(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
スラブの全体組成１００重量％を基準として、Ｃ：０．０１％〜０．１％、Ｓｉ：２．０％〜４．０％、Ｍｎ：０．０１％〜０．３０％、Ａｌ：０．００５％〜０．０４０％、Ｓｎ：０．００５％〜０．２０％、Ｓ：０．０００５％〜０．０２０％、Ｓｅ：０．０００５％〜０．０２０％、Ｐ：０．００５％〜０．１％、Ｎ：０．０００５％〜０．０１５％、Ｔｉ：０．０００１％〜０．０２０％、Ｖ：０．０００１％〜０．０２０％、Ｎｂ：０．０００１％〜０．０２０％、および、Ｂ：０．０００１％〜０．０２０％を含み、残部はＦｅおよびその他不純物からなるスラブを加熱した後、熱間圧延して熱延板を製造する段階と、
前記熱延板を焼鈍する段階と、
熱延板焼鈍が完了した鋼板を冷却した後、冷間圧延して冷延板を製造する段階と、
前記冷延板を脱炭焼鈍後に浸窒焼鈍するか、脱炭焼鈍および浸窒焼鈍を同時に実施する段階と、
前記脱炭焼鈍および浸窒焼鈍が完了した鋼板を最終焼鈍する段階とを含むが、
前記熱間圧延して熱延板を製造する段階において、熱間圧延終了温度は、８５０℃以上であり、
前記熱延板を製造する段階の後、熱延板を巻取る段階をさらに含み、熱延板の巻取温度は、６００℃以下であり、
前記熱延板焼鈍する段階は、鋼板を昇温させる昇温段階と、昇温が完了した後に鋼板を一次均熱する段階と、一次均熱が完了した鋼板を冷却した後、二次均熱する段階と、二次均熱が完了した鋼板を冷却する段階とを含み、
前記昇温段階は、１５℃／秒以上の昇温速度で一次均熱温度まで昇温し、
前記一次均熱する段階は、均熱温度１０００℃〜１１５０℃で実施し、前記二次均熱する段階は、均熱温度７００℃〜１０５０℃で実施するが、一次均熱温度と二次均熱温度との差は、２０℃以上であり、一次均熱が完了した鋼板を冷却する時、冷却速度は、１０℃／秒以上であり、二次均熱が完了した鋼板を２００℃以下の温度に冷却するが、冷却速度は、２０℃／秒以上であり、
前記浸窒焼鈍後、鋼板の総窒素含有量が０．０１８０〜０．０２５０重量％である、
方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
スラブの全体組成１００重量％を基準として、Ｃ：０．０１％〜０．１％、Ｓｉ：２．０％〜４．０％、Ｍｎ：０．０１％〜０．３０％、Ａｌ：０．００５％〜０．０４０％、Ｓｎ：０．００５％〜０．２０％、Ｓ：０．０００５％〜０．０２０％、Ｓｅ：０．０００５％〜０．０２０％、Ｐ：０．００５％〜０．１％、Ｎ：０．０００５％〜０．０１５％、Ｔｉ：０．０００１％〜０．０２０％、Ｖ：０．０００１％〜０．０２０％、Ｎｂ：０．０００１％〜０．０２０％、および、Ｂ：０．０００１％〜０．０２０％を含み、
Ｃｒ：０．００１％〜０．２０％、Ｎｉ：０．００１％〜０．２０％、Ｃｕ：０．００１％〜０．９０％、Ｍｏ：０．００２％〜０．１％、Ｓｂ：０．００５％〜０．２０％、Ｂｉ：０．０００５％〜０．１％、Ｐｂ：０．０００１％〜０．０２％、Ａｓ：０．０００１％〜０．０２％、またはこれらの組み合わせをさらに含み、
残部はＦｅおよびその他不純物からなるスラブを加熱した後、熱間圧延して熱延板を製造する段階と、
前記熱延板を焼鈍する段階と、
熱延板焼鈍が完了した鋼板を冷却した後、冷間圧延して冷延板を製造する段階と、
前記冷延板を脱炭焼鈍後に浸窒焼鈍するか、脱炭焼鈍および浸窒焼鈍を同時に実施する段階と、
前記脱炭焼鈍および浸窒焼鈍が完了した鋼板を最終焼鈍する段階とを含むが、
前記熱間圧延して熱延板を製造する段階において、熱間圧延終了温度は、８５０℃以上であり、
前記熱延板を製造する段階の後、熱延板を巻取る段階をさらに含み、熱延板の巻取温度は、６００℃以下であり、
前記熱延板焼鈍する段階は、鋼板を昇温させる昇温段階と、昇温が完了した後に鋼板を一次均熱する段階と、一次均熱が完了した鋼板を冷却した後、二次均熱する段階と、二次均熱が完了した鋼板を冷却する段階とを含み、
前記昇温段階は、１５℃／秒以上の昇温速度で一次均熱温度まで昇温し、
前記一次均熱する段階は、均熱温度１０００℃〜１１５０℃で実施し、前記二次均熱する段階は、均熱温度７００℃〜１０５０℃で実施するが、一次均熱温度と二次均熱温度との差は、２０℃以上であり、一次均熱が完了した鋼板を冷却する時、冷却速度は、１０℃／秒以上であり、二次均熱が完了した鋼板を２００℃以下の温度に冷却するが、冷却速度は、２０℃／秒以上であり、
前記浸窒焼鈍後、鋼板の総窒素含有量が０．０１８０〜０．０２５０重量％である、
方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記熱延板焼鈍する段階において、
前記一次均熱する段階は、５秒以上均熱処理する、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】
前記熱延板焼鈍する段階において、
前記二次均熱する段階は、１秒以上均熱処理する、請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記冷間圧延時の圧下率は、８０％以上である、請求項４に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
（ここで、圧下率は、（圧延前の鋼板の厚さ−圧延後の鋼板の厚さ）／（圧延前の鋼板の厚さ）である）
【請求項６】
前記冷間圧延は、１パスの圧延によって最終厚さまで冷間圧延するか、
中間焼鈍を含む２パス以上の圧延によって最終厚さまで冷間圧延するが、
最小１パスは、１５０℃〜３００℃で実施する、請求項５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記スラブに含まれているＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢ成分の総含有量は、スラブの全体組成１００重量％を基準として、０．０００４％〜０．０４３％である、請求項１〜６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８】
前記スラブに含まれているＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢ成分の総含有量は、スラブの全体組成１００重量％を基準として、０．０００４％〜０．０４０％である、請求項１〜６のいずれか１項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】
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】
一般に、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＞方位のＧｏｓｓ集合組織（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、Ｇｏｓｓ方位の結晶粒が二次再結晶という異常な結晶粒成長を形成させなければならない。このような異常な結晶成長は、通常の結晶粒成長とは異なり、正常な結晶粒成長が析出物、介在物、あるいは固溶または粒界に偏析する元素によって正常に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インヒビター（ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）と称し、｛１１０｝＜００１＞方位の二次再結晶による方向性電磁鋼板の製造技術に対する研究は、強力なインヒビターを用いて｛１１０｝＜００１＞方位に対する集積度が高い二次再結晶を形成して優れた磁気特性を確保するのに力を注いできた。
【０００３】
Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｖなどは、製銑および製鋼段階で不可避に含有される元素であるが、これら成分は析出物の形成を制御するのに困難が大きくてインヒビターとしての使用に困難が伴う。したがって、製鋼段階でできるたけ最低に含有されるように管理されてきた。これによって、製鋼工程が複雑で工程負荷が増加する問題が発生した。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明の一実施形態は、方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。また、本発明の他の実施形態は、方向性電磁鋼板を提供する。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、スラブの全体組成１００重量％を基準として、Ｎ：０．０００５％〜０．０１５％、Ｔｉ：０．０００１％〜０．０２０％、Ｖ：０．０００１％〜０．０２０％、Ｎｂ：０．０００１％〜０．０２０％、および、Ｂ：０．０００１％〜０．０２０％を含み、残部はＦｅおよびその他不純物を含むスラブを加熱した後、熱間圧延して熱延板を製造する段階と、前記熱延板を焼鈍する段階と、熱延板焼鈍が完了した鋼板を冷却した後、冷間圧延して冷延板を製造する段階と、前記冷延板を脱炭焼鈍後に浸窒焼鈍するか、脱炭焼鈍および浸窒焼鈍を同時に実施する段階と、前記脱炭焼鈍および浸窒焼鈍が完了した鋼板を最終焼鈍する段階とを含む。
【０００６】
前記熱延板焼鈍する段階は、鋼板を昇温させる昇温段階と、昇温が完了した後に鋼板を一次均熱する段階と、一次均熱が完了した鋼板を冷却した後、二次均熱する段階とを含み、前記昇温段階は、１５℃／秒以上の昇温速度で一次均熱温度まで昇温するものであってもよい。
【０００７】
前記一次均熱する段階は、均熱温度１０００℃〜１１５０℃で実施するものであってもよい。
【０００８】
前記一次均熱する段階は、５秒以上均熱処理するものであってもよい。
【０００９】
前記二次均熱する段階は、均熱温度７００℃〜１０５０℃で実施するが、一次均熱温度と二次均熱温度との差は、２０℃以上であってもよい。
【００１０】
一次均熱が完了した鋼板を冷却する時、冷却速度は、１０℃／秒以上であってもよい。
【００１１】
熱延板焼鈍が完了した鋼板を冷却する時、２００℃以下の温度に冷却するが、冷却速度は、２０℃／秒以上であってもよい。
【００１２】
前記二次均熱する段階は、１秒以上均熱処理するものであってもよい。
【００１３】
前記熱間圧延して熱延板を製造する段階において、熱間圧延終了温度は、８５０℃以上であってもよい。
【００１４】
前記熱延板を製造した後、熱延板を巻取る段階をさらに含み、熱延板の巻取温度は、６００℃以下であってもよい。
【００１５】
前記冷間圧延時の圧下率は、８０％以上であってもよい。（ここで、圧下率は、（圧延前の鋼板の厚さ−圧延後の鋼板の厚さ）／（圧延前の鋼板の厚さ）である）
【００１６】
前記冷間圧延は、１パスの圧延によって最終厚さまで冷間圧延するか、中間焼鈍を含む２パス以上の圧延によって最終厚さまで冷間圧延するが、前記冷間圧延中の最小１パスは、１５０℃〜３００℃で実施するものであってもよい。
【００１７】
前記スラブは、スラブの全体組成１００重量％を基準として、Ｃ：０．０１％〜０．１％、Ｓｉ：２．０％〜４．０％、Ｍｎ：０．０１％〜０．３０％、Ａｌ：０．００５％〜０．０４０％、Ｓｎ：０．００５％〜０．２０％、Ｓ：０．０００５％〜０．０２０％、Ｓｅ：０．０００５％〜０．０２０％、および、Ｐ：０．００５％〜０．１％をさらに含んでもよい。
【００１８】
前記スラブに含まれているＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢ成分の総量は、重量％で、０．０００１％〜０．０４０％であってもよい。
【００１９】
前記スラブは、スラブの全体組成１００重量％を基準として、Ｃｒ：０．００１％〜０．２０％、Ｎｉ：０．００１％〜０．２０％、Ｃｕ：０．００１％〜０．９０％、Ｍｏ：０．００２％〜０．１％、Ｓｂ：０．００５％〜０．２０％、Ｂｉ：０．０００５％〜０．１％、Ｐｂ：０．０００１％〜０．０２％、Ａｓ：０．０００１％〜０．０２％、またはこれらの組み合わせをさらに含んでもよい。
【００２０】
本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板は、電磁鋼板の全体組成１００重量％を基準として、Ｎ：０．０００５％〜０．０１５％、Ｔｉ：０．０００１％〜０．０２０％、Ｖ：０．０００１％〜０．０２０％、Ｎｂ：０．０００１％〜０．０２０％、および、Ｂ：０．０００１％〜０．０２０％を含み、残部はＦｅおよびその他不純物を含む。また、前記Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢ成分の総量は、重量％で、０．０００１％〜０．０４３％であってもよい。具体的には、前記Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢ成分の総量は、重量％で、０．０００１％〜０．０４０％であってもよい。
【００２１】
前記方向性電磁鋼板において、電磁鋼板の全体組成１００重量％を基準として、Ｔｉ窒化物に存在するＴｉの含有量は０．０００１重量％以上であり、Ｖ窒化物に存在するＶの含有量が０．０００１重量％以上であり、Ｎｂ窒化物に存在するＮｂの含有量が０．０００１重量％以上であり、Ｂ窒化物に存在するＢの含有量が０．０００１重量％以上であってもよい。
【００２２】
また、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、またはこれらの組み合わせである窒化物が結晶粒界に偏析していてよい。
【００２３】
さらに、前記電磁鋼板は、電磁鋼板の全体組成１００重量％を基準として、Ｃ：０．０１％〜０．１％、Ｓｉ：２．０％〜４．０％、Ｍｎ：０．０１％〜０．３０％、Ａｌ：０．００５％〜０．０４０％、Ｓｎ：０．００５％〜０．２０％、Ｓ：０．０００５％〜０．０２０％、Ｓｅ：０．０００５％〜０．０２０％、および、Ｐ：０．００５％〜０．１％をさらに含んでもよい。
【００２４】
また、前記電磁鋼板は、電磁鋼板の全体組成１００重量％を基準として、Ｃｒ：０．００１％〜０．２０％、Ｎｉ：０．００１％〜０．２０％、Ｃｕ：０．００１％〜０．９０％、Ｍｏ：０．００２％〜０．１％、Ｓｂ：０．００５％〜０．２０％、Ｂｉ：０．０００５％〜０．１％、Ｐｂ：０．０００１％〜０．０２％、Ａｓ：０．０００１％〜０．０２％、またはこれらの組み合わせをさらに含んでもよい。
【発明の効果】
【００２５】
本発明の一実施形態によれば、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、またはこれらの組み合わせである窒化物は微細に析出させて、方向性電磁鋼板製造工程中のインヒビターとして用いることができる。
【００２６】
また、本発明の一実施形態によれば、磁性に優れ、鉄損が低い方向性電磁鋼板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
本発明の利点および特徴、そしてそれらを達成する方法は、添付した図面と共に詳細に後述する実施形態を参照すれば明確になるであろう。しかし、本発明は、以下に開示される実施形態に限定されるものではなく、互いに異なる多様な形態で実現可能であり、単に本実施形態は、本発明の開示が完全になるようにし、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に発明の範疇を完全に知らせるために提供されるものであり、本発明は請求項の範疇によってのみ定義される。明細書全体にわたって同一の参照符号は同一の構成要素を指し示す。
【００２８】
したがって、いくつかの実施形態において、よく知られた技術は本発明が曖昧に解釈されるのを避けるために具体的に説明されない。別の定義がなければ、本明細書で使用される全ての用語（技術および科学的用語を含む）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に共通して理解できる意味で使用されるはずである。明細書全体において、ある部分がある構成要素を「含む」とする時、これは、特に反対の記載がない限り、他の構成要素を除くのではなく、他の構成要素をさらに包含できることを意味する。また、単数形は、文章で特に言及しない限り、複数形も含む。
【００２９】
また、特に言及しない限り、％は、重量％を意味する。
【００３０】
以下、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法を説明する。
【００３１】
まず、スラブの全体組成１００重量％を基準として、Ｎ：０．０００５％〜０．０１５％、Ｔｉ：０．０００１％〜０．０２０％、Ｖ：０．０００１％〜０．０２０％、Ｎｂ：０．０００１％〜０．０２０％、および、Ｂ：０．０００１％〜０．０２０％を含み、残部はＦｅおよびその他不純物を含むスラブを準備する。
【００３２】
前記スラブに含まれているＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢ成分の総量は、重量％で、０．０００１％〜０．０４０％であってもよい。
【００３３】
前記スラブは、重量％で、Ｃ：０．０１％〜０．１％、Ｓｉ：２．０％〜４．０％、Ｍｎ：０．０１％〜０．３０％、Ａｌ：０．００５％〜０．０４０％、Ｓｎ：０．００５％〜０．２０％、Ｓ：０．０００５％〜０．０２０％、Ｓｅ：０．０００５％〜０．０２０％、および、Ｐ：０．００５％〜０．１％をさらに含んでもよい。
【００３４】
前記スラブは、重量％で、Ｃｒ：０．００１％〜０．２０％、Ｎｉ：０．００１％〜０．２０％、Ｃｕ：０．００１％〜０．９０％、Ｍｏ：０．００２％〜０．１％、Ｓｂ：０．００５％〜０．２０％、Ｂｉ：０．０００５％〜０．１％、Ｐｂ：０．０００１％〜０．０２％、Ａｓ：０．０００１％〜０．０２％、またはこれらの組み合わせをさらに含んでもよい。
【００３５】
まず、成分限定の理由について説明する。
【００３６】
Ｎは、窒化物を形成してインヒビターとして作用する元素である。０．０１５％超過時、熱延後の工程で窒素拡散による表面欠陥をもたらすことがあり、０．０００５％未満であれば、窒化物の形成が少なくて結晶粒の大きさが粗大になって一次再結晶粒の大きさの制御が難しくなり、不安定な二次再結晶をもたらすことがある。
【００３７】
Ｔｉは、本発明の一実施形態において、窒化物を形成してインヒビターとして作用する元素である。Ｔｉ含有量が０．０００１％未満であれば、インヒビターとして結晶成長抑制効果が低下し、０．０２％超過であれば、抑制力が強くて二次再結晶が起こらなくなり、純化焼鈍後にもＴｉＮが多量存在して磁性を低下させることがある。
【００３８】
Ｖは、本発明の一実施形態において、窒化物を形成してインヒビターとして作用する元素である。Ｖ含有量が０．０００１％未満であれば、インヒビターとして結晶成長抑制効果が低下し、０．０２％超過であれば、炭化物を形成して磁性を低下させることがある。
【００３９】
Ｎｂは、本発明の一実施形態において、窒化物を形成してインヒビターとして作用する元素である。Ｎｂ含有量が０．０００１％未満であれば、インヒビターとして結晶成長抑制効果が低下し、０．０２％超過であれば、炭化物を形成して磁性を低下させることがある。
【００４０】
Ｂは、本発明の一実施形態において、窒化物を形成してインヒビターとして作用する元素である。Ｂ含有量が０．０００１％未満であれば、インヒビターとして結晶成長抑制効果が低下し、０．０２％超過であれば、炭化物を形成して磁性を低下させることがある。
【００４１】
Ｃは、０．０１％以上添加され、オーステナイト相変態を促進し、方向性電磁鋼板の熱延組織を均一にし、冷間圧延時、Ｇｏｓｓ方位の結晶粒形成を促進する。０．１０％超過時、微細な熱延組織の形成で一次再結晶粒が微細になって粗大なカーバイドを形成し、セメンタイトを形成して組織に不均一をもたらすことがある。
【００４２】
Ｓｉは、電磁鋼板の比抵抗を増加させて鉄心損失を低下させる役割を果たす。Ｓｉ含有量が２．０％未満であれば、比抵抗が減少して鉄損特性が劣化し、４．０％超過時、鋼の脆性が大きくなって冷間圧延が極めて難しくなり得る。
【００４３】
Ｍｎは、比抵抗を増加させて鉄損を減少させる効果もあり、Ｓと反応してＭｎＳ析出物を形成することによって、一次再結晶粒の成長をインヒビターとして使用されたりする。Ｍｎが０．０１％未満であれば、熱間圧延時、亀裂現象を抑制しにくく、比抵抗増加効果もわずかであり得る。０．３％超過時、Ｍｎ酸化物が形成されて表面品質を低下させることがある。
【００４４】
Ａｌは、ＡｌＮを形成してインヒビターとして作用する。Ａｌ含有量が０．００５％未満の場合には、インヒビターとしての抑制力が不足し、０．０４％超過の場合には、析出物が粗大に成長してインヒビターとしての役割を果たせないことがある。
【００４５】
Ｓｎは、結晶粒界の移動を妨げ、Ｇｏｓｓ方位の結晶粒生成を促進する。Ｓｎが０．００５％未満であれば、結晶粒界の移動を妨げる効果を示しにくく、０．２％超過時、鋼板の脆性が大きくなり得る。
【００４６】
Ｓは、硫化物を形成してインヒビターの役割を果たす。本発明の一実施形態では、補助的なインヒビターとして役割が可能である。Ｓが０．０００５％未満であれば、ＭｎＳの形成が難しく、０．０２％超過時、二次再結晶を困難にし、熱間圧延時、高温亀裂現象をもたらすことがある。
【００４７】
Ｓｅは、Ｍｎと反応してＭｎＳｅ析出物を形成してインヒビターの役割を果たすことができる。Ｓｅが０．０００５％未満であれば、ＭｎＳｅを形成しにくく、０．０２％超過時、二次再結晶を困難にし、熱間圧延時、高温亀裂現象をもたらすことがある。
【００４８】
Ｐは、インヒビターの役割が可能であり、集合組織の側面で｛１１０｝＜００１＞集合組織を改善する効果がある。Ｐの含有量が０．００５％未満であれば、インヒビターの役割を果たせず、０．１％超過時、脆性が増加して圧延性が劣化することがある。
【００４９】
Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢ成分の総量が０．００１％未満であれば、インヒビターとして結晶成長抑制効果が低下し、０．０４３％超過時、炭窒化物が粗大化して磁性が低下することがある。
【００５０】
また、本発明の一実施形態において、Ｃｒ：０．００１％〜０．２０％、Ｎｉ：０．００１％〜０．２０％、Ｃｕ：０．００１％〜０．９０％、Ｍｏ：０．００２％〜０．１％、Ｓｂ：０．００５％〜０．２０％、Ｂｉ：０．０００５％〜０．１％、Ｐｂ：０．０００１％〜０．０２％、Ａｓ：０．０００１％〜０．０２％、またはこれらの組み合わせをスラブ中にさらに含むことで、Ｇｏｓｓ方位結晶粒を増加させ、表面品質を安定化させることができる。
【００５１】
前記スラブを加熱した後、熱間圧延して熱延板を製造する。
【００５２】
前記スラブを加熱する温度は、１０５０℃〜１２５０℃であってもよい。
【００５３】
また、本発明の一実施形態では、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、またはこれらの組み合わせである窒化物をインヒビターとして用いるために、熱間圧延終了温度は、８５０℃以上であってもよい。より具体的には８５０〜９３０℃であってもよい。熱間圧延終了温度が８５０℃未満であれば、熱間圧延負荷が増加し、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢ成分が鋼中に炭素および窒素と反応して粗大な炭化物あるいは窒化物を形成してインヒビター効果が低下することがある。
【００５４】
さらに、本発明の一実施形態では、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、またはこれらの組み合わせである窒化物をインヒビターとして用いるために熱延板を製造した後、熱延板を巻取る場合、巻取温度は６００℃以下の温度で巻取ることができる。より具体的には５３０〜６００℃であってもよい。巻取温度が６００℃超過であれば、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢ成分が粗大な炭化物を形成してインヒビター効果が低下することがある。
【００５５】
製造された熱延板は、熱延板焼鈍を実施する。
【００５６】
本発明の一実施形態では、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、またはこれらの組み合わせである窒化物をインヒビターとして用いるために、下記の熱延板焼鈍方法を提供することができる。
【００５７】
本発明の一実施形態において、熱延板焼鈍する段階は、鋼板を昇温させる昇温段階と、昇温が完了した後に鋼板を一次均熱する段階と、一次均熱が完了した鋼板を冷却した後、二次均熱する段階とを含む。
【００５８】
前記昇温段階は、１５℃／秒以上の昇温速度で熱延板の巻取温度以下から一次均熱温度まで昇温することができる。より具体的には３０〜５０℃／秒であってもよい。昇温速度が１５℃／秒未満であれば、昇温過程で炭化物あるいは窒化物が形成される。
【００５９】
また、前記一次均熱温度は、１０００℃〜１１５０℃であってもよい。１０００℃未満の場合、炭化物や窒化物が再固溶せずに析出および成長しやすく、これは、二次再結晶を困難にする。１１５０℃超過であれば、熱延板の再結晶粒の結晶成長が粗大になって適切な一次再結晶微細組織を形成しにくくなり得る。
【００６０】
さらに、一次均熱段階において、均熱維持時間は、５秒以上であってもよい。５秒未満の場合、炭化物および窒化物が再固溶する時間が不足して、必要とする析出物構造を確保しにくくなり得る。
【００６１】
前記二次均熱する段階は、均熱温度７００℃〜１０５０℃であってもよい。７００℃未満の場合には、窒化物のほか、炭化物も共に形成されて均一な一次再結晶微細組織を生成しにくいことがある。１０５０℃超過時、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ成分が析出せずに固溶状態で存在し、冷間圧延時に炭化物を形成して均一な一次再結晶微細組織を確保しにくくなり得る。
【００６２】
また、二次均熱段階において、均熱維持時間は、１秒以上であってもよい。１秒未満の場合は、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、またはこれらの組み合わせである窒化物が析出しにくくなり得る。
【００６３】
さらに、一次均熱温度と二次均熱温度との差は、２０℃以上であってもよい。
【００６４】
昇温および一次均熱処理によって固溶しているＴｉＮ、ＶＮ、ＮｂＮ、ＢＮ析出物の形成元素が微細で均一な析出のためには析出駆動力が必要であり、このような析出駆動力は、一次均熱温度と二次均熱温度との温度差となる。一次均熱温度と二次均熱温度との差は２０℃未満であれば、析出駆動力が不足して、ＴｉＮ、ＶＮ、ＮｂＮ、およびＢＮ析出現象が起こりにくくなり得る。したがって、冷間圧延工程において、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ成分が炭化物を形成する問題が発生し得る。
【００６５】
また、一次均熱が完了した鋼板を冷却する時の冷却速度は、１０℃／秒以上であってもよい。より具体的には２５〜１００℃／秒であってもよい。１０℃／秒未満であれば、析出駆動力が低下してＴｉＮ、ＶＮ、ＮｂＮ、ＢＮ析出現象が起こりにくくなり得る。
【００６６】
さらに、二次均熱が完了した鋼板を冷却する時、２０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下の温度まで冷却することができる。より具体的には２５〜２００℃／秒であってもよい。冷却速度が２０℃／秒未満であれば、冷却過程でＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢの窒化物が粗大に析出して最終磁気特性を劣化させることがある。
【００６７】
熱延板焼鈍が完了した鋼板は、冷間圧延して冷延板を製造する。
【００６８】
前記冷間圧延は、１パスの圧延によって最終厚さまで冷間圧延するか、２パス以上の圧延によって最終厚さまで冷間圧延することができる。２パス以上の圧延によって最終厚さまで冷間圧延する場合、各パスの間に１回以上の中間焼鈍を実施することができる。
【００６９】
また、前記冷間圧延時の最小１パスは、１５０℃〜３００℃で実施することができる。１５０℃以上で冷間圧延を実施すると、固溶炭素による加工硬化でＧｏｓｓ方位の二次再結晶核の生成が向上して磁束密度を高めることができる。しかし、３００℃超過時、固溶炭素による加工硬化効果が弱くなって、Ｇｏｓｓ方位の二次再結晶核の発生がわずかになり得る。
【００７０】
さらに、前記冷間圧延時の圧下率は、８０％以上であってもよい。ここで、圧下率は、（圧延前の鋼板の厚さ−圧延後の鋼板の厚さ）／（圧延前の鋼板の厚さ）である。８０％未満であれば、Ｇｏｓｓ方位の集積度が低くて磁束密度が低下することがある。
【００７１】
冷間圧延が完了した冷延板は、脱炭焼鈍後に浸窒焼鈍する。あるいは、脱炭焼鈍および浸窒焼鈍を同時に実施することができる。脱炭焼鈍時、２０℃／秒以上の速度で７００℃以上の温度まで昇温することができる。昇温速度が２０℃／秒未満の場合には、Ｇｏｓｓ方位の一次再結晶粒の形成がわずかで磁束密度が劣化することがある。
【００７２】
ＮＨ３ガスによって浸窒焼鈍を実施し、浸窒焼鈍によってＡｌＮ、（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎ；（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎ；またはＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、またはＢを含む複合窒化物が形成される。
【００７３】
脱炭焼鈍および浸窒焼鈍が完了すると、最終焼鈍を実施する。
【００７４】
最終焼鈍時、１０００℃以上に昇温した後、長時間均熱焼鈍して二次再結晶を起こして｛１１０｝＜００１＞Ｇｏｓｓ方位の集合組織が形成され、この時、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、またはこれらの組み合わせである窒化物がインヒビターとして作用する。
【００７５】
また、最終焼鈍時、昇温区間では、窒素と水素の混合ガスに維持して、粒子成長抑制剤の窒化物を保護して二次再結晶がよく発達できるようにし、二次再結晶が完了した後には、水素雰囲気で長時間維持して不純物を除去することができる。
【００７６】
以下、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板について説明する。
【００７７】
本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｎ：０．０００５％〜０．０１５％、Ｔｉ：０．０００１％〜０．０２０％、Ｖ：０．０００１％〜０．０２０％、Ｎｂ：０．０００１％〜０．０２０％、および、Ｂ：０．０００１％〜０．０２０％を含み、残部はＦｅおよびその他不純物を含む。また、前記Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢ成分の総量は、重量％で、０．０００１％〜０．０４０％であってもよい。
【００７８】
前記方向性電磁鋼板において、Ｔｉ窒化物に存在するＴｉの含有量は０．０００１重量％以上であり、Ｖ窒化物に存在するＶの含有量が０．０００１重量％以上であり、Ｎｂ窒化物に存在するＮｂの含有量が０．０００１重量％以上であり、Ｂ窒化物に存在するＢの含有量が０．０００１重量％以上であってもよい。さらに、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、またはこれらの組み合わせである窒化物が結晶粒界に偏析していてよい。これは、本発明の一実施形態において、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、またはこれらの組み合わせである窒化物が二次再結晶焼鈍過程でインヒビターとして作用したからである。
【００７９】
また、前記電磁鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０１％〜０．１％、Ｓｉ：２．０％〜４．０％、Ｍｎ：０．０１％〜０．３０％、Ａｌ：０．００５％〜０．０４０％、Ｓｎ：０．００５％〜０．２０％、Ｓ：０．０００５％〜０．０２０％、Ｓｅ：０．０００５％〜０．０２０％、および、Ｐ：０．００５％〜０．１％をさらに含んでもよい。
【００８０】
さらに、前記電磁鋼板は、重量％で、Ｃｒ：０．００１％〜０．２０％、Ｎｉ：０．００１％〜０．２０％、Ｃｕ：０．００１％〜０．９０％、Ｍｏ：０．００２％〜０．１％、Ｓｂ：０．００５％〜０．２０％、Ｂｉ：０．０００５％〜０．１％、Ｐｂ：０．０００１％〜０．０２％、Ａｓ：０．０００１％〜０．０２％、またはこれらの組み合わせをさらに含んでもよい。
【００８１】
方向性電磁鋼板の成分限定の理由は、スラブの成分限定の理由で説明したので、それ以上の詳細な説明は省略する。
【００８２】
以下、実施例を通じて詳細に説明する。ただし、下記の実施例は本発明を例示するものに過ぎず、本発明の内容が下記の実施例によって限定されるものではない。
【実施例】
【００８３】
＜実施例１＞
重量％で、Ｃ：０．０５５％、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．１２％、Ａｌ：０．０２４％、Ｓ：０．００５０％、Ｓｅ：０．００３０％、Ｎ：０．００５０％、Ｐ：０．０３％、および、Ｓｎ：０．０６％を含み、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、および、Ｂを表１のように含み、残部Ｆｅとその他不可避に添加される不純物を含有するスラブを１１５０℃の温度に加熱した後、熱間圧延した。
【００８４】
熱間圧延時、９００℃で圧延を終了して、最終厚さ２．３ｍｍの熱延板を製造した後、冷却して、５５０℃で巻取った。
【００８５】
以降、熱延板を２５℃／秒の昇温速度で一次均熱温度：１０８０℃まで加熱して３０秒維持した後、１５℃／秒の冷却速度で二次均熱温度：９００℃まで冷却してから１２０秒間維持し、２０℃／秒の冷却速度で常温まで冷却した。
【００８６】
以降、鋼板を酸洗した後、０．２３ｍｍの厚さに１回冷間圧延するが、冷間圧延中の鋼板温度は２２０℃となるようにした。以降、冷延板を、８６５℃の温度で、水素、窒素、および、アンモニアの混合ガス雰囲気で１５５秒間維持して、鋼板の総窒素含有量が０．０２００重量％となるように脱炭および窒化処理を同時に実施した。
【００８７】
次に、鋼板に焼鈍分離剤のＭｇＯを塗布してコイル状に二次再結晶の高温焼鈍を実施した。高温焼鈍中、１２００℃まで昇温時、２５体積％Ｎ２および７５体積％Ｈ２の混合ガス雰囲気とし、１２００℃到達後には、１００体積％Ｈ２雰囲気で１０時間維持後に徐冷した。それぞれの合金成分系に対する二次再結晶の高温焼鈍後の磁気的特性（Ｗ１７／５０、Ｂ８）を測定した値は表１の通りである。
【００８８】
【表１】
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【００８９】
前記表１から確認できるように、本発明の一実施形態に係る成分系の電磁鋼板の磁気的特性に優れていることが分かる。
【００９０】
＜実施例２＞
重量％で、Ｃ：０．０５１％、Ｓｉ：３．２％、Ｍｎ：０．０９％、Ａｌ：０．０２６％、Ｓ：０．００４０％、Ｓｅ：０．００２０％、Ｎ：０．００６％、Ｐ：０．０５％、Ｓｎ：０．０５％、Ｔｉ：０．００８０％、Ｖ：０．００５１％、Ｎｂ：０．００３５％、および、Ｂ：０．００３５％を含み、残部Ｆｅとその他不可避に添加される不純物を含有するスラブを１１５０℃の温度まで加熱した後、熱間圧延した。その後、表２のように熱間圧延終了温度および巻取温度を異ならせて、厚さ２．３ｍｍの熱延板を製造した。前記熱延板を２５℃／秒以上の昇温速度で一次均熱温度：１０８０℃まで加熱して３０秒維持した後、１５℃／秒の冷却速度で二次均熱温度：９００℃まで冷却してから１２０秒間維持し、２０℃／秒の冷却速度で常温まで冷却した。
【００９１】
以降、鋼板を酸洗した後、０．２３ｍｍの厚さに冷間圧延し、冷間圧延中の鋼板の温度は２００℃となるようにした。冷延板を５０℃／秒の昇温率で昇温して、８６０℃の温度で、水素、窒素、および、アンモニアの混合ガス雰囲気で１８０秒間維持して、鋼板の総窒素含有量が０．０２１０重量％となるように脱炭および窒化処理を同時に実施した。次に、鋼板に焼鈍分離剤を塗布してコイル状に二次再結晶焼鈍を実施した。高温焼鈍は１２００℃まで２５体積％：Ｎ２および７５体積％：Ｈ２の混合ガス雰囲気で昇温し、１２００℃到達後には、１００体積％：Ｈ２ガスで２０時間維持後に徐冷した。
【００９２】
【表２】
0006496411.tif 000003
【００９３】
前記表２に示しているように、熱間圧延終了温度が８５０℃未満の場合、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂの窒化物形成が促進されて、均一な一次再結晶形成が妨げられ、安定した二次再結晶による優れた磁気特性の確保が難しかった。また、巻取温度が６００℃以上の場合には、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂなどの炭窒化物形成の可能性が高まることによって、二次再結晶が不安定で優れた磁気特性の確保が難しかった。
【００９４】
＜実施例３＞
重量％で、Ｃ：０．０５８％、Ｓｉ：３．４％、Ｍｎ：０．１５％、Ａｌ：０．０２８％、Ｓ：０．００３０％、Ｓｅ：０．００５０％、Ｎ：０．００８％、Ｐ：０．０３％、Ｓｎ：０．０８％、Ｔｉ：０．００５０％、Ｖ：０．００５０％、Ｎｂ：０．０１５０％、および、Ｂ：０．００３５％を含み、残部Ｆｅとその他不可避に添加される不純物を含有するスラブを１１５０℃の温度に加熱した後、熱間圧延した。熱間圧延時、８８０℃で圧延を終了し、厚さ２．６ｍｍの熱延板を製造した後、５３０℃で巻取った。
【００９５】
以降、熱延板焼鈍時、表３のように、昇温速度、一次均熱温度、二次均熱温度を変更して熱延板焼鈍を実施した。一次均熱が完了した後、一次均熱温度から二次均熱温度への冷却速度、および二次均熱温度が完了してから常温までの冷却速度は３０℃／秒とした。
【００９６】
以降、鋼板を０．２７ｍｍの厚さに１回冷間圧延し、冷間圧延中の鋼板温度は１８０℃となるようにした。
【００９７】
以降、常温から１００℃／秒の昇温率で均熱温度８７０℃まで昇温した後、水素および窒素雰囲気で脱炭焼鈍した後に、水素、窒素、および、アンモニアの混合ガス雰囲気中で窒化処理して、鋼板の総窒素含有量が０．０１８０重量％となるようにした。次に、鋼板に焼鈍分離剤のＭｇＯを塗布してコイル状に巻取った後、１２００℃まで２５体積％Ｎ２および７５体積％Ｈ２の混合ガス雰囲気で昇温した後、１２００℃到達後には、１００体積％Ｈ２雰囲気で２０時間維持後に徐冷した。
【００９８】
【表３】
0006496411.tif 000004
【００９９】
表３に示されているように、熱延板焼鈍時、１５℃／秒未満と昇温率が低い場合、昇温中にＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂの炭窒化物が微細に析出する傾向が増加して二次再結晶が不安定になり、加熱温度が１１５０℃以上と高かったり、あるいは１０００℃未満と低い場合、熱間圧延時、微細析出したＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂの窒化物の固溶がうまく行われず、二次再結晶も不安定になる。一方、加熱および均熱温度との差が２０℃未満の場合と均熱温度が１０５０℃以上と高い場合には、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂの窒化物の再析出が起こらずに固溶している状態で存在する。この場合、冷間圧延および脱炭焼鈍工程で炭窒化物を形成することによって、一次再結晶微細組織を小さくして優れた磁気特性を確保できる二次再結晶形成を不安定にする。また、均熱温度が７００℃未満の場合、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂの窒化物と共に炭化物形成の可能性が高まることによって、二次再結晶が不安定になって磁性が劣化する。
【０１００】
＜実施例４＞
重量％で、Ｃ：０．０４８％、Ｓｉ：３．２％、Ｍｎ：０．１０％、Ａｌ：０．０３２％、Ｓ：０．００３０％、Ｓｅ：０．００３０％、Ｎ：０．００８０％、Ｐ：０．０７％、Ｓｎ：０．０３％、Ｔｉ：０．０１００％、Ｖ：０．００３０％、Ｎｂ：０．００５０％、および、Ｂ：０．００２５％を含み、残部Ｆｅとその他不可避に添加される不純物を含有するスラブを１１５０℃の温度に加熱した後、熱間圧延した。
【０１０１】
熱間圧延時、８６０℃で圧延を終了して、最終厚さ２．０ｍｍの熱延板を製造した後、冷却して、５００℃で巻取った。
【０１０２】
以降、熱延板を２５℃／秒の昇温速度で一次均熱温度１１２０℃まで加熱して６０秒維持した後、表４に示された冷却速度（一次冷却速度）で二次均熱温度９００℃まで冷却してから１２０秒間維持し、表４に示された冷却速度（二次冷却速度）で常温まで冷却して熱延板焼鈍をした。
【０１０３】
以降、鋼板を酸洗した後、０．３０ｍｍの厚さに１回冷間圧延するが、冷間圧延中の鋼板温度は２５０℃となるようにした。
【０１０４】
以降、冷延板を８７５℃の温度で水素、窒素、および、アンモニアの混合ガス雰囲気で２００秒間維持して、鋼板の総窒素含有量が０．０２５０重量％となるように脱炭および窒化処理を同時に実施した。
【０１０５】
次に、鋼板に焼鈍分離剤のＭｇＯを塗布してコイル状に二次再結晶の高温焼鈍を実施した。高温焼鈍中、１２００℃まで昇温時、２５体積％Ｎ２および７５体積％Ｈ２の混合ガス雰囲気とし、１２００℃到達後には、１００体積％Ｈ２雰囲気で１０時間維持後に徐冷した。
【０１０６】
【表４】
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【０１０７】
表４のように、一次冷却速度が１０℃／秒未満の場合、熱延板焼鈍時、加熱段階で固溶したＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ成分が微細な窒化物を形成するための析出駆動力が低下する。したがって、固溶状態で熱延板焼鈍が完了すると、冷間圧延と脱炭焼鈍工程時、微細なＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂの炭窒化物を形成することによって、一次再結晶組織を微細にして二次再結晶が不安定になる。また、二次冷却速度が２０℃／秒未満の場合には、均熱帯から常温に冷却が徐々に行われ、冷却過程でＡｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂの炭窒化物が粗大に形成される可能性が高まり、これは、二次再結晶の形成を不安定にして最終磁気特性を劣化させる。
【０１０８】
以上、本発明の実施例を説明したが、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、本発明がそ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できることを理解するであろう。
【０１０９】
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。本発明の範囲は、上記の詳細な説明よりは後述する特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲の意味および範囲、そしてその均等概念から導出されるあらゆる変更または変更された形態が本発明の範囲に含まれると解釈されなければならない。