JP7053848B2 - 方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、方向性電磁鋼板およびその製造方法に関し、より詳しくは、鉄損が低く、磁束密度が優れた方向性電磁鋼板およびその方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
方向性電磁鋼板は、圧延方向に対して鋼板の集合組織が｛１１０｝＜００１＞であるゴス集合組織（Ｇｏｓｓ ｔｅｘｔｕｒｅ）を示していて、一方向あるいは圧延方向への磁気的特性に優れた軟磁性材料である。このような集合組織を発現するためには、製鋼での成分制御、熱間圧延でのスラブ再加熱および熱間圧延工程因子の制御、熱延板焼鈍熱処理、１次再結晶焼鈍、２次再結晶焼鈍などの複雑な工程が要求され、これらの工程も非常に精密且つ厳格に管理されなければならない。
一方、ゴス集合組織を発現する因子の一つであるインヒビター、即ち、１次再結晶粒の無分別な成長を抑制し、２次再結晶発生時、ゴス集合組織のみが成長できるようにする結晶粒成長抑制剤の制御も非常に重要である。２次再結晶焼鈍でゴス集合組織が得られるためには、２次再結晶が起こる直前まで全ての１次再結晶粒の成長が抑制されなければならず、そのための十分な抑制力を得るためには、インヒビターの量が十分に多く、分布も均一でなければならない。
高温の最終焼鈍工程中に２次再結晶が共に起こるようにするために、インヒビターの熱的安定性が優れて、容易に分解されないようにしなければならない。２次再結晶は、２次再結晶焼鈍時に、１次再結晶粒の成長を抑制するインヒビターが適正温度区間で分解されるか、抑制力を失うことによって発生する現象であって、この場合、比較的にゴス結晶粒のような特定の結晶粒が比較的に短時間内に急激に成長するようになる。
通常、方向性電磁鋼板の品質は、代表的な磁気的特性である磁束密度と鉄損で評価され、ゴス集合組織の精密度が高いほど磁気的特性が優れる。また、品質の優れた方向性電磁鋼板は、材特性による高効率の電力機器製造が可能であって、電力機器の小型化とともに高効率化を図ることができる。
方向性電磁鋼板の鉄損を下げるための研究開発は、まず、磁束密度を高めるための研究開発から行われた。初期の方向性電磁鋼板は、ＭｎＳを結晶粒成長抑制剤として使用し、２回冷間圧延法で製造された。２次再結晶は安定的に形成されたが、磁束密度はそれほど高くなく、鉄損も高い方であった。
結晶粒成長抑制力を向上させるための他の方法としては、Ｍｎ、Ｓｅ、およびＳｂを結晶粒成長抑制剤として用いて方向性電磁鋼板を製造する方法である。高温スラブ加熱、熱間圧延、熱延板焼鈍、１次冷間圧延、中間焼鈍、２次冷間圧延、脱炭焼鈍、最終焼鈍の工程からなり、この方法は結晶粒成長抑制力が高く、高い磁束密度を得ることができる長所があるが、素材自体が非常に軽くなって１回の冷間圧延が不可能になり、中間焼鈍を経由することになる２回の冷間圧延を行い、製造原価が高くなる。それだけでなく、高価なＳｅを使用するため、製造原価が高くなるとういう短所がある。
結晶粒成長抑制力を向上させるための他の提案として、ＳｎとＣｒを複合で添加し、スラブ加熱熱処理して、熱間圧延、中間焼鈍、１回または２回の冷間圧延、脱炭焼鈍後、窒化処理することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法がある。しかし、この場合、低鉄損高磁束密度の薄物方向性電磁鋼板を製造するための非常に厳格な製造基準、即ち、酸可溶性Ａｌと鋼板の窒素含有量によって、熱延板焼鈍温度を厳格に制御することにより、熱延板焼鈍工程が複雑になるだけでなく、酸素親和力が強力なＣｒによって脱炭窒化焼鈍工程で形成される酸化層が非常に緻密に形成されるので、脱炭が容易でなく窒化がされにくいという短所がある。
本発明は、上記従来の問題点に鑑みてなされたものであって、本発明の目的は、Ｃｏの添加により鉄の磁化を増加させて磁束密度を向上させ、比抵抗を増加させて鉄損を減少させることにより、磁性の優れた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。
上記目的を達成するためになされた本発明の一態様による方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０～６．０％、Ｃ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｃｏ：０．００５～０．１％を含み、残りは、Ｆｅおよび避けられない不純物からなることを特徴とする。
Ａｌ：０．００５～０．０４％、Ｍｎ：０．０１～０．２％、Ｓ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｐ：０．００５～０．０４５％、Ｓｎ：０．０３～０．０８％、Ｓｂ：０．０１～０．０５％、およびＣｒ：０．０１～０．２％をさらに含んでもよい。
上記目的を達成するためになされた本発明の一態様による方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：２．０～６．０％、Ｃ：０．０２～０．０８％、Ｎ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｃｏ：０．００５～０．１％を含み、残りは、Ｆｅおよび避けられない不純物からなるスラブを加熱する段階と、前記スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、前記熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、前記冷延板を１次再結晶焼鈍する段階と、前記１次再結晶焼鈍された鋼板を２次再結晶焼鈍する段階と、を含むことを特徴とする。
前記スラブは、Ａｌ：０．００５～０．０４％、Ｍｎ：０．０１～０．２％、Ｓ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｐ：０．００５～０．０４５％、Ｓｎ：０．０３～０．０８％、Ｓｂ：０．０１～０．０５％、およびＣｒ：０．０１～０．２％をさらに含んでもよい。
前記スラブを加熱する段階で、１２５０℃以下に加熱することが好ましい。
前記１次再結晶焼鈍する段階で、８００～９５０℃で１次再結晶焼鈍することが好ましい。
前記２次再結晶焼鈍する段階で、前記１次再結晶焼鈍温度以上、１２１０℃以下の温度で２次再結晶を完了することが好ましい。
本発明による方向性電磁鋼板および製造方法は、Ｃｏの含有量制御によって、鉄の磁化を増加させて磁束密度を向上させ、比抵抗を増加させて鉄損を減少させることにより、磁性に優れた効果を奏する。
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、および／またはセクションを、他の部分、成分、領域、層、および／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、以下に記載する第１の部分、成分、領域、層またはセクションは、本発明の技術範囲を逸脱しない範囲内で、第２の部分、成分、領域、層、および／またはセクションと記載される。
本明細書で使用される専門用語は、単に特定の実施形態を説明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。本明細書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。本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するものではない。
ある部分が他の部分「の上に」または「上に」あると記載する場合、これは直ぐ他の部分の上に、または上にあるか、その間に他の部分が伴われてもよい。対照的に、ある部分が他の部分の「真上に」あると記載する場合、その間に他の部分は介されない。
特に定義していないが、本明細書で使用される技術用語および科学用語を含む全ての用語は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同一な意味を有する。通常使用される辞典に定義された用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有するものと解釈され、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、特に記載しない限り、％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、様々な異なる形態で具現され、本明細書で説明する実施形態に限定されない。
［方向性電磁鋼板］
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０～６．０％、Ｃ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｃｏ：０．００５～０．１％を含み、残りは、Ｆｅおよび避けられない不純物からなる。
まず、以下では方向性電磁鋼板の成分限定理由を説明する。
Ｓｉ：２．０～６．０％
シリコン（Ｓｉ）は、電磁鋼板の基本組成で、素材の比抵抗を増加させて鉄損（ｃｏｒｅ ｌｏｓｓ）を下げる役割を果たす。Ｓｉが過度に少なく添加される場合、比抵抗の減少により渦電流損が増加して鉄損特性が低下し、脱炭窒化焼鈍時、フェライトとオーステナイト間の相変態が活発になって、１次再結晶集合組織が激しく毀損される。また、高温焼鈍時、フェライトとオーステナイト間の相変態が発生するようになって２次再結晶が不安定になるだけでなく、｛１１０｝＜００１＞集合組織が激しく毀損される。
反面、Ｓｉが過度に多く添加される場合、脱炭窒化焼鈍時、ＳｉＯ２およびＦｅ２ＳｉＯ４酸化層が過度に緻密に形成されて脱炭挙動を遅延させる。これにより、フェライトとオーステナイト間の相変態が脱炭窒化焼鈍中に持続的に起こるようになって、１次再結晶集合組織が激しく毀損される。上述の緻密な酸化層形成による脱炭挙動遅延効果により、窒化挙動が遅延されて（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）ＮおよびＡｌＮなどの窒化物が十分に形成されなくなるので、高温焼鈍時、２次再結晶に必要な十分な結晶粒抑制力を確保できなくなる。
また、電磁鋼板の機械的特性である脆性が増加し、靭性が減少して、圧延過程中、板破断発生率が深刻化し、板間溶接性が低下して容易な作業性を確保できなくなる。結果的に、Ｓｉ含有量を上記所定の範囲に制御しなければ、２次再結晶形成が不安定になって磁気的特性が深刻に毀損され、作業性が悪化する。
Ｃ：０．０１％以下
炭素（Ｃ）は、フェライトおよびオーステナイト間の相変態を起こして結晶粒を微細化させ、延伸率を向上させるのに寄与する元素であって、脆性が強くて圧延性が良くない電磁鋼板の圧延性向上のために必須の元素である。
但し、最終製品に残存するようになる場合、磁気的時効効果によって形成される炭化物を製品板内に析出させて磁気的特性を悪化させる元素であるため、適正な含有量に制御する。
スラブ内に添加されるＣの含有量は、０．０２～０．０８％で添加される。上述のＳｉ含有量の範囲でスラブにＣが０．０２％未満で含まれる場合、フェライトとオーステナイト間の相変態が十分に起こらず、スラブおよび熱間圧延微細組織の不均一化を引き起こすようになり、これによって冷間圧延性まで害する。
反面、熱延板焼鈍熱処理後、鋼板内に存在する残留炭素によって冷間圧延中、電位の固着を活性化させて、せん断変形帯を増加させ、ゴス核の生成場所を増加させる。これにより、１次再結晶微細組織のゴス結晶粒分率を増加させるので、Ｃが多いほど良いようであるが、上述のＳｉ含有量の範囲でスラブにＣが０．０８％を超過して含まれる場合、別途の工程や設備を追加しなければ脱炭焼鈍工程で十分な脱炭を得ることができないだけでなく、これによって引き起こされる相変態現象によって２次再結晶集合組織が激しく毀損されるようになり、最終製品を電力機器に適用時、磁気時効による磁気的特性の劣化現象を招くようになる。
Ｃは、１次再結晶焼鈍過程で脱炭が起こり、最終の方向性電磁鋼板内のＣの含有量は、０．０１重量％以下となる。
Ｎ：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は、Ａｌと反応してＡｌＮを形成する重要な元素であって、スラブ内に添加されるＮの含有量は、０．０１％以下で添加される。０．０１％を超過して含まれる場合、熱間圧延以後の工程で窒素拡散によるＢｌｉｓｔｅｒという表面欠陥を招き、スラブ状態で窒化物が過度に多く形成されるため、圧延が難しくなって以後の工程が複雑になり、製造単価が上昇する原因になり得る。
一方、（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎ、ＡｌＮ、（Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎなどの窒化物を形成するために追加的に必要なＮは、冷間圧延以後の焼鈍工程でアンモニアガスを用いて鋼中に窒化処理を実施して補強する。最終の方向性電磁鋼板内のＮの含有量は０．０１％以下となる。
Ｃｏ：０．００５～０．１％
コバルト（Ｃｏ）は、鉄の磁化を増加させて磁束密度を向上させるのに効果的な合金元素であると同時に、比抵抗を増加させて鉄損を減少させる合金元素である。
Ｃｏ含有量が０．００５％未満である場合、磁束密度向上効果が微少であり、十分な鉄損減少効果を期待できない。反面、Ｃｏ含有量が０．１％を超過する場合、価格的に高価であって製造原価が上昇し、オーステナイト相変態量が増加して、微細組織、析出物、および集合組織に否定的な影響を及ぼす。
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板は、Ａｌ：０．００５～０．０４％、Ｍｎ：０．０１～０．２％、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．００５～０．０４５％、Ｓｎ：０．０３～０．０８％、Ｓｂ：０．０１～０．０５％、およびＣｒ：０．０１～０．２％をさらに含んでもよい。
Ａｌ：０．００５～０．０４％
アルミニウム（Ａｌ）は、熱間圧延と熱延板焼鈍時に微細に析出されたＡｌＮ以外にも、冷間圧延以後の焼鈍工程でアンモニアガスによって導入された窒素イオンが、鋼中に固溶状態で存在するＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎと結合して（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）ＮおよびＡｌＮ形態の窒化物を形成することによって、強力な結晶粒成長抑制剤の役割を果たす。
Ａｌ含有量が０．００５％未満である場合、窒化物が形成される個数と体積が非常に低い水準であるため、抑制剤としての十分な効果を期待できず、Ａｌ含有量が０．０４％を超過する場合、粗大な窒化物を形成することによって結晶粒成長抑制力が落ちる。
Ｍｎ：０．０１～０．２％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に比抵抗を増加させて渦電流損を減少させることによって、全体鉄損を減少させる元素である。小康状態でＳと反応してＭｎ系硫化物を作るだけでなく、Ｓｉ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次再結晶を起こすのに重要な元素である。Ｍｎ含有量が０．０１％未満である場合、析出物が形成される個数と体積が低い水準であるため、抑制剤としての十分な効果を期待できず、Ｍｎ含有量が０．２％を超過する場合、鋼板表面にＦｅ２ＳｉＯ４以外に（Ｆｅ、Ｍｎ）およびＭｎ酸化物が多量に形成されて、高温焼鈍中に形成されるベースコーティング形成を妨害するので、表面品質を低下させる。高温焼鈍工程でフェライトとオーステナイト間の相変態を誘発するため、集合組織が激しく毀損されて磁気的特性が大きく低下する。
Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、含有量が０．０１％を超過する場合、ＭｎＳの析出物がスラブ内で形成されて結晶粒成長を抑制するようになり、鋳造時、スラブ中心部に偏析して以後工程での微細組織を制御するのが難しい。したがって、ＭｎＳを結晶粒成長抑制剤として使用しない場合、Ｓがやむをえず入る含有量以上に添加しなくてもよい。
Ｐ：０．００５～０．０４５％
リン（Ｐ）は、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が可能であり、微細組織側面で｛１１０｝＜００１＞集合組織を改善する効果がある。
Ｐ含有量が０．００５％未満である場合、添加効果が微少であり、Ｐ含有量が０．０４５％を超過する場合、脆性が増加して圧延性が大きく悪化する。
Ｓｎ：０．０３～０．０８％
錫（Ｓｎ）は、Ｐと同様に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、結晶粒成長抑制剤として知られている。本発明の所定のＳｉ含有量範囲では高温焼鈍時、円滑な２次再結晶挙動のための結晶粒成長抑制力が不足するため、結晶粒界に偏析することによって結晶粒界の移動を妨害するＳｎが必ず必要である。
Ｓｎ含有量が０．０３％未満である場合、磁気的特性の向上効果が微小であった。反面、Ｓｎ含有量が０．０８％を超過する場合、１次再結晶焼鈍区間で昇温速度を調節するか、または一定時間維持しなければ結晶粒成長抑制力が過度に強くて安定した２次再結晶を得ることができない。
Ｓｂ：０．０１～０．０５％
アンチモン（Ｓｂ）は、Ｐのように結晶粒界に偏析して結晶粒の成長を抑制する効果があり、２次再結晶を安定化させる効果がある。しかし、融点が低くて１次再結晶焼鈍中、表面への拡散が容易であり、脱炭や酸化層形成および窒化による浸窒を妨害する効果がある。したがって、Ｓｂを一定水準以上に添加すると、脱炭を妨害してベースコーティングの基礎になる酸化層形成を抑制するため、添加の上限がある。
Ｓｂ含有量が０．０１％未満である場合、結晶粒成長抑制効果が微小であった。反面、Ｓｂ含有量が０．０５％を超過する場合、結晶粒成長抑制効果および表面への拡散が激しくなって、むしろ安定した２次再結晶が得られないだけでなく、表面品質まで悪くなる。
Ｃｒ：０．０１～０．２％
クロム（Ｃｒ）は、熱延板焼鈍板内硬質相の形成を促進して冷間圧延時、｛１１０｝＜００１＞集合組織の形成を促進し、脱炭焼鈍過程中、Ｃの脱炭を促進することによって集合組織が毀損される現象を防止するようにオーステナイト相変態維持時間を減少させる。脱炭焼鈍過程中、形成される表面の酸化層形成を促進させることによって結晶粒成長補助抑制剤として使用される合金元素のうち、ＳｎとＳｂによって酸化層形成が阻害される短所を解決する効果がある。
Ｃｒ含有量が０．０１％未満である場合、全くない場合よりも上記の効果が微小であった。Ｃｒ含有量が０．２％を超過する場合、脱炭焼鈍過程中、むしろ酸化層形成が劣位になり、脱炭および浸窒まで妨害する。
［方向性電磁鋼板の製造方法］
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：２．０～６．０％、Ｃ：０．０２～０．０８％、Ｎ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｃｏ：０．００５～０．１％を含み、残りは、Ｆｅおよび避けられない不純物からな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、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階、冷延板を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。
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法で、スラブは、Ａｌ：０．００５～０．０４％、Ｍｎ：０．０１～０．２％、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．００５～０．０４５％、Ｓｎ：０．０３～０．０８％、Ｓｂ：０．０１～０．０５％、およびＣｒ：０．０１～０．２％をさらに含み得る。
スラブの組成については、上述の方向性電磁鋼板の組成限定理由で具体的に説明したので、重複する説明を省略する。方向性電磁鋼板の製造過程でＣ、Ｎを除いた残りの成分は実質的に変動しない。
まず、スラブを加熱する。スラブを再加熱時、１２５０℃以下に加熱する。これによって固溶されるＡｌとＮ、ＭｎとＳの化学当量的関係によってＡｌ系窒化物やＭｎ系硫化物の析出物が不完全溶体化または完全溶体化されるようにする。
次に、スラブの加熱が完了すると、通常の熱間圧延を行い、熱延板の厚さは１．０～３．５ｍｍになるようにする。その後、熱延板焼鈍を実施するかあるいは省略した後、１回の冷間圧延または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を実施し、冷延板の厚さは０．１～０．５ｍｍになるようにする。
冷間圧延された鋼板は、脱炭と変形された組織の再結晶およびアンモニアガスを使用した窒化処理を行う。そして、アンモニアガスを使用して鋼板に窒素イオンを導入し、抑制剤である（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎ、ＡｌＮなどを析出することにおいて、脱炭および再結晶を終えてアンモニアガスを使用して窒化処理するか、あるいは脱炭と同時に窒化処理を共に行うようにアンモニアガスを同時に使用する方法のいずれも本発明の効果を発揮するのに問題はない。脱炭処理と再結晶および窒化処理において鋼板の焼鈍温度は８００～９５０℃の範囲で熱処理する。
鋼板の焼鈍温度が８００℃未満である場合、脱炭するのに時間が多くかかるようになり、９５０℃を超過する場合、再結晶粒が粗大に成長して結晶成長駆動力が落ちるので安定した２次再結晶が形成されない。そして、焼鈍時間は、本発明の効果を発揮するのに大きな問題にならないが、生産性を勘案して５分以内に調節する。
脱炭窒化焼鈍された鋼板を脱炭窒化焼鈍熱処理が終了する直前または以後、還元性雰囲気で鋼板の表面に形成された外部酸化層に存在する酸化層のうちの一部または全部を還元させて除去した後、鋼板にＭｇＯを基本とする焼鈍分離剤を塗布する。その後、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＞集合組織を形成させる。
その後、２次再結晶焼鈍する段階で、１次再結晶焼鈍温度以上、１２１０℃以下の温度で２次再結晶を完了する。２次再結晶焼鈍の目的は、２次再結晶による｛１１０｝＜００１＞集合組織形成と、脱炭時に形成された酸化層とＭｇＯの反応によるガラス質被膜形成による絶縁性付与および磁気特性を害する不純物の除去である。２次再結晶焼鈍は、２次再結晶が起こる前の昇温区間で窒素と水素の混合ガスとして維持し、粒子成長抑制剤である窒化物を保護することによって２次再結晶がよく発達できるようにし、２次再結晶が完了した後、１００％水素雰囲気で長時間維持して不純物を除去する。
以下、本発明の具体的な実施例を記載する。しかし、下記の実施例は本発明の一実施形態に過ぎず、本発明は下記の実施例に限定されるものではない。
［実施例］
重量％で、Ｃ：０．０５％、Ｎ：０．００４２％、Ａｌ：０．０２８％、Ｐ：０．０２８％、Ｓ：０．００４％、Ｓｎ：０．０７％、Ｓｂ：０．０２８％、Ｃｒ：０．０３％を含み、下記の表１のようにＳｉおよびＣｏを含有するスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、厚さ２．３ｍｍで熱間圧延した。熱延板は１０８５℃の温度で加熱した後、９２０℃で１６０秒間維持して水で急冷した。熱延板焼鈍以後、酸洗いをした後、０．２３ｍｍ厚さで１回圧延した。冷間圧延された板は８６０℃の温度で湿った水素と窒素およびアンモニア混合ガス雰囲気中で２００秒間維持して、炭素含有量が３０ｐｐｍ、窒素含有量が１７０ｐｐｍになるように同時脱炭窒化焼鈍熱処理した。
この鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布して２次再結晶焼鈍し、２次再結晶焼鈍は１２００℃までは２５％窒素＋７５％水素の混合雰囲気中で行い、１２００℃到達後には１００％水素雰囲気で１０時間以上維持後、炉冷した。それぞれの条件に対して磁気的特性を測定した値は下記の表１の通りである。
Figure 0007053848000001
Figure 0007053848000002
表１で、鉄損（Ｗ１７／５０）は、周波数５０Ｈｚで、１．７Ｔｅｓｌａの磁束密度が誘導された時の圧延方向と圧延垂直方向の平均損失（Ｗ／ｋｇ）であり、磁束密度（Ｂ８）は、８００Ａ／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。
表１から確認できるように、発明例１～２０の場合、本発明の組成範囲を全て満足し、Ｃｏの含有量が０．００５～０．１重量％を満足し、鉄損および磁束密度が優れた効果を示した。
反面、比較例１、比較例２、比較例７、比較例８、比較例１３、比較例１４、比較例１９、比較例２０、比較例２５、および比較例２６の場合、Ｃｏの含有量が０．００５％未満添加され、鉄損および磁束密度が発明例よりも良くない結果を示した。
一方、比較例３～６、比較例９～１２、比較例１５～１８、比較例２１～２４、比較例２７～３０の場合、Ｃｏの含有量が０．１％を超過して、鉄損および磁束密度が発明例よりも良くない結果を示した。
本発明は、上記実施形態および／または実施例に限定されるものではなく、多様な形態で製造でき、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で実施できる。したがって、以上で記載した実施形態および／または実施例は全ての面で例示的なものであり、本発明を限定するものではない。

Claims (5)

  1. 重量％で、Ｓｉ：２．０～６．０％、Ｃ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｃｏ：０．０１３１～０．１０％、Ａｌ：０．００５～０．０４％、Ｍｎ：０．０１～０．２％、Ｓ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｐ：０．００５～０．０４５％、Ｓｎ：０．０３～０．０８％、Ｓｂ：０．０１～０．０５％、およびＣｒ：０．０１～０．２％を含み、残りは、Ｆｅおよび避けられない不純物からなることを特徴とする方向性電磁鋼板。
  2. 重量％で、Ｓｉ：２．０～６．０％、Ｃ：０．０２～０．０８％、Ｎ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｃｏ：０．０１３１～０．１０％、Ａｌ：０．００５～０．０４％、Ｍｎ：０．０１～０．２％、Ｓ：０．０１％以下（０％を除外する）、Ｐ：０．００５～０．０４５％、Ｓｎ：０．０３～０．０８％、Ｓｂ：０．０１～０．０５％、およびＣｒ：０．０１～０．２％を含み、残りは、Ｆｅおよび避けられない不純物からなるスラブを加熱する段階と、
    前記スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、
    前記熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、
    前記冷延板を１次再結晶焼鈍する段階と、
    前記１次再結晶焼鈍された鋼板を２次再結晶焼鈍する段階と、を含むことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 前記スラブを加熱する段階で、
    １２５０℃以下に加熱することを特徴とする請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 前記１次再結晶焼鈍する段階で、
    ８００～９５０℃で１次再結晶焼鈍することを特徴とする請求項２または３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 前記２次再結晶焼鈍する段階で、
    前記１次再結晶焼鈍温度以上、１２１０℃以下の温度で２次再結晶を完了することを特徴とする請求項２乃至４のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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