(57)【要約】【課題】方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】上記の製造方法は、質量％で、Ｓｉ：３．０〜５．０％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物を含み、下記式１および式２を満足するスラブを加熱する段階と、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、冷延板を１次再結晶焼鈍する段階と、１次再結晶焼鈍が完了した冷延板を２次再結晶焼鈍する段階と、を含むことを特徴とする。  式１：０．５≦［Ｓｉ］／（１００×［Ｃ］×［Ｍｎ］）≦３  式２：（０．０４×［Ｓｉ］−０．０７５）−（０．０４５×［Ｍｎ］）≦［Ｃ］≦（０．０５５×［Ｓｉ］−０．１）−（０．０５５×［Ｍｎ］）  式１および式２において、［Ｓｉ］、［Ｃ］および［Ｍｎ］はそれぞれ、Ｓｉ、ＣおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｓｉ：３．０〜５．０％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％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および式２を満足す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次再結晶焼鈍が完了した前記冷延板を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。
式１：０．５≦［Ｓｉ］／（１００×［Ｃ］×［Ｍｎ］）≦３
式２：（０．０４×［Ｓｉ］−０．０７５）−（０．０４５×［Ｍｎ］）≦［Ｃ］≦（０．０５５×［Ｓｉ］−０．１）−（０．０５５×［Ｍｎ］）
（ただし、式１および式２において、［Ｓｉ］、［Ｃ］および［Ｍｎ］はそれぞれ、Ｓｉ、ＣおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。）
【請求項２】
前記スラブは、Ａｌ：０．０１〜０．０４質量％、ＳｂおよびＳｎのうちの１種以上をそれぞれ単独または合量で０．０３〜０．１質量％、Ｎ：０．０１質量％以下（ただし、０質量％を除く）およびＳ：０．０１％以下（ただし、０質量％を除く）をさらに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の製造方法。
【請求項３】
前記スラブを加熱する段階において、前記スラブの加熱温度は、１０００℃〜１２５０℃であることを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記スラブを加熱する段階の後、前記スラブ内のオーステナイト体積分率が２０〜４０％であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記２次再結晶焼鈍する段階の後、｛１００｝面が圧延面（ＮＤ面）となす角度が１５°以下の結晶方位を有する集合組織の体積分率が３％以下であることを特徴とする請求項１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。
【請求項６】
質量％で、Ｓｉ：３．０〜５．０％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％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および式２を満足することを特徴とする方向性電磁鋼板用スラブ。
式１：０．５≦［Ｓｉ］／（１００×［Ｃ］×［Ｍｎ］）≦３
式２：（０．０４×［Ｓｉ］−０．０７５）−（０．０４５×［Ｍｎ］）≦［Ｃ］≦（０．０５５×［Ｓｉ］−０．１）−（０．０５５×［Ｍｎ］）
（ただし、式１および式２において、［Ｓｉ］、［Ｃ］および［Ｍｎ］はそれぞれ、Ｓｉ、ＣおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。）
【請求項７】
前記スラブは、Ａｌ：０．０１〜０．０４質量％、ＳｂおよびＳｎのうちの１種以上をそれぞれ単独または合量で０．０３〜０．１質量％、Ｎ：０．０１質量％以下（ただし、０質量％を除く）およびＳ：０．０１％以下（ただし、０質量％を除く）をさらに含むことを特徴とする請求項６に記載の方向性電磁鋼板用スラブ。
【請求項８】
前記スラブ内のオーステナイト体積分率が２０〜４０％であることを特徴とする請求項６または７に記載の方向性電磁鋼板用スラブ。
【請求項９】
質量％で、Ｓｉ：３．０〜５．０％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１〜１．５％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｝面が圧延面（ＮＤ面）となす角度が１５°以下の結晶方位を有する集合組織の体積分率が３％以下であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
【請求項１０】
前記電磁鋼板が、Ａｌ：０．０１〜０．０４質量％、ＳｂおよびＳｎのうちの１種以上をそれぞれ単独または合量で０．０３〜０．１質量％、Ｎ：０．０１質量％以下（ただし、０質量％を除く）およびＳ：０．０１％以下（ただし、０質量％を除く）をさらに含むことを特徴とする請求項９に記載の方向性電磁鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、方向性電磁鋼板用スラブ、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、スラブ内のＳｉの含有量に応じたＭｎおよびＣの含有量を精密に調整することによって、優れた磁性を得る方向性電磁鋼板用スラブ、方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は、鋼板面の結晶粒の方位が｛１１０｝面であり、圧延方向の結晶方位は＜００１＞軸に平行な、いわゆるゴス（Ｇｏｓｓ）集合組織（ｔｅｘｔｕｒｅ）を形成して、鋼板の圧延方向に磁気特性を増大させた軟磁性材料である。一般に、磁気特性に優れているか否かは磁束密度と鉄損で表現され、高い磁束密度は結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞方位に正確に配列することにより得られる。磁束密度が高い電磁鋼板は、電気機器の鉄心材料の大きさを小さく抑えられるだけでなく、履歴損失が低下して電気機器の小型化と同時に高効率化をなすことができる。鉄損は、鋼板に任意の交流磁場を加えた時、熱エネルギーとして消費される電力損失であって、磁束密度と比抵抗が高いほど、そして板厚さと鋼板中の不純物の量が低いほど、鉄損が低下して電気機器の効率が増加する。
現在、全世界的にＣＯ２の発生を低減して地球温暖化に対応するために、エネルギー節約と共に高効率の製品化を目指す傾向にあり、電気エネルギーを少なく使用する高効率化された電気機器の普及に対する需要増加に伴い、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対する社会的要求が増大している。
【０００３】
磁気特性に優れた方向性電磁鋼板は、鋼板の圧延方向に｛１１０｝＜００１＞方位から１５°以内の方位を有する結晶粒子でなるゴス組織（Ｇｏｓｓ  ｔｅｘｔｕｒｅ）が強く発達しなければならず、このような集合組織を形成させるためには、ゴス方位の結晶粒が２次再結晶という特別な結晶粒成長を形成させなければならない。このような特別な結晶成長は、通常の結晶粒成長とは異なり、結晶粒成長が析出物、介在物や、あるいは固溶または粒界に偏析する元素によって通常成長する結晶粒界の移動が抑制された時に発生する。このように結晶粒成長を抑制する析出物や介在物などを、特に結晶粒成長抑制剤（ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）と称し、｛１１０｝＜００１＞方位の２次再結晶による方向性電磁鋼板の製造技術についての研究は、強力な結晶粒成長抑制剤を用いて｛１１０｝＜００１＞方位に対する集積度が高い２次再結晶を形成して、優れた磁気特性を確保する方向に発展してきた。
【０００４】
一方、熱間圧延のためにスラブを加熱する時、加熱温度を相対的に低くする、いわゆる低温加熱方向性電磁鋼板の製造方法が発展してきており、このように低温でスラブを加熱する場合には、主要結晶粒成長抑制剤としてＡｌ系析出物を用いる方法が提案されている。具体的には、このようなスラブの低温加熱方法で抑制剤を形成する場合、Ａｌ系の窒化物が結晶粒成長を抑制する効果が強く、２次再結晶をより有利に形成させる製造方法として提案されている。
Ａｌ系の窒化物を形成するためのＡｌの含有量は一定水準以上に高めることが容易でなく、その含有量に制限がある。そして、Ａｌ系窒化物の主な形成元素であるＳｉとＭｎの含有量とこれらＳｉとＭｎの複合窒化物を形成するのに間接的に相互間で影響を及ぼすＣの含有量を精密に制御する必要がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】日本国特許再表２００８−１３３３３７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は上記の状況に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、方向性電磁鋼板用スラブ、方向性電磁鋼板および、その製造方法を提供することにある。具体的には、電磁鋼板を製造するための、スラブ内のＳｉの含有量に応じたＭｎおよびＣの含有量を精密に調整することによって、結果的に優れた磁性を有する方向性電磁鋼板用スラブ、方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記目的を達成するための本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｓｉ：３．０〜５．０％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％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および式２を満足するスラブを加熱する段階と、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、冷延板を１次再結晶焼鈍する段階と、１次再結晶焼鈍が完了した冷延板を２次再結晶焼鈍する段階とを含むことを特徴とする。
式１：０．５≦［Ｓｉ］／（１００×［Ｃ］×［Ｍｎ］）≦３
式２：（０．０４×［Ｓｉ］−０．０７５）−（０．０４５×［Ｍｎ］）≦［Ｃ］≦（０．０５５×［Ｓｉ］−０．１）−（０．０５５×［Ｍｎ］）
式１および式２において、［Ｓｉ］、［Ｃ］および［Ｍｎ］はそれぞれ、Ｓｉ、ＣおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
【０００８】
スラブは、Ａｌ：０．０１〜０．０４質量％、ＳｂおよびＳｎのうちの１種以上をそれぞれ単独または合量で０．０３〜０．１質量％、Ｎ：０．０１質量％以下（ただし、０質量％を除く）およびＳ：０．０１％以下（ただし、０質量％を除く）をさらに含むことができる。
スラブを加熱する段階において、スラブの加熱温度は、１０００℃〜１２５０℃であることがよい。
スラブを加熱する段階の後、スラブ内のオーステナイト体積分率が２０〜４０％であることが好ましい。
２次再結晶焼鈍する段階の後、｛１００｝面が圧延面（ＮＤ面）となす角度が１５°以下の結晶方位を有する集合組織の体積分率が３％以下であることがよい。
【０００９】
本発明の方向性電磁鋼板スラブは、質量％で、Ｓｉ：３．０〜５．０％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％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および式２を満足することを特徴とする。
式１：０．５≦［Ｓｉ］／（１００×［Ｃ］×［Ｍｎ］）≦３
式２：（０．０４×［Ｓｉ］−０．０７５）−（０．０４５×［Ｍｎ］）≦［Ｃ］≦（０．０５５×［Ｓｉ］−０．１）−（０．０５５×［Ｍｎ］）
式１および式２において、［Ｓｉ］、［Ｃ］および［Ｍｎ］はそれぞれ、Ｓｉ、ＣおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
【００１０】
スラブは、Ａｌ：０．０１〜０．０４質量％、ＳｂおよびＳｎのうちの１種以上をそれぞれ単独または合量で０．０３〜０．１質量％、Ｎ：０．０１質量％以下（ただし、０質量％を除く）およびＳ：０．０１％以下（ただし、０質量％を除く）をさらに含むことができる。
スラブ内のオーステナイト体積分率が２０〜４０％であることがよい。
【００１１】
本発明の方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：３．０〜５．０％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｍｎ：０．１〜１．５％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｝面が圧延面（ＮＤ面）となす角度が１５°以下の結晶方位を有する集合組織の体積分率が３％以下であることを特徴とする。
方向性電磁鋼板は、Ａｌ：０．０１〜０．０４質量％、ＳｂおよびＳｎのうちの１種以上をそれぞれ単独または合量で０．０３〜０．１質量％、Ｎ：０．０１質量％以下（ただし、０質量％を除く）およびＳ：０．０１％以下（ただし、０質量％を除く）をさらに含むことが好ましい。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によると、本発明により製造された方向性電磁鋼板は、Ｓｉの含有量に応じたＭｎおよびＣの含有量を調整することによって、鋼板の比抵抗が高くかつゴス集合組織が多数形成され、磁気的特性に優れる方向性電磁鋼板となる効果がある。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｓｉ：３．０〜５．０％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％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および式２を満足するスラブを加熱する段階と、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階と、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階と、冷延板を１次再結晶焼鈍する段階と、１次再結晶焼鈍が完了した冷延板を２次再結晶焼鈍する段階とを含む。
式１：０．５≦［Ｓｉ］／（１００×［Ｃ］×［Ｍｎ］）≦３
式２：（０．０４×［Ｓｉ］−０．０７５）−（０．０４５×［Ｍｎ］）≦［Ｃ］≦（０．０５５×［Ｓｉ］−０．１）−（０．０５５×［Ｍｎ］）
式１および式２において、［Ｓｉ］、［Ｃ］および［Ｍｎ］はそれぞれ、Ｓｉ、ＣおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
【００１４】
以下、各段階別に詳細に説明する。
まず、スラブを加熱する。
スラブは、Ｓｉ：３．０〜５．０％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなる。
以下、スラブの各成分について説明する。
【００１５】
Ｓｉ：３．０〜５．０質量％
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を改善する役割を果たす。Ｓｉの含有量が少なすぎる場合、比抵抗が減少し、また、渦電流損が増加して鉄損特性に劣る。一方、Ｓｉが過度に多く添加される場合には、機械的特性のうち延性と靭性が低下して、圧延過程中に板破断が頻繁に発生するだけでなく、商業的生産のための連続焼鈍時、板間溶接性が低下して生産性が悪化する虞がある。結果的に、Ｓｉの含有量を上記した範囲に制御しなければ磁気的特性が損なわれるだけでなく、生産性が悪化する虞がある。したがって、上記した範囲でＳｉを含むことがよく、より好ましくは、Ｓｉを３．５〜５．０質量％であることがよい。
【００１６】
Ｃ：０．０１〜０．１５質量％
炭素（Ｃ）は、オーステナイト安定化元素であって、スラブ中に添加され、連鋳過程に発生する粗大な柱状組織を微細化し、硫黄（Ｓ）のスラブ中心への偏析を抑制することができる。また、冷間圧延中に鋼板の加工硬化を促進して、鋼板内に｛１１０｝＜００１＞方位の２次再結晶核生成を促進することができる。しかし、過度に多く添加されると、熱延中にエッジ−クラック（ｅｄｇｅ−ｃｒａｃｋ）が発生する虞がある。したがって、上記した範囲でＣを含むことが好ましい。
ただし、電磁鋼板の製造過程で、１次再結晶焼鈍中に脱炭焼鈍を経ることになり、脱炭焼鈍を経た最終方向性電磁鋼板内のＣの含有量は０．００５質量％以下であることが好ましく、０．００３質量％以下であることがより好ましい。
【００１７】
Ｍｎ：０．１〜１．５質量％
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、鉄損を減少させる効果がある。また、鋼中に存在するＳと反応してＭｎ系化合物を形成するか、Ａｌおよび窒素と反応して（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎ形態の窒化物を形成することによって、結晶粒成長抑制する役割を果たす。Ｍｎの含有量が少なすぎると、上記の効果が期待できず、Ｍｎの含有量が多すぎると、２次再結晶焼鈍中にオーステナイト相変態率が増加してゴス集合組織が大量に損なわれて、磁気的特性が急激に低下する虞がある。
【００１８】
Ａｌ：０．０１〜０．０４質量％
アルミニウム（Ａｌ）は、１次再結晶焼鈍過程における窒化用の雰囲気ガスであるアンモニアガスによって導入された窒素イオンと結合してＡｌＮ形態の窒化物を形成するだけでなく、鋼中に固溶状態で存在するＳｉ、Ｍｎ、および上記した窒素イオンと結合して（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎ形態の窒化物を形成し、これによって、結晶粒成長抑制剤の役割を果たす。その含有量が少なすぎると、上記の役割を期待できず、その含有量が多すぎると、非常に粗大な窒化物が形成され、これによって、結晶粒成長抑制力が急激に低下する虞がある。したがって、Ａｌが追加的に含まれる場合、Ａｌの含有量は、上記の範囲に調節することが好ましい。
【００１９】
ＳｂおよびＳｎ：０．０３〜０．１質量％
スズ（Ｓｎ）を添加すると、｛１１０｝＜００１＞方位の２次結晶粒核の数を増加することによって、鉄損を向上させることができる。また、Ｓｎは、結晶粒界に偏析を通して結晶粒成長を抑制するのに重要な役割を果たす。これは、２次焼鈍段階で昇温率が低くなる時、ＡｌＮおよびＭｎＳ析出物が粗大化されて結晶粒成長を抑制する効果が弱まることを補償する。しかし、Ｓｎの含有量が多すぎると、脆性が増加する問題が発生する虞がある。
アンチモン（Ｓｂ）は、結晶粒界に偏析して１次再結晶粒の過度な成長を抑制する作用がある。Ｓｂを添加して１次再結晶焼鈍段階で粒成長を抑制することによって、鋼板の厚さ方向に沿った１次再結晶粒の大きさの不均一性を除去し、同時に２次再結晶を安定的に形成させることによって、磁性がさらに優れた方向性電磁鋼板を作ることができる。Ｓｂの含有量が少なすぎると、抑制力効果が不足し、Ｓｂの含有量が多すぎると、１次再結晶焼鈍時の脱炭を妨げて磁気的特性を低下させる虞がある。
このようなＳｎとＳｂはそれぞれ単独または共に含まれてもよい。ＳｂおよびＳｎのうちの１種以上が追加的に含まれる場合、ＳｂおよびＳｎのうちのいずれかをそれぞれ単独または合計で０．０３〜０．１質量％含むことができる。つまり、Ｓｂのみを単独で０．０３〜０．１質量％含むか、Ｓｎのみを単独で０．０３〜０．１質量％含むか、またはＳｂおよびＳｎを同時に含み、その合計が０．０３〜０．１質量％であることができる。
【００２０】
Ｎ：０．０１質量％以下
窒素（Ｎ）は、ＡｌおよびＭｎと反応してＡｌＮおよび（Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ）Ｎなどの化合物を形成する元素であって、Ｎが追加的に含まれる場合、スラブ内に０．０１質量％以下で含むことができる。もし、Ｎを過度に多く添加すると、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だけでなく、スラブ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。したがって、Ｎの含有量は０．０１質量％以下に制限することが好ましい。この後、ゴス集合組織の２次再結晶形成のための窒化物の補強は、脱炭焼鈍工程中にアンモニアガスを雰囲気ガスとして導入し、窒素が鋼中に拡散するようにする窒化処理を施して補強する。この後、２次再結晶焼鈍で窒素が一部除去されて、最終的に製造される鋼板内でもＮの含有量は０．０１質量％以下になる。具体的には、スラブおよび鋼板は、Ｎを０．００５質量％以下で含むよう制御することがよい。
【００２１】
Ｓ：０．０１質量％以下
硫黄（Ｓ）は、鋳造時、スラブ中心部に偏析して脆性を引き起こし、さらに鋼中のＭｎと反応してＭｎ系硫化物を形成することによって、微細組織を不均一にし、圧延性を悪化させる。したがって、Ｓが不可避に含有される含有量以上に添加されて析出することは好ましくない。Ｓが追加的に含まれる場合であっても、Ｓの含有量は０．０１質量％以下に制御することが好ましい。
【００２２】
本発明の一実施例において、スラブは、下記式１および式２を満足することがよい。
式１：０．５≦［Ｓｉ］／（１００×［Ｃ］×［Ｍｎ］）≦３
式２：（０．０４×［Ｓｉ］−０．０７５）−（０．０４５×［Ｍｎ］）≦［Ｃ］≦（０．０５５×［Ｓｉ］−０．１）−（０．０５５×［Ｍｎ］）
（ただし、式１および式２において、［Ｓｉ］、［Ｃ］および［Ｍｎ］はそれぞれ、Ｓｉ、ＣおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。）
以下、式１および式２の成分の制限に関する内容について説明する。
【００２３】
方向性電磁鋼板の製造工程中、スラブの加熱が行われる温度で鋼板の微細組織はフェライト組織とオーステナイト組織が同時に存在する。この時、オーステナイト組織の体積分率が全領域の２０％〜４０％の範囲の時、最終方向性電磁鋼板の磁性特性が最も優れる。オーステナイト体積分率が２０％未満の時は、スラブ中心部に｛１００｝結晶面を有する延伸組織が無くならず、最終製品段階まで残留して磁束密度および鉄損特性が劣ることになる。オーステナイト体積分率が４０％を超過する時は、相変態が多く生じて熱間圧延過程中に生成されるゴス組織の量を減少させ、磁性特性に劣る鋼材となる虞がある。したがって、スラブ加熱時、オーステナイト組織の体積分率を２０〜４０％の範囲に維持することが重要である。
【００２４】
スラブのオーステナイト組織の分率は、添加する合金元素の量に応じて変化する。一般に、Ｓｉは、フェライト分率を高める元素であり、ＣとＭｎは、オーステナイト分率を高める元素である。そのため、鋼板の比抵抗を高めるためにＳｉの含有量を高めると、スラブのフェライト分率が増加するので、ＣまたはＭｎを添加して適正なオーステナイト分率を維持するよう制御しなければならない。
このため、Ｓｉの含有量に応じたＣおよびＭｎの含有量の調節が必要であり、その範囲は上記式１のように表すことができる。式１の左辺が０．５未満の時は、オーステナイト相分率が適正水準を超えることになり、式１の右辺が３を超える場合、オーステナイト分率が適正水準未満になる。
【００２５】
一方、上記式２は、ＳｉとＭｎの含有量に応じたＣの含有量の範囲を表す式である。本発明では、鋼板の比抵抗を高めて磁性に優れた方向性電磁鋼板を作ることを目的とする。Ｃの場合、方向性電磁鋼板の比抵抗の上昇とは関連がなく、前述のとおり、１次再結晶焼鈍段階で脱炭過程により初期のスラブにあったＣを０．００３質量％以下に低下させなければならない。
一方、Ｍｎは、添加量が増加するほど、鋼板の比抵抗を高める元素である。したがって、スラブの加熱時、適正なオーステナイト組織を作りながら鋼板の比抵抗を高めるためには、Ｃを入れるよりは、Ｍｎの含有量を高めることが効果的である。この時、Ｍｎの含有量を高めるほど、Ｃの含有量は低くならなければならない。これは前述のとおり、ＣとＭｎがいずれもオーステナイト分率を高める元素であるからである。また、Ｓｉの含有量が増加するほど、適正なオーステナイト分率を維持するためのＭｎおよびＣの含有量の範囲は変化するので、Ｃの範囲は、式２のようにＳｉとＭｎの含有量の複合的な関係で表すことが好ましい。
【００２６】
スラブを加熱する段階での温度について説明する。スラブを１２５０℃以下の温度で加熱すると、スラブの柱状晶組織が粗大に成長するのを防止して、熱間圧延工程で板のクラックが生じるのを防止することができる。温度が１０００℃未満の場合には、熱間圧延温度が低くて鋼板の変形抵抗が大きくなるので、圧延負荷が増加する。したがって、スラブの加熱温度は、１０００℃〜１２５０℃であることが好ましい。
次に、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する。熱間圧延温度は制限されず、一実施例として、９５０℃以下で熱延を終了する。この後、水冷して６００℃以下で巻取ることができる。熱間圧延によって１．５〜５．０ｍｍの厚さの熱延板に製造することができる。
熱間圧延された熱延板は、必要に応じて、熱延板焼鈍を行うか、熱延板焼鈍を行わずに冷間圧延を行うことができる。熱延板焼鈍を行う場合、熱延組織を均一にするために、９００℃以上の温度で加熱し、均熱した後、冷却することがよい。
【００２７】
続いて、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する。冷間圧延は、リバース（Ｒｅｖｅｒｓｅ）圧延機あるいはタンデム（Ｔａｎｄｅｍ）圧延機を用いて、１回の冷間圧延、複数回の冷間圧延、または中間焼鈍を含む複数回の冷間圧延法で０．１ｍｍ〜０．５ｍｍの厚さの冷延板を製造することができる。さらに、冷間圧延中に鋼板の温度を１００℃以上に維持する温間圧延を行うことが好ましい。冷間圧延による最終圧下率は５０〜９５％になる。
【００２８】
次いで、冷間圧延された冷延板を１次再結晶焼鈍する。１次再結晶焼鈍段階でゴス結晶粒の核となる１次再結晶が起こる。１次再結晶焼鈍過程で鋼板の脱炭および窒化が行われる。脱炭および窒化のためには、水蒸気、水素、およびアンモニアの混合ガス雰囲気下で１次再結晶焼鈍をすることが好ましい。
窒化のためにアンモニアガスを用いて、鋼板に窒素イオンを導入して主析出物の（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）ＮおよびＡｌＮなどの窒化物を形成するにあたり、脱炭を終えて窒化処理する方法、あるいは脱炭と同時に窒化処理を一緒にできるように同時に窒化処理を行う方法、あるいは窒化処理を最初に行ってから脱炭を行う方法があるが、いずれの方法も本発明の効果を発揮する上で問題がない。
【００２９】
最後に、１次再結晶焼鈍が完了した冷延板を２次再結晶焼鈍する。この時、１次再結晶焼鈍が完了した冷延板に焼鈍分離剤を塗布した後、２次再結晶焼鈍することが好ましい。この時の焼鈍分離剤は、特に制限されず、ＭｇＯを主成分として含む焼鈍分離剤を用いることができる。
本発明の一実施例は、方向性電磁鋼板スラブを提供する。方向性電磁鋼板スラブについては、前述した方向性電磁鋼板の製造方法過程のうちスラブの加熱段階で詳細に説明したので、重複する説明は省略する。
【００３０】
最終的に製造された方向性電磁鋼板は、｛１００｝面が圧延面（ＮＤ面）となす角度が１５°以下の結晶方位を有する集合組織の体積分率が３％以下であることがよい。
本発明の一実施例において、スラブ内のＳｉ、Ｃ、Ｍｎの含有量を精密に制御することによって、スラブの加熱後、スラブ内のオーステナイト分率を適切に制御することができ、それによって｛１００｝結晶面を有する延伸組織を最小化することができる。窮極的に磁性に優れた方向性電磁鋼板を製造することができる。
具体的には、本発明の一実施例により製造される方向性電磁鋼板の１．７Ｔ（Ｔは磁束密度のＳＩ単位：Ｔｅｓｌａ）、５０Ｈｚの条件で、鉄損は０．８５Ｗ／ｋｇ以下であることがよい。より具体的に、鉄損は０．７３〜０．８３Ｗ／ｋｇであることが好ましい。
【００３１】
本発明の一実施例により製造される方向性電磁鋼板の８００Ａ／ｍの磁場下で誘導される磁束密度は１．９０Ｔ以上であってよい。より具体的には１．９０〜１．９５Ｔであることができる。
最終的に製造された方向性電磁鋼板の合金組成については、前述したスラブの合金組成で詳細に説明したので、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ものではない。
【００３２】
実施例
下記表１に示した合金元素の組成および残部はＦｅとその他不可避に混入する不純物からなるスラブを準備した。スラブを１１５０℃の温度で９０分間加熱し、オーステナイト分率を測定した。その後、熱間圧延して２．３ｍｍの厚さの熱延板を製造した。この熱延板を１０５０℃以上の温度で加熱した後、９１０℃で７０秒間維持し、水冷した後、酸洗した。次に、リバース（Ｒｅｖｅｒｓｅ）圧延機を用いて、計６回のパスを経て０．２３ｍｍの厚さに冷間圧延した。冷間圧延された鋼板は、炉中で昇温した後、水素：５０体積％および窒素：５０体積％の混合ガス雰囲気、露点温度６０℃、並びに、焼鈍温度８５０℃で１２０秒間維持して１次再結晶焼鈍をした。この後、ＭｇＯを塗布した後、コイル状に巻取って２次再結晶焼鈍した。２次再結晶焼鈍は、窒素：２５体積％および水素：７５体積％の混合ガス雰囲気で１２００℃まで昇温し、１２００℃到達後には水素：１００体積％のガス雰囲気で２０時間維持後、炉冷した。
【００３３】
最終的に得られた鋼板を表面洗浄後、絶縁コーティング液を塗布して、８３０℃で３０秒焼鈍した。その後に、Ｓｉｎｇｌｅ  ｓｈｅｅｔ測定法を利用して、１．７Ｔ、５０Ｈｚの条件で鉄損を測定し、８００Ａ／ｍの磁場下で誘導される磁束密度の大きさ（Ｔｅｓｌａ）を測定した。各鉄損値は条件別の平均を示したものである。
また、最終的に得られた鋼板の｛１００｝結晶面を有する集合組織の分率を分析した。
【００３４】
【表１】
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表１から確認できるとおり、Ｓｉ、ＣおよびＭｎの含有量を本発明の範囲内で制御した発明材１〜５の場合に、比較材１〜４に比べて優れた鉄損および磁束密度値を得ることができた。これは、スラブの加熱時、スラブ内のオーステナイト分率が精密に制御されて｛１００｝結晶面が残存する現象を抑制し、最終方向性電磁鋼板内でゴス集合組織を多量形成するからである。
【００３５】
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に製造され、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なものであり、限定的ではないと理解しなければならない。