JP2024503245A - 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】スラブ内の残留Ａｌ量と鋼板内部の浸窒量を制御して磁性の均一性を向上させた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】本発明の一実施例に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：２．５ないし４．０％、Ｃ：０．０３ないし０．０９％、Ａｌ：０．０１５ないし０．０４０％、Ｍｎ：０．０４ないし０．１５％、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）およびＮ：０．００２ないし０．０１２％含み、残部がＦｅおよびその他不可避に混入される不純物からなり、スラブを熱間圧延して熱延板を製造するステップと、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造するステップと、冷延板を１次再結晶焼鈍するステップと、１次再結晶焼鈍が完了した冷延板を２次再結晶焼鈍するステップと、を含む。【選択図】図１

Description

本発明は、方向性電磁鋼板およびその製造方法に関し、具体的には、スラブ内の残留Ａｌ量と鋼板内部の浸窒量を制御して磁性の均一性を向上させた方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
方向性電磁鋼板は、変圧器、電動機、発電機およびその他の電子機器など停止機器の鉄心材料に使用される。方向性電磁鋼板の最終製品は、結晶粒の方位が１１０［００１］方向に配向された集合組織を有することで、圧延方向に極めて優れた磁気的特性を有するので、変圧器、電動機、発電機およびその他の電子機器などの鉄心材料に使用され、エネルギー損失を減らすためには鉄損が低いもの、発電機器の小型化のためには磁束密度が高いものが要求される。
方向性電磁鋼板の鉄損は、ヒステリシス損、渦電流損に分れ、このうち渦電流損を減少させるためには固有比抵抗を増やすこと、製品板厚さを減らすなどの努力が必要となる。製品板厚さを減らす方向に難圧延製品である方向性電磁鋼板を極薄物に圧延しなければならない困難もあるが、非常に低い鉄損特性を有する極薄物製品を作るにあたり、最も大きい困難であって克服しなければならない問題は、方向性電磁鋼板の２次再結晶組織であるゴス方位の集積度を非常に強く維持することである。
極薄物製品を作るにあたり圧延での問題点を検討すると、低温加熱法と１回の強冷間圧延工程を経る方向性電磁鋼板製造時に通常最適の圧下率は９０％内外と知られている。９０％の冷間圧延率を確保するためには、熱延板厚さを２．０ｍｍｔ以下の厚さに熱間圧延することが必要となる。熱間圧延厚さが薄くなるほど高圧下率が必要となり、熱間圧延温度の維持、エッジ スキャブ（ｅｄｇｅ ｓｃａｂ）などの熱間圧延板のエッジ（ｅｄｇｅ）部や、コイルのトップ、テール部の形状などの理由で生産性が低下することになる。また、熱間圧延コイルの長さが長くなることによってコイルのトップ部とテール部間の圧延時間の差、熱間圧延温度の差が必然的に発生し、コイル長さ方向に均一な微細析出物を形成するのにより不利になる。また、熱延のためにスラブ加熱時に、熱延再加熱炉内でスラブ移動時のスキッド接触部の温度が非接触部温度に比べて低いことによって生じる温度偏差により、熱間圧延板の長さ方向に固溶析出物（微細析出物）の差が必然的に発生することになるが、このような差は最終製品の磁性特性の偏差をもたらす問題を引き起こすことになる。
さらに重要な問題は、製品厚さが薄くなることによって２次再結晶焼鈍過程中、特にゴス方位の２次再結晶が現れる区間での表面から析出物の流失が速くなることによってゴス方位の集積度を強く維持するのが難しくなることにある。これは、製品磁性特性に直結する問題であり、極薄物製品を作るにあたり非常に低い鉄損特性を確保し難くする。
析出物の流失を克服するための方法として、２次再結晶焼鈍過程中、Ｎ２ ガス（ｇａｓ）の分率を高めて析出物の流失を防止する方法が提案されているが、これは、製品板の表面に窒素放出口のような表面欠陥を誘発させる問題がある。
同時脱炭浸窒方法を用いた経済的な製造方法も提案されている。同時脱炭浸窒方法で脱炭板を製造するにあたり、表面結晶粒径と中心層結晶粒径の差が存在することを明示し、これを一定の範囲に制御する必要があることを提案している。
Ｓｂ、Ｐ、Ｓｎのような偏析元素を含むことで磁性を画期的に改善する技術も提案されている。偏析元素をさらに追加して、極薄物製品の製造時に析出物の流失を補完する補助インヒビターとして偏析元素を活用したが、過剰添加時に極薄圧延が難しい点があり、偏析元素の過剰添加時に酸化層が不均一で薄くなり、ベースコーティングの特性に劣り析出物の流失をさらに引き起こす副作用があって磁性を安定して確保できなかった。
極薄物製品の製造時に、１次再結晶焼鈍工程において前段部の酸化能と窒化処理を調節する方法も提案されている。しかし、極薄物製品を製造するにあたっては、析出物の流失影響に非常に敏感になる問題があった。
また、スラブにＣｒを添加し、１次再結晶焼鈍工程において前段部および後段部の浸窒ガスの投入量を調節する方法が提案されている。しかし、この方法は、鋼板厚さ方向での窒素量は均一に維持するが、ＡｌＮ析出物は不均一に分布して磁性特性の偏差が依然として存在する問題があった。また、Ｃｒを添加することで、酸化層の深さが深くなりながら、ベースコーティングの厚さが厚くなって、製品においてコーティング層が占める比率が大きくなる極薄物の製造において問題も発生した。
本発明の目的は、方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供する。具体的に、スラブ内の残留Ａｌ量と鋼板内部の浸窒量を制御して磁性の均一性を向上させた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。
本発明による方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：２．５ないし４．０％、Ｃ：０．０３ないし０．０９％、Ａｌ：０．０１５ないし０．０４０％、Ｍｎ：０．０４ないし０．１５％、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）およびＮ：０．００２ないし０．０１２％含み、残部がＦｅおよびその他不可避に混入される不純物からなり、下記式１および式２を満たすスラブを熱間圧延して熱延板を製造するステップと、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造するステップと、冷延板を１次再結晶焼鈍するステップと、１次再結晶焼鈍が完了した冷延板を２次再結晶焼鈍するステップと、を含み、。
１次再結晶焼鈍するステップの後、下記式３を満たすことを特徴とする。
［式１］
［Ａｌ］－２７／１４×［Ｎ］≧０．０２４０
［式２］
［Ａｌ］／［Ｎ］≦１４
（式１および２において、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれスラブ内のＡｌおよびＮの含有量（重量％）を示す。）
［式３］
［Ｎｔｏｔ］－［Ｎ１／４ｔ～３／４ｔ］≦６０×（１０×［ｔ］－１）
（式３において、［Ｎｔｏｔ］は、鋼板全体での窒素含有量（ｐｐｍ）を意味し、［Ｎ１／４ｔ～３／４ｔ］は、鋼板全体厚さの１／４ないし３／４地点での窒素含有量（ｐｐｍ）を意味し、［ｔ］は、冷延板厚さ（ｍｍ）を示す。）
スラブは、ＴｉおよびＶのうち１種以上をそれぞれ単独またはこれらの合計量で、０．００２ないし０．０１重量％さらに含んでもよい。
スラブは、ＳｎおよびＳｂを合計量で、０．０３ないし０．１５重量％、およびＰ：０．０１ないし０．０５重量％さらに含んでもよい。
スラブは、Ｃｒ：０．０１重量％以下およびＮｉ：０．０１重量％以下のうち１種以上をさらに含んでもよい。
１次再結晶焼鈍するステップは、前段工程および後段工程を含み、１次再結晶焼鈍するステップでの浸窒ガスの総投入量（Ｂ）に対する前段工程での浸窒ガスの投入量（Ａ）が、下記式４を満たすことができる。
［式４］
０．０５≦［Ａ］／［Ｂ］≦［ｔ］
（式４において、浸窒ガスの投入量の単位は、Ｎｍ３／ｈｒであり、［ｔ］は、冷延板厚さ（ｍｍ）を示す。）
前段工程の遂行時間は、１０ないし８０秒であり、後段工程の遂行時間は、３０ないし１００秒であってもよい。
前段工程および前記後段工程は、８００ないし９００℃の温度で行われてもよい。
前段工程および前記後段工程は、酸化能（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．５ないし０．７の雰囲気で行われてもよい。
１次再結晶焼鈍後の鋼板は、下記式５を満たすことができる。
［式５］
１≦［Ｇ１／４ｔ］－［Ｇ１／２ｔ］≦３
（式５において、［Ｇ１／４ｔ］は、鋼板全体厚さの１／４地点で測定した平均結晶粒径（μｍ）を意味し、［Ｇ１／２ｔ］は、鋼板全体厚さの１／２地点で測定した平均結晶粒径（μｍ）を意味する。）
前記２次再結晶焼鈍後の鋼板は、下記式６を満たすことができる。
［式６］
［ＤＳ］／［ＤＬ］≦０．１
（式６において、［ＤＳ］は、粒径が５ｍｍ以下である結晶粒個数を示し、［ＤＬ］は、粒径が５ｍｍ超過の結晶粒個数を示す。）
２次再結晶焼鈍後のベースコーティング層の最大Ｍｇ発光強度に対する最大Ａｌ発光光度の比が０．０５ないし０．１０であってもよい。
本発明による方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．５ないし４．０％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．０１５ないし０．０４０％、Ｍｎ：０．０４ないし０．１５％、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）およびＮ：０．０１００％以下（０％を除く）含み、残部がＦｅおよびその他不可避に混入される不純物からなる電磁鋼板基材および前記電磁鋼板基材上に位置するベースコーティング層を含み、ベースコーティング層内の最大Ｍｇ発光強度に対する最大Ａｌ発光光度の比が０．０５ないし０．１０であることを特徴とする。
本発明の方向性電磁鋼板は、スラブ内のＡｌおよびＮ含有量を調節し、厚さによる浸窒量を制御して、磁性を向上させることができる。
本発明の一実施例に係る方向性電磁鋼板の表面のグロー放電発光分析（ＧＤＳ）結果の模式図である。
第１、第２および第３などの用語等は、多様な部分、成分、領域、層および／またはセクション等を説明するために使用されるが、これらに限定されない。これらの用語等は、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、以下で述べる第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ることがある。
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形態等は、文句等がこれと明確に反対に意味しない限り、複数形態等も含む。明細書で使用される「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、ステップ、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、ステップ、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。
ある部分が他の部分の「の上に」または「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るかまたはその間に他の部分を伴っていてもよい。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、その間に他の部分が介在しない。
異に定義しないものの、ここで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等は、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的に理解する意味と同一の意味を有する。通常使用される辞典に定義された用語等は、関連技術文献と現在開示された内容に合致する意味を有するものと追加解釈され、定義されない限り、理想的また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、追加元素の追加量分、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、色々な異なる形態に具現することができ、ここで説明する実施例に限定されない。
本発明の一実施例に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、スラブを熱間圧延して熱延板を製造するステップと、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造するステップと、冷延板を１次再結晶焼鈍するステップと、１次再結晶焼鈍が完了した冷延板を２次再結晶焼鈍するステップと、を含む。
以下では、各ステップ別に詳しく説明する。
まず、スラブを熱間圧延して熱延板を製造する。
以下では、スラブ合金成分について説明する。
スラブは、重量％で、Ｓｉ：２．５ないし４．０％、Ｃ：０．０３ないし０．０９％、Ａｌ：０．０１５ないし０．０４０％、Ｍｎ：０．０４ないし０．１５％、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）およびＮ：０．００２ないし０．０１２％含み、残部Ｆｅおよびその他不可避に混入される不純物を含む。
Ｓｉ：２．５０ないし４．００重量％
ケイ素（Ｓｉ、シリコン）は、方向性電磁鋼板素材の比抵抗を増加させ、鉄心損失（ｃｏｒｅ ｌｏｓｓ）つまり、鉄損を低くする役割を果たす。Ｓｉ含有量が少なすぎる場合、比抵抗が減少して鉄損が劣化することがある。Ｓｉ含有量が多すぎる場合、鋼の脆性が増加し、靭性が減少して圧延過程中の板破断の発生率が増加し、溶接性に劣り、冷間圧延の操業に負荷が生じ、冷間圧延中のパスエイジング（ｐａｓｓ ａｇｉｎｇ）に必要な板温に達しなくなり、２次再結晶の形成が不安定になることがある。したがって、Ｓｉ含有量は２．５ないし４．０重量％になり得る。さらに具体的に、３．０ないし３．５重量％になり得る。
Ｃ：０．０３０ないし０．０９０重量％
炭素（Ｃ）は、オーステナイト相の形成を誘導する元素であって、Ｃ含有量の増加により熱間圧延工程中のフェライト－オーステナイト相変態が活性化し、熱延工程中に形成される長く延伸された熱延帯組織が増加し、熱延板焼鈍工程中のフェライト粒城長が抑制される。また、Ｃ含有量が増加することでフェライト組織に比べて強度が高い延伸された熱延帯組織の増加と冷延出発組織である熱延板焼鈍組織の初期粒子の微細化によって冷間圧延以降の集合組織が改善し、特にゴス分率が増加することになる。これは、熱延板焼鈍後の鋼板内に存在する残留Ｃによって冷間圧延中のパスエイジング効果が大きくなり、１次再結晶粒内のゴス分率を増加させるものとみる。したがって、Ｃ含有量が大きいほど有利であるが、以降脱炭窒化焼鈍時に脱炭焼鈍時間が長くなって、生産性を損傷させ、加熱初期の脱炭が充分でない場合、１次再結晶結晶粒を不均一にして２次再結晶を不安定にする。また、磁気時効現象によって磁気的特性に劣ることがあるので、Ｃ含有量は０．０３ないし０．０９重量％範囲で制限することがある。さらに具体的に、Ｃは０．０５０ないし０．０７０重量％範囲で含んでもよい。前述のように、１次再結晶焼鈍中に脱炭によって炭素が除去され、最終製造される方向性電磁鋼板にはＣを０．００５重量％以下で含んでもよい。
Ａｌ：０．０１５ないし０．０４０重量％
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｎと結合してＡｌＮに析出するが、脱炭と浸窒を行う焼鈍で微細な析出物である（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）ＮおよびＡｌＮ形態の窒化物を形成するようになり、強力な結晶粒成長抑制の役割を果たす。このように固溶されたＡｌが一定の量以上必要となる。その含有量が少なすぎる場合には、形成される析出物の個数と体積分率が低く、結晶粒成長抑制効果が十分でないことがある。Ａｌが過度に多く含まれると、析出物が粗大に成長して結晶粒成長抑制効果が低下することになる。したがって、Ａｌは０．０１５ないし０．０４０重量％で含んでもよい。さらに具体的に、０．０２００ないし０．０３８０重量％含まれてもよい。
Ｍｎ：０．０４０ないし０．１５０重量％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に比抵抗を増加させ、鉄損を減少させる効果もあり、Ｓｉと共に窒化処理によって導入される窒素と反応して（Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ）Ｎの析出物を形成することにより、１次再結晶粒の成長を抑制して２次再結晶を起こすのに重要な元素である。また、ＭｎはＣｕと共にＳｕｒｆｉｄｅ析出物を形成して１次再結晶粒の均一性を改善し、２次再結晶が形成されるのに補助インヒビターの役割を一部果たすことになる。
しかし、Ｍｎが過度に多く含まれると、（Ｃｕ、Ｍｎ）Ｓ微細析出物の調整のために、スラブの再加熱温度を高める必要があり、そうなると、１次再結晶粒が極めて微細になって１次再結晶焼鈍の温度を範囲以上高める必要があり、結晶粒の不均一を引き起こすので、その上限を０．１５重量％に制限することがある。
また、Ｍｎの過多添加時に鋼板の表面にＦｅ２ＳｉＯ４の他に（Ｆｅ、Ｍｎ）およびＭｎ酸化物が多量形成され、２次再結晶焼鈍中に形成されるベースコーティングの形成を妨げて表面品質を低下させるようになり、１次再結晶焼鈍工程でフェライトとオーステナイト間の相変態の不均一を誘発するので、１次再結晶粒の大きさが不均一になり、その結果、２次再結晶が不安定になる。
Ｎ：０．００２０ないし０．０１２０重量％
窒素（Ｎ）は、Ａｌなどと反応して結晶粒を微細化する元素である。これらの元素等が適切に分布する場合には、前述のように冷間圧延以後の組織を適切に微細にして適切な１次再結晶粒度を確保するのに役立つが、その含有量が過度であると、１次再結晶粒が過度に微細化し、その結果、微細な結晶粒により２次再結晶時の結晶粒成長をもたらす駆動力が大きくなり、好ましくない方位の結晶粒まで成長することがあるので好ましくない。そして、Ｎが過度に多く添加されると、１次再結晶粒が過度に微細化し、その結果、微細な結晶粒により好ましくない方位が２次再結晶を形成して磁気特性を劣化させることがある。
したがって、Ｎは０．０１２０重量％以下と決める。一方、Ｎの含有量が少なすぎると、１次再結晶抑制効果が弱すぎて安定した結晶粒成長抑制効果が得られないことがある。したがって、スラブ内にＮを０．００２０ないし０．０１２０重量％含んでもよい。さらに具体的に、Ｎを０．００２５ないし０．０１００重量％含んでもよい。２次再結晶焼鈍過程でＮが一部除去されるので、最終製造される方向性電磁鋼板は、Ｎを０．０１００重量％以下含んでもよい。
スラブ内のＡｌおよびＮ含有量は、下記式１および式２を満たすことができる。
［式１］
［Ａｌ］－２７／１４×［Ｎ］≧０．０２４０
［式２］
［Ａｌ］／［Ｎ］≦１４
（式１および２において、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれスラブ内のＡｌおよびＮの含有量（重量％）を示す。）
式１の左辺が０．０２４０％より小さいと、２次再結晶焼鈍前の浸窒によって形成されるＡｌＮの析出物量が不足し、極薄熱延に残っている微細なＡｌＮ析出物が不均一分布するようになって磁性特性の偏差が増加する。さらに具体的に、式１の左辺が０．０２４０ないし０．３０００％になってもよい。
式２の左辺が大きすぎると、ＡｌＮのインヒビターとしての抑制力が十分でないため、鋼板の表層および中心層の結晶粒の粗大化をもたらすことがある。さらに具体的に、式２の左辺値は５．０ないし１３．０になってもよい。
Ｓ：０．０１００重量％以下
硫黄（Ｓ）は、熱間圧延時の固溶温度が高く、偏析が激しい元素であって、できる限り含有しないようにすることが好ましいが、製鋼時に含有される不可避な不純物の一種である。また、Ｓは（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓを形成して１次再結晶粒の均一性に影響を与えるので、Ｓの含有量は０．０１００重量％以下に制限することがある。さらに具体的に、０．００１０ないし０．００８０重量％含んでもよい。
スラブは、ＴｉおよびＶのうち１種以上をそれぞれ単独またはこれらの合計量で、０．００２ないし０．０１重量％さらに含んでもよい。Ｔｉ、Ｖを単独で含む場合、それぞれ単独で０．００２ないし０．０１重量％含み、ＴｉおよびＶを同時に含む場合、Ｔｉ＋Ｖの量が０．００２ないし０．０１重量％であってもよい。さらに具体的に、ＴｉおよびＶのうち１種以上をそれぞれ単独またはこれらの合計量で、０．００３０ないし０．００７０重量％さらに含んでもよい。
Ｔｉ：０．００２ないし０．０１重量％
チタニウム（Ｔｉ）は、強力なＮｉｔｒｉｄｅの形成元素であって、熱延前の段階でＴｉＮとなってＮ含有量を低くし、微細析出して結晶粒成長を抑制する。適正な範囲内で添加すると、ＴｉＮ析出物の形成による結晶粒成長抑制効果とＡｌＮ微細析出物の低減によって結晶粒径のコイル内の偏差を減らすという効果を奏する。
Ｖ：０．００２ないし０．０１重量％
バナジウム（Ｖ）は、ｃａｒｂｉｄｅとｎｉｔｒｉｄｅの形成元素であって、微細析出して結晶粒成長を抑制する。適正な範囲内で添加して微細析出物の形成による結晶粒成長抑制効果により、コイル内の結晶粒径の偏差を減らすという効果を奏する。
スラブは、ＳｎおよびＳｂを合計量で、０．０３ないし０．１５重量％、およびＰ：０．０１ないし０．０５重量％さらに含んでもよい。
ＳｎおよびＳｂ：０．０３０ないし０．０８０重量％
錫（Ｓｎ）およびアンチモン（Ｓｂ）は、結晶粒系偏析元素であって、結晶粒系の移動を妨げる元素であるため、結晶成長抑制剤として知られている。また、１次再結晶集合組織において、ゴス方位の結晶粒分率を増加させることにより、２次再結晶集合組織に成長するゴス方位の核が多くなるので、２次再結晶微細組織の大きさが減少するので、結晶粒大きさが小さくなるほど渦電流損が小さくなるので、最終製品の鉄損が減少することになる。ＳｎおよびＳｂの合計量が少なすぎると、添加効果がない。その合計量が多すぎると、結晶粒成長の抑制力が過度に増加して、相対的に結晶粒成長の駆動力を増加させるために、１次再結晶微細組織の結晶粒大きさを減少させる必要があるので、脱炭焼鈍を低い温度で施す必要があり、これにより適切な酸化層に制御できないため良好な表面を確保することができない。さらに具体的に、ＳｎおよびＳｂのうち１種以上をそれぞれ単独またはこれらの合計量で、０．０４０ないし０．０７０重量％含んでもよい。
Ｐ：０．０１０ないし０．０５０重量％
リン（Ｐ）は、Ｓｎ、Ｓｂと類似の効果を奏する元素であって、結晶粒系に偏析して結晶粒系の移動を妨げ、かつ結晶粒成長を抑制する補助的な役割が可能である。また、微細組織の面で｛１１０｝＜００１＞集合組織を改善する効果がある。Ｐの含有量が少なすぎると添加効果がなく、過度に多く添加すると脆性が増加して圧延性を大きく悪化させることがある。さらに具体的に、Ｐを０．０１５ないし０．０４５重量％含んでもよい。
スラブは、Ｃｒ：０．０１重量％以下およびＮｉ：０．０１重量％以下のうち１種以上をさらに含んでもよい。
Ｃｒ：０．０１重量％以下Ｎｉ：０．０１重量％以下
クロム（Ｃｒ）とニッケル（Ｎｉ）とは、酸化層の深さが深くなりながら、ベースコーティングの厚さが厚くなって、厚さに対するコーティング層の比率が大きくなる極薄物製品を製造するにあたり安定した磁性を得るのに不利で、上限をそれぞれ０．０１重量％で限定する。
不純物元素
前記の元素の他にも、Ｚｒ、Ｖなどの不可避に混入される不純物が含まれてもよい。Ｚｒ、Ｖなどは強力な炭質化物形成元素であるため、できる限り添加されないことが好ましく、それぞれ０．０１重量％以下で含有されるようにする。
前述の元素の他に残りは鉄（Ｆｅ）を含む。本発明の一実施例で前述の合金成分の他に元素の追加を排除するものではなく、本発明の技術思想を害しない範囲内で多様に含まれてもよい。追加元素をさらに含む場合、残部のＦｅを代替して含む。
熱延板を製造するステップの前に、スラブを１２３０℃以下で加熱するステップをさらに含んでもよい。このステップを通じて析出物を部分溶体化してもよい。また、スラブの柱状晶組織が粗大に成長することが防止され、後続の熱間圧延工程で板の幅方向にクラックが発生することを防ぐことができ、実収率が向上する。スラブ加熱温度が高すぎると、スラブの表面部の溶融により加熱炉を補修し、加熱炉の寿命が短縮されることがある。さらに具体的に、１１３０ないし１２００℃でスラブを加熱してもよい。スラブを加熱せずに、連続鋳造されるスラブをそのまま熱間圧延することも可能である。
熱延板を製造するステップで、熱間圧延によって厚さ１．８ないし２．３ｍｍの熱延板を製造することができる。
熱延板を製造した後、熱延板を熱延板焼鈍するステップをさらに含んでもよい。熱延板焼鈍するステップは９５０ないし１、１００℃温度まで加熱した後、８５０ないし１、０００℃温度で亀裂した後、冷却する過程によって行ってもよい。
次に、熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する。
冷間圧延は、１回の強冷間圧延を通じて行われるか、複数のパスを通じて行われてもよい。圧延のうち１回以上２００ないし３００℃の温度で温間圧延を通じてパスエイジング効果を与え、最終厚さ０．１４ないし０．２５ｍｍに製造されてもよい。冷間圧延された冷延板は、１次再結晶焼鈍過程で、脱炭と変形された組織の再結晶および浸窒ガスを通じた浸窒処理を行うことになる。
次に、冷延板を１次再結晶焼鈍する。
本発明の一実施例では、１次再結晶焼鈍するステップを前段工程および後段工程に分けて、前段および後段工程での浸窒ガスの投入量を異にする。
このとき、前段工程および後段工程は、１次再結晶焼鈍ステップ内の昇温ステップおよび亀裂ステップのうち亀裂ステップ内で行われる。
前段工程および後段工程は、別途の亀裂台でそれぞれ行われるか、前段および後段への浸窒ガスの流れを妨げる遮蔽膜が設けられた亀裂台で行われてもよい。
前段工程および後段工程で浸窒ガスを適切に投与することで、表層結晶粒を適切に成長させ、鋼板内部に浸窒が円滑に行われるようにして窮極的に磁性が向上する。
具体的に、浸窒ガスの総投入量（Ｂ）に対する前段工程での浸窒ガスの投入量（Ａ）が、下記式１を満たす。
［式１］
０．０５≦［Ａ］／［Ｂ］≦［ｔ］
（式１で、浸窒ガスの投入量の単位は、Ｎｍ３／ｈｒであり、［ｔ］は、冷延板厚さ（ｍｍ）を示す。）
前段工程での浸窒ガスの投入量が少なすぎると、窒素が鋼板内部に浸透できず、表層にだけ存在して、磁性に劣る原因となる。逆に、前段工程での浸窒ガスの投入量が多すぎると、鋼板表層部の結晶粒成長が大きく抑制され、磁性に劣る原因となる。
さらに具体的に、前段工程での浸窒ガスの投入量は０．０５ないし３Ｎｍ３／ｈｒ、後段工程での浸窒ガスの投入量は１ないし１０Ｎｍ３／ｈｒになってもよい。
浸窒ガスは、１次再結晶焼鈍工程での温度で窒素が分解され、鋼板内部に浸透できるガスであれば制限なく用いることができる。具体的に、浸窒ガスは、アンモニアおよびアミンのうち１種以上を含んでもよい。
前段工程の遂行時間は、１０ないし８０秒であり、後段工程の遂行時間は、３０ないし１００秒になってもよい。
１次再結晶焼鈍ステップの亀裂温度、つまり、前段工程および後段工程は、８００ないし９００℃の温度で行われてもよい。温度が低すぎると、１次再結晶が行われないか、浸窒が円滑に行われないことがある。温度が高すぎると、１次再結晶が過度に大きく成長して、磁性に劣る原因となることがある。
１次再結晶焼鈍ステップで脱炭も行われてもよい。脱炭は、前段工程および後段工程の前後、またはこれと同時に行われてもよい。前段工程および後段工程と同時に行われる場合、前段工程および後段工程は、酸化能（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．５ないし０．７の雰囲気で行われてもよい。脱炭によって鋼板は炭素を０．００５重量％以下、さらに具体的には、０．００３重量％以下で含んでもよい。
前述の１次再結晶焼鈍するステップの後、鋼板は窒素を０．０１３０重量％以上含んでもよい。後述するように、鋼板の厚さによって異なる窒素含有量を有し、前記範囲は全体厚さに対する平均窒素含有量を意味する。
１次再結晶焼鈍後の鋼板は、下記式５を満たすことができる。
［式５］
１≦［Ｇ１／４ｔ］－［Ｇ１／２ｔ］≦３
（式５において、［Ｇ１／４ｔ］は、鋼板全体厚さの１／４地点で測定した平均結晶粒径（μｍ）を意味し、［Ｇ１／２ｔ］は、鋼板全体厚さの１／２地点で測定した平均結晶粒径（μｍ）を意味する。）
表層部の結晶粒（Ｇ１／４ｔ）が大きく成長するとき、５ｍｍ超過の２次再結晶が少なく形成され、非常に不均一な２次再結晶組織が形成されて磁性が劣化することがある。逆に、表層部の結晶粒（Ｇ１／４ｔ）が過度に小さく成長するとき、５ｍｍ以下の微細２次再結晶が多量形成され、方位の集積度に劣った２次再結晶粒複数形成されて磁性が劣化することがある。さらに具体的に、式２の値は１．２ないし２．７になってもよい。このとき、結晶粒径は圧延面（ＮＤ面）と平行な面に対して測定した結晶粒径を意味する。
１次再結晶焼鈍後の鋼板は、下記式３を満たすことができる。
［式３］
［Ｎｔｏｔ］－［Ｎ１／４ｔ～３／４ｔ］≦６０×（１０×［ｔ］－１）
（式３において、［Ｎｔｏｔ］は、鋼板全体での窒素含有量（ｐｐｍ）を意味し、［Ｎ１／４ｔ～３／４ｔ］は、鋼板全体厚さの１／４ないし３／４地点での窒素含有量（ｐｐｍ）を意味し、［ｔ］は、冷延板厚さ（ｍｍ）を示す。）
鋼板内部の窒素含有量が小さすぎる場合、つまり、式３の左辺値が大きすぎる場合、内部の結晶粒成長の抑制力が不足して表層部の窒素放出口のような欠陥が多量発生し、５ｍｍ以下の微細２次再結晶が多量形成され、磁性が劣化することがある。さらに具体的に、式３の左辺値は０．００３０ないし０．００６０％であってもよい。
次に、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。２次再結晶焼鈍の目的は、大別すると、２次再結晶による｛１１０｝＜００１＞集合組織の形成、脱炭時に形成された酸化層とＭｇＯの反応によるガラス質被膜の形成による絶縁性の付与、磁気特性を害する不純物の除去にある。２次再結晶焼鈍の方法としては、２次再結晶が起こる前の昇温区間では窒素と水素の混合ガスで維持して粒子成長抑制剤である窒化物を保護することで２次再結晶がよく発達するようにして、２次再結晶の完了後には、１００％水素雰囲気で長時間維持して不純物を除去するようにする。
２次再結晶焼鈍過程において、１次再結晶焼鈍過程で生成された表面酸化層と焼鈍分離剤が反応してベースコーティング層が形成される。ベースコーティング層は、成分が基地鋼板とは区別される。例えば、焼鈍分離剤としてＭｇＯを用いた場合、ホステライトを含む。
ベースコーティング層の最大Ｍｇ発光強度に対する最大Ａｌ発光光度の比が０．０５ないし０．１０であってもよい。発光光度は、グロー放電発光分析（ＧＤＳ）を通じて分析することができ、これについては広く知られているので、具体的な説明は省略する。さらに具体的に、０．０６ないし０．１０であってもよい。
２次再結晶焼鈍後の絶縁コーティング層を形成するステップをさらに含んでもよい。絶縁コーティング層の形成方法については広く知られているので、これに対する具体的な説明は省略する。
本発明の一実施例において、鋼板厚さ方向での窒素含有量の偏差が小さいため、ベースコーティング層が均一で薄く形成され、また絶縁コーティング層を薄く形成しても適切な絶縁性を確保することができる。
本発明の一実施例では、鋼板厚さ方向での窒素含有量の偏差を小さくすることにより、２次再結晶後にベースコーティング層を薄く形成可能なものであり、追加でベースコーティング層を除去する工程を含まなくてもよい。
本発明の一実施例に係る方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．５ないし４．０％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．０１５ないし０．０４０％、Ｍｎ：０．０４ないし０．１５％、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）およびＮ：０．０１００％以下（０％を除く）含み、残部Ｆｅおよびその他不可避に混入される不純物を含む電磁鋼板基材を含む。方向性電磁鋼板の合金成分については、前述のスラブの合金成分で説明したので、重複する説明は省略する。
本発明の一実施例に係る方向性電磁鋼板は、電磁鋼板基材上にベースコーティング層を含んでもよい。
ベースコーティング層の最大Ｍｇ発光強度に対する最大Ａｌ発光光度の比が０．０５ないし０．１０であってもよい。これについては、製造方法で説明したので、重複する説明は省略する。
方向性電磁鋼板の１．７Ｔｅｓｌａ、５０Ｈｚ条件で、鉄損（Ｗ１７／５０）は０．８３０Ｗ／ｋｇ以下であってもよい。さらに具体的に、鉄損（Ｗ１７／５００）は０．７５０ないし０．８３０Ｗ／ｋｇであってもよい。さらに具体的に、鉄損（Ｗ１７／５０）の最大値と最小値の差は０．０５０Ｗ／ｋｇ以下であってもよい。最大値と最小値の差は全体コイル内で測定した差を意味する。このとき、厚さ基準は０．１９ｍｍであってもよい。
方向性電磁鋼板の８００Ａ／ｍの磁場下で誘導される磁束密度（Ｂ８）は１．９１Ｔ以上であってもよい。さらに具体的に、１．９１ないし１．９５Ｔであってもよい。さらに具体的に、磁束密度（Ｂ８）の最大値と最小値の差は０．０２５Ｔ以下であってもよい。最大値と最小値の差は全体コイル内で測定した差を意味する。
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であるだけで、本発明が下記の実施例に限定されるものではない。
表１に示す成分組成を有するＡ～Ｆスラブを、残りの成分は、残部Ｆｅとその他不可避に含有される不純物を含有する鋼材を真空溶解した後、インゴットを作り、続いて１１５０℃温度で２１０分加熱した後、熱間圧延して２．０ｍｍ厚さの熱延板を製造した。酸洗した後、０．１９ｍｍまたは０．１４ｍｍ厚さに１回の強冷間圧延した。
冷間圧延された板は、約８００ないし９００℃の温度で５０ｖ％水素および５０ｖ％窒素の湿潤雰囲気とアンモニア混合ガス雰囲気の中で維持して、炭素含有量が３０ｐｐｍ以下、総窒素含有量が１３０ｐｐｍ以上増加するように、脱炭、窒化焼鈍熱処理した。このとき、前段工程での浸窒ガスの投入量および後段工程での浸窒ガスの投入量を下記表２のように調節し、前段工程を５０秒、後段工程を７０秒行った。焼鈍完了後の鋼板厚さと総窒素量と鋼板厚さ方向での中心部１／４ないし３／４の窒素量を表２にまとめた。
この鋼板に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布してコイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍は、１２００℃までは２５ｖ％窒素および７５ｖ％水素の混合雰囲気にし、１２００℃到達後には、１００％水素雰囲気で１０時間以上維持した後、炉冷した。
以降、金属リン酸塩およびコロイダルシリカ混合液含む絶縁コーティング層形成組成物を塗布し、熱処理して、下記表３の厚さに絶縁コーティング層を形成した。
各条件に対して測定した磁束密度と鉄損の最大値、最小値を表３にまとめた。
磁性は、Ｓｉｎｇｌｅ ｓｈｅｅｔ測定法を用いて、１．７Ｔｅｓｌａ、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。また、コイル全体に対して磁性を測定し、その最大値および最小値を、下記表３にまとめた。
Figure 2024503245000002
Figure 2024503245000003
Figure 2024503245000004
表１で確認できるように、残留Ａｌを適切に確保し、１次再結晶焼鈍中の工程条件を適切に制御した発明材は、鋼板厚さにかけて窒素量が均等であり、ベースコーティング層のＡｌ強度が低く、コーティング密着性が良好で、鉄損および磁束密度の偏差が少ないことが確認できる。
これに対し、残留Ａｌを適切に確保できないか、Ｎ量に比べてＡｌを過剰に含むか、鋼板厚さにかけて窒素量が不均一である場合、ベースコーティング層のＡｌ強度が相対的に高いため、コーティング密着性が不良で、鉄損および磁束密度に劣り、その偏差が大きいことが確認できる。
本発明は、前記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することができ、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できることが理解できるであろう。したがって、以上で述べた一実施例等はあらゆる面で例示的なものであり、限定的ではないものと理解されるべきである。

Claims (12)

  1. 重量％で、Ｓｉ：２．５ないし４．０％、Ｃ：０．０３ないし０．０９％、Ａｌ：０．０１５ないし０．０４０％、Ｍｎ：０．０４ないし０．１５％、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）およびＮ：０．００２ないし０．０１２％含み、残部がＦｅおよびその他不可避に混入される不純物からなり、下記式１および式２を満たすスラブを熱間圧延して熱延板を製造するステップと、
    前記熱延板を冷間圧延して冷延板を製造するステップと、
    前記冷延板を１次再結晶焼鈍するステップと、
    前記１次再結晶焼鈍が完了した冷延板を２次再結晶焼鈍するステップと、を含み、
    前記１次再結晶焼鈍するステップの後、下記式３を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
    ［式１］
    ［Ａｌ］－２７／１４×［Ｎ］≧０．０２４０
    ［式２］
    ［Ａｌ］／［Ｎ］≦１４
    （式１および２において、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれスラブ内のＡｌおよびＮの含有量（重量％）を示す。）
    ［式３］
    ［Ｎｔｏｔ］－［Ｎ１／４ｔ～３／４ｔ］≦６０×（１０×［ｔ］－１）
    （式３において、［Ｎｔｏｔ］は、鋼板全体での窒素含有量（ｐｐｍ）を意味し、［Ｎ１／４ｔ～３／４ｔ］は、鋼板全体厚さの１／４ないし３／４地点での窒素含有量（ｐｐｍ）を意味し、［ｔ］は、冷延板厚さ（ｍｍ）を示す。）
  2. 前記スラブは、ＴｉおよびＶのうち１種以上をそれぞれ単独またはこれらの合計量で、０．００２ないし０．０１重量％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。
  3. 前記スラブは、ＳｎおよびＳｂを合計量で、０．０３ないし０．１５重量％、およびＰ：０．０１ないし０．０５重量％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。
  4. 前記スラブは、Ｃｒ：０．０１重量％以下およびＮｉ：０．０１重量％以下のうち１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 前記１次再結晶焼鈍するステップは、前段工程および後段工程を含み、
    前記１次再結晶焼鈍するステップでの浸窒ガスの総投入量（Ｂ）に対する前段工程での浸窒ガスの投入量（Ａ）が、下記式４を満たす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。
    ［式４］
    ０．０５≦［Ａ］／［Ｂ］≦［ｔ］
    （式４において、浸窒ガスの投入量の単位は、Ｎｍ３／ｈｒであり、［ｔ］は、冷延板厚さ（ｍｍ）を示す。）
  6. 前記前段工程の遂行時間は、１０ないし８０秒であり、後段工程の遂行時間は、３０ないし１００秒であることを特徴とする請求項５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 前記前段工程および前記後段工程は、８００ないし９００℃の温度で行われることを特徴とする請求項５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 前記前段工程および前記後段工程は、酸化能（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が０．５ないし０．７の雰囲気で行われることを特徴とする請求項５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  9. 前記１次再結晶焼鈍後の鋼板は、下記式５を満たす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。
    ［式５］
    １≦［Ｇ１／４ｔ］－［Ｇ１／２ｔ］≦３
    （式５において、［Ｇ１／４ｔ］は、鋼板全体厚さの１／４地点で測定した平均結晶粒径（μｍ）を意味し、［Ｇ１／２ｔ］は、鋼板全体厚さの１／２地点で測定した平均結晶粒径（μｍ）を意味する。）
  10. 前記２次再結晶焼鈍後の鋼板は、下記式６を満たす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。
    ［式６］
    ［ＤＳ］／［ＤＬ］≦０．１
    （式６において、［ＤＳ］は、粒径が５ｍｍ以下である結晶粒個数を示し、［ＤＬ］は、粒径が５ｍｍ超過の結晶粒個数を示す。）
  11. 前記２次再結晶焼鈍後のベースコーティング層の最大Ｍｇ発光強度に対する最大Ａｌ発光光度の比が０．０５ないし０．１０である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。
  12. 重量％で、Ｓｉ：２．５ないし４．０％、Ｃ：０．００５％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．０１５ないし０．０４０％、Ｍｎ：０．０４ないし０．１５％、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）およびＮ：０．０１００％以下（０％を除く）含み、残部がＦｅおよびその他不可避に混入される不純物からなる電磁鋼板基材および前記電磁鋼板基材上に位置するベースコーティング層を含み、
    前記ベースコーティング層内の最大Ｍｇ発光強度に対する最大Ａｌ発光光度の比が０．０５ないし０．１０であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
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KR101605795B1 (ko) * 2013-12-24 2016-03-23 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조 방법
RU2692136C1 (ru) * 2016-02-22 2019-06-21 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали
KR101899453B1 (ko) * 2016-12-23 2018-09-17 주식회사 포스코 방향성 전기강판의 제조방법
KR102249920B1 (ko) * 2018-09-27 2021-05-07 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
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