(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ｃ：０．１％〜０．４％、を含み、残部がＦｅおよびその他不可避に混入する不純物からなるスラブを提供する段階と、
前記スラブを再加熱する段階と、
前記スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記熱延鋼板を熱延板焼鈍する段階と、
前記熱延板焼鈍された熱延鋼板を１次冷間圧延する段階と、
前記１次冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階と、
前記脱炭焼鈍された鋼板を２次冷間圧延する段階と、
前記２次冷間圧延された鋼板を連続的な最終焼鈍する段階と、
最終焼鈍された鋼板を酸洗する段階と、
前記酸洗された鋼板にセラミックコーティング層を形成する段階と、を含み、
前記酸洗する段階は、５〜５０質量％の酸水溶液を用いて、５０〜１００℃の温度で１５秒〜１００秒間酸洗することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記熱延板焼鈍する段階において、脱炭過程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の製造方法。
【請求項３】
前記熱延板焼鈍する段階は、８５０℃〜９５０℃の温度および露点温度５０℃以上で焼鈍する段階と、１０００℃〜１２００℃の温度および露点温度０℃以下で焼鈍する段階とを含むことを特徴とする請求項１乃至請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記１次冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階は、８５０℃〜９５０℃の温度および露点温度５０℃以上で焼鈍する段階と、１０００℃〜１２００℃の温度および露点温度０℃以下で焼鈍する段階とを含むことを特徴とする請求項１乃至請求項３の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記１次冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階および前記脱炭焼鈍済みの鋼板を２次冷間圧延する段階は、２回以上繰り返されることを特徴とする請求項１乃至請求項４の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記最終焼鈍する段階は、８５０℃〜１０００℃の温度および露点温度７０℃以下で焼鈍する段階と、１０００℃〜１２００℃の温度およびＨ２    ５０体積％以上の雰囲気で焼鈍する段階とを含むことを特徴とする請求項１乃至請求項５の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記セラミックコーティング層を形成する段階は、不活性ガスをプラズマ化した熱源にセラミック粉末を供給してセラミックコーティング層を形成することを特徴とする請求項１乃至請求項６の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記セラミック粉末は、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、またはＺｒＯ２を含むことを特徴とする請求項７に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記１次冷間圧延する段階から前記セラミックコーティング層を形成する段階は、連続して行われることを特徴とする請求項１乃至請求項８の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項１０】
質量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ｃ：０．００２％以下（０％を含まない）、を含み、残部がＦｅおよびその他不可避に混入する不純物からなる基材と、
前記基材の表面上に形成されたセラミックコーティング層とを含み、
前記基材は、鋼板の厚さ方向に垂直な面に対して、外接円の直径（Ｄ１）と内接円の直径（Ｄ２）との比（Ｄ２／Ｄ１）が０．５以上であるゴス結晶粒が、全体ゴス結晶粒中の９５面積％以上含み、
前記基材は、前記基材の表面から基材の内部に２〜５μｍの深さまで形成された酸素欠乏層を含み、
前記酸素欠乏層は、酸素を１００ｐｐｍ以下含むことを特徴とする方向性電磁鋼板。
【請求項１１】
前記酸素欠乏層は、Ｍｇを１００ｐｐｍ以下含むことを特徴とする請求項１０に記載の方向性電磁鋼板。
【請求項１２】
前記セラミックコーティング層の厚さは、１０ｎｍ〜４μｍであることを特徴とする請求項１０または請求項１１に記載の方向性電磁鋼板。
【請求項１３】
前記セラミックコーティング層は、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、またはＺｒＯ２を含むことを特徴とする請求項１０乃至請求項１２の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板。
【請求項１４】
前記セラミックコーティング層は、圧延方向に、幅（ｗ）が１０〜１００ｍｍ、間隔（ｄ）が１０〜１００ｍｍのパターンを形成することを特徴とする請求項１０乃至請求項１３の何れか１項に記載の方向性電磁鋼板。
【請求項１５】
前記基材は、結晶粒の大きさが２０μｍ〜５００μｍである結晶粒の比率が８０％以上であることを特徴とする請求項１０乃至請求項１４の何れか１項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、方向性電磁鋼板およびその製造方法に係り、より詳しくは、最終焼鈍時、コイル状態でバッチ（Ｂａｔｃｈ）形態の焼鈍を施さず、連続的な焼鈍が実施可能な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、鋼板の結晶方位が｛１１０｝＜００１＞である、別名、ゴス（Ｇｏｓｓ）方位を有する結晶粒からなる圧延方向の磁気的特性に優れた軟磁性材料である。
このような方向性電磁鋼板は、スラブ加熱後、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延により最終厚さに圧延された後、１次再結晶焼鈍と２次再結晶形成のために高温焼鈍を経て製造される。
この時、高温焼鈍時には、昇温率が遅いほど、２次再結晶されるＧｏｓｓ方位の集積度が高くなって磁性に優れていることが知られている。通常、方向性電磁鋼板の高温焼鈍中の昇温率は、時間あたり１５℃以下であって、昇温だけで２〜３日かかるだけでなく、４０時間以上の純化焼鈍が必要になるので、エネルギー消耗が激しい工程といえる。また、現在の最終高温焼鈍工程は、コイル状態でバッチ（Ｂａｔｃｈ）形態の焼鈍を実施するため、工程上の次のような困難が発生する。第一、コイル状態での熱処理によるコイルの外巻部および内巻部の温度偏差が発生して、各部分で同一の熱処理パターンを適用できず、外巻部および内巻部の磁性バラツキが発生する。第二、脱炭焼鈍後、ＭｇＯを表面にコーティングし、高温焼鈍中のＢａｓｅ  ｃｏａｔｉｎｇを形成する過程で多様な表面欠陥が発生するため、実歩留まりを低下させる。第三、脱炭焼鈍の終わった脱炭板をコイル状に巻いた後、高温焼鈍後、再度平坦化焼鈍を経て絶縁コーティングをするため、生産工程が３つの段階に分けられることにより、実歩留まりが低下する問題点が発生する。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
本発明が目的とするところは、最終焼鈍時、コイル状態でバッチ（Ｂａｔｃｈ）形態の焼鈍を施さず、連続的な焼鈍が実施可能な方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
本発明による方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ｃ：０．１％〜０．４％、を含み、残部がＦｅおよびその他不可避に混入する不純物からなるスラブを提供する段階と、前記スラブを再加熱する段階と、前記スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、前記熱延鋼板を熱延板焼鈍する段階と、前記熱延板焼鈍された熱延鋼板を１次冷間圧延する段階と、前記１次冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階と、
前記脱炭焼鈍された鋼板を２次冷間圧延する段階と、前記２次冷間圧延された鋼板を連続的な最終焼鈍する段階と、最終焼鈍された鋼板を酸洗する段階と、前記酸洗された鋼板にセラミックコーティング層を形成する段階と、を含み、前記酸洗する段階は、５〜５０質量％の酸水溶液を用いて、５０〜１００℃の温度で１５秒〜１００秒間酸洗することを特徴とする。
【０００５】
前記熱延板焼鈍する段階において、脱炭過程を含むことを特徴とする。
【０００６】
前記熱延板焼鈍する段階は、８５０℃〜９５０℃の温度および露点温度５０℃以上で焼鈍する段階と、１０００℃〜１２００℃の温度および露点温度０℃以下で焼鈍する段階とを含むことを特徴とする。
【０００７】
前記１次冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階は、８５０℃〜９５０℃の温度および露点温度５０℃以上で焼鈍する段階と、１０００℃〜１２００℃の温度および露点温度０℃以下で焼鈍する段階とを含むことを特徴とする。
【０００８】
前記１次冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階および前記脱炭焼鈍済みの鋼板を２次冷間圧延する段階は、２回以上繰り返されることを特徴とする。
【０００９】
前記最終焼鈍する段階は、８５０℃〜１０００℃の温度および露点温度７０℃以下で焼鈍する段階と、１０００℃〜１２００℃の温度およびＨ２  ５０体積％以上の雰囲気で焼鈍する段階とを含むことを特徴とする。
【００１１】
前記セラミックコーティング層を形成する段階は、不活性ガスをプラズマ化した熱源にセラミック粉末を供給してセラミックコーティング層を形成することを特徴とする。
【００１２】
前記セラミック粉末は、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、またはＺｒＯ２を含むことを特徴とする。
【００１３】
前記１次冷間圧延する段階から前記セラミックコーティング層を形成する段階は、連続して行われることを特徴とする。
【００１４】
また、本発明による方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ｃ：０．００２％以下（０％を含まない）、を含み、残部がＦｅおよびその他不可避に混入する不純物からなる基材と、前記基材の表面上に形成されたセラミックコーティング層とを含み、前記基材は、鋼板の厚さ方向に垂直な面に対して、外接円の直径（Ｄ１）と内接円の直径（Ｄ２）との比（Ｄ２／Ｄ１）が０．５以上であるゴス結晶粒が、全体ゴス結晶粒中の９５面積％以上含み、前記基材は、前記基材の表面から基材の内部に２〜５μｍの深さまで形成された酸素欠乏層を含み、前記酸素欠乏層は、酸素を１００ｐｐｍ以下含むことを特徴とする。
【００１７】
前記酸素欠乏層は、Ｍｇを１００ｐｐｍ以下含むことを特徴とする。
【００１８】
前記セラミックコーティング層の厚さは、１０ｎｍ〜４μｍであることを特徴とする。
【００１９】
前記セラミックコーティング層は、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、またはＺｒＯ２を含むことを特徴とする。
【００２０】
前記セラミックコーティング層は、圧延方向に、幅（ｗ）が１０〜１００ｍｍ、間隔（ｄ）が１０〜１００ｍｍのパターンを形成することを特徴とする。
【００２１】
前記基材は、結晶粒の大きさが２０μｍ〜５００μｍである結晶粒の比率が８０％以上であることを特徴とする。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、最終焼鈍時、コイル状態でバッチ（Ｂａｔｃｈ）形態の焼鈍を施さず、連続的な焼鈍を実施可能な方向性電磁鋼板の製造方法を提供することができる。
また、短時間の焼鈍だけでも方向性電磁鋼板を生産することができる。
また、従来の方向性電磁鋼板の製造方法とは異なり、冷延鋼板を巻き取る工程を必要としない。
さらに、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、結晶粒成長抑制剤を用いない方向性電磁鋼板を提供することができる。
また、浸窒焼鈍を省略することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板の概略的な断面を示す。
【図２】本発明の他の実施形態による方向性電磁鋼板の概略的な斜視図を示す。
【図３】製造例において基材の厚さ方向に垂直な面に対するＧｏｓｓ結晶粒の分布をＥＢＳＤ分析により示す写真である。
【図４】比較製造例において基材の厚さ方向に垂直な面に対する結晶粒の分布を示す写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
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、以下に述べる第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てもよい。
ここで使用される専門用語は、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。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わけではない。
【００２５】
ある部分が他の部分の「上に」あると言及する場合、これは、まさに他の部分の上にあったり、その間に他の部分が伴っていてもよい。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、その間に他の部分は介在しない。
別途に定義しないものの、ここに使用される技術用語および科学用語を含むすべての用語は、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。通常使用される辞書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で解釈されない。
また、特に言及しない限り、％は、質量％を意味し、１ｐｐｍは、０．０００１質量％である。さらに、ゴス（ｇｏｓｓ）結晶粒とは、結晶方位が｛１１０｝＜００１＞から１５度以内の方位を有する結晶粒を意味する。
本発明の一実施形態において、追加の元素をさらに含むとの意味は、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、本発明の実施例について、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、本発明は種々の異なる形態で実現可能であり、ここで説明する実施例に限定されない。
【００２６】
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、まず、質量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ｃ：０．１％〜０．４％、を含み、残部がＦｅおよびその他不可避に混入する不純物からなるスラブを提供する。また、スラブは、質量％で、Ｍｎ：０％超過０．１％以下、Ｓ：０％超過０．００５％以下をさらに含んでもよい。また、スラブは、質量％で、Ｂｉ：０．００１％〜０．１％をさらに含んでもよい。
【００２７】
組成を限定した理由は下記の通りである。
シリコン（Ｓｉ）は、電磁鋼板の磁気異方性を低下させ、比抵抗を増加させて鉄損を改善する。Ｓｉ含有量が１．０％未満の場合には、鉄損に劣り、４．０％超過の場合、脆性が増加する。したがって、スラブおよび最終焼鈍段階後、方向性電磁鋼板におけるＳｉの含有量は、１．０％〜４．０％であってもよい。
炭素（Ｃ）は、中間脱炭焼鈍および最終脱炭焼鈍中に表層部のＧｏｓｓ結晶粒が中心部に拡散するために、中心部のＣが表層部に抜け出る過程が必要であるため、スラブ中のＣの含有量は、０．１〜０．４質量％であってもよい。また、脱炭が完了した最終焼鈍段階後、方向性電磁鋼板における炭素量は、０．００２０質量％以下であってもよい。
【００２８】
マンガン（Ｍｎ）および硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳ析出物を形成して、脱炭過程中、中心部に拡散するＧｏｓｓ結晶粒の成長を妨げる。したがって、Ｍｎ、Ｓは添加されないことが好ましい。しかし、製鋼工程中に不可避に混入する量を考慮して、スラブおよび最終焼鈍段階後、方向性電磁鋼板におけるＭｎ、Ｓは、Ｍｎ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下に制御することが好ましい。
ビスマス（Ｂｉ）は、揮発性の強い偏析元素であって、表層部に位置する場合、表面で揮発して表層部の結晶粒を粗大にする特徴があり、これとは逆に、鋼の中心部では結晶粒を微細化させる効果がある。０．００１質量％未満で含む場合、その効果がわずかでありうる。逆に、０．１質量％超過で添加時には、表面結晶粒の大きさの不均一性をもたらすので、０．００１〜０．１質量％添加することが好ましい。
【００２９】
このような組成のスラブを再加熱する。スラブ再加熱温度は、通常の再加熱温度より高い１１００℃〜１３５０℃であってもよい。
スラブ加熱時の温度が高い場合、熱延組織が粗大化されて磁性に悪影響を及ぼす問題点がある。しかし、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、炭素の含有量が従来より多くて、スラブ再加熱温度が高くても熱延組織が粗大化されず、通常の場合より高い温度で再加熱することによって、熱間圧延時に有利である。
次に、加熱済みのスラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する。
次に、熱延鋼板を熱延板焼鈍する。この時、熱延板焼鈍は、脱炭過程を含むことができる。具体的には、熱延板焼鈍は、８５０℃〜９５０℃の温度および露点温度５０℃以上で焼鈍する段階と、１０００℃〜１２００℃の温度および露点温度０℃以下で焼鈍する段階とを含むことができる。
次に、熱延板脱炭焼鈍を実施した後、酸洗をし、１次冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する。
【００３０】
次に、冷延鋼板を脱炭焼鈍する。この時、脱炭焼鈍する段階は、オーステナイト単相領域、またはフェライトおよびオーステナイトの複合相が存在する領域で実施することができる。具体的には、８５０℃〜９５０℃の温度および露点温度５０℃以上で焼鈍する段階と、１０００℃〜１２００℃の温度および露点温度０℃以下で焼鈍する段階とを含むことができる。また、脱炭焼鈍時の脱炭量は、０．０３００ｗｔ％〜０．０６００ｗｔ％であってもよい。さらに、雰囲気は、水素および窒素の混合ガス雰囲気であってもよい。このような脱炭焼鈍過程において、電磁鋼板の表面の結晶粒の大きさは粗大に成長するが、電磁鋼板の内部の結晶粒は微細な組織として残る。このような脱炭焼鈍後、表面フェライト結晶粒の大きさは、１５０μｍ〜２５０μｍであってもよい。
【００３１】
次に、脱炭焼鈍済みの鋼板を２次冷間圧延する。通常の高磁束密度方向性電磁鋼板の製造工程において、冷間圧延は、９０％に近い高圧下率で１回実施することが効果的と知られている。これが、１次再結晶粒中のＧｏｓｓ結晶粒だけが粒子成長するのに有利な環境を作るからである。
しかし、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、Ｇｏｓｓ方位の結晶粒の異常な粒子成長を利用せず、脱炭焼鈍および冷間圧延によって発生した表層部のＧｏｓｓ結晶粒を内部拡散させるものであるので、表層部でＧｏｓｓ方位の結晶粒を多数分布するように形成することが有利である。
したがって、冷間圧延時、圧下率５０％〜７０％で冷間圧延を実施する場合、Ｇｏｓｓ集合組織が表層部で多数形成される。あるいは５５％〜６５％であってもよい。
前述した冷延鋼板を脱炭焼鈍する段階および脱炭焼鈍済みの鋼板を２次冷間圧延する段階は、２回以上繰り返し実施可能である。２回以上繰り返し実施することによって、Ｇｏｓｓ集合組織が表層部で多数形成される。
【００３２】
次に、脱炭焼鈍および２次冷間圧延済みの電磁鋼板は、最終焼鈍を実施する。
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法では、既存のバッチ（ｂａｔｃｈ）方式とは異なり、冷間圧延に続いて、連続して最終焼鈍を実施する。
本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板の製造方法において、最終焼鈍は、８５０℃〜１０００℃の温度および露点温度７０℃以下で焼鈍する段階と、１０００℃〜１２００℃の温度およびＨ２  ５０体積％以上の雰囲気で焼鈍する段階とを含むことができる。また、２番目の段階の雰囲気は、Ｈ２  ９０体積％以上であってもよい。
最終焼鈍前の冷延板は、脱炭焼鈍が進行して、素鋼の炭素量が最小スラブの炭素量対比４０質量％〜６０質量％残っている状態である。したがって、最終焼鈍時、第１段階では、炭素が抜け出ながら表層部に形成された結晶粒が内部に拡散する。第１段階では、鋼板中の炭素量を０．０１質量％以下となるように脱炭を実施することができる。
この後、第２段階では、第１段階で拡散したゴス方位を有する集合組織が成長する。
【００３３】
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法では、ゴス集合組織は、従来の異常な粒子成長によって結晶粒が成長した場合とは異なり、結晶粒の粒径は、１ｍｍ以内であってもよい。したがって、従来の方向性電磁鋼板に比べて結晶粒の大きさが小さいゴス結晶粒が多数個存在する集合組織を有することができる。
このように製造された鋼板は、鋼板の厚さ方向に垂直な面に対して、外接円の直径（Ｄ１）と内接円の直径（Ｄ２）との比（Ｄ２／Ｄ１）が０．５以上であるゴス結晶粒が、全体ゴス結晶粒中の９５面積％以上含むことができる。鋼板の結晶組織については、後述する方向性電磁鋼板において具体的に説明する。
一方、従来のバッチ（Ｂａｔｃｈ）形態で最終焼鈍時、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布するため、ＭｇＯコーティング層が存在するが、本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板は、バッチ形態でない連続式で最終焼鈍を実施可能なため、ＭｇＯコーティング層が存在しない。
これにより、本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板において、鋼板の表面から２μｍ〜５μｍの深さまでのＭｇ含有量は、１００ｐｐｍ以下であってもよい。
【００３４】
次に、最終焼鈍済みの鋼板を酸洗する。酸洗する工程により鋼板の表面に自然に形成される酸化層が除去される。結局、鋼板の表面部から２μｍ〜５μｍの深さまでは酸素を５００ｐｐｍ以下で含む酸素欠乏層が形成される。反面、最終焼鈍工程において、ＭｇＯなどの焼鈍分離剤を用いて非金属層（ベースコーティング層）を形成し、この非金属層を再度除去する、いわゆるグラスレス方法の場合、非金属層を除去しても、非金属層から拡散した酸素が鋼板の表面層に一部残存して、表面層に酸素を含むようになる。
酸洗する段階は、５〜５０質量％の酸水溶液を用いることができる。この時、酸水溶液は、塩酸、硝酸、または硫酸などの無機酸を含む水溶液を使用することができる。酸水溶液の濃度が小さすぎる場合、適切な酸洗が行われないことがある。また、酸水溶液の濃度が大きすぎる場合、鋼板表面の粗さが過度に増加して、磁性に悪影響を及ぼすことがある。
【００３５】
酸洗する段階は、５０〜１００℃の温度で行われる。温度が低すぎる場合、酸洗が適切に行われない問題が発生しうる。温度が高すぎる場合、再酸化の問題が発生しうる。
酸洗する段階は、５秒〜１００秒間酸洗することができる。時間が短すぎる場合、酸化層の除去が十分に行われないことがある。時間が長すぎる場合、結晶粒の内部と結晶粒径との間の酸洗能の不均一性によってむしろ磁性が劣化しうる。さらに具体的には、酸洗する段階は、１５〜３５秒間酸洗することができる。
このように適切な条件の酸洗工程により基材の内部に酸素欠乏層が形成され、磁区移動が円滑になって磁気履歴損失が減少して、磁性がさらに向上できる。
【００３６】
次に、酸洗済みの鋼板にセラミックコーティング層を形成する。
セラミックコーティング層を形成する段階は、プラズマを用いることができる。具体的には、不活性ガスをプラズマ化した熱源にセラミック粉末を供給してセラミックコーティング層を形成することができる。セラミックコーティング層を形成する方法として、本発明の一実施形態では、プラズマを用いたコーティング方法を使用することができる。
セラミック粉末は、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、またはＺｒＯ２を含むことができる。不活性ガスは、アルゴンガスを含むことができる。
前述のように、本発明の一実施形態では、従来のバッチ形態で運営される最終焼鈍工程を連続焼鈍工程で運営することができ、１次冷間圧延する段階からセラミックコーティング層を形成する段階は、連続して行われる。
【００３７】
図１に、本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板の断面を概略的に示す。図１に示すように、本発明の一実施形態による方向性電磁鋼板１００は、基材１０と、基材１０の表面上に形成されたセラミックコーティング層２０とを含む。以下、各構成別に詳しく説明する。図１にて、ｘ方向は鋼板の幅方向、ｚ方向は鋼板の厚さ方向を意味する。図１に示さないが、ｙ方向は鋼板の圧延方向を意味する。
基材は、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ｃ：０％超０．００２％以下、を含み、残部がＦｅおよびその他不可避に混入する不純物からなる。基材の元素含有量および理由については、前述した方向性電磁鋼板の製造方法に関して具体的に説明したので、重複する説明は省略する。前述のように、製造過程で脱炭過程を含むので、基材内の炭素含有量は、スラブ内の炭素含有量とは異なり、０．００２質量％以下で含むことができる。また、基材は、質量％で、Ｍｎ：０％超０．１％以下、Ｓ：０％超０．００５％以下をさらに含んでもよい。さらに、基材は、質量％で、Ｂｉ：０．００１％〜０．１％をさらに含んでもよい。
【００３８】
基材は、鋼板の厚さ方向に垂直な面に対して、外接円の直径（Ｄ１）と内接円の直径（Ｄ２）との比（Ｄ２／Ｄ１）が０．５以上であるゴス結晶粒が、全体ゴス結晶粒中の９５面積％以上含むことができる。ここで、外接円とは、結晶粒の外部を囲む仮想の円のうち最も小さい円を意味し、内接円とは、結晶粒の内部に含まれる仮想の円のうち最も大きい円を意味する。
本発明の基材の組織は、表面のゴス結晶粒が鋼板の内部に成長するので、丸い形態の結晶粒が生成される。反面、既存の方向性電磁鋼板は、本発明による組織より長い楕円形態の結晶粒が生成される。
このように、本発明の一実施形態による特有の基材組織によって、さらに優れた磁性を得ることができる。
本発明の一実施形態による基材の結晶粒の大きさは、２０μｍ〜５００μｍのものが、全体結晶粒中の８０％以上であってもよい。
基材１０は、基材１０の表面から基材の内部に形成された酸素欠乏層１１を含むことができる。さらに具体的には、酸素欠乏層１１は、基材１０の表面から基材の内部に２μｍ〜５μｍの深さに形成される。
【００３９】
酸素欠乏層１１は、酸素を５００ｐｐｍ以下で含むことができる。残りの組成は、前述した基材の合金組成と同一である。既存のベースコーティングフリー鋼板とは異なり、ベースコーティングを形成した後、これを除去するのではないことから、自然に形成される酸化層を酸洗により除去することによって、鋼板表面部に酸素欠乏層を形成することができる。
酸素欠乏層１１の形成によって、磁区移動が円滑になって磁気履歴損失が減少して、磁性がさらに向上できる。さらに具体的には、酸素欠乏層１１は、酸素を１００ｐｐｍ以下で含むことができる。また、フォルステライトを含むベースコーティング層を形成しないことから、酸素欠乏層１１内にはＭｇを不純物範囲に含むようになる。具体的には、Ｍｇを１００ｐｐｍ以下で含むことができる。
基材１０の表面上にはセラミックコーティング層２０が形成される。基材１０内に酸素欠乏層１１を含む場合、酸素欠乏層１１上にセラミックコーティング層２０が形成される。セラミックコーティング層２０によって強い張力が鋼板に作用可能であり、これによる磁区微細化および鉄損改善の効果が極大化される。
【００４０】
セラミックコーティング層２０の厚さは、１０ｎｍ〜４μｍになってもよい。厚さが薄すぎると、張力効果が発生しにくい。厚さが厚すぎると、鉄損改善効果がそれ以上発生せず、むしろ、鋼板の積層後、変圧器の鉄心に用いる時の占積率が低下して、変圧器の無負荷損が増加する原因になりうる。
セラミックコーティング層２０は、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、またはＺｒＯ２を含むことができる。
セラミックコーティング層２０は、基材１０の表面全体に形成されるが、基材表面の一部分にのみ形成されてもよい。基材表面の一部分に形成される場合、パターンを形成することも可能である。具体的には、セラミックコーティング層２０は、圧延方向に、幅（ｗ）が１０〜１００ｍｍ、間隔（ｄ）が１０〜１００ｍｍのパターンを形成することができる。図２では、セラミックコーティング層２０がパターンを形成した場合の例を概略的に示す。このように、セラミックコーティング層２０がパターンを形成する場合、磁性がさらに向上できる。
【００４１】
以下、実施例を通じて詳しく説明する。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。
製造例：方向性電磁鋼板基材の製造
質量％で、Ｓｉ：３．２３％、Ｃ：０．２５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるスラブを１２５０℃の温度で加熱した後、１．６ｍｍの厚さに熱間圧延し、次に、焼鈍温度８７０℃、露点温度６０℃で１２０秒間焼鈍後、露点温度０℃以下、水素、窒素の混合ガス雰囲気で焼鈍温度１１００℃および２００秒間熱延板焼鈍を実施し冷却した後、酸洗を実施し、６０％の圧下率で１次冷間圧延した。
冷間圧延された板は、再度焼鈍温度８７０℃、露点温度６０℃で６０秒間焼鈍後、水素、露点温度０℃以下、水素、窒素の混合ガス雰囲気で焼鈍温度１１００℃および５０秒間脱炭焼鈍を実施し冷却した後、酸洗を実施し、６０％の圧下率で２次冷間圧延した。最終厚さは２８８μｍであった。
この後、最終焼鈍時には、９００℃の温度で水素、窒素の湿潤（露点温度６０℃）混合ガス雰囲気で６０秒間焼鈍を実施した後、１０５０℃の１００％Ｈ２雰囲気で３分間焼鈍を実施した。最終鋼板の炭素含有量は、３０ｐｐｍであった。
厚さ方向に垂直な面に対するＧｏｓｓ結晶粒の分布をＥＢＳＤ分析により示す写真を図３に示した。
表１は、図３に示した製造例におけるＧｏｓｓ結晶粒の内接円および外接円の相対的な大きさを測定し、その比（Ｄ２／Ｄ１）を示した表である。
【００４２】
【表１】
0006842550.tif 000002
表１に示した通り、すべてのＧｏｓｓ結晶粒の比（Ｄ２／Ｄ１）が０．５以上であることを確認することができる。
【００４３】
比較製造例：方向性電磁鋼板基材の製造
質量％で、Ｓｉ：３．２３％、Ｃ：０．２５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるスラブを１２５０℃の温度で加熱した後、１．６ｍｍの厚さに熱間圧延し、次に、露点温度０℃以下、水素、窒素の混合ガス雰囲気で焼鈍温度１１００℃および２００秒間熱延板焼鈍を実施し冷却した後、酸洗を実施し、２８８μｍの厚さに冷間圧延した。
冷間圧延された板は、再度焼鈍温度８７０℃、露点温度６０℃で６０秒間焼鈍後、水素、露点温度０℃以下、水素、窒素の混合ガス雰囲気で焼鈍温度１１００℃および５０秒間脱炭焼鈍を実施し、１０５０℃の１００％Ｈ２雰囲気で３分間最終焼鈍を実施した。
厚さ方向に垂直な面に対するＧｏｓｓ結晶粒の分布をＥＢＳＤ分析により示す写真を図４に示した。
表２は、図４に示した方向性電磁鋼板の内接円および外接円の相対的な大きさを測定し、その比（Ｄ２／Ｄ１）を示した表である。
【００４４】
【表２】
0006842550.tif 000003
表２に示した通り、比較製造例で製造した基材は、組織が長い楕円形態の結晶粒であるので、Ｄ２／Ｄ１の値は、本発明の一実施形態による基材より小さい値になることを確認することができる。
【００４５】
実施例１
製造例で製造した方向性電磁鋼板基材に、８０℃の２５質量％濃度のＨＣｌ水溶液を用いて酸洗した。この後、鋼板表面全体にＡｌ２Ｏ３被膜を３μｍの厚さに形成した。
酸洗時間による素地鋼板の厚さの変化と磁気的特性の変化を表３に示した。また、表面から３μｍの深さまでの酸素欠乏層内の酸素量を測定して、下記表３に示した。さらに、鉄損磁束密度をｓｉｎｇｌｅ  ｓｈｅｅｔ測定法を利用して測定し、５０Ｈｚで１．７Ｔｅｓｌａに磁化されるまでの鉄損（Ｗ１７／５０）および１０００Ａ／ｍの磁場下で誘導される磁束密度（Ｂ１０）を測定した。その結果を下記表３にまとめた。
【００４６】
【表３】
0006842550.tif 000004
表３に示す通り、酸洗工程を全く実施しない比較材１に比べて、酸洗工程を実施した発明材１〜発明材７の方が磁性に優れていることを確認することができる。特に、酸洗時間を１５〜３０秒で行った発明材３〜発明材６の方が、他の発明材に比べて磁性にさらに優れていることを確認することができる。
【００４７】
実施例２
製造例で製造した方向性電磁鋼板基材に、８０℃の２５質量％濃度のＨＣｌ水溶液を用いて酸洗した。この後、アルゴン（Ａｒ）ガスを２００ｋＷの出力でプラズマ化した熱源にセラミック粉末を供給してセラミックコーティング層を形成した。この時、３０ｍｍのコーティング幅（ｗ）および２０ｍｍのコーティング間隔（ｄ）でパターンを形成した。セラミックの種類、セラミックコーティング層の厚さを下記表４のように変更し、それによる磁気的特性の変化を表４にまとめた。
【００４８】
【表４】
0006842550.tif 000005
表４に示す通り、セラミックコーティング層を適切に形成することによって、磁性の向上をさらに図ることができる。
【００４９】
以上、添付した図面を参照して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。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。
【符号の説明】
【００５０】
１００：方向性電磁鋼板
１０：基材
１１：酸素欠乏層
２０：セラミックコーティング層
【図１】
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【図２】
0006842550.tif 000007
【図３】
0006842550.tif 000008
【図４】
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