JP7174053B2 - 二方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

二方向性電磁鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

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、合金組成内でＭｎおよびＳの比率を適切に制御して、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。
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くすることによって、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方位と呼ぶ｛１１０｝＜００１＞方位を利用するもので、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次高温焼鈍過程を通じて得ることができる。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位となり、磁化の方向が圧延方向に決められている変圧機以外に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＞軸が平行な集合組織を制御した電磁鋼板の製造が要求される。
回転機器での磁化方向は、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、そのような条件下での方位中の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）に歪んだ方向に＜１００＞軸が平行になっているため、磁化方向が板の圧延方向から４５度である時に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安定方位で、再結晶焼鈍時には全てなくなる特徴があり、電磁鋼板素材で活用されていない。
これと類似するように｛１００｝＜００１＞方位があるが、これはＣｕｂｅ ｏｎ ｆａｃｅ方位にして過去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するなど、実際の大規模の工業生産が不可能な器具を通じて製造する方法のみが知られている。
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され得ないが、大型発電機器の場合、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～数十個に分割してこれを組み立てる形態に作るようになる工程に適用することができず、生産性も極めて低くなる。
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での磁気的性質が重要であるが、風力発電機など回転速度が遅い発電機ではこのようなＤＣおよび３０Ｈｚ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の交流磁気で測定し、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。
二方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供する。具体的に合金組成内でＭｎおよびＳの比率を適切に制御して、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。
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０～６．０％、Ａｌ：０．０００５～０．０４％、Ｓ：０．０００１～０．００３％、Ｍｎ：０．０２～１．０％、Ｎ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｃ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５～０．１０％を含み、残部はＦｅおよびその他不可避な不純物からなり、下記数１を満たす。
［数１］
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧６０
（数１中、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれ、ＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
Ｓｂ：０．００１～０．１重量％およびＳｎ：０．００１～０．１重量％のうちの１種以上をさらに含むことができる。
Ｍｏ：０．０１重量％以下、Ｂｉ：０．０１重量％以下、Ｐｂ：０．０１重量％以下、Ｍｇ：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。
｛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。
前記電磁鋼板上にフォルステライト層が形成され、前記フォルステライト層は、前記電磁鋼板表面から２μｍ以内の厚さである面積の分率が７５％以上であってもよい。
前記フォルステライト層上に絶縁層が形成され、上面絶縁層の厚さおよび下面絶縁層の厚さがそれぞれ０．２～８μｍであり、前記上面絶縁層の厚さおよび前記下面絶縁層の厚さの差が前記下面絶縁層の厚さの５０％以下であってもよい。
上面絶縁層の平均粗さ（Ｒａ）と前記下面絶縁層の平均粗さ（Ｒａ）がそれぞれ１μｍ以下であり、前記上面絶縁層の平均粗さ（Ｒａ）と前記下面絶縁層の平均粗さ（Ｒａ）の差が０．３μｍ以下であってもよい。
圧延方向と圧延垂直方向のＢｒが全て１．６５Ｔ以上であり、円周方向のＢｒが１．５５Ｔ以上であり、Ｂｒは下記数２で計算される。
［数２］
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７－０．０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
（数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で誘起した時に誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
１．５Ｔの磁場がかかる時、測定周波数が０．０１Ｈｚ以下での透磁率ＵＤＣが５０Ｈｚでの透磁率Ｕ５０の１．２倍以上であってもよい。
電磁鋼板を７５０℃～８８０℃の温度で１～２時間焼鈍後に測定されたＢｒ値が１．６５Ｔ以上であってもよい。Ｂｒは下記数２で計算される。
［数２］
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７－０．０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
（数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で誘起した時に誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
圧延方向のＢｈが１．８Ｔ以上であり、圧延垂直方向のＢｈが１．７Ｔ以上であり、円周方向のＢｈが１．６Ｔ以上であり、Ｂｈは下記数３で計算される。
［数３］
Ｂｈ＝７．８７／（７．８７－０．０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ２５
（数３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。Ｂ２５は２５００Ａ／ｍで誘起した時に誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
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：２．０～６．０％、Ａｌ：０．０００５～０．０４％、Ｓ：０．０００１～０．００３％、Ｍｎ：０．０２～１．０％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｃ：０．０２～０．０６％、Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５～０．１０％を含み、残部はＦｅおよびその他不可避な不純物からなり、下記数１を満たすスラブを製造する段階、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冷延板を２次再結晶焼鈍する段階、を含む。
［数１］
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧６０
（数１中、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれ、ＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
スラブは、下記数４を満たすことができる。
［数４］
［Ｃ］／［Ｓｉ］≧０．００６７
（数４中、［Ｃ］および［Ｓｉ］は、それぞれ、スラブ内のＣおよびＳｉの含有量（重量％）を示す。）
前記スラブを加熱する段階で、１１００℃以上の時間が２５～５０分であってもよい。
前記熱延板を製造する段階で、２以上のパスを含み、最終パスおよび最終パス以前のパスでの圧下率がそれぞれ１５～４０％であり、前記最終パスおよび前記最終パス以前のパスでの圧下率の合計が５５％以下であってもよい。
前記熱延板を製造する段階後、前記熱延板を焼鈍する段階をさらに含み、熱延板を焼鈍する段階で、１１００℃以上の時間が５～５０秒であってもよい。
前記熱延板を焼鈍する段階後、前記熱延板の平均結晶粒径が１００～２００μｍであってもよい。
前記熱延板を焼鈍する段階後、前記熱延板の１ｍｍ２面積で、粒径が０．１μｍ以上である析出物の数が１００～４０００個であり、粒径である０．５μｍ超過である析出物の数（Ｂ）に対する、粒径が０．１～０．５μｍである析出物の数（Ａ）の比率（Ａ／Ｂ）が１以上であってもよい。
熱延板を焼鈍する段階の温度（Ｔ２）およびスラブを加熱する段階の温度（Ｔ１）が下記数５を満たすことができる。
［数５］
－２００≦Ｔ１－Ｔ２≦３０
前記スラブを加熱する段階後、前記熱延板を製造する段階までの時間が３～２０分であり、前記スラブ加熱する段階から前記熱延板を製造する段階までの最大温度が前記熱延を板焼鈍する段階の焼鈍温度の２０℃以下であってもよい。
前記冷延板を製造する段階で、圧下率が５０～７０％であってもよい。
前記１次再結晶焼鈍する段階で、窒化量が０．０１～０．０２３重量％であってもよい。
前記１次再結晶焼鈍する段階後、前記１次再結晶焼鈍された鋼板の平均結晶粒径が３２～５０μｍであってもよい。
前記１次再結晶焼鈍する段階後、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。
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、合金組成内でＭｎおよびＳの比率を適切に制御して、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、風力発電機など回転速度が遅い発電機に有用に使用することができる。
第１、第２および第３などの用語を、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するが、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だけに使用する。したがって、以下で記述する第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して言及され得る。
ここで使用する専門用語は、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。ここで使用する単数の形態は、文言がこれと明確に反対の意味を示さない限り、複数の形態も含む。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」あると言及する場合、これは他の部分の直上または上にあるか、またはその間に他の部分が介され得る。対照的に、ある部分が他の部分の「直上に」あると言及する場合、その間に他の部分が介されない。
特に定義していないが、ここで使用する技術用語および科学用語を含む全ての用語は、本発明が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する内容に符合する意味を有するものに追加解釈され、定義しない限り、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。
本発明の一実施例で追加元素をさらに含むことの意味は、追加元素の追加量の分、残部である鉄（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が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細に説明する。しかし、本発明は多様な異なる形態に実現することができ、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よる二方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０～６．０％、Ａｌ：０．０００５～０．０４％、Ｓ：０．０００１～０．００３％、Ｍｎ：０．０２～１．０％、Ｎ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｃ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５～０．１０％を含む。
まず、二方向性電磁鋼板の成分限定の理由から説明する。
Ｓｉ：２．０～６．０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あり、スラブ加熱温度付近と熱延板焼鈍温度付近で１０％内外のオーステナイト分率を有するようにす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り得るため、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％以上添加時にフェライト単相が形成され、そこで、Ｃの添加を通じてオーステナイト分率を調節することができるため、Ｓｉ含有量の下限を２．０重量％に限定することができる。また６重量％超過時、冷間圧延が不可能であるため、これを制限する。より具体的にＳｉは２．２～３．１重量％含まれてもよい。より具体的に、磁束密度が高い鋼板を得るためにはＳｉは２．４～２．９重量％含まれてもよい。
Ａｌ：０．０００５～０．０４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に制御されてもよい。ただし、０．０００５重量％未満添加時には鋼中の酸化物が大きく増加して磁性を劣位になるようにし、また２次再結晶温度を変化させてＣｕｂｅ方位の形成を妨害するため、その下限を０．０００５重量％とする。０．０４重量％を超えれば２次再結晶温度が大きく増加して工業的生産が難しい。より具体的にＡｌは０．００１～０．００３重量％含まれてもよい。
Ｓ：０．０００１～０．００３重量％
硫黄（Ｓ）は、鋼中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０．０００１～０．００３重量％とすることができる。過量で添加時にはＳの偏析により表面欠陥および２次再結晶時の集合組織の制御がなさらないため、０．００３重量％に制限する。
Ｍｎ：０．０２～１．０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、少量が入れば析出物として使用され得、ＦｅＳの形成後にＭｎＳに変化する元素で鋼中添加することができる。ただし、１．０％超えて添加時には高温焼鈍中Ｍｎによる表面欠陥が問題になるため、その限界を１．０％とする。０．０２重量％未満含まれれば、磁性が劣位になるため、その下限を０．０２重量％とする。より具体的にＭｎは０．０５～０．５重量％含まれてもよい。
Ｍｎ／Ｓ重量比：６０以上
Ｍｎ／Ｓは、熱間圧延時の熱延脆性を防止するために使用される数値で、方向性電磁鋼板では１０～２０が適当であると知られている。本発明ではＳによるＧｏｓｓ成長を抑制するために十分に高いＭｎ／Ｓ重量比を維持することが必要である。Ｍｎ／Ｓ重量比を制御することによってＭｎとＳの結合により形成される析出物の形成温度と大きさ、分布を制御することができ、Ｍｎ／Ｓ重量比を調節して２次再結晶時にＣｕｂｅ集合組織の強化および圧延方向と圧延垂直方向の磁束密度向上を誘導することができる。したがって、Ｍｎ／Ｓ重量比を６０以上に制御することができる。より具体的にＭｎ／Ｓ重量比を１３０～１０００に制御することができる。
Ｎ：０．００３重量％以下
窒素（Ｎ）は、ＡｌＮを形成する元素でＡｌＮをインヒビタとして用いるため、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を過量で含む時、熱延後の工程で窒素拡散によるブリスター（ｂｌｉｓｔｅｒ）のような表面欠陥を誘発するようになるだけでなく、スラブ状態で過剰の硝酸塩が形成され、圧延が容易でないため、製造単価が上昇する原因になる。より具体的にＮは０．００１～０．００３重量％含むことができる。
スラブ内でＮは０．００１～０．１重量％含まれてもよい。本発明の一実施例で１次再結晶焼鈍時、窒化する過程が含まれ、２次再結晶焼鈍時に一部Ｎが除去されるため、スラブと最終製造された電磁鋼板のＮ含有量は異なってもよい。
Ｃ：０．０１重量％以下
炭素（Ｃ）は、２次再結晶焼鈍後にも多量含まれれば、磁気時効を起こして鉄損が大きく増加するため、上限は０．０１重量％とする。より具体的には０．００５重量％以下に調節する。より具体的にＣを０．０００１～０．００５重量％含むことができる。
スラブ内でＣは、０．０２～０．０６重量％含まれてもよい。これを通じて、熱延板内の応力集中とゴス（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、冷間圧延時に組織不均一変形度を増加させて１次再結晶時にキューブ（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、過量で添加されれば熱延板内の応力集中は解消することができるが、Ｇｏｓｓ形成を抑制することができず、析出物の微細化も難しい。冷間圧延時にも冷間圧延性を大きく劣位になるようにするため、その添加量は限界を有する。本発明の一実施例で１次再結晶焼鈍時、脱炭する過程が含まれるため、スラブと最終製造された電磁鋼板のＣ含有量は異なってもよい。
Ｔｉ：０．０１重量％以下、
チタニウム（Ｔｉ）は、ＴｉＳｉＣＮなどの複合析出物を形成したり酸化物を形成する元素として、０．０１重量％以下添加することが好ましい。また高温で安定した析出物と酸化物は２次再結晶に妨害となるため、その添加量を０．０１重量％以下にする必要がある。ただし、完全に除去することは通常の製鋼工程では極めて難しい。より具体的にＴｉを０．００５重量％以下含むことができる。
Ｐ：０．００５～０．１０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、０．１０重量％超えて添加時に冷間圧延性が極めて脆弱になるため、その添加量を制限する。より具体的にＰが０．０１～０．０８重量％含まれてもよい。
Ｓｂ：０．００１～０．１重量％およびＳｎ：０．００１～０．１重量％のうちの１種以上をさらに含むことができる。
ＳｎおよびＳｂ：０．００１％～０．１％
錫（Ｓｎ）とアンチモン（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％以上添加すれば酸化層の形成厚さを変化させて圧延垂直方向と圧延方向の磁性差を減らす元素であるが、０．１重量％超えて添加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ため、これを制限する。
Ｍｏ：０．０１重量％以下、Ｂｉ：０．０１重量％以下、Ｐｂ：０．０１重量％以下、Ｍｇ：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。
モリブデン（Ｍｏ）は、粒界に偏析元素として追加添加時に電磁鋼板でのＳｉによる粒界脆化を抑制する効果がある反面、Ｃと結合してＭｏ炭化物などの析出物を形成して磁性に悪影響を与えるため、０．０１重量％以下に制限する必要がある。
ビスマス（Ｂｉ）、鉛（Ｐｂ）、マグネシウム（Ｍｇ）、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次再結晶を助ける元素であり、追加添加することができる。ただし、０．０１重量％超えて添加時には２次再結晶形成が不安定になる問題を引き起こすため、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である。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のではない。
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｛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％を超えることは、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。
本発明の一実施例で鋼板上にフォルステライト層が形成され、フォルステライト層は、鋼板表面から２μｍ以内の厚さである面積の分率が７５％以上であってもよい。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厚さに形成し、これと母材の熱膨張係数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直ちに圧延垂直方向への圧縮を意味するため、これを極めて減らすことが好ましい。２．０μｍ以内の薄い酸化層は張力付与効果が極めて落ちるため、このような薄い酸化層を表面積の７５面積％以上分布させることによっ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上に絶縁層が形成され、上面絶縁層の厚さおよび下面絶縁層の厚さがそれぞれ０．２～８μｍであり、上面絶縁層の厚さおよび下面絶縁層の厚さ差が前記下面絶縁層の厚さの５０％以下であってもよい。フォルステライト層は、鋼板の両面（上面および下面）に形成されてもよく、その上面および下面に形成されたフォルステライト層上に絶縁層が形成されてもよい。上面に形成された絶縁層を上面絶縁層、下面に形成された絶縁層を下面絶縁層という。上面および下面の絶縁層により適切な絶縁性を確保することができ、発電機などに活用するための打抜性を確保することができる。特に、上面絶縁層と下面絶縁層の厚さ差を制御して、打抜時にバリ（ｂｕｒ）を抑制することができる。
上面絶縁層の平均粗さ（Ｒａ）と前記下面絶縁層の平均粗さ（Ｒａ）がそれぞれ１μｍ以下であり、上面絶縁層の平均粗さ（Ｒａ）と前記下面絶縁層の平均粗さ（Ｒａ）の差が０．３μｍ以下であってもよい。粗さが高い材料は打抜時にｂｕｒを抑制することができず、特に上面と下面の粗さ差が過度に大きい場合、ｂｕｒを抑制することができない。
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全て優れている。具体的に圧延方向と圧延垂直方向のＢｒが全て１．６５Ｔ以上であり、円周方向のＢｒが１．５５Ｔ以上であり、Ｂｒは下記数２で計算される。
［数２］
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７－０．０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
（数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で誘起した時に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字型の歯（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字型のＴｅｅｔｈ部位を圧延垂直方向にし、環状のフレームに圧延方向を置いたり、反対にＴ字型のＴｅｅｔｈ部位を圧延方向に置き、環状のフレームに圧延垂直方向を置くことができる。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り決定される。通常Ｔｅｅｔｈ部位は発電機稼働時に大きい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ようになる。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部にするか、環状部位にするかを決めるようになるが、Ｂｒが全て１．６５Ｔ以上で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いずれの部位に使用されるのかの区分が必要ないため、いずれ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１．５５Ｔ以上で高くなれば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大きく減少する。これを通じて、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。
圧延方向のＢｈが１．８Ｔ以上で高く、圧延垂直方向も１．７Ｔ以上で非常に優れた特性の電磁鋼板を使用することによって設計磁束が高い電気機器、例えば発電機あるいはモータに分割されたコアの形態あるいはより小さいコアで分割せずに使用されるコアで加工する場合に、これを通じて励磁電流の量を減少させることによって、電気機器の効率を大きく向上させることができる。
１．５Ｔの磁場がかかる時、測定周波数が０．０１Ｈｚ以下での透磁率ＵＤＣが５０Ｈｚでの透磁率Ｕ５０の１．２倍以上であってもよい。
発電機のうち、ギヤがない風力発電機の場合、回転磁界が非常に遅いため、通常の５０Ｈｚ透磁率より０．０１Ｈｚ以下の透磁率により回路に流れる電流の値が大きく影響を受けるようになり、０．０１Ｈｚ以下の透磁率が５０Ｈｚの透磁率より１．２倍以上高い場合、電流による発熱が大きく減って発電機の効率が向上することができる。
電磁鋼板を７５０℃～８８０℃の温度で１～２時間焼鈍後に測定されたＢｒ値が１．６５Ｔ以上であってもよい。
［数２］
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７－０．０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
（数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で誘起した時に誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
圧延方向のＢｈが１．８Ｔ以上であり、圧延垂直方向のＢｈが１．７Ｔ以上であり、円周方向のＢｈが１．６Ｔ以上であり、Ｂｈは下記数３で計算される。
［数３］
Ｂｈ＝７．８７／（７．８７－０．０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ２５
（数３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。Ｂ２５は２５００Ａ／ｍで誘起した時に誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
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：２．０～６．０％、Ａｌ：０．０００５～０．０４％、Ｓ：０．０００１～０．００３％、Ｍｎ：０．０２～１．０％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｃ：０．０２～０．０６％、Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５～０．１０％を含み、残部はＦｅおよびその他不可避な不純物を含み、下記数１を満たすスラブを製造する段階、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冷延板を２次再結晶焼鈍する段階、を含む。
［数１］
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧６０
（数１中、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれ、ＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
以下、各段階別に具体的に説明する。
まず、スラブを製造する。スラブ内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限定の理由と同一であるため、重複する説明を省略する。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ため、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、下記数４を満たすことができる。
［数４］
［Ｃ］／［Ｓｉ］≧０．００６７
（数４中、［Ｃ］および［Ｓｉ］は、それぞれ、スラブ内の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が過量で含まれる場合、Ｃｕｂｅの成長を促進し、Ｇｏｓｓの成長を抑制することが難しくなり得る。より具体的に数４の左辺は０．００８３以上であってもよい。
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になることができる。
次に、スラブを加熱する。
スラブを加熱する段階で１１００℃以上の時間が２５～５０分であってもよい。
１１００℃以上の時間を適切に確保できなければ、熱延板の結晶粒径を適切に確保できないか、または０．５μｍ以上の粗大析出物が多量生成されて、圧延垂直方向での磁性を適切に確保することができない。
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、２以上のパスを含み、最終パスおよび最終パス以前のパスでの圧下率がそれぞれ１５～４０％であり、最終パスおよび最終パス以前のパスでの圧下率の合計が５５％以下であってもよい。
熱間圧延の最後のパスは、熱間圧延温度が最も低い温度として、圧延性が極めて劣位にある。このような温度領域で多い圧下率で圧延をすることが好ましくない。また最後の二つのパスで圧下率が大きくなることによって熱延板の表面でＧｏｓｓ方位の結晶粒の分率が大きく増加する傾向にあるため、これを抑制するために、各パスでの圧下率を１０～４０％以下にし、二つのパスでの圧下率の合計を５５％以下にすることが必要である。
熱間圧延終了温度は、９５０℃以下になることができる。熱間圧延終了温度が低いことから、熱延板内部の延伸されたＣｕｂｅ方位を有する結晶粒がより多いエネルギーを蓄積し、そのために熱延板焼鈍時にＣｕｂｅの分率が増加することがある。
熱延板の厚さは、１～２ｍｍになることができる。
熱延板を製造する段階後、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で１１００℃以上の時間が５～５０秒であってもよい。熱延板焼鈍後に微細析出物を作るためであり、スラブで形成された析出物をより粗大化せず、より好ましくは、より微細化するために時間を制限する必要がある。
また、スラブの厚さをＴｓｌａｂとし、前記熱延板の厚さをＴｈｏｔ－ｃｏｉｌとする時、スラブを加熱する段階でスラブの焼鈍時間中１１００℃以上での焼鈍時間が熱延板焼鈍する段階で１１００℃以上での熱延板焼鈍時間より２×Ｔｓｌａｂ／Ｔｈｏｔ－ｃｏｉｌ倍以上、４×Ｔｓｌａｂ／Ｔｈｏｔ－ｃｏｉｌ倍以下に短く実施することができる。これはスラブで形成される析出物の大きさをより微細化するためであり、スラブは熱延板より板の厚さが厚いため、微細な析出物を厚さ方向により均一に得にくい。したがって、時間制限を通じてスラブで形成される析出物が粗大化されることを抑制することができる。
熱延板を焼鈍する段階後、熱延板の平均結晶粒径が１００～２００μｍであってもよい。結晶粒径が粗大化されれば、圧延時に形成されるせん断帯（Ｓｈｅａｒ ｂａｎｄ）によりＧｏｓｓ方位の結晶粒核が形成される可能性が多くなるため、その大きさを２００μｍ以下に制限する必要がある。結晶粒径は標準の結晶粒径測定法で同一の体積の球を仮定して、その球の直径を測定する方式で測定することができる。
熱延板を焼鈍する段階後、熱延板１ｍｍ２面積で、粒径が０．１μｍ以上である析出物の数が１００～４０００個であり、粒径が０．５μｍ超過である析出物の数（Ｂ）に対する、粒径が０．１～０．５μｍである析出物の数（Ａ）の比率（Ａ／Ｂ）が１以上であってもよい。
析出物の個数を適切に確保してこそ、Ｃｕｂｅ集合組織を得ることができるためである。また、粗大析出物および微細析出物の比率が適切に形成されてこそ、２次再結晶が円滑に行われ、圧延方向および圧延垂直方向での磁性が全て優秀になり得る。
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。
熱延板を焼鈍する段階の温度（Ｔ２）およびスラブを加熱する段階の温度（Ｔ１）が下記数５を満たすことができる。
［数５］
－２００≦Ｔ１－Ｔ２≦３０
前記数５を満たさない場合、熱延板で粗大析出物が多量発生して、圧延垂直方向での磁性が劣化することがある。
スラブを加熱する段階後、熱延板を製造する段階までの時間が３～２０分であり、スラブ加熱する段階から熱延板を製造する段階までの最大温度が熱延板焼鈍する段階の焼鈍温度の２０℃以下であってもよい。
スラブを加熱する段階後、熱延板を製造する段階までの時間を適切に維持し、同時に、スラブ加熱する段階から熱延板を製造する段階までの最大温度が熱延板焼鈍する段階の焼鈍温度の関係を制御することによって、析出物の大きさは極めて微細化されて２次再結晶が有利になり得る。
冷延板を製造する段階で、圧下率が５０～７０％であってもよい。圧下率が過度に高い時、ＧＯＳＳ結晶が多数形成される問題がある。圧下率が過度に低い時、最終製造される鋼板の厚さが厚くなる問題がある。
１次再結晶焼鈍する段階で窒化量が０．０１～０．０２３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、磁性が劣化する問題が発生することがある。
１次再結晶焼鈍する段階後、１次再結晶焼鈍された鋼板の平均結晶粒径が３２～５０μｍ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、磁性が劣化する問題が発生することがある。
１次再結晶焼鈍する段階後、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。
焼鈍分離剤塗布により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ため、重複する説明は省略する。
以下、本発明の好ましい実施例および比較例を記載する。しかし、下記の実施例は、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のではない。
実験例１
表１および表２で示す成分および残部Ｆｅおよび不可避な不純物からなるスラブを製造し、１１５０℃で加熱後に熱間圧延して１．６ｍｍの厚さの熱延コイルを製造して１１００℃～１１４０℃で３０秒間焼鈍し、９００℃で９０秒間焼鈍後に急冷した熱延焼鈍板を圧下率６３％まで冷間圧延した。
冷間圧延した板は０．０２ｗｔ％に窒化して露点６０℃水素７５％雰囲気で脱炭する１次再結晶焼鈍工程を経て結晶粒径を３６μｍになるようにした。その後、ＭｇＯ成分を含む焼鈍分離剤を塗布した後に時間当り２０℃の昇温速度で１２００℃まで昇温した後、２０時間にかけて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絶縁コーティングを実施し、磁性を測定して表３に整理した。磁性測定後に８００℃で２時間焼鈍後に磁性を再測定した結果を表３に示した。
Figure 0007174053000001
Figure 0007174053000002
Figure 0007174053000003
Figure 0007174053000004
Figure 0007174053000005
表１～表３に示したように、本発明の合金組成を満たす発明例は、磁性が優れていることを確認できる。反面、本発明の合金組成を満たさない比較例は、磁性が劣悪であることを確認できる。
実験例２
実施例１のＡ１試片を焼鈍分離剤を除去せずに、下記表４のように、厚さ分率を制御し、上面絶縁コーティングおよび下面絶縁コーティングを形成して、磁性を測定して下記表５に整理した。
Figure 0007174053000006
Figure 0007174053000007
表４および表５に示すように、フォルステライト層の厚さ分率、上面および下面絶縁層の厚さおよび粗面範囲を満たす発明例は、磁性が優れていることを確認できる。反面、フォルステライト層の厚さ分率、上面および下面絶縁層の厚さおよび粗面範囲を満たさない比較例は、圧延垂直方向の磁性が特に劣化することを確認できる。
実験例３
重量％でＳｉ：２．８％、Ａｌ：０．０２９％、Ｓ：０．００１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｎ：０．００３％、Ｃ：０．０２５％、Ｔｉ：０．００２％、Ｐ：０．０５％を含み、残部Ｆｅおよび不可避な不純物からなるスラブを製造した。スラブを１１５０℃で加熱後、熱間圧延して１．６ｍｍの厚さの熱延コイルを製造して１１００℃～１１４０℃で３０秒間焼鈍し、９００℃で９０秒間焼鈍後に急冷した熱延焼鈍板を下記表６に記載された圧下率で冷間圧延した。
冷間圧延した板は、下記表６に記載したように、窒化したり窒化しないままで露点６０℃水素７５％雰囲気で脱炭する焼鈍工程を経て下記表６に記載した平均結晶粒径になるようにした。窒化しない１次再結晶試片は、窒素１００％雰囲気で昇温速度１０℃／ｓに温度を上げて１１５０℃で３０分間焼鈍を実施し、窒化した試片はＭｇＯ成分を主にする焼鈍分離剤を塗布した後に時間当り２０℃の昇温速度で１２００℃まで昇温した後、２０時間にかけて２次再結晶焼鈍を実施した。二つの焼鈍工程から出た素材は全て絶縁コーティングを付着して磁性とＣｕｂｅの分率を測定した。
Figure 0007174053000008
表６に示すように、冷間圧下率および窒化量範囲を満たす発明例は、キューブ組織を適切に確保し、磁性が優れていることを確認できる。反面、冷間圧下率を適切に制御できなかったり、窒化しない場合、圧延垂直方向の磁性が劣化したり、円周方向での磁性が劣化することを確認できる。
実験例４
重量％でＳｉ：２．８％、Ａｌ：０．０２９％、Ｓ：０．００１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｎ：０．００３％、Ｃ：０．０２５％、Ｔｉ：０．００２％、Ｐ：０．０５％を含み、残部Ｆｅおよび不可避な不純物からなるスラブを製造した。スラブを下記表７の温度で加熱後に熱間圧延して１．６ｍｍの厚さの熱延コイルを製造した。この時、熱間圧延終了温度を表７に整理した。
その後、下記表７の温度で焼鈍し、焼鈍した熱延板の平均結晶粒径、析出物を下記表７に整理した。析出物は直径０．１μｍ以上である析出物を基準に個数を測定し、任意の１ｍ×１ｍ面積内の析出物個数を測定した。
その後、熱延焼鈍板を圧下率６３％まで冷間圧延した。
冷間圧延した板は０．０２ｗｔ％に窒化して露点６０℃水素７５％雰囲気で脱炭する１次再結晶焼鈍工程を経て結晶粒径を下記表７のようになるようにした。その後、ＭｇＯ成分を含む焼鈍分離剤を塗布した後に時間当り２０℃の昇温速度で１２００℃まで昇温した後、２０時間にかけて２次再結晶焼鈍を実施した。絶縁コーティングを実施して磁性を測定して表８に整理した。
Figure 0007174053000009
Figure 0007174053000010
表７～表８に開示したように、１次再結晶直径を適切に確保できなかったＤ１～Ｄ４、Ｄ６、Ｄ７は、圧延垂直方向の磁性が劣化し、円周方向の磁性も良くないことを確認できる。
特にＤ４は、加熱温度が熱延板焼鈍温度に比べて非常に高くて熱延板結晶粒径が小さく、粗大析出物が多量生成されて、磁性が劣化することを確認できる。また、Ｄ５、Ｄ６は、スラブ加熱する段階で、１１００℃以上の時間を確保できず、析出物が適切に析出されなかったり、粗大析出物が多量生成されることによって、磁性が劣化することを確認できる。Ｄ７およびＤ８は、熱延板焼鈍時間が過度に長いか過度に短いため、析出物が過度に少なく生成されたり、過度に多量生成されて、磁性が劣化することを確認できる。
実験例５
重量％でＳｉ：２．８％、Ａｌ：０．０２９％、Ｓ：０．００１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｎ：０．００３％、Ｃ：０．０２５％、Ｔｉ：０．００２％、Ｐ：０．０５％を含み、残部Ｆｅおよび不可避な不純物からなるスラブを製造した。スラブを１１５０℃で加熱後に熱間圧延して１．６ｍｍの厚さの熱延コイルを製造した。スラブ製造後、熱間圧延終了時間を下記表９に整理した。スラブ加熱する段階から熱延板を製造する段階までの最大温度を表９に整理した。熱間圧延時、最終パスの圧下率および最終パス前パスの圧下率を表９に整理し、最終パスおよびその前パスの圧下率の合計を下記表９に整理した。１１００℃～１１４０℃で３０秒間焼鈍し、９００℃で９０秒間焼鈍後に急冷した熱延焼鈍板を圧下率６３％まで冷間圧延した。
冷間圧延した板は、０．０２ｗｔ％に窒化して露点６０℃水素７５％雰囲気で脱炭する１次再結晶焼鈍工程を経て結晶粒径を下記表７のようになるようにした。その後、ＭｇＯ成分を含む焼鈍分離剤を塗布した後に時間当り２０℃の昇温速度で１２００℃まで昇温した後、２０時間にかけて２次再結晶焼鈍を実施した。絶縁コーティングを実施して磁性を測定して表１０に整理した。
Figure 0007174053000011
Figure 0007174053000012
表９および表１０に示すように、全ての条件を満たす発明例は、磁性が優れていることを確認できる。反面、Ｅ３は、熱間圧延での最終パスおよび最終パス前パスの圧下率が高いため、磁性が劣位にあることを確認できる。Ｅ４は、熱間圧延での最終パスおよび最終パス前パスの圧下率合計が高いため、磁性が劣位にあることを確認できる。Ｅ５は、スラブ製造後熱間圧延までの時間が長いため、磁性が劣位にあることを確認できる。Ｅ６は、スラブ製造後熱間圧延の最大温度が熱延板焼鈍温度に比べて高く、最終パス圧下率が低いため、磁性が劣位にあることを確認できる。
本発明は、前記実施例に限定されるのではなく、互いに異なる多様な形態に製造可能であり、本発明が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に実施可能であることを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、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。

Claims (20)

  1. 重量％で、Ｓｉ：２．０～６．０％、Ａｌ：０．０００５～０．０４％、Ｓ：０．０００１～０．００３％、Ｍｎ：０．０２～１．０％、Ｎ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｃ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５～０．１０％を含み、残部はＦｅおよびその他不可避な不純物からなり、下記数１を満たし、
    電磁鋼板上にフォルステライト層が形成され、前記フォルステライト層は、前記電磁鋼板の表面から２μｍ以内の厚さである面積の分率が７５％以上であり、
    圧延方向と圧延垂直方向のＢｒが全て１．６５Ｔ以上であり、円周方向のＢｒが１．５５Ｔ以上であり、Ｂｒは下記数２で計算され、
    圧延方向のＢｈが１．８Ｔ以上であり、圧延垂直方向のＢｈが１．７Ｔ以上であり、円周方向のＢｈが１．６Ｔ以上であり、Ｂｈは下記数３で計算される ことを特徴とする二方向性電磁鋼板。
    ［数１］
    ［Ｍｎ］／［Ｓ］≧６０
    （数１中、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれ、ＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
    ［数２］
    Ｂｒ＝７．８７／（７．８７－０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
    （数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で誘起された時に誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
    ［数３］
    Ｂｈ＝７．８７／（７．８７－０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ２５
    （数３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。Ｂ２５は２５００Ａ／ｍで誘起された時に誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
  2. Ｓｂ：０．００１～０．１重量％およびＳｎ：０．００１～０．１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。
  3. Ｍｏ：０．０１重量％以下、Ｂｉ：０．０１重量％以下、Ｐｂ：０．０１重量％以下、Ｍｇ：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または請求項２に記載の二方向性電磁鋼板。
  4. ｛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％である、ことを特徴とする請求項１～請求項３のいずれか一項に記載の二方向性電磁鋼板。
  5. 前記フォルステライト層上に絶縁層が形成され、上面絶縁層の厚さおよび下面絶縁層の厚さがそれぞれ０．２～８μｍであり、
    前記上面絶縁層の厚さおよび前記下面絶縁層の厚さの差が前記下面絶縁層の厚さの５０％以下である、ことを特徴とする請求項１に記載の二方向性電磁鋼板。
  6. 前記上面絶縁層の平均粗さ（Ｒａ）と前記下面絶縁層の平均粗さ（Ｒａ）がそれぞれ１．０μｍ以下であり、
    前記上面絶縁層の平均粗さ（Ｒａ）と前記下面絶縁層の平均粗さ（Ｒａ）の差が０．３μｍ以下である、ことを特徴とする請求項５に記載の二方向性電磁鋼板。
  7. １．５Ｔの磁場がかかる時、測定周波数が０．０１Ｈｚ以下での透磁率ＵＤＣが５０Ｈｚでの透磁率Ｕ５０の１．２倍以上である、ことを特徴とする請求項１～請求項６のいずれか一項に記載の二方向性電磁鋼板。
  8. 前記電磁鋼板を７５０℃～８８０℃の温度で１～２時間焼鈍後に測定されたＢｒ値が１．６５Ｔ以上であり、Ｂｒは下記数２で計算される、ことを特徴とする請求項１～請求項７のいずれか一項に記載の二方向性電磁鋼板。
    ［数２］
    Ｂｒ＝７．８７／（７．８７－０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
    （数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で誘起された時に誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
  9. 二方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    重量％で、Ｓｉ：２．０～６．０％、Ａｌ：０．０００５～０．０４％、Ｓ：０．０００１～０．００３％、Ｍｎ：０．０２～１．０％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｃ：０．０２～０．０６％、Ｔｉ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．００５～０．１０％を含み、残部はＦｅおよびその他不可避な不純物からなり、下記数１を満たすスラブを製造する段階、
    前記スラブを加熱する段階、
    前記スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、
    前記熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階、
    前記冷延板を１次再結晶焼鈍する段階、および
    前記１次再結晶焼鈍された冷延板を２次再結晶焼鈍する段階を含み、
    前記冷延板を製造する段階で、圧下率が５０～７０％であり、
    製造された二方向性電磁鋼板は、圧延方向と圧延垂直方向のＢｒが全て１．６５Ｔ以上であり、円周方向のＢｒが１．５５Ｔ以上であり、Ｂｒは下記数２で計算され、
    圧延方向のＢｈが１．８Ｔ以上であり、圧延垂直方向のＢｈが１．７Ｔ以上であり、円周方向のＢｈが１．６Ｔ以上であり、Ｂｈは下記数３で計算される ことを特徴とする二方向性電磁鋼板の製造方法。
    ［数１］
    ［Ｍｎ］／［Ｓ］≧６０
    （数１中、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれ、スラブ内のＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
    ［数２］
    Ｂｒ＝７．８７／（７．８７－０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
    （数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で誘起された時に誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
    ［数３］
    Ｂｈ＝７．８７／（７．８７－０．０６５×［Ｓｉ］－０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ２５
    （数３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。Ｂ２５は２５００Ａ／ｍで誘起された時に誘導される磁場の強度（Ｔｅｓｌａ）を示す。）
  10. 前記スラブは、下記数４を満たす、ことを特徴とする請求項９に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
    ［数４］
    ［Ｃ］／［Ｓｉ］≧０．００６７
    （数４中、［Ｃ］および［Ｓｉ］は、それぞれ、スラブ内のＣおよびＳｉの含有量（重量％）を示す。）
  11. 前記１次再結晶焼鈍する段階で、窒化量が０．０１～０．０２３重量％である、ことを特徴とする請求項９または請求項１０に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
  12. 前記１次再結晶焼鈍する段階後、１次再結晶焼鈍された鋼板の平均結晶粒径が３２～５μｍ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。
  13. 前記熱延板を製造する段階後、前記熱延板を焼鈍する段階をさらに含み、前記熱延板を焼鈍する段階の温度（Ｔ２）およびスラブを加熱する段階の温度（Ｔ１）が下記数５を満たす、ことを特徴とする請求項９～請求項１２のいずれか一項に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
    ［数５］
    －２００≦Ｔ１－Ｔ２≦３０
  14. 前記スラブを加熱する段階で、１１００℃以上の時間が２５～５０分である、ことを特徴とする請求項１３に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
  15. 前記熱延板を焼鈍する段階で、１１００℃以上の時間が５～５０秒である、ことを特徴とする請求項１３に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
  16. 前記熱延板を焼鈍する段階後、前記熱延板の平均結晶粒径が１００～２００μｍである、ことを特徴とする請求項１５に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
  17. 前記熱延板を焼鈍する段階後、前記熱延板の１ｍｍ２面積で、粒径が０．１μｍ以上である析出物の数が１００～４０００個であり、
    粒径が０．５μｍ超過である析出物の数（Ｂ）に対する、粒径が０．１～０．５μｍである析出物の数（Ａ）の比率（Ａ／Ｂ）が１以上である、ことを特徴とする請求項１６に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
  18. 前記熱延板を製造する段階後、前記熱延板を焼鈍する段階をさらに含み、
    前記スラブを加熱する段階後、前記熱延板を製造する段階までの時間が３～２０分であり、前記スラブを加熱する段階から前記熱延板を製造する段階までの最大温度が前記熱延板を焼鈍する段階の焼鈍温度の２０℃以下である、ことを特徴とする請求項９～請求項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。
  19. 前記熱延板を製造する段階で、２以上のパスを含み、最終パスおよび最終パス以前のパスでの圧下率がそれぞれ１５～４０％であり、前記最終パスおよび最終パス以前のパスでの圧下率の合計が５５％以下である、ことを特徴とする請求項１７または請求項１８に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
  20. 前記１次再結晶焼鈍する段階後、ＭｇＯを含む焼鈍分離剤を塗布する段階をさらに含む、ことを特徴とする請求項９～請求項１９のいずれか一項に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
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