させるという問題がある。
また、スラブにクロム（Ｃｒ）を添加し、１次再結晶焼鈍工程において前端部および後端部の浸窒ガス投入量を調節する方法が提案された。しかし、前記方法は鋼板の厚み方向への窒素量は均一に維持されたが、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）析出物は不均一に分布されたため、磁性特性の偏差が依然として存在するという問題がある。また、前記クロムを添加することによって、クロム酸化物層が形成され、酸化層の深さが深くなり、ベースコーティングの厚さが厚く形成されたため酸化、浸窒制御が難しくなり、製品においてコーティング層が占める比率が大きくなり、薄物製品の履歴損を増加させるという問題がある。
【0008】
１次再結晶焼鈍中、脱炭と浸窒反応は鋼板表層部において行われる。この時、表層部に形成されている酸化層の形状によって脱炭と浸窒の速度と時期が変わってくる。前記１次再結晶焼鈍過程中に生じる酸化層の深さと組成は、温度および酸化能のような炉雰囲気、素鋼成分含量、および表面形状によって微妙に変化する。特に、Ｓｂ、Ｓｎ、およびＣｒのような成分は添加量によって酸化層形成挙動を変化させ結果的に製品の特性に影響を与えるため製品特性によって最適の条件を導出しなければならない。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
本発明が解決しようとする技術的課題は、磁性改善効果と優れた表面特性を有し鉄損偏差を減らした極薄物方向性電磁鋼板を提供することができる。
本発明が解決しようとする他の技術的課題は、前記利点を有する方向性電磁鋼板を製造する方法を提供することができる。
本発明が解決しようとする他の技術的課題は、前記利点を有する方向性電磁鋼板を製造する方法を提供することができる。
【課題を解決するための手段】
【0010】
本発明の方向性電磁鋼板は重量％で、Ｓｉ：２．５～４．０重量％、Ｃ：０．００５重量％以下、Ａｌ：０．０１５～０．０４０重量％、Ｍｎ：０．０４～０．１５重量％、Ｎ：０．００５重量％以下、Ｓｎ：０．０３～０．１０重量％、Ｃｒ：０．０５～０．２重量％、Ｐ：０．０１０～０．０５０重量％、およびＳｂ：０．０１～０．０５重量％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的に混入される不純物からなる母材；および前記母材上に配置される金属酸化物層を含み、平均鉄損（Ｗ１７／５０）が０．８０Ｗ／ｋｇ以下であり、前記金属酸化物層の最大発光強度比が下記式１を満足することを特徴とする。
＜式１＞
Ｉ（Ｃｒ）／Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）≦２％
（上記式１中、Ｉ（Ｃｒ）は前記金属酸化物層でのＣｒ強度であり、Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）は前記金属酸化物層でのＭｇの最大発光強度を意味する）
＜式１＞
Ｉ（Ｃｒ）／Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）≦２％
（上記式１中、Ｉ（Ｃｒ）は前記金属酸化物層でのＣｒ強度であり、Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）は前記金属酸化物層でのＭｇの最大発光強度を意味する）
【0011】
前記鋼板は、重量％で、Ｓ：０．０１重量％以下（０％を除く）、Ｖ：０．００２～０．０１重量％、およびＴｉ：０．００２～０．０１０重量％を含むことができる。
前記鋼板は、方向性電磁鋼板は鉄損偏差が０．０７以下であることがよい。
前記鋼板は、方向性電磁鋼板は厚さが０．２ｍｍ以下であることが好ましい。
前記鋼板は、方向性電磁鋼板は鉄損偏差が０．０７以下であることがよい。
前記鋼板は、方向性電磁鋼板は厚さが０．２ｍｍ以下であることが好ましい。
【0012】
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は重量％で、Ｓｉ：２．５～４．０％、Ｃ：０．０３～０．０９％、Ａｌ：０．０１５～０．０４０％、Ｍｎ：０．０４～０．１５％、Ｎ：０．００２～０．０１２％、Ｓｎ：０．０３～０．１０重量％、Ｃｒ：０．０５～０．２重量％、Ｐ：０．０１０～０．０５０重量％、およびＳｂ：０．０１～０．０５重量％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的に混入される不純物からなる鋼スラブを熱間圧延する段階、前記熱間圧延された熱延鋼板を冷間圧延する段階、冷間圧延された冷延鋼板を１次再結晶焼鈍する段階、および前記１次再結晶焼鈍が完了した鋼板を２次再結晶焼鈍する段階を含み、前記１次再結晶焼鈍する段階は昇温段階、第１亀裂段階、および第２亀裂段階を含み、前記昇温段階で酸化能は０．５～２．０の酸化性雰囲気で行い、前記第１亀裂段階で酸化能は０．５未満の範囲に制御された雰囲気で行い、前記第２亀裂段階で酸化能は０．５以上の範囲に制御された雰囲気で行うことを特徴とする。
【0013】
前記鋼スラブは、重量％で、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｖ：０．００２～０．０１重量％、およびＴｉ：０．００２～０．０１０重量％を含むことができる。
前記１次再結晶焼鈍する段階は、１００℃／ｓ以上の速度で行われることがよい。
前記１次再結晶焼鈍する段階は、２５０～７００℃温度で急速昇温段階を含むことができる。
前記第１亀裂段階および前記第２亀裂段階は、８００～９００℃で行うことがよい。
前記鋼スラブを熱間圧延する段階以前に、鋼スラブを１，２３０℃以下で加熱する段階を含むことが好ましい。
前記１次再結晶焼鈍する段階は、１００℃／ｓ以上の速度で行われることがよい。
前記１次再結晶焼鈍する段階は、２５０～７００℃温度で急速昇温段階を含むことができる。
前記第１亀裂段階および前記第２亀裂段階は、８００～９００℃で行うことがよい。
前記鋼スラブを熱間圧延する段階以前に、鋼スラブを１，２３０℃以下で加熱する段階を含むことが好ましい。
【発明の効果】
【0014】
本発明によると、本発明の方向性電磁鋼板は、鋼組成を制御することによって、極薄方向性電磁鋼板でも鉄損偏差が少なくて磁性改善効果を有し、優れた表面特性を有する降伏強度に優れ、表面特性に優れた方向性電磁鋼板を提供することができる。
本発明の他の実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法は、前記利点を有する方向性電磁鋼板を製造する方法を提供することができる。
本発明の他の実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法は、前記利点を有する方向性電磁鋼板を製造する方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0015】
【図1】本発明の一実施形態による、方向性電磁鋼板を示す。
【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されることもある。
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。
ある部分が他の部分の“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、またはその間に他の部分が伴われることもある。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。
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。
ある部分が他の部分の“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、またはその間に他の部分が伴われることもある。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。
【0017】
別に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または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。
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、本発明は様々の異なる形態に実現することができ、ここで説明する実施形態に限定されない。
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。
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、本発明は様々の異なる形態に実現することができ、ここで説明する実施形態に限定されない。
【0018】
図１は、本発明の一実施形態による、方向性電磁鋼板１００を示す。
図１を参照すれば、本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板１００は、母材１１０および母材１１０上に配置される金属酸化物層１２０を含む。母材１１０は重量％として、Ｓｉ：２．５～４．０重量％、Ｃ：０．０３～０．０９重量％、Ａｌ：０．０１５～０．０４０重量％、Ｍｎ：０．０４～０．１５重量％、Ｎ：０．００２～０．０１２重量％、Ｓｎ：０．０３～０．１０重量％、Ｃｒ：０．０５～０．２重量％、Ｐ：０．０１０～０．０５０重量％、およびＳｂ：０．０１～０．０５重量％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的に混入される不純物からなる。
下記では合金成分限定理由を説明する。以下、重量％は％と表記することができる。
図１を参照すれば、本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板１００は、母材１１０および母材１１０上に配置される金属酸化物層１２０を含む。母材１１０は重量％として、Ｓｉ：２．５～４．０重量％、Ｃ：０．０３～０．０９重量％、Ａｌ：０．０１５～０．０４０重量％、Ｍｎ：０．０４～０．１５重量％、Ｎ：０．００２～０．０１２重量％、Ｓｎ：０．０３～０．１０重量％、Ｃｒ：０．０５～０．２重量％、Ｐ：０．０１０～０．０５０重量％、およびＳｂ：０．０１～０．０５重量％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的に混入される不純物からなる。
下記では合金成分限定理由を説明する。以下、重量％は％と表記することができる。
【0019】
ケイ素（Ｓｉ）：２．５～４．０％
ケイ素（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）である鉄損を低くする役割を果たす。前記ケイ素の含量は２．５～４．０％であることがよく、具体的に、３．０～３．５％範囲であることがよりよい。
前記範囲の上限値を逸脱する場合、鋼の脆性が増加し、靭性が減少して圧延過程中に板破断発生率が増加するようになり、溶接性が劣位になって冷間圧延操業に負荷が発生し、冷間圧延中のパスエージングに必要な板温に達しなくなり、２次再結晶形成が不安定になる問題がある。前記範囲の下限値を逸脱する場合、比抵抗が減少して鉄損が劣化する問題がある。
ケイ素（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）である鉄損を低くする役割を果たす。前記ケイ素の含量は２．５～４．０％であることがよく、具体的に、３．０～３．５％範囲であることがよりよい。
前記範囲の上限値を逸脱する場合、鋼の脆性が増加し、靭性が減少して圧延過程中に板破断発生率が増加するようになり、溶接性が劣位になって冷間圧延操業に負荷が発生し、冷間圧延中のパスエージングに必要な板温に達しなくなり、２次再結晶形成が不安定になる問題がある。前記範囲の下限値を逸脱する場合、比抵抗が減少して鉄損が劣化する問題がある。
【0020】
炭素（Ｃ）：０．０３～０．０９％
炭素（Ｃ）はオーステナイト相形成を誘導する元素であって炭素含量の増加によって熱間圧延工程中にフェライト－オーステナイト相変態が活性化され、熱延工程中に形成される長く延伸された熱延帯組織が増加して、熱延板焼鈍工程中にフェライト粒成長を抑制する。また、前記炭素の含量が増加することによってフェライト組織に比べて強度が高い延伸された熱延帯組織増加と冷延開始組織である熱延板焼鈍組織の初期粒子の微細化によって冷間圧延以後集合組織が改善されてゴス分率が増加することになる。前記ゴス分率が増加することは、熱延板焼鈍後鋼板内に存在する残留炭素によって冷間圧延中にパスエージング効果が大きくなって１次再結晶粒内のゴス分率を増加させることになる。
前記炭素の含量は０．０３～０．０９％であることがよく、具体的に０．０５～０．０７０％範囲であることがよりよい。前記炭素含量が前記範囲の上限値を逸脱する場合、脱炭窒化焼鈍時脱炭焼鈍時間が長くなり、生産性を低下させる問題がある。また、加熱初期の脱炭が十分でなければ１次再結晶結晶粒を不均一にして２次再結晶を不安定にする問題がある。また、磁気時効現象によって磁気的特性が劣位になる問題がある。
前記炭素は１次再結晶焼鈍過程で脱炭によって除去され、最終製造される方向性電磁鋼板１００内母材１１０では０．００５％以下で含むことが好ましく、具体的に０．００３％で含むことがより好ましい。
炭素（Ｃ）はオーステナイト相形成を誘導する元素であって炭素含量の増加によって熱間圧延工程中にフェライト－オーステナイト相変態が活性化され、熱延工程中に形成される長く延伸された熱延帯組織が増加して、熱延板焼鈍工程中にフェライト粒成長を抑制する。また、前記炭素の含量が増加することによってフェライト組織に比べて強度が高い延伸された熱延帯組織増加と冷延開始組織である熱延板焼鈍組織の初期粒子の微細化によって冷間圧延以後集合組織が改善されてゴス分率が増加することになる。前記ゴス分率が増加することは、熱延板焼鈍後鋼板内に存在する残留炭素によって冷間圧延中にパスエージング効果が大きくなって１次再結晶粒内のゴス分率を増加させることになる。
前記炭素の含量は０．０３～０．０９％であることがよく、具体的に０．０５～０．０７０％範囲であることがよりよい。前記炭素含量が前記範囲の上限値を逸脱する場合、脱炭窒化焼鈍時脱炭焼鈍時間が長くなり、生産性を低下させる問題がある。また、加熱初期の脱炭が十分でなければ１次再結晶結晶粒を不均一にして２次再結晶を不安定にする問題がある。また、磁気時効現象によって磁気的特性が劣位になる問題がある。
前記炭素は１次再結晶焼鈍過程で脱炭によって除去され、最終製造される方向性電磁鋼板１００内母材１１０では０．００５％以下で含むことが好ましく、具体的に０．００３％で含むことがより好ましい。
【0021】
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１５～０．０４０％
アルミニウム（Ａｌ）は窒素（Ｎ）と結合して窒化アルミニウム（ＡｌＮ）として析出するが、脱炭と浸窒を行う焼鈍で微細な析出物である（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）ＮおよびＡｌＮ形態の窒化物を形成するようになって強力な結晶粒成長抑制役割を果たすことができる。前記アルミニウムの含量は０．０１５～０．０４０％であることがよい。具体的に、前記アルミニウムの含量は０．０２０～０．０３８％範囲であることがよりよい。
前記アルミニウムの含量が前記範囲の上限値を逸脱する場合、析出物が粗大に成長して結晶粒成長抑制効果が低下する問題がある。一方、前記アルミニウムの含量が前記範囲の下限値を逸脱する場合、形成される析出物の個数と体積分率が低くて結晶粒成長抑制効果が十分に発現されないという問題がある。
アルミニウム（Ａｌ）は窒素（Ｎ）と結合して窒化アルミニウム（ＡｌＮ）として析出するが、脱炭と浸窒を行う焼鈍で微細な析出物である（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）ＮおよびＡｌＮ形態の窒化物を形成するようになって強力な結晶粒成長抑制役割を果たすことができる。前記アルミニウムの含量は０．０１５～０．０４０％であることがよい。具体的に、前記アルミニウムの含量は０．０２０～０．０３８％範囲であることがよりよい。
前記アルミニウムの含量が前記範囲の上限値を逸脱する場合、析出物が粗大に成長して結晶粒成長抑制効果が低下する問題がある。一方、前記アルミニウムの含量が前記範囲の下限値を逸脱する場合、形成される析出物の個数と体積分率が低くて結晶粒成長抑制効果が十分に発現されないという問題がある。
【0022】
マンガン（Ｍｎ）：０．０４～０．１５％
マンガン（Ｍｎ）はケイ素（Ｓｉ）と同一に比抵抗を増加させて鉄損を減少させる効果がある。また、前記マンガンは前記ケイ素と共に窒化処理によって導入される窒素と反応して（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎの析出物を形成することによって１次再結晶粒の成長を抑制して２次再結晶を起こす重要な元素である。また、前記マンガンは銅（Ｃｕ）と共に硫化物系（Ｓｕｒｆｉｄｅ）析出物を形成して１次再結晶粒均一性を改善し、２次再結晶が形成されるのに補助インヒビタの役割を果たす。
前記マンガンの含量は０．０４～０．１５％であることがよく、具体的に０．０５～０．１０％範囲であることがよりよい。前記マンガンの含量が前記範囲の上限値を逸脱する場合、（Ｃｕ、Ｍｎ）Ｓ微細析出物調整のためにスラブ再加熱温度を高めなければならず、前記スラブ再加熱温度を高める場合、１次再結晶粒がきわめて微細になって１次再結晶焼鈍の温度を範囲以上に上げなければならず、これにより結晶粒不均一を引き起こす虞がある。
また、鋼板表面にＦｅ２ＳｉＯ４以外に（Ｆｅ、Ｍｎ）およびＭｎ酸化物が多量形成されて２次再結晶焼鈍中に形成されるベースコーティング形成を妨害して表面品質を低下させるようになり、１次再結晶焼鈍工程でフェライトとオーステナイト間相変態の不均一を誘発するため１次再結晶粒の大きさが不均一になり、その結果、２次再結晶が不安定になるという問題がある。前記マンガンの含量が前記範囲の下限値を逸脱する場合、前述の鉄損を減少させる効果が発揮されず、前記（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎの析出物を形成することによって１次再結晶粒の成長を抑制するため２次再結晶を誘発する効果が発現されないという問題がある。
マンガン（Ｍｎ）はケイ素（Ｓｉ）と同一に比抵抗を増加させて鉄損を減少させる効果がある。また、前記マンガンは前記ケイ素と共に窒化処理によって導入される窒素と反応して（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎの析出物を形成することによって１次再結晶粒の成長を抑制して２次再結晶を起こす重要な元素である。また、前記マンガンは銅（Ｃｕ）と共に硫化物系（Ｓｕｒｆｉｄｅ）析出物を形成して１次再結晶粒均一性を改善し、２次再結晶が形成されるのに補助インヒビタの役割を果たす。
前記マンガンの含量は０．０４～０．１５％であることがよく、具体的に０．０５～０．１０％範囲であることがよりよい。前記マンガンの含量が前記範囲の上限値を逸脱する場合、（Ｃｕ、Ｍｎ）Ｓ微細析出物調整のためにスラブ再加熱温度を高めなければならず、前記スラブ再加熱温度を高める場合、１次再結晶粒がきわめて微細になって１次再結晶焼鈍の温度を範囲以上に上げなければならず、これにより結晶粒不均一を引き起こす虞がある。
また、鋼板表面にＦｅ２ＳｉＯ４以外に（Ｆｅ、Ｍｎ）およびＭｎ酸化物が多量形成されて２次再結晶焼鈍中に形成されるベースコーティング形成を妨害して表面品質を低下させるようになり、１次再結晶焼鈍工程でフェライトとオーステナイト間相変態の不均一を誘発するため１次再結晶粒の大きさが不均一になり、その結果、２次再結晶が不安定になるという問題がある。前記マンガンの含量が前記範囲の下限値を逸脱する場合、前述の鉄損を減少させる効果が発揮されず、前記（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎの析出物を形成することによって１次再結晶粒の成長を抑制するため２次再結晶を誘発する効果が発現されないという問題がある。
【0023】
窒素（Ｎ）：０．００２～０．０１２％
窒素（Ｎ）は、アルミニウム（Ａｌ）などと反応して結晶粒を微細化させる元素である。これら元素が適切に分布する場合、冷間圧延以後組織を適切に微細化して適切な１次再結晶粒度を確保する役割を果たす。前記窒素の含量は０．００２０～０．０１２％であることがよく、具体的に、０．００２５～０．０１０％範囲であることがよりよい。
前記窒素の含量が前記範囲の上限値を逸脱する場合、１次再結晶粒が過度に微細化され、これにより微細な結晶粒によって好ましくない方位が２次再結晶を形成して磁気特性を劣化させることがある。一方、前記窒素の含量が前記範囲の下限値を逸脱する場合、１次再結晶抑制効果が微小となり、結晶粒成長抑制効果が得られないという問題がある。
前記窒素は２次再結晶焼鈍過程で一部除去されるので、最終製造される方向性電磁鋼板１００の母材１１０は前記窒素を０．００５％以下であることが好ましく、具体的に０．００３％以下であることがより好ましい。
窒素（Ｎ）は、アルミニウム（Ａｌ）などと反応して結晶粒を微細化させる元素である。これら元素が適切に分布する場合、冷間圧延以後組織を適切に微細化して適切な１次再結晶粒度を確保する役割を果たす。前記窒素の含量は０．００２０～０．０１２％であることがよく、具体的に、０．００２５～０．０１０％範囲であることがよりよい。
前記窒素の含量が前記範囲の上限値を逸脱する場合、１次再結晶粒が過度に微細化され、これにより微細な結晶粒によって好ましくない方位が２次再結晶を形成して磁気特性を劣化させることがある。一方、前記窒素の含量が前記範囲の下限値を逸脱する場合、１次再結晶抑制効果が微小となり、結晶粒成長抑制効果が得られないという問題がある。
前記窒素は２次再結晶焼鈍過程で一部除去されるので、最終製造される方向性電磁鋼板１００の母材１１０は前記窒素を０．００５％以下であることが好ましく、具体的に０．００３％以下であることがより好ましい。
【0024】
アンチモン（Ｓｂ）：０．０１～０．０５％
アンチモン（Ｓｂ）は、冷間圧延工程中に生成されるゴス方位の結晶粒核を増加させて、１次再結晶集合組織でゴス方位を有する結晶粒の分率を向上させる効果がある。また、１次再結晶結晶粒界に偏析して２次再結晶高温焼鈍時にゴス集合組織を有する結晶粒の２次再結晶開始温度を上昇させて集積度の優れている２次再結晶微細組織を得ることができるようにして磁束密度を高める。前記アンチモンの含量は０．０１～０．０５％であることがよく、具体的に０．０２０～０．０４５％範囲であることがよりよい。
前記アンチモンの含量が前記範囲の上限値を逸脱する場合、１次再結晶粒の大きさが過度に小さくなって２次再結晶開始温度が低くなり磁気特性を劣化させるかまたは粒成長に対する抑制力が過度に大きくなって２次再結晶が形成されない虞がある。一方、前記アンチモンの含量が前記範囲の下限値を逸脱する場合、前述のゴス方位を有する結晶粒の分率を向上させる効果が発揮されず、また２次再結晶微細組織を得ることができず、磁束密度を高める効果が発現されない問題がある。
アンチモン（Ｓｂ）は、冷間圧延工程中に生成されるゴス方位の結晶粒核を増加させて、１次再結晶集合組織でゴス方位を有する結晶粒の分率を向上させる効果がある。また、１次再結晶結晶粒界に偏析して２次再結晶高温焼鈍時にゴス集合組織を有する結晶粒の２次再結晶開始温度を上昇させて集積度の優れている２次再結晶微細組織を得ることができるようにして磁束密度を高める。前記アンチモンの含量は０．０１～０．０５％であることがよく、具体的に０．０２０～０．０４５％範囲であることがよりよい。
前記アンチモンの含量が前記範囲の上限値を逸脱する場合、１次再結晶粒の大きさが過度に小さくなって２次再結晶開始温度が低くなり磁気特性を劣化させるかまたは粒成長に対する抑制力が過度に大きくなって２次再結晶が形成されない虞がある。一方、前記アンチモンの含量が前記範囲の下限値を逸脱する場合、前述のゴス方位を有する結晶粒の分率を向上させる効果が発揮されず、また２次再結晶微細組織を得ることができず、磁束密度を高める効果が発現されない問題がある。
【0025】
スズ（Ｓｎ）：０．０３～０．１０％
スズ（Ｓｎ）は、結晶粒界偏析元素であって結晶粒界の移動を妨害する元素であるため、結晶成長抑制剤として知らされている。また、１次再結晶集合組織においてゴス方位の結晶粒分率を増加させることによって２次再結晶集合組織として成長するゴス方位核が多くなる。また、前記スズを添加するほど２次再結晶微細組織の大きさが減少するようになる。前記２次再結晶微細組織の大きさが減少することのように、結晶粒大きさが小さくなるほど渦電流損が小さくなるため最終製品の鉄損が減少するようになる。
また、前記スズは結晶粒界に偏析を通じて結晶粒成長を抑制することに重要な役割を果たし、これは微細化された１次再結晶微細組織の結晶粒成長駆動力を抑制する抑制効果を向上させるだけでなく、２次再結晶集合組織形成のための高温焼鈍過程中に（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）ＮおよびＡｌＮのような結晶粒成長抑制効果を引き起こす粒子が粗大化されて結晶粒成長抑制力が減少する現象を防止する。前記スズの含量は０．０３～０．１０％であることがよく、具体的に０．０３～０．０９％範囲であることがよりよい。
前記スズの含量が前記範囲の上限値を逸脱する場合、結晶粒成長抑制力が過度に増加して相対的に結晶粒成長駆動力を増加させるために１次再結晶微細組織の結晶粒大きさを減少させなければならないため、脱炭焼鈍を低い温度で実施しなければならず、これによって適切な酸化層を制御できなくて良好な表面を確保することができないという問題がある。
また、機械的特性側面から、臨界偏析元素の過剰偏析によって脆性が増加して製造過程中に板破断を引き起こすことがある。一方、前記スズの含量が前記範囲の下限値を逸脱する場合、前記スズ添加による効果が発現されない問題がある。
スズ（Ｓｎ）は、結晶粒界偏析元素であって結晶粒界の移動を妨害する元素であるため、結晶成長抑制剤として知らされている。また、１次再結晶集合組織においてゴス方位の結晶粒分率を増加させることによって２次再結晶集合組織として成長するゴス方位核が多くなる。また、前記スズを添加するほど２次再結晶微細組織の大きさが減少するようになる。前記２次再結晶微細組織の大きさが減少することのように、結晶粒大きさが小さくなるほど渦電流損が小さくなるため最終製品の鉄損が減少するようになる。
また、前記スズは結晶粒界に偏析を通じて結晶粒成長を抑制することに重要な役割を果たし、これは微細化された１次再結晶微細組織の結晶粒成長駆動力を抑制する抑制効果を向上させるだけでなく、２次再結晶集合組織形成のための高温焼鈍過程中に（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）ＮおよびＡｌＮのような結晶粒成長抑制効果を引き起こす粒子が粗大化されて結晶粒成長抑制力が減少する現象を防止する。前記スズの含量は０．０３～０．１０％であることがよく、具体的に０．０３～０．０９％範囲であることがよりよい。
前記スズの含量が前記範囲の上限値を逸脱する場合、結晶粒成長抑制力が過度に増加して相対的に結晶粒成長駆動力を増加させるために１次再結晶微細組織の結晶粒大きさを減少させなければならないため、脱炭焼鈍を低い温度で実施しなければならず、これによって適切な酸化層を制御できなくて良好な表面を確保することができないという問題がある。
また、機械的特性側面から、臨界偏析元素の過剰偏析によって脆性が増加して製造過程中に板破断を引き起こすことがある。一方、前記スズの含量が前記範囲の下限値を逸脱する場合、前記スズ添加による効果が発現されない問題がある。
【0026】
クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．２％
クロム（Ｃｒ）は酸化形成を促進させる元素であって、クロム（Ｃｒ）を範囲内で添加することによって、表層部の緻密な酸化層形成を抑制し深さ方向に微細な酸化層が形成されることを助力する元素である。前記クロムは前記アンチモンおよび前記スズと共に添加されることによって、酸化層の表層部にＦｅＣｒ２Ｏ４形成が多くなることによって深さ方向への酸化層形成を助力することができる。前記クロムの含量は０．０５～０．２０％範囲であることがよい。
前記クロムの場合、０．２０ｍｍｔ以下の薄物製品に添加すれば酸化層が厚く形成され、酸化層の組成が変化して脱炭および浸窒に影響を与えるため、脱炭窒化焼鈍工程で適正に制御されなければ、１次再結晶粒径と析出物形成を適正に制御することが難しくなり、極薄方向性電磁鋼板製品の磁性偏差を誘発することがある。また、最終製品板にベースコーティング層にクロム（Ｃｒ）濃化層が形成され、薄物の方向性電磁鋼板の場合、ベースコーティング層を厚く不均一性を増加させて鉄損偏差を誘発させる問題がある。
クロム（Ｃｒ）は酸化形成を促進させる元素であって、クロム（Ｃｒ）を範囲内で添加することによって、表層部の緻密な酸化層形成を抑制し深さ方向に微細な酸化層が形成されることを助力する元素である。前記クロムは前記アンチモンおよび前記スズと共に添加されることによって、酸化層の表層部にＦｅＣｒ２Ｏ４形成が多くなることによって深さ方向への酸化層形成を助力することができる。前記クロムの含量は０．０５～０．２０％範囲であることがよい。
前記クロムの場合、０．２０ｍｍｔ以下の薄物製品に添加すれば酸化層が厚く形成され、酸化層の組成が変化して脱炭および浸窒に影響を与えるため、脱炭窒化焼鈍工程で適正に制御されなければ、１次再結晶粒径と析出物形成を適正に制御することが難しくなり、極薄方向性電磁鋼板製品の磁性偏差を誘発することがある。また、最終製品板にベースコーティング層にクロム（Ｃｒ）濃化層が形成され、薄物の方向性電磁鋼板の場合、ベースコーティング層を厚く不均一性を増加させて鉄損偏差を誘発させる問題がある。
【0027】
リン（Ｐ）：０．０１０～０．０５０％
リン（Ｐ）はスズ（Ｓｎ）およびアンチモン（Ｓｂ）と類似の効果を示す元素であって、結晶粒界に偏析して結晶粒界の移動を妨害し同時に結晶粒成長を抑制する補助的な役割を果たす。また、微細組織側面から｛１１０｝＜００１＞集合組織を改善する効果がある。前記リンの含量は０．０１０～０．０５０％であることがよく、具体的に０．０１５～０．０４５％範囲であることがよりよい。
前記リンの含量が過度に多い場合、脆性が増加して圧延性を大きく低下させる問題がある。前記リンの含量が過度に少ない場合、リンの添加による効果が発現されない問題がある。
一実施形態で、方向性電磁鋼板１００は、重量％として、硫黄（Ｓ）：０．０１重量％以下（０％を除く）、バナジウム（Ｖ）：０．００２～０．０１重量％、およびチタン（Ｔｉ）：０．００２～０．０１０重量％をさらに含むことができる。
リン（Ｐ）はスズ（Ｓｎ）およびアンチモン（Ｓｂ）と類似の効果を示す元素であって、結晶粒界に偏析して結晶粒界の移動を妨害し同時に結晶粒成長を抑制する補助的な役割を果たす。また、微細組織側面から｛１１０｝＜００１＞集合組織を改善する効果がある。前記リンの含量は０．０１０～０．０５０％であることがよく、具体的に０．０１５～０．０４５％範囲であることがよりよい。
前記リンの含量が過度に多い場合、脆性が増加して圧延性を大きく低下させる問題がある。前記リンの含量が過度に少ない場合、リンの添加による効果が発現されない問題がある。
一実施形態で、方向性電磁鋼板１００は、重量％として、硫黄（Ｓ）：０．０１重量％以下（０％を除く）、バナジウム（Ｖ）：０．００２～０．０１重量％、およびチタン（Ｔｉ）：０．００２～０．０１０重量％をさらに含むことができる。
【0028】
硫黄（Ｓ）：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は熱間圧延時固溶温度が高く偏析が激しい元素であるため、できるだけ含有されないようにすることが好ましいが、製鋼時に含有される不可避的不純物の一つである。また、硫黄（Ｓ）は（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓを形成して１次再結晶粒均一性に影響を与える元素である。前記硫黄の含量は０．０１０重量％以下であることがよく、具体的に０．００１０～０．００８０％範囲であることがよりよい。
硫黄（Ｓ）は熱間圧延時固溶温度が高く偏析が激しい元素であるため、できるだけ含有されないようにすることが好ましいが、製鋼時に含有される不可避的不純物の一つである。また、硫黄（Ｓ）は（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓを形成して１次再結晶粒均一性に影響を与える元素である。前記硫黄の含量は０．０１０重量％以下であることがよく、具体的に０．００１０～０．００８０％範囲であることがよりよい。
【0029】
チタン（Ｔｉ）：０．００２～０．０１０％
チタン（Ｔｉ）は窒化物（Ｎｉｔｒｉｄｅ）を形成する元素であって、熱延前段階で窒化チタン（ＴｉＮ）になって、窒素含量を低め、微細析出して結晶粒成長を抑制する役割を果たす。前記チタンの含量は０．００２～０．０１０％範囲であることがよく、前記範囲で前記窒化チタン析出物形成による結晶粒成長抑制効果と窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の微細な析出物低減で結晶粒径のコイル内偏差を減らす効果が発現される。
チタン（Ｔｉ）は窒化物（Ｎｉｔｒｉｄｅ）を形成する元素であって、熱延前段階で窒化チタン（ＴｉＮ）になって、窒素含量を低め、微細析出して結晶粒成長を抑制する役割を果たす。前記チタンの含量は０．００２～０．０１０％範囲であることがよく、前記範囲で前記窒化チタン析出物形成による結晶粒成長抑制効果と窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の微細な析出物低減で結晶粒径のコイル内偏差を減らす効果が発現される。
【0030】
バナジウム（Ｖ）：０．００２～０．０１％
バナジウム（Ｖ）は炭化物（Ｃａｒｂｉｄｅ）と窒化物（Ｎｉｔｒｉｄｅ）形成元素であって、微細析出して結晶粒成長を抑制する役割を果たす。前記バナジウムの含量は０．００２～０．０１％範囲であることがよく、前記範囲で微細析出物の形成による結晶粒成長抑制効果によりコイル内結晶粒径偏差を減らす効果が発現される。
バナジウム（Ｖ）は炭化物（Ｃａｒｂｉｄｅ）と窒化物（Ｎｉｔｒｉｄｅ）形成元素であって、微細析出して結晶粒成長を抑制する役割を果たす。前記バナジウムの含量は０．００２～０．０１％範囲であることがよく、前記範囲で微細析出物の形成による結晶粒成長抑制効果によりコイル内結晶粒径偏差を減らす効果が発現される。
【0031】
一実施形態で、チタン（Ｔｉ）およびバナジウム（Ｖ）のうちの少なくとも１種以上を０．００２～０．０１０重量％さらに含むことができる。前記バナジウムおよび前記チタンを単独で含む場合、それぞれ単独で０．００２～０．０１０重量％含むことができ、前記バナジウムおよび前記チタンを同時に含む場合、前記バナジウムと前記チタンの合計が０．００２～０．０１０重量％であることがよい。さらに具体的に、前記チタンおよび前記バナジウムの含量は０．００３０～０．００７０重量％範囲であることがよりよい。
【0032】
一実施形態で、方向性電磁鋼板１００は前述の元素以外に、Ｚｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、およびＭｏのような不可避的に混入される不純物が含まれてもよい。前記不純物は強力な炭窒化物形成元素であって、できるだけ添加されないことが好ましく、それぞれ０．０１重量％以下で含まれるようにすることがよい。
残部は鉄（Ｆｅ）を含む。また、不可避的不純物を含む。不可避的不純物は製鋼および方向性電磁鋼板の製造過程で不可避的に混入される不純物を意味する。不可避的不純物については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まれてもよい。追加元素をさらに含む場合、残部のＦｅを代替して含まれる。
残部は鉄（Ｆｅ）を含む。また、不可避的不純物を含む。不可避的不純物は製鋼および方向性電磁鋼板の製造過程で不可避的に混入される不純物を意味する。不可避的不純物については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まれてもよい。追加元素をさらに含む場合、残部のＦｅを代替して含まれる。
【0033】
本発明の金属酸化物層１２０は母材１１０上に配置される。金属酸化物層１２０は例えば、マグネシウム（Ｍｇ）、アルミニウム（Ａｌ）、ホウ素（Ｂ）、アンチモン（Ｓｂ）、スズ（Ｓｎ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、およびクロム（Ｃｒ）のような物質を含むことができる。
本発明の金属酸化物層１２０の最大発光強度比は下記式１を満足する。
＜式１＞
Ｉ（Ｃｒ）／Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）≦２％
（上記式１中、Ｉ（Ｃｒ）は前記金属酸化物層でのＣｒ強度であり、Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）は前記金属酸化物層でのＭｇの最大発光強度を意味する）
本発明の金属酸化物層１２０の最大発光強度比は下記式１を満足する。
＜式１＞
Ｉ（Ｃｒ）／Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）≦２％
（上記式１中、Ｉ（Ｃｒ）は前記金属酸化物層でのＣｒ強度であり、Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）は前記金属酸化物層でのＭｇの最大発光強度を意味する）
【0034】
前記最大発光強度はグロー放電表面分析方式で厚さ方向に金属酸化層の元素分析を通じてマグネシウム（Ｍｇ）成分の最大強度と同じ厚さでのクロム（Ｃｒ）強度からの比率を測定することで得ることができる。
前記Ｉ（Ｃｒ）／Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）の値が２％以下の値を有することによって、ベースコーティング層がち密で均一に形成されてコーティング層の均一形成の利点がある。これに反し、前記Ｉ（Ｃｒ）／Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）の値が２％より大きい場合、Ｃｒ濃化層の影響でコーティング層の不均一性を増加させて鉄損偏差を引き起こす問題がある。
前記Ｉ（Ｃｒ）／Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）の値が２％以下の値を有することによって、ベースコーティング層がち密で均一に形成されてコーティング層の均一形成の利点がある。これに反し、前記Ｉ（Ｃｒ）／Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）の値が２％より大きい場合、Ｃｒ濃化層の影響でコーティング層の不均一性を増加させて鉄損偏差を引き起こす問題がある。
【0035】
本発明の方向性電磁鋼板１００の厚さは０．２０ｍｍ以下であることがよい。方向性電磁鋼板１００の厚さが０．２０ｍｍより大きい場合、Ｃｒ濃化によるコーティング不均一性が鉄損偏差に与える影響が減少する。
本発明の方向性電磁鋼板１００の平均鉄損（Ｗ１７／５０）が０．８０Ｗ／ｋｇ以下であることがよい。前記鉄損（Ｗ１７／５０）は１．７Ｔｅｓｌａおよび５０Ｈｚ条件で誘導される鉄損の大きさ（Ｗ／ｋｇ）である。前記平均鉄損値を満足することによって、磁性特性に優れている方向性電磁鋼板１００を提供することができる。
本発明の方向性電磁鋼板１００の平均鉄損（Ｗ１７／５０）が０．８０Ｗ／ｋｇ以下であることがよい。前記鉄損（Ｗ１７／５０）は１．７Ｔｅｓｌａおよび５０Ｈｚ条件で誘導される鉄損の大きさ（Ｗ／ｋｇ）である。前記平均鉄損値を満足することによって、磁性特性に優れている方向性電磁鋼板１００を提供することができる。
【0036】
本発明の方向性電磁鋼板１００の鉄損偏差は０．０７以下であることがよい。前記鉄損偏差は前記鉄損値の偏差を意味する。前記鉄損偏差の値が０．０７以下を満足することによって、磁性特性に優れている方向性電磁鋼板１００を提供することができる。
【0037】
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％として、Ｓｉ：２．５～４．０％、Ｃ：０．０３～０．０９％、Ａｌ：０．０１５～０．０４０％、Ｍｎ：０．０４～０．１５％、Ｎ：０．００２～０．０１２％、Ｓｎ：０．０３～０．１０重量％、Ｃｒ：０．０５～０．２重量％、Ｐ：０．０１０～０．０５０重量％、およびＳｂ：０．０１～０．０５重量％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避的に混入される不純物からなる鋼スラブ熱間圧延する段階、前記熱間圧延された熱延鋼板を冷間圧延する段階、冷間圧延された冷延鋼板を１次再結晶焼鈍する段階、および前記１次再結晶焼鈍が完了した鋼板を２次再結晶焼鈍する段階を含む。前記鋼スラブに関する詳細な説明は前述の方向性電磁鋼板と矛盾しない範囲で同一なので、重複する説明は省略する。
【0038】
鋼スラブを熱間圧延する段階以前に、鋼スラブを１，２３０℃以下で加熱する段階を含むことができる。具体的に、前記鋼スラブを加熱する段階は１，１３０～１，２００℃範囲で加熱する段階を含むことができる。
前記鋼スラブを加熱する段階を通じて析出物を部分溶体化する。また、スラブの柱状晶組織が粗大に成長することを防止して後続熱間圧延工程で板の幅方向へのクラック（Ｃｒａｃｋ）が発生するのを防止することができ、実収率が向上できる。前記鋼スラブを加熱する段階において、前記温度範囲が過度に高い場合、スラブの表面部溶融で加熱炉を補修し加熱炉寿命が短縮する虞がある。本発明は、鋼スラブを加熱する段階を行うことなく連続鋳造される前記鋼スラブをそのまま熱間圧延することも可能である。
前記鋼スラブを加熱する段階を通じて析出物を部分溶体化する。また、スラブの柱状晶組織が粗大に成長することを防止して後続熱間圧延工程で板の幅方向へのクラック（Ｃｒａｃｋ）が発生するのを防止することができ、実収率が向上できる。前記鋼スラブを加熱する段階において、前記温度範囲が過度に高い場合、スラブの表面部溶融で加熱炉を補修し加熱炉寿命が短縮する虞がある。本発明は、鋼スラブを加熱する段階を行うことなく連続鋳造される前記鋼スラブをそのまま熱間圧延することも可能である。
【0039】
鋼スラブを熱間圧延する段階は、厚さ１．８～２．３ｍｍで熱延板を製造することができる。本発明の鋼スラブを熱間圧延する段階は、圧延負荷を考慮して圧延終了後に冷却し巻き取る段階をさらに含む。
鋼スラブを熱間圧延する段階以後、熱間圧延された熱延鋼板を焼鈍する段階を含むことができる。前記熱延鋼板を焼鈍する段階は９５０～１，１００℃温度まで加熱した後、８５０～１，０００℃温度で亀裂した後に冷却する過程によって行う。
鋼スラブを熱間圧延する段階以後、熱間圧延された熱延鋼板を焼鈍する段階を含むことができる。前記熱延鋼板を焼鈍する段階は９５０～１，１００℃温度まで加熱した後、８５０～１，０００℃温度で亀裂した後に冷却する過程によって行う。
【0040】
前記熱延鋼板を冷間圧延する段階は、１回の冷間圧延を通じて行われるか、または複数のパスを通じて行うことができる。本発明の前記熱延鋼板を冷間圧延する段階は、圧延のうちの少なくとも１回以上を２００～３００℃の温度で温間圧延することが好ましい。前記温間圧延を通じてパスエージング効果をあげ、冷延鋼板の最終厚さが０．１８～０．２０ｍｍとして製造することができる。冷間圧延された冷延鋼板は１次再結晶焼鈍過程で脱炭と変形された組織の再結晶および浸窒ガスを通じた浸窒処理を行う。
冷間圧延された冷延鋼板を１次再結晶焼鈍する段階は、昇温段階、第１亀裂段階、および第２亀裂段階を含むことができる。具体的に、１次再結晶焼鈍する段階は、前記昇温段階で急速加熱させ、その後、前記第１亀裂段階および前記第２亀裂段階を含む脱炭および窒化焼鈍作業を含むことができる。
冷間圧延された冷延鋼板を１次再結晶焼鈍する段階は、昇温段階、第１亀裂段階、および第２亀裂段階を含むことができる。具体的に、１次再結晶焼鈍する段階は、前記昇温段階で急速加熱させ、その後、前記第１亀裂段階および前記第２亀裂段階を含む脱炭および窒化焼鈍作業を含むことができる。
【0041】
前記昇温段階は、前記冷延鋼板を第１亀裂段階の亀裂温度まで加熱する段階である。本発明の前記昇温段階は２５０～７００℃の温度で昇温速度１００℃／ｓ以上で急速加熱することができる。前記急速加熱時、酸化能（ＰＨ２０／ＰＨ２）が０．５～２．０の酸化性雰囲気で行うことがよい。具体的に、前記急速加熱時、酸化能（ＰＨ２０／ＰＨ２）が１．０～２．０の酸化性雰囲気で行うことができる。
前記急速加熱時、酸化能（ＰＨ２０／ＰＨ２）の値が上限値を逸脱する場合、過度な酸化層の形成によって脱炭、浸窒反応を抑制する問題がある。前記急速加熱時、酸化能（ＰＨ２０／ＰＨ２）の値が下限値を逸脱する場合、以後工程で形成される酸化層の均一制御、特に、Ｃｒ酸化層制御が難しくなる問題がある。
第１亀裂段階は、前記昇温段階を通じて加熱を経た鋼板を７００～８５０℃の温度範囲で亀裂する段階である。本発明の前記第１亀裂段階で酸化能は０．５未満の範囲で行われる。具体的に、前記第１亀裂段階で酸化能は０．１～０．５以下の範囲で行われることがよい。具体的に、前記酸化能は０．３～０．５範囲で行われることがよりよい。
前記急速加熱時、酸化能（ＰＨ２０／ＰＨ２）の値が上限値を逸脱する場合、過度な酸化層の形成によって脱炭、浸窒反応を抑制する問題がある。前記急速加熱時、酸化能（ＰＨ２０／ＰＨ２）の値が下限値を逸脱する場合、以後工程で形成される酸化層の均一制御、特に、Ｃｒ酸化層制御が難しくなる問題がある。
第１亀裂段階は、前記昇温段階を通じて加熱を経た鋼板を７００～８５０℃の温度範囲で亀裂する段階である。本発明の前記第１亀裂段階で酸化能は０．５未満の範囲で行われる。具体的に、前記第１亀裂段階で酸化能は０．１～０．５以下の範囲で行われることがよい。具体的に、前記酸化能は０．３～０．５範囲で行われることがよりよい。
【0042】
前記酸化能の範囲内で前記第１亀裂段階が行われる場合、酸化層均一制御、具体的に、Ｃｒ酸化層均一形成制御および脱炭浸窒反応の均一制御が可能であるという利点がある。前記第１亀裂段階で前記酸化能の範囲が上限値を逸脱する場合、過度な酸化層の形成によって脱炭、浸窒反応を抑制する問題がある。前記第１亀裂段階で前記酸化能の範囲が下限値を逸脱する場合、形成される酸化層の均一制御、特に、Ｃｒ酸化層制御が難しくなる問題がある。
第２亀裂段階は、前記第１亀裂段階を経た鋼板を８００～９００℃の温度範囲で亀裂する段階である。前記第１亀裂段階および前記第２亀裂段階は雰囲気の酸化度を通じて区分することができる。
第２亀裂段階は、前記第１亀裂段階を経た鋼板を８００～９００℃の温度範囲で亀裂する段階である。前記第１亀裂段階および前記第２亀裂段階は雰囲気の酸化度を通じて区分することができる。
【0043】
一実施形態で、前記第２亀裂段階で酸化能は０．５以上の範囲で行われる。一実施形態で、前記第２亀裂段階で酸化能は０．５～０．８の範囲で行われることがよい。具体的に、前記酸化能は０．５～０．７の範囲で行われることがよりよい。
前記酸化能の範囲内で前記第２亀裂段階が行われる場合、前記第１亀裂段階と関連して脱炭浸窒反応の均一制御の利点がある。前記第２亀裂段階で前記酸化能の範囲が上限値を逸脱する場合、過度な酸化層の形成によって脱炭、浸窒反応を抑制する問題がある。前記第２亀裂段階で前記酸化能の範囲が下限値を逸脱する場合、酸化層の均一制御および浸窒均一制御が難しくなる問題がある。
前記酸化能の範囲内で前記第２亀裂段階が行われる場合、前記第１亀裂段階と関連して脱炭浸窒反応の均一制御の利点がある。前記第２亀裂段階で前記酸化能の範囲が上限値を逸脱する場合、過度な酸化層の形成によって脱炭、浸窒反応を抑制する問題がある。前記第２亀裂段階で前記酸化能の範囲が下限値を逸脱する場合、酸化層の均一制御および浸窒均一制御が難しくなる問題がある。
【0044】
一実施形態で、前記昇温段階、前記第１亀裂段階、および前記第２亀裂段階のうちの少なくとも一つ以上の段階は水素および窒素のうちの少なくとも一つを含む雰囲気で行うことができる。一実施形態で、前記昇温段階、前記第１亀裂段階、および前記第２亀裂段階のうちの少なくとも一つ以上の段階は水素および窒素のうちの少なくとも一つを含む雰囲気にアンモニアを添加して行うことができる。
このように、１次再結晶焼鈍過程で前述の酸化能調節を通じて脱炭と共に窒化が同時に行われ、前記第１亀裂段階での酸化能と前記第２亀裂段階での酸化能が前述のように異なる場合、酸化層の均一制御、特に、Ｃｒ酸化層制御すると同時に脱炭、浸窒反応を均一に制御して脱炭板の微細組織と表面酸化層、析出物をより均一に形成する利点がある。
このように、１次再結晶焼鈍過程で前述の酸化能調節を通じて脱炭と共に窒化が同時に行われ、前記第１亀裂段階での酸化能と前記第２亀裂段階での酸化能が前述のように異なる場合、酸化層の均一制御、特に、Ｃｒ酸化層制御すると同時に脱炭、浸窒反応を均一に制御して脱炭板の微細組織と表面酸化層、析出物をより均一に形成する利点がある。
【0045】
前記１次再結晶焼鈍が完了した鋼板を２次再結晶焼鈍する段階は、１次再結晶された鋼板に焼鈍分離剤を塗布した後、長時間最終焼鈍して２次再結晶を起こすことによって、鋼板の｛１１０｝面が圧延面に平行であり、＜００１＞方向が圧延方向に平行な｛１１０｝＜００１＞ゴス集合組織が形成されるようにすることができる。前記焼鈍分離剤は例えば、ＭｇＯを基本にして製造されたものであってもよく、これは非制限的な例示であって、多様な種類の焼鈍分離剤が使用できる。
前記２次再結晶焼鈍を通じて、２次再結晶による｛１１０｝＜００１＞集合組織を形成し、脱炭時形成された酸化層とＭｇＯの反応によってガラス質被膜形成で絶縁性を付与し、磁気特性を低下させる不純物を除去することができる。最終焼鈍方法としては２次再結晶が起こる前の昇温区間では窒素と水素の混合ガスを供給して粒子成長抑制剤である窒化物を保護し、これによって、２次再結晶がよく発達するようにし、２次再結晶が完了した以後には１００％水素雰囲気で長時間維持して不純物を除去するようにすることができる。
前記２次再結晶焼鈍を通じて、２次再結晶による｛１１０｝＜００１＞集合組織を形成し、脱炭時形成された酸化層とＭｇＯの反応によってガラス質被膜形成で絶縁性を付与し、磁気特性を低下させる不純物を除去することができる。最終焼鈍方法としては２次再結晶が起こる前の昇温区間では窒素と水素の混合ガスを供給して粒子成長抑制剤である窒化物を保護し、これによって、２次再結晶がよく発達するようにし、２次再結晶が完了した以後には１００％水素雰囲気で長時間維持して不純物を除去するようにすることができる。
【0046】
以下、実施例および比較例を通じて本発明による方向性電磁鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。下記の実施例は本発明を詳しく説明するための参照で、本発明がこれに限定されるのではなく、様々な形態に具電化できる。
【実施例】
【0047】
＜鋼種＞
下記表１は、鋼種Ａ～Ｅに関する主要成分の組成を示したものである。下記表１は本発明の組成範囲を全て満足する鋼を開示している。
下記表１は、鋼種Ａ～Ｅに関する主要成分の組成を示したものである。下記表１は本発明の組成範囲を全て満足する鋼を開示している。
【0048】
【表1】
【0049】
＜鋼板の特性測定＞
前記表１の成分組成を有する鋼種Ａ～Ｅを真空溶解した後、インゴットを製造し、下記表２の製造条件で方向性電磁鋼板を製造する。具体的に、前記インゴットを製造し、その後、１，１５０℃温度で２１０分加熱した後、熱間圧延して２．０ｍｍ厚さの熱延鋼板を製造した。酸洗した後、０．２０ｍｍまたは０．１８ｍｍ厚さで１回圧下率９０％以上で冷間圧延した。
冷間圧延された冷延鋼板は２５０～７００℃まで１００℃／ｓｅｃ以上は昇温速度で急速加熱し、この時、酸化能（ＰＨ２０／ＰＨ２）が下記表２の条件で行われた。その後、脱炭および窒化焼鈍時、酸化能は１段階脱炭窒化作業と２段階脱炭窒化作業を下記表２の酸化能（ＰＨ２０／ＰＨ２）で８５０℃の温度で湿潤雰囲気およびアンモニア混合ガス雰囲気中で１８０秒間維持して炭素含量が３０ｐｐｍ以下、総窒素含量が２００ｐｐｍ以上になるように同時脱炭窒化焼鈍熱処理した。
前記表１の成分組成を有する鋼種Ａ～Ｅを真空溶解した後、インゴットを製造し、下記表２の製造条件で方向性電磁鋼板を製造する。具体的に、前記インゴットを製造し、その後、１，１５０℃温度で２１０分加熱した後、熱間圧延して２．０ｍｍ厚さの熱延鋼板を製造した。酸洗した後、０．２０ｍｍまたは０．１８ｍｍ厚さで１回圧下率９０％以上で冷間圧延した。
冷間圧延された冷延鋼板は２５０～７００℃まで１００℃／ｓｅｃ以上は昇温速度で急速加熱し、この時、酸化能（ＰＨ２０／ＰＨ２）が下記表２の条件で行われた。その後、脱炭および窒化焼鈍時、酸化能は１段階脱炭窒化作業と２段階脱炭窒化作業を下記表２の酸化能（ＰＨ２０／ＰＨ２）で８５０℃の温度で湿潤雰囲気およびアンモニア混合ガス雰囲気中で１８０秒間維持して炭素含量が３０ｐｐｍ以下、総窒素含量が２００ｐｐｍ以上になるように同時脱炭窒化焼鈍熱処理した。
【0050】
前記脱炭窒化焼鈍熱処理を経た鋼板に固形分でＭｇＯ ９５重量％およびＴｉＯ２ ５重量％含む焼鈍分離剤を塗布してコイル状に２次再結晶焼鈍をした。前記２次再結晶焼鈍は１，２００℃までは２５ｖｏｌ％窒素および７５ｖｏｌ％水素の混合雰囲気で行い、１，２００℃到達後には１００％水素雰囲気で１０時間以上維持した後、炉冷した。
その後、金属リン酸塩およびコロイダルシリカ混合液を含む絶縁コーティング層形成組成物を塗布し、熱処理して絶縁コーティング層を形成した。それぞれの条件に対して測定した最大発光強度比［Ｉ（Ｃｒ）／Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）］、鉄損偏差について下記表２を参照することができる。前記最大発光強度比は、金属酸化物層のＭｇの最大発光強度とＣｒ強度の比を測定したものである。具体的に、前記最大発光強度は、グロー放電表面分析方式で厚さ方向に金属酸化層の元素分析を通じてＭｇ成分の最大強度と同じ厚さでのＣｒ強度比から比率を測定した。
下記表２の１段ＳＤＮ酸化能および２段ＳＤＮ酸化能は冷間圧延後脱炭工程でインヒビタを制御する方法を意味する。
その後、金属リン酸塩およびコロイダルシリカ混合液を含む絶縁コーティング層形成組成物を塗布し、熱処理して絶縁コーティング層を形成した。それぞれの条件に対して測定した最大発光強度比［Ｉ（Ｃｒ）／Ｉ＿ｍａｘ（Ｍｇ）］、鉄損偏差について下記表２を参照することができる。前記最大発光強度比は、金属酸化物層のＭｇの最大発光強度とＣｒ強度の比を測定したものである。具体的に、前記最大発光強度は、グロー放電表面分析方式で厚さ方向に金属酸化層の元素分析を通じてＭｇ成分の最大強度と同じ厚さでのＣｒ強度比から比率を測定した。
下記表２の１段ＳＤＮ酸化能および２段ＳＤＮ酸化能は冷間圧延後脱炭工程でインヒビタを制御する方法を意味する。
【0051】
【表2】
【0052】
上記表２によると、急速昇温と同時脱炭窒化焼鈍の酸化能を制御範囲内に制御した発明材は発光強度比が２％以内で小さく、鉄損偏差が優れているのを確認することができる。これに反し、前記制御範囲を逸脱した比較材は結晶粒径が不均一であるか、またはベースコーティング不良の理由で鉄損偏差が劣位であることを確認することができる。具体的に、比較例１および比較例４は結晶粒径が不均一な問題があるのを確認し、比較例２、３、５、および６はベースコーティング層が不良な問題があることを確認した。
【0053】
本発明は前記実現例および／また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せずに他の具体的な形態に実施できることを理解することができる。したがって、以上で記述した実現例および／または実施例は全ての面で例示的なものであり限定的なものではないと理解しなければならない。
【符号の説明】
【0054】
１００ 方向性電磁鋼板
１１０ 母材
１２０ 金属酸化物層
１１０ 母材
１２０ 金属酸化物層
【図1】
【国際調査報告】