JP2023052264A - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】磁性が向上し、集合組織特性が改善された無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】重量％で、Ｓｉ：１．５～４．０％、Ａｌ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、ＳｎおよびＳｂのうちの１種以上：０．０２～０．２％、残部Ｆｅおよび不可避な不純物からなり、下記式１、式２を満たし、表面部と中心部の結晶粒の大きさが均一であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。［式１］０．９≦［Ａｌ］＋［Ｍｎ］≦２．１［式２］０．２≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）≦０．４（式中、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］および［Ｓｂ］はそれぞれ［］内の元素の含有量（重量％）を示す。）【選択図】なし
Description
本発明は、無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、鉄損が低く、板厚さ方向に結晶粒の大きさを制御して磁性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
無方向性電磁鋼板は、モータ、発電機などの回転機器と小型変圧機などの電気機器で鉄心用材料として使用され、機械的エネルギーを電気的エネルギーに、または電気的エネルギーを機械的エネルギーに変換するか、電気的エネルギー間の相互変換に重要な役割を果たす。無方向性電磁鋼板は、このようにエネルギー変換システムで電気機器のエネルギー効率を決定する非常に重要な素材であるため、エネルギー保存および節減のためには、より優れた特性を有する無方向性電磁鋼板、特に鉄損に優れた無方向性電磁鋼板の開発が持続的に要求されており、今後も継続的に特性向上の検討がなされるべき課題である。
無方向性電磁鋼板の代表的な磁気的特性は、鉄損と磁束密度であるが、鉄損は電気請求項機器の使用中に損失されるエネルギーに関連しており、磁束密度は電気機器のトルクに関連している。最近、電動機および発電機に要求される高効率特性のためには、低鉄損特性が非常に重要であるため、より低い鉄損特性を有する無方向性電磁鋼板が要求されている。鉄損を低くするための効率的な方法としては、無方向性電磁鋼板に添加される重要な必須合金元素であると共に、比抵抗が大きい元素であるＳｉ添加量を増加させたり鋼板の厚さを薄くすることにある。電磁鋼板で鉄損は、履歴損失と渦流損失に分けられるが、このような方法は、渦流損失を低減させるのに非常に効果的であるといえる。
しかし、厚さが薄い鋼板は、加工性が落ちて加工費が増加するという短所がある。したがって、最高級製品では比抵抗増加を通じた追加的な鉄損低減のためにＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ添加量を増加させている。しかし、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ添加量が増加するとしても鉄損が無条件で減少することではなく、最適の組み合わせで制御されなければならない。また、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ制御のみで鉄損が画期的に減少するとはいえないため、鉄損を画期的に向上させることができる技術は容易ではない。
しかし、厚さが薄い鋼板は、加工性が落ちて加工費が増加するという短所がある。したがって、最高級製品では比抵抗増加を通じた追加的な鉄損低減のためにＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ添加量を増加させている。しかし、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ添加量が増加するとしても鉄損が無条件で減少することではなく、最適の組み合わせで制御されなければならない。また、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ制御のみで鉄損が画期的に減少するとはいえないため、鉄損を画期的に向上させることができる技術は容易ではない。
一方、モータや発電機に使用される無方向性電磁鋼板の場合、回転する電気機器の鉄心素材として使用されるため、圧延方向一方向の特性のみが重要な方向性電磁鋼板とは異なり、全ての方向に均一な特性を有することがよい。したがって、圧延方向と圧延垂直方向の鉄損偏差が小さいことが好まれるが、商業的な方法で生産される無方向性電磁鋼板は、ある程度の鉄損偏差を有しており、この偏差を低くする方法もまだ容易ではない状況である。
したがって、鉄損を向上させるために、ＲＥＭなど特殊な添加元素を活用して集合組織を改善して磁気的性質を向上させる技術などが試みられている。しかし、このような技術は鉄損を向上させるために開発されたが、全て製造原価の上昇を招いたり、大量生産の困難さを伴うため、鉄損特性に優れると共に、商業的な生産が容易な技術開発が必要である。
したがって、鉄損を向上させるために、ＲＥＭなど特殊な添加元素を活用して集合組織を改善して磁気的性質を向上させる技術などが試みられている。しかし、このような技術は鉄損を向上させるために開発されたが、全て製造原価の上昇を招いたり、大量生産の困難さを伴うため、鉄損特性に優れると共に、商業的な生産が容易な技術開発が必要である。
本発明の目的とするところは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂ含有量の関係式を通じて成分を制御し、製造方法において平均加熱速度と亀裂温度での亀裂時間の比を通じて工程条件を制御することによって、磁性が向上し、集合組織特性が改善された無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無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：１．５～４．０％、Ａｌ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、Ｓｎ、およびＳｂのうちの１種以上：０．０２～０．２％、残部Ｆｅおよび不可避な不純物からなり、下記式１、式２および式３を満たすことを特徴とする。
［式１］
０．９≦［Ａｌ］＋［Ｍｎ］≦２．１
［式２］
０．２≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）≦０．４
［式３］
（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）≦０．５
（式１および式２で、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］および［Ｓｂ］は、それぞれ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量（重量％）を示し、式３中、ｔは無方向性電磁鋼板の厚さ（ｍｍ）を示し、Ｇｓｓｕｒｆａｃｅは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準として０～ｔ／４または３ｔ／４～ｔでの平均結晶粒径（μｍ）を示し、Ｇｓｃｅｎｔｅｒは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準としてｔ／４超過、３ｔ／４未満での平均結晶粒径（μｍ）を示す。）
［式１］
０．９≦［Ａｌ］＋［Ｍｎ］≦２．１
［式２］
０．２≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）≦０．４
［式３］
（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）≦０．５
（式１および式２で、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］および［Ｓｂ］は、それぞれ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量（重量％）を示し、式３中、ｔは無方向性電磁鋼板の厚さ（ｍｍ）を示し、Ｇｓｓｕｒｆａｃｅは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準として０～ｔ／４または３ｔ／４～ｔでの平均結晶粒径（μｍ）を示し、Ｇｓｃｅｎｔｅｒは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準としてｔ／４超過、３ｔ／４未満での平均結晶粒径（μｍ）を示す。）
前記無方向性電磁鋼板は、Ｃｕ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｎｉ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｃｒ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｚｒ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．０１％以下（０％を除く）およびＶ：０．０１％以下（０％を除く）のうちの１種以上をさらに含むことができる。
無方向性電磁鋼板は、下記式４を満たすことがよい。
［式４］
０．２≦（Ｖ｛０１２｝＜１２１＞＋Ｖ｛１１１｝＜１１２＞）／（Ｖ｛００１｝＜３１０＞＋Ｖ｛１３９｝＜３１０＞）≦０．８
（式４中、Ｖ｛０１２｝＜１２１＞、Ｖ｛１１１｝＜１１２＞、Ｖ｛００１｝＜３１０＞およびＶ｛１３９｝＜３１０＞は、それぞれ、｛０１２｝＜１２１＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛００１｝＜３１０＞、｛１３９｝＜３１０＞で１５°以内の方位を有する集合組織の体積分率を示す。）
無方向性電磁鋼板は、下記式４を満たすことがよい。
［式４］
０．２≦（Ｖ｛０１２｝＜１２１＞＋Ｖ｛１１１｝＜１１２＞）／（Ｖ｛００１｝＜３１０＞＋Ｖ｛１３９｝＜３１０＞）≦０．８
（式４中、Ｖ｛０１２｝＜１２１＞、Ｖ｛１１１｝＜１１２＞、Ｖ｛００１｝＜３１０＞およびＶ｛１３９｝＜３１０＞は、それぞれ、｛０１２｝＜１２１＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛００１｝＜３１０＞、｛１３９｝＜３１０＞で１５°以内の方位を有する集合組織の体積分率を示す。）
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：１．５～４．０％、Ａｌ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、Ｓｎ、Ｓｂのうちの１種以上：０．０２～０．２％、残部Ｆｅおよび不可避な不純物からなり、下記式１および式２を満たす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、および前記冷延板を下記式５を満たすように冷延板焼鈍する段階、を含むことを特徴とする。
［式１］
０．９≦［Ａｌ］＋［Ｍｎ］≦２．１
［式２］
０．２≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）≦０．４
［式５］
０．２≦ｖ／ｓ≦０．６
（式１および式２中、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］および［Ｓｂ］は、それぞれ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量（重量％）を示し、式５中、ｖは６５０～７５０℃の開始温度から冷延板亀裂温度までの平均加熱速度（℃／ｓｅｃ）を意味し、ｓは冷延板亀裂温度で維持する亀裂時間（ｓｅｃ）を意味する。）
［式１］
０．９≦［Ａｌ］＋［Ｍｎ］≦２．１
［式２］
０．２≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）≦０．４
［式５］
０．２≦ｖ／ｓ≦０．６
（式１および式２中、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］および［Ｓｂ］は、それぞれ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量（重量％）を示し、式５中、ｖは６５０～７５０℃の開始温度から冷延板亀裂温度までの平均加熱速度（℃／ｓｅｃ）を意味し、ｓは冷延板亀裂温度で維持する亀裂時間（ｓｅｃ）を意味する。）
前記スラブは、Ｃｕ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｎｉ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｃｒ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｚｒ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．０１％以下（０％を除く）およびＶ：０．０１％以下（０％を除く）のうちの１種以上をさらに含むことができる。
前記冷延板焼鈍する段階で、８５０～１０５０℃の亀裂温度で冷延板焼鈍することが好ましい。
前記熱延板を製造する段階後、前記熱延板を９５０～１１５０℃で熱延板焼鈍する段階、をさらに含むことがよい。
前記冷延板焼鈍する段階で、８５０～１０５０℃の亀裂温度で冷延板焼鈍することが好ましい。
前記熱延板を製造する段階後、前記熱延板を９５０～１１５０℃で熱延板焼鈍する段階、をさらに含むことがよい。
本発明によると、本発明による無方向性電磁鋼板およびその製造方法は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂ含有量の関係式を通じて成分を制御し、製造方法において平均加熱速度と亀裂温度での亀裂時間の比を通じて工程条件を制御することによって、磁性が向上する効果を期待することができる。
また、磁性に有利な集合組織の改善効果と厚さ方向を基準として表面部と中心部間の平均結晶粒径の偏差が少なくなる効果を期待することができる。
また、磁性に有利な集合組織の改善効果と厚さ方向を基準として表面部と中心部間の平均結晶粒径の偏差が少なくなる効果を期待することができる。
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が、これらに限定されない。これら用語は、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される。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。
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。
異なって定義していないが、ここで使用され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された内容に符合する意味を有するものに追加解釈され、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。
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。
無方向性電磁鋼板
本発明の一実施例では、無方向性電磁鋼板内の組成、添加成分であるＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの範囲を最適化し、同時にＰ、ＳｎおよびＳｂのような結晶粒界偏析元素を調節して磁性を顕著に向上させることができる。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：１．５～４．０％、Ａｌ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、Ｓｎ、Ｓｂのうちの１種以上：０．０２～０．２％、残部Ｆｅおよび不可避な不純物を含む。
まず、下記では無方向性電磁鋼板の成分限定の理由を説明する。
本発明の一実施例では、無方向性電磁鋼板内の組成、添加成分であるＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの範囲を最適化し、同時にＰ、ＳｎおよびＳｂのような結晶粒界偏析元素を調節して磁性を顕著に向上させることができる。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：１．５～４．０％、Ａｌ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、Ｓｎ、Ｓｂのうちの１種以上：０．０２～０．２％、残部Ｆｅおよび不可避な不純物を含む。
まず、下記では無方向性電磁鋼板の成分限定の理由を説明する。
Ｓｉ：１．５～４．０重量％
シリコン（Ｓｉ）は、材料の比抵抗を増加させて鉄損中の渦流損失を低める役割を果たし、過度に少なく添加される場合、鉄損改善効果が足りないことがある。反面、過度に多く添加される場合、磁束密度を減少させ、圧延性を低下させることがある。したがって、前述した範囲でシリコン（Ｓｉ）を添加すること好ましい。
シリコン（Ｓｉ）は、材料の比抵抗を増加させて鉄損中の渦流損失を低める役割を果たし、過度に少なく添加される場合、鉄損改善効果が足りないことがある。反面、過度に多く添加される場合、磁束密度を減少させ、圧延性を低下させることがある。したがって、前述した範囲でシリコン（Ｓｉ）を添加すること好ましい。
Ａｌ：０．１～１．５重量％
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉと共に材料の比抵抗を増加させて鉄損を低める役割を果たし、磁気異方性を減少させて圧延方向と圧延垂直方向の磁性偏差を減少させる元素である。過度に少なく添加される場合、微細な窒化物を形成し、圧延方向と圧延垂直方向の鉄損偏差を増加させることがある。反面、過度に多く添加される場合、窒化物が過多に形成されて磁束密度を大きく低下させることがある。したがって、前述した範囲でアルミニウム（Ａｌ）を添加することが好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉと共に材料の比抵抗を増加させて鉄損を低める役割を果たし、磁気異方性を減少させて圧延方向と圧延垂直方向の磁性偏差を減少させる元素である。過度に少なく添加される場合、微細な窒化物を形成し、圧延方向と圧延垂直方向の鉄損偏差を増加させることがある。反面、過度に多く添加される場合、窒化物が過多に形成されて磁束密度を大きく低下させることがある。したがって、前述した範囲でアルミニウム（Ａｌ）を添加することが好ましい。
Ｍｎ：０．１～１．５重量％
マンガン（Ｍｎ）は、材料の比抵抗を増加させて鉄損を低める役割を果たし、集合組織を向上させる元素である。少なく添加される場合、鉄損改善効果が足りないことがある。
反面、過度に多く添加される場合、ＭｎＳが過多に析出され、磁束密度が大きく低下することがある。したがって、前述した範囲でマンガン（Ｍｎ）を添加することが好ましい。
マンガン（Ｍｎ）は、材料の比抵抗を増加させて鉄損を低める役割を果たし、集合組織を向上させる元素である。少なく添加される場合、鉄損改善効果が足りないことがある。
反面、過度に多く添加される場合、ＭｎＳが過多に析出され、磁束密度が大きく低下することがある。したがって、前述した範囲でマンガン（Ｍｎ）を添加することが好ましい。
Ｃ：０．００５重量％以下
炭素（Ｃ）は、Ｔｉなどの元素と結合して炭化物を生成するため、過度に多く添加される場合、磁性を低下させ、電気製品として加工以降、使用時に磁気時効により鉄損を高めることがある。したがって、前述した範囲で炭素（Ｃ）を添加することが好ましい。
炭素（Ｃ）は、Ｔｉなどの元素と結合して炭化物を生成するため、過度に多く添加される場合、磁性を低下させ、電気製品として加工以降、使用時に磁気時効により鉄損を高めることがある。したがって、前述した範囲で炭素（Ｃ）を添加することが好ましい。
Ｎ：０．００５重量％以下
窒素（Ｎ）は、Ａｌ、Ｔｉなどの元素と強く結合して窒化物を形成するため、過度に多く添加される場合、結晶粒成長を抑制して磁性を悪化させることがある。したがって、前述した範囲で窒素（Ｎ）を添加することが好ましい。
窒素（Ｎ）は、Ａｌ、Ｔｉなどの元素と強く結合して窒化物を形成するため、過度に多く添加される場合、結晶粒成長を抑制して磁性を悪化させることがある。したがって、前述した範囲で窒素（Ｎ）を添加することが好ましい。
Ｔｉ：０．００５重量％以下
チタニウム（Ｔｉ）は、Ｃ、Ｎと結合して炭化物および窒化物を形成するため、過度に多く添加される場合、結晶粒成長を抑制し、炭化物と窒化物により集合組織がよくなくなり、磁性が悪くなることがある。したがって、前述した範囲でチタニウム（Ｔｉ）を添加することが好ましい。
チタニウム（Ｔｉ）は、Ｃ、Ｎと結合して炭化物および窒化物を形成するため、過度に多く添加される場合、結晶粒成長を抑制し、炭化物と窒化物により集合組織がよくなくなり、磁性が悪くなることがある。したがって、前述した範囲でチタニウム（Ｔｉ）を添加することが好ましい。
Ｓ：０．００１～０．００５重量％
硫黄（Ｓ）は、磁気的特性に有害なＭｎＳ、ＣｕＳおよび（Ｃｕ、Ｍｎ）Ｓなどの硫化物を形成する元素である。過度に少なく添加される場合、集合組織の形成に不利で磁性が低下することがある。反面、過度に多く添加される場合、微細な硫化物の増加により磁性が低下することがある。したがって、前述した範囲で硫黄（Ｓ）を添加することが好ましい。
硫黄（Ｓ）は、磁気的特性に有害なＭｎＳ、ＣｕＳおよび（Ｃｕ、Ｍｎ）Ｓなどの硫化物を形成する元素である。過度に少なく添加される場合、集合組織の形成に不利で磁性が低下することがある。反面、過度に多く添加される場合、微細な硫化物の増加により磁性が低下することがある。したがって、前述した範囲で硫黄（Ｓ）を添加することが好ましい。
Ｐ：０．１重量％以下
リン（Ｐ）は、比抵抗を増加させて鉄損を低める役割を果たし、結晶粒界に偏析して集合組織を向上させる元素である。過度に多く添加される場合、結晶粒成長を抑制し、冷間圧延性を低下させることがある。したがって、前述した範囲でリン（Ｐ）を添加することが好ましい。
リン（Ｐ）は、比抵抗を増加させて鉄損を低める役割を果たし、結晶粒界に偏析して集合組織を向上させる元素である。過度に多く添加される場合、結晶粒成長を抑制し、冷間圧延性を低下させることがある。したがって、前述した範囲でリン（Ｐ）を添加することが好ましい。
Ｓｎ、Ｓｂのうちの１種以上：０．０２～０．２重量％
スズ（Ｓｎ）およびアンチモン（Ｓｂ）は、結晶粒界偏析元素であって、結晶粒界を通じた窒素の拡散を抑制し、集合組織であるγファイバー（ｇａｍｍａ ｆｉｂｅｒ）の形成を抑制して磁気的特性を向上させる元素である。過度に少なく添加される場合、磁気的特性の向上効果が微々であり、過度に多く添加される場合、結晶粒成長を抑制して磁性を低下させ、圧延性および表面品質を低下させることがある。したがって、前述した範囲でスズ（Ｓｎ）、アンチモン（Ｓｂ）のうちの１種以上を添加することができる。スズ（Ｓｎ）またはアンチモン（Ｓｂ）を単独で含む場合、Ｓｎを０．０２～０．２重量％、Ｓｂを０．０２～０．２重量％含むことができる。スズ（Ｓｎ）またはアンチモン（Ｓｂ）を同時に含む場合、ＳｎおよびＳｂの合計量で０．０２～０．２重量％含むことが好ましい。
スズ（Ｓｎ）およびアンチモン（Ｓｂ）は、結晶粒界偏析元素であって、結晶粒界を通じた窒素の拡散を抑制し、集合組織であるγファイバー（ｇａｍｍａ ｆｉｂｅｒ）の形成を抑制して磁気的特性を向上させる元素である。過度に少なく添加される場合、磁気的特性の向上効果が微々であり、過度に多く添加される場合、結晶粒成長を抑制して磁性を低下させ、圧延性および表面品質を低下させることがある。したがって、前述した範囲でスズ（Ｓｎ）、アンチモン（Ｓｂ）のうちの１種以上を添加することができる。スズ（Ｓｎ）またはアンチモン（Ｓｂ）を単独で含む場合、Ｓｎを０．０２～０．２重量％、Ｓｂを０．０２～０．２重量％含むことができる。スズ（Ｓｎ）またはアンチモン（Ｓｂ）を同時に含む場合、ＳｎおよびＳｂの合計量で０．０２～０．２重量％含むことが好ましい。
不純物元素
前記の元素以外にもＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、ＭｏおよびＶなどの不可避に混入される不純物元素が含まれてもよい。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒの場合、不純物元素と反応して微細な硫化物、炭化物および窒化物を形成して磁性に有害な影響を与えることがあり、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖの場合、強力な炭窒化物の形成元素であるため、Ｃｕ：０．０５重量％以下、Ｎｉ：０．０５重量％以下、Ｃｒ：０．０５重量％以下、Ｚｒ：０．０１重量％以下、Ｍｏ：０．０１重量％以下、Ｖ：０．０１重量％以下に管理されなければならない。
前記組成以外に残りはＦｅおよびその他不可避な不純物で組成される。
前記の元素以外にもＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、ＭｏおよびＶなどの不可避に混入される不純物元素が含まれてもよい。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒの場合、不純物元素と反応して微細な硫化物、炭化物および窒化物を形成して磁性に有害な影響を与えることがあり、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖの場合、強力な炭窒化物の形成元素であるため、Ｃｕ：０．０５重量％以下、Ｎｉ：０．０５重量％以下、Ｃｒ：０．０５重量％以下、Ｚｒ：０．０１重量％以下、Ｍｏ：０．０１重量％以下、Ｖ：０．０１重量％以下に管理されなければならない。
前記組成以外に残りはＦｅおよびその他不可避な不純物で組成される。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、下記式１を満たす。
［式１］
０．９≦［Ａｌ］＋［Ｍｎ］≦２．１
（式１中、［Ａｌ］および［Ｍｎ］は、それぞれ、ＡｌおよびＭｎの含有量（重量％）を示す。）
ＡｌおよびＭｎは、全て比抵抗を増加させて鉄損を低める役割を果たす元素である。そのために、その合計量でＡｌおよびＭｎの含有量を管理することができる。一般に、鉄損は低く、磁束密度は高いスペックの無方向性電磁鋼板の製造のためには、適正量以上のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの添加が必要であるが、［Ａｌ］＋［Ｍｎ］が０．９未満である場合、相対的にＳｉの含有量が高くなるため、圧延性を低下させて生産性を落とす点から致命的な問題になり得る。反面、２．１を超える場合、飽和磁束密度の減少により磁束密度が急激に減少することがある。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、下記式２を満たす。
［式２］
０．２≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）≦０．４
（式２中、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］および［Ｓｂ］は、それぞれ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量（重量％）を示す。）
［式１］
０．９≦［Ａｌ］＋［Ｍｎ］≦２．１
（式１中、［Ａｌ］および［Ｍｎ］は、それぞれ、ＡｌおよびＭｎの含有量（重量％）を示す。）
ＡｌおよびＭｎは、全て比抵抗を増加させて鉄損を低める役割を果たす元素である。そのために、その合計量でＡｌおよびＭｎの含有量を管理することができる。一般に、鉄損は低く、磁束密度は高いスペックの無方向性電磁鋼板の製造のためには、適正量以上のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの添加が必要であるが、［Ａｌ］＋［Ｍｎ］が０．９未満である場合、相対的にＳｉの含有量が高くなるため、圧延性を低下させて生産性を落とす点から致命的な問題になり得る。反面、２．１を超える場合、飽和磁束密度の減少により磁束密度が急激に減少することがある。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、下記式２を満たす。
［式２］
０．２≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）≦０．４
（式２中、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］および［Ｓｂ］は、それぞれ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量（重量％）を示す。）
Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎは、無方向性電磁鋼板の鉄損を減少させるために添加される合金元素であり、低鉄損の特性のためには一定量以上必須で添加されなければならない。しかし、無方向性電磁鋼板の磁性は低鉄損の特性も重要である分、高磁束密度の特性も重要である。
Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ添加により低鉄損特性を達成することができるが、磁束密度の低下を避けることができず、高磁束密度の特性は達成しにくいため、集合組織改善を通じた鉄損および磁束密度の同時向上が必要である。
したがって、そのために前記の式２を通じて粒界偏析元素として集合組織を向上させることができるＰ、ＳｎおよびＳｂを添加するが、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量は磁束密訴と関連した元素であるＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの含有量と共に考慮されなければならない。これによって、低鉄損特性と高磁束密度特性を同時に確保することが可能である。
（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）が０．２未満である場合、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量が相対的に少なくて集合組織の改善効果が大きくないことから、高磁束密度の特性を確保することが難しいこともある。
Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ添加により低鉄損特性を達成することができるが、磁束密度の低下を避けることができず、高磁束密度の特性は達成しにくいため、集合組織改善を通じた鉄損および磁束密度の同時向上が必要である。
したがって、そのために前記の式２を通じて粒界偏析元素として集合組織を向上させることができるＰ、ＳｎおよびＳｂを添加するが、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量は磁束密訴と関連した元素であるＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの含有量と共に考慮されなければならない。これによって、低鉄損特性と高磁束密度特性を同時に確保することが可能である。
（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）が０．２未満である場合、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量が相対的に少なくて集合組織の改善効果が大きくないことから、高磁束密度の特性を確保することが難しいこともある。
反面、（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）が０．４を超える場合、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量が相対的に多くて結晶粒成長を過度に抑制させるため、結晶粒が微細化される。そのために、低鉄損特性を確保することが難しいこともある。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、下記式３を満たす。
［式３］
（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）≦０．５（ｍｍ－１）
（式３中、ｔは無方向性電磁鋼板の厚さ（ｍｍ）を示し、Ｇｓｓｕｒｆａｃｅは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準として０～ｔ／４または３ｔ／４～ｔでの平均結晶粒径（μｍ）を示し、Ｇｓｃｅｎｔｅｒは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準としてｔ／４超過、３ｔ／４未満での平均結晶粒径（μｍ）を示す。）
例えば、Ｇｓｓｕｒｆａｃｅは無方向性電磁鋼板の厚さをｔという時、無方向性電磁鋼板の下面からｔ／４の間に存在する結晶粒の粒径または３ｔ／４から無方向性電磁鋼板の上面の間に存在する結晶粒の粒径を意味し得る。つまり、無方向性電磁鋼板の表面部の平均結晶粒径を意味し得る。Ｇｓｃｅｎｔｅｒはｔ／４超過、３ｔ／４未満になる範囲に存在する結晶粒の粒径を意味し得る。つまり、無方向性電磁鋼板の中心部の平均結晶粒径を意味し得る。
［式３］
（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）≦０．５（ｍｍ－１）
（式３中、ｔは無方向性電磁鋼板の厚さ（ｍｍ）を示し、Ｇｓｓｕｒｆａｃｅは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準として０～ｔ／４または３ｔ／４～ｔでの平均結晶粒径（μｍ）を示し、Ｇｓｃｅｎｔｅｒは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準としてｔ／４超過、３ｔ／４未満での平均結晶粒径（μｍ）を示す。）
例えば、Ｇｓｓｕｒｆａｃｅは無方向性電磁鋼板の厚さをｔという時、無方向性電磁鋼板の下面からｔ／４の間に存在する結晶粒の粒径または３ｔ／４から無方向性電磁鋼板の上面の間に存在する結晶粒の粒径を意味し得る。つまり、無方向性電磁鋼板の表面部の平均結晶粒径を意味し得る。Ｇｓｃｅｎｔｅｒはｔ／４超過、３ｔ／４未満になる範囲に存在する結晶粒の粒径を意味し得る。つまり、無方向性電磁鋼板の中心部の平均結晶粒径を意味し得る。
（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）の数値が低いほど、ＧｓｃｅｎｔｅｒとＧｓｓｕｒｆａｃｅの偏差が小さくて鋼板の厚さ方向での表面部と中心部の結晶粒の大きさが均一であることを意味し得る。
鉄損は、最適の結晶粒の大きさで履歴損失と渦流損失の合計が最小になるが、平均の結晶粒の大きさは同一であるとしても、厚さ方向の結晶粒径偏差が大きい場合、結晶粒径偏差が小さく、均一な場合に比べて鉄損が増加するため、厚さ方向での表面部と中心部の結晶粒の大きさは偏差が小さいほどよい。
（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）≦０．５（ｍｍ－１）を満たすために、無方向性電磁鋼板の製造工程で冷延板焼鈍時、加熱速度および亀裂時間の制御を通じて集合組織をより改善させることができる。これについては後述する。
（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）≦０．５（ｍｍ－１）を満たすために、無方向性電磁鋼板の製造工程で冷延板焼鈍時、加熱速度および亀裂時間の制御を通じて集合組織をより改善させることができる。これについては後述する。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、下記式４を満たす。
［式４］
０．２≦（Ｖ｛０１２｝＜１２１＞＋Ｖ｛１１１｝＜１１２＞）／（Ｖ｛００１｝＜３１０＞＋Ｖ｛１３９｝＜３１０＞）≦０．８
（式４中、Ｖ｛０１２｝＜１２１＞、Ｖ｛１１１｝＜１１２＞、Ｖ｛００１｝＜３１０＞およびＶ｛１３９｝＜３１０＞は、それぞれ、｛０１２｝＜１２１＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛００１｝＜３１０＞、｛１３９｝＜３１０＞で１５°以内の方位を有する集合組織の体積分率を示す。）
［式４］
０．２≦（Ｖ｛０１２｝＜１２１＞＋Ｖ｛１１１｝＜１１２＞）／（Ｖ｛００１｝＜３１０＞＋Ｖ｛１３９｝＜３１０＞）≦０．８
（式４中、Ｖ｛０１２｝＜１２１＞、Ｖ｛１１１｝＜１１２＞、Ｖ｛００１｝＜３１０＞およびＶ｛１３９｝＜３１０＞は、それぞれ、｛０１２｝＜１２１＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛００１｝＜３１０＞、｛１３９｝＜３１０＞で１５°以内の方位を有する集合組織の体積分率を示す。）
集合組織｛０１２｝＜１２１＞および｛１１１｝＜１１２＞は磁化が難しい方位であるため、磁性に不利な集合組織であり、｛００１｝＜３１０＞および｛１３９｝＜３１０＞は、それぞれ、＜１００＞／／ＮＤ－ｆｉｂｅｒの一部分であるか、または類似の方位として磁性に有利な集合組織である。したがって、（Ｖ｛０１２｝＜１２１＞＋Ｖ｛１１１｝＜１１２＞）／（Ｖ｛００１｝＜３１０＞＋Ｖ｛１３９｝＜３１０＞）が低いほど集合組織が改善されたことを意味する。
成分の含有量制御により磁性に有利な集合組織｛００１｝＜３１０＞および｛１３９｝＜３１０＞の比率を増加させることができる。（Ｖ｛０１２｝＜１２１＞＋Ｖ｛１１１｝＜１１２＞）／（Ｖ｛００１｝＜３１０＞＋Ｖ｛１３９｝＜３１０＞）が０．２未満である場合、集合組織の改善効果が大きくなく、０．８を超える場合、集合組織が劣位になって改善効果がないといえる。
成分の含有量制御により磁性に有利な集合組織｛００１｝＜３１０＞および｛１３９｝＜３１０＞の比率を増加させることができる。（Ｖ｛０１２｝＜１２１＞＋Ｖ｛１１１｝＜１１２＞）／（Ｖ｛００１｝＜３１０＞＋Ｖ｛１３９｝＜３１０＞）が０．２未満である場合、集合組織の改善効果が大きくなく、０．８を超える場合、集合組織が劣位になって改善効果がないといえる。
無方向性電磁鋼板の製造方法
重量％で、Ｓｉ：１．５～４．０％、Ａｌ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、Ｓｎ、Ｓｂのうちの１種以上：０．０２～０．２％、残部Ｆｅおよび不可避な不純物を含み、前記式１および式２を満たす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および冷延板を式５を満たすように冷延板焼鈍する段階を含む。
重量％で、Ｓｉ：１．５～４．０％、Ａｌ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、Ｓｎ、Ｓｂのうちの１種以上：０．０２～０．２％、残部Ｆｅおよび不可避な不純物を含み、前記式１および式２を満たす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および冷延板を式５を満たすように冷延板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、スラブを加熱する。スラブ内の各組成の添加比率を限定した理由は、前述した無方向性電磁鋼板の組成限定の理由と同一であるため、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、冷延板焼鈍などの製造過程でスラブの組成は実質的に変動しないため、スラブの組成と無方向性電磁鋼板の組成が実質的に同一である。
また、スラブの組成と無方向性電磁鋼板の組成が実質的に同一であるため、スラブは前記の式１および式２を満たす。式１および式２を満たすことによる効果は前記の説明で代わりをする。
まず、スラブを加熱する。スラブ内の各組成の添加比率を限定した理由は、前述した無方向性電磁鋼板の組成限定の理由と同一であるため、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、冷延板焼鈍などの製造過程でスラブの組成は実質的に変動しないため、スラブの組成と無方向性電磁鋼板の組成が実質的に同一である。
また、スラブの組成と無方向性電磁鋼板の組成が実質的に同一であるため、スラブは前記の式１および式２を満たす。式１および式２を満たすことによる効果は前記の説明で代わりをする。
スラブを加熱炉に装入して１２００℃以下に加熱する。加熱温度が１２００℃超過である場合、スラブ内に存在するＡｌＮ、ＭｎＳなどの析出物が再固溶された後、熱間圧延時、微細析出されて結晶粒成長を抑制し、磁性を低下させるため、加熱温度を１２００℃以下に制限する。
加熱されたスラブを熱間圧延して熱延板として製造する。熱間圧延時、仕上圧延での仕上げの圧延は、板形状矯正のために最終圧下率を２０％以下に実施する。その後、熱延板を７００℃下で巻取り、空気中で冷却することができる。
加熱されたスラブを熱間圧延して熱延板として製造する。熱間圧延時、仕上圧延での仕上げの圧延は、板形状矯正のために最終圧下率を２０％以下に実施する。その後、熱延板を７００℃下で巻取り、空気中で冷却することができる。
次に、熱延板を熱延板焼鈍することができる。この時、熱延板焼鈍温度は９５０～１１５０℃であってもよい。熱延板焼鈍温度が９５０℃未満であれば組織が成長しないか、微細に成長して磁性に有利な集合組織を得るのが容易でなく、焼鈍温度が１１５０℃を超えれば結晶粒が過度に成長し、板の表面欠陥が過多になり得る。
次に、熱延板を酸洗し、所定の板厚さになるように冷間圧延する。最終厚さが０．１０～０．７０ｍｍの厚さになるように冷間圧延して冷延板を製造することができる。必要な場合、磁性改善のために１次冷間圧延と中間焼鈍後、２次冷間圧延することができ、最終圧下率は５０～９５％の範囲にすることができる。
次に、熱延板を酸洗し、所定の板厚さになるように冷間圧延する。最終厚さが０．１０～０．７０ｍｍの厚さになるように冷間圧延して冷延板を製造することができる。必要な場合、磁性改善のために１次冷間圧延と中間焼鈍後、２次冷間圧延することができ、最終圧下率は５０～９５％の範囲にすることができる。
冷延板焼鈍する段階で、下記式５を満たすように冷延板焼鈍する。
［式５］
０．２≦ｖ／ｓ≦０．６
（式５中、ｖは６５０～７５０℃の開始温度から冷延板亀裂温度までの平均加熱速度（℃／ｓｅｃ）を意味し、ｓは冷延板亀裂温度で維持する亀裂時間（ｓｅｃ）を意味する。）
冷延板焼鈍時、発生する微細組織および集合組織変化を決定する重要な冶金学的な変化は再結晶および結晶粒成長である。冷間圧延により変形された組織の焼鈍時、再結晶および結晶粒成長に重要な影響を与える因子としては、平均加熱速度、亀裂温度、亀裂温度での亀裂時間などが挙げられる。
［式５］
０．２≦ｖ／ｓ≦０．６
（式５中、ｖは６５０～７５０℃の開始温度から冷延板亀裂温度までの平均加熱速度（℃／ｓｅｃ）を意味し、ｓは冷延板亀裂温度で維持する亀裂時間（ｓｅｃ）を意味する。）
冷延板焼鈍時、発生する微細組織および集合組織変化を決定する重要な冶金学的な変化は再結晶および結晶粒成長である。冷間圧延により変形された組織の焼鈍時、再結晶および結晶粒成長に重要な影響を与える因子としては、平均加熱速度、亀裂温度、亀裂温度での亀裂時間などが挙げられる。
無方向性電磁鋼板では鉄損が最小化される適正の結晶粒の大きさが存在する。これは結晶粒の大きさが増加するほど、鉄損中、履歴損失は減少するが、渦流損失は増加するためである。
したがって、無方向性電磁鋼板全体の平均結晶粒径も重要であるが、鋼板厚さ方向への結晶粒の大きさの均一性も鉄損において回転する電気機器の鉄心素材として使用されることから、全ての方向に均一な特性を持たなければならないため、制御されなければならない非常に重要な因子である。このために、冷延板焼鈍時、加熱速度および亀裂温度での亀裂時間が適正な条件に制御されれば厚さ方向への結晶粒の大きさの均一性を確保することができ、集合組織も冷延板焼鈍時、平均加熱速度および亀裂温度での亀裂時間により大きく影響を受けるため、この二つの条件を適切に制御する場合、磁性が画期的に向上することができる。
したがって、無方向性電磁鋼板全体の平均結晶粒径も重要であるが、鋼板厚さ方向への結晶粒の大きさの均一性も鉄損において回転する電気機器の鉄心素材として使用されることから、全ての方向に均一な特性を持たなければならないため、制御されなければならない非常に重要な因子である。このために、冷延板焼鈍時、加熱速度および亀裂温度での亀裂時間が適正な条件に制御されれば厚さ方向への結晶粒の大きさの均一性を確保することができ、集合組織も冷延板焼鈍時、平均加熱速度および亀裂温度での亀裂時間により大きく影響を受けるため、この二つの条件を適切に制御する場合、磁性が画期的に向上することができる。
ｖ／ｓが０．２未満である場合、平均加熱速度が過度に遅いか、焼鈍時、亀裂時間が過度に長いため、磁性に不利な集合組織の分率が高くなることがある。
ｖ／ｓが０．６を超える場合、加熱速度が過度に速いか、亀裂時間が過度に短くて結晶粒成長が円滑でないため、結晶粒微細化により磁性が低下することがある。
したがって、０．２≦ｖ／ｓ≦０．６を満たす場合、無方向性電磁鋼板の（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）が０．５（ｍｍ－１）以下になるようにできる。
ｖ／ｓが０．６を超える場合、加熱速度が過度に速いか、亀裂時間が過度に短くて結晶粒成長が円滑でないため、結晶粒微細化により磁性が低下することがある。
したがって、０．２≦ｖ／ｓ≦０．６を満たす場合、無方向性電磁鋼板の（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）が０．５（ｍｍ－１）以下になるようにできる。
最終冷間圧延された冷延板は、冷延板焼鈍を実施する。冷延板焼鈍時、亀裂温度は８５０～１０５０℃になることができる。亀裂温度が過度に低ければ再結晶が十分に発生せず、亀裂温度が過度に高ければ結晶粒の急激な成長が発生して磁束密度と高周波鉄損が低下することがある。
以下、本発明の具体的な実施例を記載する。しかし、下記の実施例は本発明の具体的な一実施例に過ぎず、本発明が下記の実施例に限定されるのではない。
以下、本発明の具体的な実施例を記載する。しかし、下記の実施例は本発明の具体的な一実施例に過ぎず、本発明が下記の実施例に限定されるのではない。
［実施例１］
真空溶解を通じて下記表１のように組成されるスラブを製造してＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂの量を変化させて成分元素、成分添加量関係および冷延板焼鈍時、７００℃から亀裂温度までの平均加熱速度ｖ（℃／ｓｅｃ）と亀裂温度での亀裂時間ｓ（ｓｅｃ）の関係が磁性に及ぼす影響を確認した。
各スラブは１２００℃で加熱し、２．５ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻き取った。空気中で巻取り、冷却した熱延鋼板を１０６０℃で熱延板焼鈍および酸洗した後、０．３５ｍｍ厚さに冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。
この時、冷延板焼鈍目標温度は１０００℃で実施し、７００℃から亀裂温度までの平均加熱速度ｖ（℃／ｓｅｃ）と亀裂温度１０００℃での亀裂時間ｓ（ｓｅｃ）をそれぞれ制御してｖ／ｓの変化が磁性に及ぼす影響を確認した。
真空溶解を通じて下記表１のように組成されるスラブを製造してＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂの量を変化させて成分元素、成分添加量関係および冷延板焼鈍時、７００℃から亀裂温度までの平均加熱速度ｖ（℃／ｓｅｃ）と亀裂温度での亀裂時間ｓ（ｓｅｃ）の関係が磁性に及ぼす影響を確認した。
各スラブは１２００℃で加熱し、２．５ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻き取った。空気中で巻取り、冷却した熱延鋼板を１０６０℃で熱延板焼鈍および酸洗した後、０．３５ｍｍ厚さに冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。
この時、冷延板焼鈍目標温度は１０００℃で実施し、７００℃から亀裂温度までの平均加熱速度ｖ（℃／ｓｅｃ）と亀裂温度１０００℃での亀裂時間ｓ（ｓｅｃ）をそれぞれ制御してｖ／ｓの変化が磁性に及ぼす影響を確認した。
それぞれの試片に対してＥＢＳＤ、Ｘ－ｒａｙ ｐｏｌｅ ｆｉｇｕｒｅ ｔｅｓｔを通じて集合組織の体積分率を測定し、板厚さ方向に中心部および表面部のｇｒａｉｎ ｓｉｚｅをｉｎｔｅｒｃｅｐｔ ｍｅｔｈｏｄを使用して測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定してその結果を下記表２に示した。
前記表１でそれぞれの数値は重量％を意味する。
前記表２で式１は［Ａｌ］＋［Ｍｎ］の数値を意味し、式２は（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）の数値を意味し、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］および［Ｓｂ］は、それぞれ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量（重量％）を示す。
前記表２で式３は（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）の数値を意味する。ｔは無方向性電磁鋼板の厚さ（ｍｍ）を示し、Ｇｓｓｕｒｆａｃｅは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準として０～ｔ／４または３ｔ／４～ｔでの平均結晶粒径（μｍ）を示し、Ｇｓｃｅｎｔｅｒは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準としてｔ／４超過、３ｔ／４未満での平均結晶粒径（μｍ）を示す。前記表２の式３で括弧内の数値は左側からＧｓｃｅｎｔｅｒとＧｓｓｕｒｆａｃｅを示す。
前記表２で式１は［Ａｌ］＋［Ｍｎ］の数値を意味し、式２は（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）の数値を意味し、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］および［Ｓｂ］は、それぞれ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量（重量％）を示す。
前記表２で式３は（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）の数値を意味する。ｔは無方向性電磁鋼板の厚さ（ｍｍ）を示し、Ｇｓｓｕｒｆａｃｅは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準として０～ｔ／４または３ｔ／４～ｔでの平均結晶粒径（μｍ）を示し、Ｇｓｃｅｎｔｅｒは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準としてｔ／４超過、３ｔ／４未満での平均結晶粒径（μｍ）を示す。前記表２の式３で括弧内の数値は左側からＧｓｃｅｎｔｅｒとＧｓｓｕｒｆａｃｅを示す。
実施例１でｔは０．３５ｍｍであるため、Ｇｓｓｕｒｆａｃｅは無方向性電磁鋼板の下面を厚さが０である地点とする時、下面から上方に０．０８７５ｍｍの厚さまでの領域または０．２６２５ｍｍの厚さから上方に上面までの領域内の平均結晶粒径を示す。Ｇｓｃｅｎｔｅｒは無方向性電磁鋼板の０．０８７５ｍｍ超過、０．２６２５ｍｍ未満までの領域内の平均結晶粒径を示す。
前記表２で式４は（Ｖ｛０１２｝＜１２１＞＋Ｖ｛１１１｝＜１１２＞）／（Ｖ｛００１｝＜３１０＞＋Ｖ｛１３９｝＜３１０＞）の数値を意味し、Ｖ｛０１２｝＜１２１＞、Ｖ｛１１１｝＜１１２＞、Ｖ｛００１｝＜３１０＞およびＶ｛１３９｝＜３１０＞は、それぞれ、集合組織｛０１２｝＜１２１＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛００１｝＜３１０＞、｛１３９｝＜３１０＞の体積分率を示す。
前記表２で式４は（Ｖ｛０１２｝＜１２１＞＋Ｖ｛１１１｝＜１１２＞）／（Ｖ｛００１｝＜３１０＞＋Ｖ｛１３９｝＜３１０＞）の数値を意味し、Ｖ｛０１２｝＜１２１＞、Ｖ｛１１１｝＜１１２＞、Ｖ｛００１｝＜３１０＞およびＶ｛１３９｝＜３１０＞は、それぞれ、集合組織｛０１２｝＜１２１＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛００１｝＜３１０＞、｛１３９｝＜３１０＞の体積分率を示す。
集合組織を分析するための方法としては、Ｘ－ｒａｙ ｐｏｌｅ ｆｉｇｕｒｅ ｔｅｓｔおよびＥＢＳＤ ｔｅｓｔを実施した。冷延板焼鈍後の試片で圧延方向に平行な試片の表面を厚さの３／４ｔになる部分まで研磨後、ＥＢＳＤ測定およびＸ－ｒａｙ回折分析器で（１１０）、（２００）、（２１１）ｐｏｌｅ ｆｉｇｕｒｅを測定し、その結果、｛０１２｝＜１２１＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛００１｝＜３１０＞、｛１３９｝＜３１０＞集合組織の分率（ｖｏｌｕｍｅ ｆｒａｃｔｉｏｎ）Ｖ｛０１２｝＜１２１＞、Ｖ｛１１１｝＜１１２＞、Ｖ｛００１｝＜３１０＞、Ｖ｛１３９｝＜３１０＞を計算した。結晶粒の大きさは線分法、面積法など通常使用される方法で測定した。
前記表２で式５はｖ／ｓの数値を意味する。ｖは６５０～７５０℃の開始温度から冷延板亀裂温度までの平均加熱速度（℃／ｓｅｃ）を意味し、ｓは冷延板亀裂温度で維持する亀裂時間（ｓｅｃ）を意味する。前記表２の式５で括弧内の数値は左側からｖとｓを示す。
前記表２で鉄損（Ｗ１５／５０）は５０Ｈｚ周波数で１．５Ｔｅｓｌａの磁束密度が誘起された時の圧延方向と圧延垂直方向の平均損失（Ｗ／ｋｇ）であり、磁束密度（Ｂ５０）は５０００Ａ／ｍの磁場を付加した時、誘導される磁束密度の大きさ（Ｔｅｓｌａ）である。
前記表２で鉄損（Ｗ１５／５０）は５０Ｈｚ周波数で１．５Ｔｅｓｌａの磁束密度が誘起された時の圧延方向と圧延垂直方向の平均損失（Ｗ／ｋｇ）であり、磁束密度（Ｂ５０）は５０００Ａ／ｍの磁場を付加した時、誘導される磁束密度の大きさ（Ｔｅｓｌａ）である。
鋼の成分範囲と式１、式２、式５を満たす発明例であるＡ１、Ａ２、Ａ５、Ａ８、Ａ１０、Ａ１１は、鉄損と磁束密度が非常に優秀に示された。厚さ方向の結晶粒偏差が０．５以下に小さく、集合組織の改善効果も優秀に示された。
Ａ３は鋼の成分範囲を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなく、Ａ４は式２を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなかった。Ａ６は鋼の成分範囲および式５を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなく、Ａ７は式１および式２を満たしたにも拘らず製造過程で式５を満たさず、厚さ方向の結晶粒偏差が０．５を超えた。
Ａ９は式２および式５を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなかった。Ａ１２は式１を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなかった。
Ａ３は鋼の成分範囲を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなく、Ａ４は式２を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなかった。Ａ６は鋼の成分範囲および式５を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなく、Ａ７は式１および式２を満たしたにも拘らず製造過程で式５を満たさず、厚さ方向の結晶粒偏差が０．５を超えた。
Ａ９は式２および式５を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなかった。Ａ１２は式１を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなかった。
［実施例２］
真空溶解を通じて下記表３のように組成されるスラブを製造してＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂの量を変化させて成分元素、成分添加量関係および冷延板焼鈍時、７００℃から亀裂温度までの平均加熱速度ｖ（℃／ｓｅｃ）と亀裂温度での亀裂時間ｓ（ｓｅｃ）の関係が磁性に及ぼす影響を確認してみようとした。
各スラブは１２００℃で加熱し、２．７ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻き取った。空気中で巻取り、冷却した熱延鋼板を１０００℃で熱延板焼鈍および酸洗した後、０．５０ｍｍ厚さに冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。
この時、冷延板焼鈍目標温度は１０２０℃で実施し、７００℃から亀裂温度までの平均加熱速度ｖ（℃／ｓｅｃ）と亀裂温度１０２０℃での亀裂時間ｓ（ｓｅｃ）をそれぞれ制御してｖ／ｓの変化が磁性に及ぼす影響を確認した。
真空溶解を通じて下記表３のように組成されるスラブを製造してＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂの量を変化させて成分元素、成分添加量関係および冷延板焼鈍時、７００℃から亀裂温度までの平均加熱速度ｖ（℃／ｓｅｃ）と亀裂温度での亀裂時間ｓ（ｓｅｃ）の関係が磁性に及ぼす影響を確認してみようとした。
各スラブは１２００℃で加熱し、２．７ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻き取った。空気中で巻取り、冷却した熱延鋼板を１０００℃で熱延板焼鈍および酸洗した後、０．５０ｍｍ厚さに冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。
この時、冷延板焼鈍目標温度は１０２０℃で実施し、７００℃から亀裂温度までの平均加熱速度ｖ（℃／ｓｅｃ）と亀裂温度１０２０℃での亀裂時間ｓ（ｓｅｃ）をそれぞれ制御してｖ／ｓの変化が磁性に及ぼす影響を確認した。
それぞれの試片に対してＥＢＳＤ、Ｘ－ｒａｙ ｐｏｌｅ ｆｉｇｕｒｅ ｔｅｓｔを通じて集合組織の体積分率を測定し、板厚さ方向に中心部および表面部のｇｒａｉｎ ｓｉｚｅをｉｎｔｅｒｃｅｐｔ ｍｅｔｈｏｄを使用して測定し、鉄損（Ｗ１５／５０）と磁束密度（Ｂ５０）も測定してその結果を下記表４に示した。
前記表４で式１は［Ａｌ］＋［Ｍｎ］の数値を意味し、式２は（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）の数値を意味し、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］および［Ｓｂ］は、それぞれ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量（重量％）を示す。
前記表４で式３は（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）の数値を意味する。ｔは無方向性電磁鋼板の厚さ（ｍｍ）を示し、Ｇｓｓｕｒｆａｃｅは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準として０～ｔ／４または３ｔ／４～ｔでの平均結晶粒径（μｍ）を示し、Ｇｓｃｅｎｔｅｒは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準としてｔ／４超過、３ｔ／４未満での平均結晶粒径（μｍ）を示す。前記表４の式３で括弧内の数値は左側からＧｓｃｅｎｔｅｒとＧｓｓｕｒｆａｃｅを示す。
前記表４で式３は（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）の数値を意味する。ｔは無方向性電磁鋼板の厚さ（ｍｍ）を示し、Ｇｓｓｕｒｆａｃｅは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準として０～ｔ／４または３ｔ／４～ｔでの平均結晶粒径（μｍ）を示し、Ｇｓｃｅｎｔｅｒは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準としてｔ／４超過、３ｔ／４未満での平均結晶粒径（μｍ）を示す。前記表４の式３で括弧内の数値は左側からＧｓｃｅｎｔｅｒとＧｓｓｕｒｆａｃｅを示す。
実施例２でｔは０．５０ｍｍであるため、Ｇｓｓｕｒｆａｃｅは無方向性電磁鋼板の下面を厚さが０である地点とする時、下面から上方に０．１２５ｍｍの厚さまでの領域または０．３７５ｍｍの厚さから上方に上面までの領域内の平均結晶粒径を示す。Ｇｓｃｅｎｔｅｒは無方向性電磁鋼板の０．１２５ｍｍ超過、０．３７５ｍｍ未満までの領域内の平均結晶粒径を示す。
前記表４で式４は（Ｖ｛０１２｝＜１２１＞＋Ｖ｛１１１｝＜１１２＞）／（Ｖ｛００１｝＜３１０＞＋Ｖ｛１３９｝＜３１０＞）の数値を意味し、Ｖ｛０１２｝＜１２１＞、Ｖ｛１１１｝＜１１２＞、Ｖ｛００１｝＜３１０＞およびＶ｛１３９｝＜３１０＞は、それぞれ、集合組織｛０１２｝＜１２１＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛００１｝＜３１０＞、｛１３９｝＜３１０＞の体積分率を示す。
前記表４で式４は（Ｖ｛０１２｝＜１２１＞＋Ｖ｛１１１｝＜１１２＞）／（Ｖ｛００１｝＜３１０＞＋Ｖ｛１３９｝＜３１０＞）の数値を意味し、Ｖ｛０１２｝＜１２１＞、Ｖ｛１１１｝＜１１２＞、Ｖ｛００１｝＜３１０＞およびＶ｛１３９｝＜３１０＞は、それぞれ、集合組織｛０１２｝＜１２１＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛００１｝＜３１０＞、｛１３９｝＜３１０＞の体積分率を示す。
集合組織を分析するための方法としては、Ｘ－ｒａｙ ｐｏｌｅ ｆｉｇｕｒｅ ｔｅｓｔおよびＥＢＳＤ ｔｅｓｔを実施した。冷延板焼鈍後の試片で圧延方向に平行な試片の表面を厚さの３／４ｔになる部分まで研磨後、ＥＢＳＤ測定およびＸ－ｒａｙ回折分析器で（１１０）、（２００）、（２１１）ｐｏｌｅ ｆｉｇｕｒｅを測定し、その結果、｛０１２｝＜１２１＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛００１｝＜３１０＞、｛１３９｝＜３１０＞集合組織の分率（ｖｏｌｕｍｅ ｆｒａｃｔｉｏｎ）Ｖ｛０１２｝＜１２１＞、Ｖ｛１１１｝＜１１２＞、Ｖ｛００１｝＜３１０＞、Ｖ｛１３９｝＜３１０＞を計算した。結晶粒の大きさは線分法、面積法など通常使用される方法で測定した。
前記表４で式５はｖ／ｓの数値を意味する。ｖは６５０～７５０℃の開始温度から冷延板亀裂温度までの平均加熱速度（℃／ｓｅｃ）を意味し、ｓは冷延板亀裂温度で維持する亀裂時間（ｓｅｃ）を意味する。前記表４の式５で括弧内の数値は左側からｖとｓを示す。
前記表４で鉄損（Ｗ１５／５０）は５０Ｈｚ周波数で１．５Ｔｅｓｌａの磁束密度が誘起された時の圧延方向と圧延垂直方向の平均損失（Ｗ／ｋｇ）であり、磁束密度（Ｂ５０）は５０００Ａ／ｍの磁場を付加した時、誘導される磁束密度の大きさ（Ｔｅｓｌａ）である。
前記表４で鉄損（Ｗ１５／５０）は５０Ｈｚ周波数で１．５Ｔｅｓｌａの磁束密度が誘起された時の圧延方向と圧延垂直方向の平均損失（Ｗ／ｋｇ）であり、磁束密度（Ｂ５０）は５０００Ａ／ｍの磁場を付加した時、誘導される磁束密度の大きさ（Ｔｅｓｌａ）である。
鋼の成分範囲と式１および式２、式５を満たす発明例であるＢ１、Ｂ３、Ｂ４、Ｂ６、Ｂ７、Ｂ１０は、鉄損と磁束密度が非常に優秀に示された。厚さ方向の結晶粒偏差が０．５以下に小さく、集合組織も改善効果も優秀に示された。
Ｂ２は鋼の成分範囲および式１を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなく、Ｂ５は式１および式２を満たしたにも拘らず、製造過程で式５を満たさず、厚さ方向の結晶粒偏差が０．５を超えた。
Ｂ８は鋼の成分範囲、式１および式２を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなかった。Ｂ９は式２および式５を満たさず、厚さ方向の結晶粒偏差が０．５を超え、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなく、Ｂ１１は式１および式２を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなかった。
Ｂ１２は式１および式２を満たしたにも拘らず、製造過程で式５を満たさず、厚さ方向の結晶粒偏差が０．５を超えた。
Ｂ２は鋼の成分範囲および式１を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなく、Ｂ５は式１および式２を満たしたにも拘らず、製造過程で式５を満たさず、厚さ方向の結晶粒偏差が０．５を超えた。
Ｂ８は鋼の成分範囲、式１および式２を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなかった。Ｂ９は式２および式５を満たさず、厚さ方向の結晶粒偏差が０．５を超え、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなく、Ｂ１１は式１および式２を満たさず、鉄損と磁束密度が発明例よりよくなかった。
Ｂ１２は式１および式２を満たしたにも拘らず、製造過程で式５を満たさず、厚さ方向の結晶粒偏差が０．５を超えた。
本発明は、前記実施形態および／または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、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形態および／または実施例は、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 (7)
- 重量％で、Ｓｉ：１．５～４．０％、Ａｌ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、ＳｎおよびＳｂのうちの１種以上：０．０２～０．２％、残部Ｆｅおよび不可避な不純物からなり、下記式１、式２および式３を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
［式１］
０．９≦［Ａｌ］＋［Ｍｎ］≦２．１
［式２］
０．２≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）≦０．４
［式３］
（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ－Ｇｓｓｕｒｆａｃｅ）／（Ｇｓｃｅｎｔｅｒ＊ｔ）≦０．５
（式１および式２中、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］および［Ｓｂ］は、それぞれ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量（重量％）を示し、
式３中、ｔは無方向性電磁鋼板の厚さ（ｍｍ）を示し、Ｇｓｓｕｒｆａｃｅは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準として０～ｔ／４または３ｔ／４～ｔでの平均結晶粒径（μｍ）を示し、Ｇｓｃｅｎｔｅｒは無方向性電磁鋼板の厚さ方向を基準としてｔ／４超過、３ｔ／４未満での平均結晶粒径（μｍ）を示す。） - Ｃｕ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｎｉ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｃｒ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｚｒ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．０１％以下（０％を除く）およびＶ：０．０１％以下（０％を除く）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に記載の無方向性電磁鋼板。
- 下記式４を満たすことを特徴とする請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板。
［式４］
０．２≦（Ｖ｛０１２｝＜１２１＞＋Ｖ｛１１１｝＜１１２＞）／（Ｖ｛００１｝＜３１０＞＋Ｖ｛１３９｝＜３１０＞）≦０．８
（式４中、Ｖ｛０１２｝＜１２１＞、Ｖ｛１１１｝＜１１２＞、Ｖ｛００１｝＜３１０＞およびＶ｛１３９｝＜３１０＞は、それぞれ、｛０１２｝＜１２１＞、｛１１１｝＜１１２＞、｛００１｝＜３１０＞、｛１３９｝＜３１０＞で１５°以内の方位を有する集合組織の体積分率を示す。） - 重量％で、Ｓｉ：１．５～４．０％、Ａｌ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｐ：０．１％以下（０％を除く）、ＳｎおよびＳｂのうちの１種以上：０．０２～０．２％、残部Ｆｅおよび不可避な不純物からなり、下記式１および式２を満たす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；および
前記冷延板を下記式５を満たすように冷延板焼鈍する段階；を含むことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
［式１］
０．９≦［Ａｌ］＋［Ｍｎ］≦２．１
［式２］
０．２≦（［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２）＊（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］）≦０．４
［式５］
０．２≦ｖ／ｓ≦０．６
（式１および式２中、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｓｎ］および［Ｓｂ］は、それぞれ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、ＳｎおよびＳｂの含有量（重量％）を示し、
式５中、ｖは６５０～７５０℃の開始温度から冷延板亀裂温度までの平均加熱速度（℃／ｓｅｃ）を意味し、ｓは冷延板亀裂温度で維持する亀裂時間（ｓｅｃ）を意味する。） - 前記スラブは、
Ｃｕ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｎｉ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｃｒ：０．０５％以下（０％を除く）、Ｚｒ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．０１％以下（０％を除く）およびＶ：０．０１％以下（０％を除く）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４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記冷延板焼鈍する段階で、
８５０～１０５０℃の亀裂温度で冷延板焼鈍することを特徴とする請求項４又は５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記熱延板を製造する段階後、
前記熱延板を９５０～１１５０℃で熱延板焼鈍する段階；をさらに含むことを特徴とする請求項４乃至６のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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