JP2022501516A - 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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Abstract

【課題】合金組成内でＭｇ、Ｃａの含有量を適切に制御して、｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒の分率を高めることによって、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。【解決手段】本発明による二方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００４〜０．００２％、Ｍｎ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．００８％以下（０％を除く）、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５〜０．１５％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％およびＭｇ：０．０００１〜０．００５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなることを特徴とする。【選択図】図１

Description

本発明は、二方向性電磁鋼板およびその製造方法に関し、より具体的には、合金組成内でＭｇ、Ｃａの含有量を適切に制御して、｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒の分率を高めることによって、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いる。また、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り、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方位と呼ばれる｛１１０｝＜００１＞方位を用いるもので、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次高温焼鈍過程により得ることができる。しかし、これは、圧延方向（Ｒｄ方向）にのみ磁性が優れ、圧延垂直方向（ＴＤ方向）では磁性が極めて劣位で磁化の方向が圧延方向に定められている変圧器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として磁化方向と＜１００＞軸を平行にする集合組織を制御した電磁鋼板の製造が要求される。
回転機器における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、その条件下での方位のうち、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）にずれた方向に＜１００＞軸が平行であるため、磁化方向が板の圧延方向で４５度の時、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の安定方位で再結晶焼鈍時にはすべて無くなる特徴があり、電磁鋼板素材で活用されていない。
これと類似して｛１００｝＜００１＞方位があるが、これは、Ｃｕｂｅ方位としてかつてから有用性が認められてきたが、交差圧延をしたり、真空焼鈍をするなど、実際の大規模工業生産が不可能な器具により製造する方法だけが知られている。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できないが、大型発電機の場合、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、板面でコアを数個から数十個に分割してこれを組み立てる形態で作る工程に適用できず、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における磁気的性質が重要であるか、風力発電機などの回転速度が遅い発電機では、このようなＤＣおよび３０Ｈｚ以下での磁気的特性が重要である。したがって、前記機器では、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の交流磁気で測定するが、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。
本発明目的は、合金組成内でＭｇ、Ｃａの含有量を適切に制御して、｛１００｝＜００１＞方位を有する結晶粒の分率を高めることによって、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ことにある。
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００４〜０．００２％、Ｍｎ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．００８％以下（０％を除く）、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５〜０．１５％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％およびＭｇ：０．０００１〜０．００５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなることを特徴とする。
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、下記式１を満足することを特徴とする。
［Ｃａ］＋［Ｍｇ］≧［Ｓ］・・・式１
（式１中、［Ｃａ］、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれＣａ、ＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
本発明による二方向性電磁鋼板は、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。
Ｔｉ：０．０１重量％以下、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。
｛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。
平均結晶粒径が鋼板の厚さの２０倍以上であることを特徴とする。
鋼板の基材の表面から基材の内部方向に形成された酸化層と、基材の表面上に形成された絶縁層とを含むことを特徴とする。
酸化層の厚さは、５μｍ以下であることを特徴とする。
絶縁層の厚さは、０．２〜８μｍであることを特徴とする。
基材の表面および絶縁層の間に介在したフォルステライト層をさらに含むことを特徴とする。
圧延方向と圧延垂直方向のＢｒがすべて１．６３Ｔ以上であり、円周方向のＢｒが１．５６Ｔ以上であり、Ｂｒは下記式２で計算されることを特徴とする。
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７−０．０．０６５×［Ｓｉ］−０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８ ・・・式２
（式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。）
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は下記式２で計算されることを特徴とする。
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７−０．０．０６５×［Ｓｉ］−０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８ ・・・式２
（式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。）
本発明による二方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００４〜０．００２％、Ｍｎ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｃ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５〜０．１５％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％およびＭｇ：０．０００１〜０．００５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなるスラブを製造する段階、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ことを特徴とする。
スラブは、下記式３を満足することを特徴とする。
［Ｃ］／［Ｓｉ］≧０．００６７・・・式３
（式３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。）
熱延板を製造する段階は、スラブを粗圧延する段階、粗圧延されたバーを加熱する段階、および加熱されたバーを仕上圧延する段階を含み、バーを加熱する段階で、１１００℃以上の温度で３０秒〜２０分間維持することを特徴とする。
１次再結晶焼鈍する段階で、５０〜７０℃の露点温度で脱炭する段階を含むことを特徴とする。
１次再結晶焼鈍する段階で、窒化段階を含み、窒化量が０．０１〜０．０３重量％であることを特徴とする。
１次再結晶焼鈍する段階の後、１次再結晶焼鈍された鋼板の平均結晶粒の粒径が３０〜５０μｍであることを特徴とする。
１次再結晶焼鈍する段階の後、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。
２次再結晶焼鈍する段階の後、鋼板の表面に形成されたフォルステライト層を除去する段階をさらに含むことを特徴とする。
本発明による二方向性電磁鋼板は、合金組成内でＭｇ、Ｃａの含有量を適切に制御して、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、本発明による二方向性電磁鋼板は、風力発電機などの回転速度が遅い発電機に有用に使用できる。
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板の断面の模式図である。 本発明の他の実施例による二方向性電磁鋼板の断面の模式図である。
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。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使用される。ここで使用される専門用語は、実施例を言及するためのものである。単数形態は、文章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するものではない。
ある部分が他の部分の「上に」あると言及した場合、これは直に他の部分の上にあるか、その間に他の部分が伴ってもよい。ある部分が他の部分の「真上に」あると言及した場合、その間に他の部分が介在しない。他に定義しないが、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、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。
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。本発明の一実施例において、追加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、本発明の実施例を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。
本発明による二方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００４〜０．００２％、Ｍｎ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．００８％以下（０％を除く）、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５〜０．１５％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％およびＭｇ：０．０００１〜０．００５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなる。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：２．０〜４．０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、スラブ加熱温度付近と熱延板焼鈍温度付近で１０％前後のオーステナイト分率をもたせ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、これにＣの添加によりオーステナイト分率が調節可能なため、Ｓｉ含有量の下限を２．０重量％に限定することができる。さらに、４重量％超過時、冷間圧延が困難で、飽和磁束に劣るため、これを制限する。より具体的には、Ｓｉは２．２〜３．３重量％含まれる。さらに具体的には、磁束密度の高い鋼板を得るためには、Ｓｉは２．４〜２．９重量％含まれる。
Ａｌ：０．０１〜０．０４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ーとして使用される。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ーの使用時にも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で制御可能である。ただし、０．０１重量％未満の添加時には、鋼中の酸化物が大きく増加して磁性を劣位にし、また、２次再結晶温度を変化させてＣｕｂｅ方位の形成を妨げるため、その下限を０．０１重量％とする。０．０４重量％を超えると、２次再結晶温度が大きく増加して工業的生産が困難である。さらに具体的には、Ａｌは０．０１５〜０．０３５重量％含まれる。
Ｓ：０．０００４〜０．００２重量％
硫黄（Ｓ）は、鋼中の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０．０００４〜０．００２重量％とすることができる。Ｓは、過剰添加時には、Ｓの偏析によって２次再結晶時に鋼中のＧｏｓｓ分率が増加し、熱延板での析出物が制御されず、２次再結晶時の所望の集合組織が得られないことがある。さらに具体的には、Ｓは０．０００５〜０．００１重量％含まれる。
Ｍｎ：０．０５〜０．３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、少量入ると、析出物として使用可能であり、ＦｅＳの形成後にＭｎＳに変化する元素として鋼中に添加することができる。ただし、過度に多く添加する時には、高温焼鈍でもＭｎはＳとの結合が強く維持されて、微細な析出物を形成するＭｇ、ＣａとＳの結合を妨げる。逆に、過度に少なく含まれると、２次再結晶時の集合組織の制御が困難になる。したがって、Ｍｎは０．０５〜０．３重量％含まれる。さらに具体的には、Ｍｎは０．０８〜０．２重量％含まれる。
Ｎ：０．００８重量％以下
窒素（Ｎ）は、ＡｌＮを形成する元素でＡｌＮをインヒビターとして使用するので、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、冷間圧延時に組織の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を過剰に含む時、熱延後の工程で窒素の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、熱延鋼板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。さらに具体的には、電磁鋼板内でのＮは０．００５重量％以下で含まれる。スラブ内でＮは０．０２重量％以下が含まれる。本発明の一実施例において、１次再結晶焼鈍時、窒化する過程が含まれているが、熱延鋼板で０．０１重量％〜０．０２重量％添加される時には、この窒化過程を省略しても十分なインヒビターを作ることができる。２次再結晶焼鈍時に一部のＮが除去されるので、スラブと最終的に製造された電磁鋼板のＮ含有量は異なる。
Ｃ：０．００５重量％以下
炭素（Ｃ）は、２次再結晶焼鈍後にも多量含まれると、磁気時効を起こして鉄損が大きく増加するため、上限は０．００５重量％とする。より具体的には、Ｃを０．０００１〜０．００５重量％含むことができる。スラブ内でＣは０．０５重量％以下で含まれる。これによって、熱延板内の応力集中と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、冷間圧延時に組織の不均一変形度を増加させて、１次再結晶時にＣｕｂｅの成長を促進し、Ｇｏｓｓの成長を抑制することができる。ただし、過剰添加されると、熱延板内の応力集中は解消できるものの、Ｇｏｓｓ形成を抑制できず、析出物の微細化も困難である。冷間圧延時にも冷間圧延性を大きく劣位にするため、その添加量は限界を有する。本発明の一実施例において、１次再結晶焼鈍時、脱炭する過程が含まれるので、スラブと最終的に製造された電磁鋼板のＣ含有量は異なる。スラブ内のＣとＳｉ含有量は、式３を満足できる。
［Ｃ］／［Ｓｉ］≧０．００６７・・・式３
（式３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があまりにも過剰に含まれる場合、Ｃｕｂｅの成長を促進し、Ｇｏｓｓの成長を抑制することが困難になる。さらに具体的には、式３の左辺は０．００８３以上であってもよい。
Ｐ：０．００５〜０．１５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、０．１５重量％超過で添加する時に冷間圧延性が極めて弱くなるため、その添加量を制限する。さらに具体的には、Ｐを０．０１〜０．０８重量％含まれる。
Ｃａ：０．０００１〜０．００５重量％およびＭｇ：０．０００１〜０．００５重量％
カルシウム（Ｃａ）およびマグネシウム（Ｍｇ）は、すべて鋼中で反応性が非常に優れた合金元素で、微量添加時にも鋼の性質に大きな影響を及ぼす。適正量のＳが添加されている鋼では、ＣａおよびＭｇがＳと結合して高温で微細な硫化物を形成する。これは、低い温度でも安定しているため、このような微細な析出物が熱延板で形成されると、２次再結晶時に集合組織制御のためのインヒビターの役割を果たす。ただし、ＣａおよびＭｇを過剰添加時には、鋼中の酸素とも結合して酸化物を形成し、このような酸化物は表面欠陥、磁性不良の原因になりうる。したがって、Ｃａ：０．０００１〜０．００５重量％およびＭｇ：０．０００１〜０．００５重量％含む。さらに具体的には、Ｃａ：０．００１〜０．００３重量％およびＭｇ：０．０００５〜０．００２５重量％含む。
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、下記式１を満足できる。
［Ｃａ］＋［Ｍｇ］≧［Ｓ］・・・式１
（式１中、［Ｃａ］、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれＣａ、ＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
ＣａとＭｇは、Ｓと結合して微細な硫化物になった時、インヒビターとしての２次再結晶への役割を果たすことができる。インヒビターの役割のためには、十分な量が適当な大きさで、分布のばらつきが少ないように位置しなければならない。Ｓは偏析元素であるので、ＣａとＭｇの合計よりＳが多くなれば、微細な析出物が主に表面や熱延結晶粒界に分布し、これは、Ｃｕｂｅ隣接方位の２次再結晶のインヒビターとしての役割に不適になる。これに対し、ＣａとＭｇは偏析元素ではないので、鋼中に位置に関係なく均等に分布する。したがって、ＣａとＭｇの合計よりＳを少なくすることが好ましい。より好ましくは、ＣａとＭｇの合計よりＳが半分以下であるのが良い。つまり、［Ｃａ］＋［Ｍｇ］≧２×［Ｓ］であることが好ましい。
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
スズ（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％以上添加すると、酸化層の形成厚さを変化して圧延垂直方向と圧延方向との磁性の差を低減する元素であるが、０．１重量％超過で添加する時には、冷間圧延時にロールでのスリップが大きく増加するので、これを制限する。さらに具体的には、Ｓｂ：０．００５〜０．０５重量％およびＳｎ：０．００５〜０．０５重量％のうちの１種以上をさらに含むことができる。
前述のように、追加元素を含む場合、残部のＦｅを代替して含むようになる。例えば、Ｓｂを０．００１〜０．１重量％さらに含む二方向性電磁鋼板の組成は、重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００４〜０．００２％、Ｍｎ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５〜０．１５％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、Ｓｂ：０．００１〜０．１％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなる。
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、Ｔｉ：０．０１重量％以下、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。
チタン（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であって０．０１重量％以下で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次再結晶を妨げるため、その添加量を０．０１重量％以下とする必要がある。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。さらに具体的には、Ｔｉを０．００５重量％以下で含むことができる。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のに対し、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次再結晶に役立つ元素であり、追加添加することができる。ただし、０．０１重量％超過で添加する時には２次再結晶の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ものではない。
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。具体的には、｛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％を超えるのは、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。
本発明の一実施例において、電磁鋼板の結晶粒径が板の厚さに２０倍超過である。本発明は、２次再結晶を用いるが、２次再結晶の結晶粒径は、板の厚さに比べて２０倍を超える方が、所望の方位を得るのに有利である。結晶粒径は、鋼板の圧延面（ＮＤ面）と平行な面を基準として測定することができ、結晶粒と同一の面積を有する仮想の円を仮定して、その円の直径を意味する。
図１は、本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板１００の断面の模式図である。図１に示すように、鋼板の基材１０の表面から基材１０の内部方向に形成された酸化層１１と、鋼板の表面上に形成された絶縁層３０とを含むことができる。この時、鋼板の基材１０表面とは、鋼板の一面または両面（上面および下面）を意味することができる。
酸化層１１は、基材の内部に酸素が侵入して形成される。具体的には、前述した鋼板の組成に加えて、酸素（Ｏ）を１０重量％以上含むことができる。酸素含有量の面において基材１０と酸化層１１とは区別可能である。酸化層１１は５μｍ以下の厚さに存在することができる。酸化層１１が過度に厚く存在する場合、鋼中の酸素分率によってＣｕｂｅ結晶粒の成長が抑制されて、Ｃｕｂｅ分率が低くなり、窮極的に磁性が劣化する。さらに具体的には、酸化層１１の厚さは、０．０１〜２．５μｍであってもよい。
基材１０の表面上には絶縁層３０が形成される。絶縁層３０は、絶縁性の確保に役立つ。絶縁層３０は、有機または無機コーティング組成物から形成され、場合によっては、有機−無機複合コーティング組成物から形成されてもよい。絶縁層３０の厚さは、０．２〜８μｍであってもよい。厚さが薄すぎる場合、要求される絶縁特性を満たすことが困難である。厚さが厚すぎる場合、表面磁化時に磁区の移動が困難になる理由から磁化が容易にならないため、窮極的に磁性が劣化しうる。絶縁層３０が基材１０の両面に形成される場合、両面に形成された絶縁層３０それぞれが前述した厚さ範囲を満足できる。さらに具体的には、絶縁層３０の厚さは、０．４〜５μｍであってもよい。
図２は、本発明の他の実施例による二方向性電磁鋼板１００の断面の模式図を示す。図２に示すように、本発明の一実施例において、基材１０の表面および絶縁層３０の間に介在したフォルステライト層２０をさらに含むことができる。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の厚さに形成し、これと母材との熱膨張係数の差を用いて張力を付与する。しかし、本発明の一実施例の場合、圧延方向への張力は、つまり、圧延垂直方向への圧縮を意味するので、これを大きく縮小させることが好ましい。２．０μｍ以内の薄いフォルステライト層２０は張力付与効果に大きく劣るので、このような薄いフォルステライト層２０を形成し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２０は、２次再結晶焼鈍前に塗布した焼鈍分離剤から形成される。焼鈍分離剤はＭｇＯを主成分として含み、これについては広く知られている通りであるので、詳しい説明は省略する。
２次再結晶焼鈍後、フォルステライト層２０が除去可能であり、この場合、図１に示すように、基材１０の表面上に直ちに絶縁層３０が形成される。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すべて優れている。具体的には、圧延方向と圧延垂直方向のＢｒがすべて１．６３Ｔ以上であり、円周方向のＢｒが１．５６Ｔ以上であり、Ｂｒは下記式２で計算される。
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７−０．０．０６５×［Ｓｉ］−０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８・・・式２
（式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字状の歯（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字状のＴｅｅｔｈ部位を圧延垂直方向とし、環状のフレームに圧延方向をおいたり、逆に、Ｔ字状のＴｅｅｔｈ部位を圧延方向とし、環状のフレームに圧延垂直方向をおくことができる。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って決定される。通常、Ｔｅｅｔｈ部位は、発電機の稼働時に大きな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。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部とするか、環状部位とするかを決定するようになるが、Ｂｒがすべて１．６３Ｔ以上と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どの部位に使用されるかを区分する必要なく、どちら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の磁束密度が１．５６Ｔ以上と高くなると、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著しく減少する。これによって、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。
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＝７．８７／（７．８７−０．０．０６５×［Ｓｉ］−０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８・・・式２
（式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。）
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：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００４〜０．００２％、Ｍｎ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｃ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５〜０．１５％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％およびＭｇ：０．０００１〜０．００５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなるスラブを製造する段階、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。
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ので、繰り返される説明を省略する。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ので、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、下記式３を満足できる。
［Ｃ］／［Ｓｉ］≧０．００６７・・・式３
（式３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があまりにも過剰に含まれる場合、Ｃｕｂｅの成長を促進し、Ｇｏｓｓの成長を抑制することが困難になる。さらに具体的には、式３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になってもよい。スラブは必要に応じて加熱することができる。
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、スラブを粗圧延する段階、粗圧延されたバーを加熱する段階、および加熱されたバーを仕上圧延する段階を含み、加熱する段階で、１１００℃以上の温度で０．５〜２０分間維持できる。０．５分未満となれば、熱延板の結晶粒径を適切に確保できず、後続の圧延のために均一な微細組織が得られない。これに対し、１０分超過となれば、表面と大気中の酸素とが反応して酸化層が形成され、微細な硫化物がＭｇやＣａと反応して形成されず、ＭｇＯやＣａＯが表面に近いＢａｒの内部に生じることがあって、圧延垂直方向での磁性を適切に確保できない。
熱間圧延終了温度は９５０℃以下になってもよい。熱間圧延終了温度が低いことによって、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、これによって熱延板焼鈍時にＣｕｂｅの分率が増加できる。熱延板の厚さは、１〜２ｍｍになってもよい。スラブを製造する段階の後、熱延板を製造する段階までにおいて、１１００℃以上である時間が１０分以内であってもよい。熱延板を製造する段階の後、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の焼鈍温度は１０００〜１２００℃であってもよい。
次に、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する。冷延板を製造する段階で、圧下率が５０〜７０％であってもよい。圧下率が高すぎる時、ＧＯＳＳ結晶が多数形成される問題がある。圧下率が低すぎる時、最終的に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、５０〜７０℃の露点温度で脱炭する段階を含むことができる。炭素は２次再結晶焼鈍後にも多量含まれると、磁気時効を起こして鉄損が大きく増加しうるため、１次再結晶焼鈍する段階で脱炭を経て炭素を一部除去することができる。５０℃〜７０℃の露点温度および水素および窒素混合雰囲気で行われる。
１次再結晶焼鈍する段階で、窒化量が０．０１〜０．０３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しうる。脱炭および窒化は、同時にまたは順次に行われる。順次に行われる場合、脱炭後、窒化されるか、窒化後に脱炭することができる。１次再結晶焼鈍する段階の後、１次再結晶焼鈍された鋼板の平均結晶粒の粒径が３０〜５０μｍ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の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しうる。１次再結晶焼鈍は、８００〜９００℃の温度範囲で実施できる。１次再結晶焼鈍する段階の後、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。焼鈍分離剤の塗布によって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ので、重複する説明は省略する。
２次再結晶焼鈍は、適正な昇温率で昇温して｛１００｝＜００１＞Ｃｕｂｅ方位の２次再結晶を起こし、後の不純物除去過程である純化焼鈍を経てから冷却する。その過程で、焼鈍雰囲気ガスは、通常の場合と同じく、昇温過程では水素と窒素との混合ガスを用いて熱処理し、純化焼鈍では１００％水素ガスを用いて長時間維持して不純物を除去する。２次再結晶焼鈍の温度は１０００〜１３００℃になり、時間は１０〜２５時間になってもよい。本発明の一実施例において、フォルステライト層は、前述のように、薄かったり、除去されることが有利であり得る。したがって、２次再結晶焼鈍後、鋼板の表面に形成されたフォルステライト層を除去する段階をさらに含むことができる。除去方法は、物理的または化学的方法を使用することができる。
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。
実験例１
表１および表２に示す成分および残部がＦｅおよび不可避不純物からなるスラブを製造し、１２００℃で加熱後に熱間圧延して１．４ｍｍの厚さの熱延コイルを製造した。熱延途中に１１００℃で３分間維持した。以後、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％まで冷間圧延する。冷間圧延した板は０．０２重量％で窒化し、同時に露点６０℃、水素７５体積％の雰囲気で脱炭する１次再結晶焼鈍工程を経て、結晶粒径を３６μｍとなるようにした。以後、ＭｇＯ成分を含む焼鈍分離剤を塗布した後に、時間あたり２０℃の昇温速度で１２００℃まで昇温した後、２０時間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、上面および下面に０．４μｍの厚さの絶縁コーティングを実施し、磁性を測定して、表３にまとめた。磁性の測定後に、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 2022501516
Figure 2022501516
Figure 2022501516
表１〜表３に示すように、本発明の合金組成を満足する発明例は、平均結晶粒径が大きく、Ｃｕｂｅ分率が高くて、磁性に優れていることを確認できる。これに対し、本発明の合金組成を満足していない比較例は、平均結晶粒が小さく、Ｃｕｂｅ分率が低く、磁性が劣位であることを確認できる。
実験例２
実施例１のＡ１試験片を焼鈍分離剤を除去せずに、下記表４のように、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４にまとめた。
Figure 2022501516
表４に示すように、上面および下面絶縁層の厚さ範囲を満足するＢ１−Ｂ４は、磁性に優れていることを確認できる。これに対し、上面および下面絶縁層の厚さ範囲を満足していないＢ５、Ｂ６は、圧延垂直方向の磁性が一部劣化することを確認できる。
実験例３
重量％で、Ｓｉ：２．８％、Ａｌ：０．０２７％、Ｓ：０．０００７％、Ｍｎ：０．１５％、Ｎ：０．００３％、Ｃ：０．０２８％、Ｐ：０．０４％、Ｃａ：０．００２％、Ｍｇ：０．００１％を含み、残部がＦｅおよび不可避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１．４ｍｍの厚さの熱延コイルを製造した。熱間圧延時に１１００℃以上での滞留時間を下記表５のように調節した。熱延コイルを１１４０℃で９０秒間焼鈍した後に冷却し、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％で窒化し、露点６０℃、水素７５％の雰囲気で脱炭する１次再結晶焼鈍工程を経て、結晶粒径を下記表５の通りにした。以後、ＭｇＯ成分を含む焼鈍分離剤を塗布した後に、時間あたり２０℃の昇温速度で１２００℃まで昇温した後、２０時間２次再結晶焼鈍を実施した。上面および下面に０．４μｍの厚さの絶縁コーティングを実施し、磁性を測定して、表５にまとめた。
Figure 2022501516
表５に示すように、熱間圧延時、１１００℃以上の滞留時間を適切に確保したＣ１−Ｃ３は、酸化層の厚さが適切に形成され、磁性に優れていることを確認できる。これに対し、１１００℃以上の滞留時間が長すぎるＣ４、Ｃ５は、酸化層の厚さが過度に厚く形成され、磁性が比較的劣位であることを確認できる。
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で製造可能である。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。
１００ 二方向性電磁鋼板、
１０ 鋼板基材、
１１ 酸化層、
２０ フォルステライト層
３０ 絶縁層
Ｔｉ：０．０１重量％以下、Ｍｏ：０．０１重量％以下、Ｂｉ：０．０１重量％以下、Ｐｂ：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。
圧延方向と圧延垂直方向のＢｒがすべて１．６３Ｔ以上であり、円周方向のＢｒが１．５６Ｔ以上であり、Ｂｒは下記式２で計算されることを特徴とする。
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７−０．０６５×［Ｓｉ］−０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８ ・・・式２
（式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。）
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は下記式２で計算されることを特徴とする。
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７−０．０６５×［Ｓｉ］−０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８ ・・・式２
（式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。）
本発明の一実施例による二方向性電磁鋼板は、Ｔｉ：０．０１重量％以下、Ｍｏ：０．０１重量％以下、Ｂｉ：０．０１重量％以下、Ｐｂ：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。
Ｂｒ＝７．８７／（７．８７−０．０６５×［Ｓｉ］−０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８・・・式２
（式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。）
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＝７．８７／（７．８７−０．０６５×［Ｓｉ］−０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８・・・式２
（式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。）

Claims (20)

  1. 重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００４〜０．００２％、Ｍｎ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．００８％以下（０％を除く）、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５〜０．１５％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％およびＭｇ：０．０００１〜０．００５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなることを特徴とする二方向性電磁鋼板。
  2. 下記式１を満足す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。
    ［Ｃａ］＋［Ｍｇ］≧［Ｓ］
    （式１中、［Ｃａ］、［Ｍｎ］および［Ｓ］は、それぞれＣａ、ＭｎおよびＳの含有量（重量％）を示す。）
  3. 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。
  4. Ｔｉ：０．０１重量％以下、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に記載の二方向性電磁鋼板。
  5. ｛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に記載の二方向性電磁鋼板。
  6. 平均結晶粒径が前記鋼板の厚さの２０倍以上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。
  7. 鋼板の基材の表面から基材の内部方向に形成された酸化層と、前記基材の表面上に形成された絶縁層とを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。
  8. 前記酸化層の厚さは、５μｍ以下であることを特徴とする請求項７に記載の二方向性電磁鋼板。
  9. 前記絶縁層の厚さは、０．２〜８μｍであることを特徴とする請求項７に記載の二方向性電磁鋼板。
  10. 前記基材の表面および前記絶縁層の間に介在したフォルステライト層をさらに含むことを特徴とする請求項７に記載の二方向性電磁鋼板。
  11. 圧延方向と圧延垂直方向のＢｒがすべて１．６３Ｔ以上であり、円周方向のＢｒが１．５６Ｔ以上であり、Ｂｒは下記式２で計算され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。
    ［式２］
    Ｂｒ＝７．８７／（７．８７−０．０．０６５×［Ｓｉ］−０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
    （式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。）
  12. 前記鋼板を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は下記式２で計算され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。
    ［式２］
    Ｂｒ＝７．８７／（７．８７−０．０．０６５×［Ｓｉ］−０．１１０５×［Ａｌ］）×Ｂ８
    （式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。）
  13. 重量％で、Ｓｉ：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００４〜０．００２％、Ｍｎ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．０２％以下（０％を除く）、Ｃ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｐ：０．００５〜０．１５％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％およびＭｇ：０．０００１〜０．００５％を含み、残部はＦｅおよびその他の不可避不純物からなるスラブを製造する段階、
    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
    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ことを特徴とする二方向性電磁鋼板の製造方法。
  14. 前記スラブは、下記式３を満足す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。
    ［式３］
    ［Ｃ］／［Ｓｉ］≧０．００６７
    （式３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。）
  15. 前記熱延板を製造する段階は、
    スラブを粗圧延する段階、粗圧延されたバーを加熱する段階、および加熱されたバーを仕上圧延する段階を含み、
    前記バーを加熱する段階で、１１００℃以上の温度で３０秒〜２０分間維持す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１次再結晶焼鈍する段階で、５０〜７０℃の露点温度で脱炭する段階を含む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。
  17. 前記１次再結晶焼鈍する段階で、窒化段階を含み、窒化量が０．０１〜０．０３重量％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。
  18. 前記１次再結晶焼鈍する段階の後、１次再結晶焼鈍された鋼板の平均結晶粒の粒径が３０〜５０μｍ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。
  19. 前記１次再結晶焼鈍する段階の後、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１３に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
  20. 前記２次再結晶焼鈍する段階の後、鋼板の表面に形成されたフォルステライト層を除去する段階をさらに含むことを特徴とする請求項１９に記載の二方向性電磁鋼板の製造方法。
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