JP6683724B2 - 方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Description

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、鋼板の結晶方位が｛１１０｝＜００１＞の、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、スラブの加熱後、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延により、通常０．１５〜０．３５ｍｍの最終厚さに圧延された後、一次再結晶焼鈍と二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、昇温率が遅いほど二次再結晶される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℃以下と、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であるので、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。
第一に、コイル状態での熱処理によるコイルの外巻部と内巻部と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、外巻部と内巻部との磁性バラツキが発生する。第二に、脱炭焼鈍後、ＭｇＯを表面にコーティングし、高温焼鈍中に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。第三に、脱炭焼鈍済みの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段階に分けられることによって実歩留まりが低下する問題が発生する。
本発明の一実施形態では、方向性電磁鋼板の製造方法およびこれにより製造された方向性電磁鋼板を提供する。
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、重量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ｃ：０．１％〜０．４％、および残部はＦｅおよびその他不可避に混入する不純物を含む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冷間圧延する段階と、前記冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階と、前記脱炭焼鈍が完了した鋼板を冷間圧延する段階と、前記冷間圧延が完了した鋼板を最終焼鈍する段階とを含む。
前記冷間圧延する段階の後、最終焼鈍する段階は、連続して行われるものであってもよい。
前記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が完了した鋼板を冷間圧延する段階は、２回以上繰り返されるものであってもよい。
前記脱炭焼鈍後の表面結晶粒の大きさは、１５０μｍ〜２５０μｍであってもよい。
前記脱炭焼鈍は、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ものであってもよい。
前記脱炭焼鈍は、焼鈍温度８５０℃〜１０００℃および露点温度５０℃〜７０℃で実施するものであってもよい。
前記脱炭焼鈍時の脱炭量は、重量％で、０．０３００％〜０．０６００％であってもよい。
前記冷間圧延時の圧下率は、５０％〜７０％であってもよい。
前記最終焼鈍段階は、焼鈍温度８５０℃〜１０００℃および露点温度７０℃以下で焼鈍を実施する第１段階と、焼鈍温度１０００℃〜１２００℃およびＨ２ ５０ｖｏｌｕｍｅ％以上の雰囲気で実施する第２段階とを含むことができる。
前記最終焼鈍段階の後、電磁鋼板中の炭素量は、０．００２ｗｔ％以下であってもよい。
前記第１段階は、３００秒以下で実施され、前記第２段階は、６０秒〜３００秒実施される。
前記スラブの再加熱温度は、１１００℃〜１３５０℃であってもよい。
前記スラブは、重量％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。
本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板は、製品板のゴス結晶粒中の、外接円の直径（Ｄ１）と内接円の直径（Ｄ２）との比（Ｄ２／Ｄ１）が０．５以上のものが、全体ゴス結晶粒中の９５％以上であってもよい。
前記方向性電磁鋼板は、３０μｍ〜１０００μｍの結晶粒の大きさが全体結晶粒中の８０％以上であってもよい。
前記方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｍｎ：０％超過０．１％以下、Ｓ：０％超過０．００５％以下、残部はＦｅおよびその他不可避不純物を含むことができる。
前記方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％およびＣ：０．００２０％未満（０％を含まない）をさらに含んでもよい。
前記電磁鋼板の表面から電磁鋼板の厚さの２〜５μｍ深さのＭｇの含有量は、０．００５０ｗｔ％以下であってもよい。
本発明の一実施形態によれば、最終焼鈍時、コイル状態でバッチ形態の焼鈍を実施するのではなく、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。
さらに、従来の方向性電磁鋼板の製造方法とは異なり、冷延鋼板を巻取る工程を必要としない。
また、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、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。
さらに、浸窒焼鈍を省略することができる。
本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板のＧｏｓｓ結晶粒分布をＥＢＳＤ分析により示した写真である。白色表示された部分以外の、灰色または黒色表示された部分は、Ｇｏｓｓ結晶粒を示す。 図１Ａに示された方向性電磁鋼板のそれぞれの結晶粒に外接円と内接円を表示した図である。 従来による方向性電磁鋼板の結晶粒分布を示した光学顕微鏡写真である。 図２Ａに示された方向性電磁鋼板のそれぞれの結晶粒に外接円と内接円を表示した図である。 本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍過程中に現れる微細組織の変化を示した写真である。 一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、最終焼鈍工程中の方向性電磁鋼板の集合組織中のＧｏｓｓ分率の変化をＥＢＳＤ分析により示した写真である。 一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、最終焼鈍工程中の方向性電磁鋼板の集合組織中のＧｏｓｓ分率の変化をＥＢＳＤ分析により示した写真である。 一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、最終焼鈍工程中の方向性電磁鋼板の集合組織中のＧｏｓｓ分率の変化をＥＢＳＤ分析により示した写真である。 一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、最終焼鈍工程中の方向性電磁鋼板の集合組織中のＧｏｓｓ分率の変化をＥＢＳＤ分析により示した写真である。 一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、最終焼鈍工程中の方向性電磁鋼板の集合組織中のＧｏｓｓ分率の変化をＥＢＳＤ分析により示した写真である。 一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、最終焼鈍工程中の方向性電磁鋼板の集合組織中のＧｏｓｓ分率の変化をＥＢＳＤ分析により示した写真である。 一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、最終焼鈍工程中の方向性電磁鋼板の集合組織中のＧｏｓｓ分率の変化をＥＢＳＤ分析により示した写真である。 一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、最終焼鈍工程中の方向性電磁鋼板の集合組織中のＧｏｓｓ分率の変化をＥＢＳＤ分析により示した写真である。 一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、最終焼鈍工程中の方向性電磁鋼板の集合組織中のＧｏｓｓ分率の変化をＥＢＳＤ分析により示した写真である。
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例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実現可能であり、単に本実施例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。
したがって、いくつかの実施例において、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。
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、まず、重量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ｃ：０．１％〜０．４％、および残部はＦｅおよびその他不可避に混入する不純物を含むスラブを提供する。また、前記スラブは、重量％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。
組成を限定した理由は、下記の通りである。
Ｓｉは、電磁鋼板の磁気異方性を低くし、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、鉄損が劣り、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の後、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。
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％であってもよい。また、脱炭が完了した最終焼鈍段階の後、方向性電磁鋼板における炭素量は、０．００２０ｗｔ％以下であってもよい。
ＭｎおよびＳは、ＭｎＳ析出物を形成して脱炭過程中に中心部に拡散するＧｏｓｓ結晶粒の成長を阻害する。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の後、方向性電磁鋼板におけるＭｎ、Ｓは、Ｍｎ：０％超過０．１％以下、Ｓ：０％超過０．００５％以下に制御することが好ましい。
このような組成の鋼スラブを再加熱する。スラブの再加熱温度は、通常の再加熱温度より高い１１００℃〜１３５０℃であってもよい。
スラブの再加熱時、温度が高い場合、熱延組織が粗大化して磁性に悪影響を及ぼす問題がある。しかし、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、炭素の含有量が従来より多く、スラブの再加熱温度が高くても熱延組織が粗大化せず、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。
再加熱が完了したスラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する。
前記熱延鋼板を熱延板焼鈍する。この時、熱延板焼鈍は、焼鈍温度８５０℃〜１０００℃で実施すればよい。また、露点温度は、５０℃〜７０℃で実施すればよい。
熱延板脱炭焼鈍を実施した後、酸洗をし、冷間圧延を実施して、冷延鋼板を製造する。前記冷延鋼板を脱炭焼鈍する。また、前記脱炭焼鈍が完了した鋼板を冷間圧延する。
前記冷延鋼板を脱炭焼鈍する段階、および脱炭焼鈍が完了した鋼板を冷間圧延する段階は、２回以上繰り返して実施すればよい。
本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の脱炭焼鈍過程に関して説明する。
脱炭焼鈍は、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、露点温度５０℃〜７０℃で実施すればよい。この時、焼鈍温度の温度範囲は、８５０℃〜１０００℃であってもよい。また、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。さらに、脱炭焼鈍時の脱炭量は、０．０３００ｗｔ％〜０．０６００ｗｔ％であってもよい。
このような脱炭焼鈍過程で、図３のように、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の表面フェライト結晶粒の大きさは、１５０μｍ〜２５０μｍであってもよい。
本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法の冷間圧延工程に関して説明する。
通常の高磁束密度の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。これが一次再結晶粒中のＧｏｓｓ結晶粒のみ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係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するのはなく、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ため、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可能である。あるいは、５５％〜６５％であってもよい。
また、脱炭焼鈍および冷間圧延過程を２回以上実施すると、Ｇｏｓｓ集合組織が表層部で多数形成可能である。
脱炭焼鈍および冷間圧延が完了した電磁鋼板は、最終焼鈍を実施する。
本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法では、既存のバッチ方式とは異なり、冷間圧延に続いて、連続で最終焼鈍を実施すればよい。
本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、前記最終焼鈍段階は、焼鈍温度８５０℃〜１０５０℃および露点温度５０℃〜７０℃で焼鈍を実施する第１段階と、焼鈍温度１０００℃〜１２００℃およびＨ２ ５０ｖｏｌｕｍｅ％以上の雰囲気で実施する第２段階とに分けて実施すればよい。また、前記２段階の雰囲気は、Ｈ２ ９０ｖｏｌ％以上であってもよい。
図４は、一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法において、最終焼鈍工程中の方向性電磁鋼板のＥＢＳＤ分析により集合組織の変化を示す写真である。図４で白色表示された部分以外の、灰色または黒色表示された部分は、ゴス方位を有する組織を示し、図４Ａから図４Ｉの順に集合組織の変化が進行する。
最終焼鈍前の冷延板は、脱炭焼鈍が進行して鋼板の炭素量が最小スラブの炭素量対比４０ｗｔ％〜６０ｗｔ％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０．０１ｗｔ％以下となるように脱炭を実施すればよい。
以降、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。本発明の一実施形態に係る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、結晶粒の大きさは１ｍｍ以内であってよい。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。
最終焼鈍が完了した方向性電磁鋼板は、必要に応じて、絶縁コーティング液を塗布した後、乾燥すればよい。
一方、従来のバッチ形態で最終焼鈍時に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係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できるため、ＭｇＯコーティング層が存在しない。
これによって、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板において、鋼板の表面から２μｍ〜５μｍ深さにおけるＭｇの含有量は、０．００５０ｗｔ％以下であってもよい。これは、絶縁コーティング層に存在するＭｇのみが拡散して方向性電磁鋼板の組織内に侵入したからである。
前記本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法により、下記のような方向性電磁鋼板が提供できる。
図１Ａは、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の結晶粒分布をＥＢＳＤ分析により示した写真である。また、図１Ｂは、図１Ａに示された方向性電磁鋼板のそれぞれの結晶粒に外接円と内接円を表示した図である。
図１を参照すれば、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板は、それぞれの結晶粒の外接円の直径（Ｄ１）と内接円の直径（Ｄ２）との比（Ｄ２／Ｄ１）が０．５以上のものが、全体ゴス結晶粒中の９５％以上であってもよい。
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。
表１は、図１Ｂに示された本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の内接円と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。
表１を参照すれば、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板は、それぞれの結晶粒の外接円の直径（Ｄ１）と内接円の直径（Ｄ２）との比（Ｄ２／Ｄ１）が０．５以上のものが、全体ゴス結晶粒中の９５％以上であることが分かる。
これは、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の組織は、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からである。
図２Ａは、従来技術により生産された方向性電磁鋼板の組織を示す。図２Ｂは、図２Ａに示された方向性電磁鋼板のそれぞれの結晶粒に外接円と内接円を表示した図である。
従来技術により生産された方向性電磁鋼板は、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の組織より長い楕円形態の結晶粒が生成されることが分かる。
表２は、図２Ｂに示された方向性電磁鋼板の内接円と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。
従来技術により生産された方向性電磁鋼板は、組織の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係る方向性電磁鋼板より小さい値を示す。
また、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板の結晶粒の大きさは、３０μｍ〜１０００μｍのものが全体結晶粒中の８０％以上であってもよい。
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１］
重量％で、Ｓｉ：２．０％、Ｃ：０．２０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、熱間圧延し、次に、焼鈍温度９００℃、露点温度６０℃で熱延板焼鈍を施した。以降、鋼板を冷却した後、酸洗を実施し、６５％の圧下率で冷間圧延して、厚さ０．８ｍｍの冷延板を製作した。
冷間圧延された板は、再び９００℃の温度で水素および窒素の湿潤混合ガス雰囲気（露点温度６０℃）で、表３のように、脱炭焼鈍を経て、再び６５％の圧下率で冷間圧延して、厚さ０．２８ｍｍの冷延板を製作した。
以降、最終焼鈍時には、９５０℃の温度で水素および窒素の湿潤混合ガス雰囲気（露点温度６０℃）で２分間脱炭焼鈍を実施した後、１１００℃の水素雰囲気で３分間熱処理を実施した。
表３に示されているように、脱炭焼鈍過程で適正な脱炭焼鈍時間を確保して、脱炭焼鈍後の表面層の結晶粒の大きさが１５０μｍ〜２５０μｍの場合、Ｇｏｓｓ分率が増加し、磁束密度および鉄損に優れていることが分かる。
［実施例２］
重量％で、Ｓｉ：２．０％、Ｃ：０．２０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、熱間圧延し、次に、９００℃の温度、露点温度６０℃で１５０秒間熱延板焼鈍を実施し、冷却した後、酸洗を実施し、表４のように、４５％〜７５％の圧下率で冷間圧延した。冷間圧延された板は、再び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１５０秒間脱炭焼鈍を経て、再び、表４のように、４５％〜７５％の圧下率で冷間圧延して、厚さ０．１８〜０．３６ｍｍの冷延板を製作した。以降、最終焼鈍時には、９５０℃の温度で水素、窒素の湿潤（露点温度６０℃）混合ガス雰囲気で２分間脱炭焼鈍を実施した後、１１００℃の水素雰囲気で３分間熱処理を実施した。これに関係する内容を表４に示した。
表４に示されているように、一次および二次冷間圧延中の圧下率が最終焼鈍後の製品板のＧｏｓｓ分率および磁性に影響を与えることが分かった。
この結果から、冷間圧延時、圧下率の範囲が５０％〜７０％でより優れた磁束密度が得られることが分かる。
［実施例３］
重量％で、Ｓｉ：２．０％、Ｃ：０．２０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるスラブを１１５０℃の温度で加熱した後、３ｍｍの厚さに熱間圧延し、次に、焼鈍温度９００℃、露点温度６０℃で１５０秒間熱延板焼鈍を実施し、冷却した後、酸洗を実施し、６０％の圧下率で冷間圧延した。
冷間圧延された板は、再び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１５０秒間脱炭焼鈍を行った。
以降、前記冷間圧延を２回〜４回繰り返した。
ここで、冷間圧延工程を２回繰り返したのは、熱延板を一次冷間圧延した後、これを脱炭焼鈍し、再び二次冷間圧延したことを意味する。ここで、冷間圧延工程を３回繰り返したのは、熱延板を一次冷間圧延した後、これを一次脱炭焼鈍し、再び二次冷間圧延した後、二次脱炭焼鈍し、三次冷間圧延したことを意味する。ここで、冷間圧延工程を４回繰り返したのは、熱延板を一次冷間圧延した後、これを一次脱炭焼鈍し、再び二次冷間圧延した後、二次脱炭焼鈍し、三次冷間圧延した後、三次脱炭焼鈍し、４次冷間圧延を実施したことを意味する。
以降、最終焼鈍時には、９５０℃の温度で水素、窒素の湿潤（露点温度６０℃）混合ガス雰囲気で脱炭焼鈍を実施した後、１１００℃の水素雰囲気で２分間熱処理を実施した。これに関係する内容を表５に示した。
表５に示されているように、圧下率を６０％に維持しながら、冷間圧延回数が増加するに伴い、Ｇｏｓｓ分率が増加するだけでなく、磁性が良くなることが分かる。
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できることを理解するであろう。
そのため、以上に記述した一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。

Claims (12)

  1. 重量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ｃ：０．１％〜０．４％を含み、残部は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冷間圧延する段階と、
    前記冷間圧延された鋼板を脱炭焼鈍する段階と、
    前記脱炭焼鈍が完了した鋼板を冷間圧延する段階と、
    前記冷間圧延が完了した鋼板を最終焼鈍する段階とを含み、
    前記脱炭焼鈍後の表面結晶粒の大きさは、１５０μｍ〜２５０μｍであり、
    前記熱延板焼鈍された熱延鋼板を冷間圧延する段階及び前記脱炭焼鈍が完了した鋼板を冷間圧延する段階での圧下率は、５０％〜７０％であり、
    前記最終焼鈍段階は、焼鈍温度８５０℃〜１０００℃及び露点温度７０℃以下で焼鈍する第１段階と、１０００℃〜１２００℃及びＨ２ ５０ｖｏｌｕｍｅ％以上の雰囲気で行う第２段階とを含み、
    前記第１段階は、３００秒以下で行われ、前記第２段階は、６０秒〜３００秒で行われる、方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 前記脱炭焼鈍が完了した鋼板を冷間圧延する段階の後、最終焼鈍する段階は、連続して行われる、請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 前記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が完了した鋼板を冷間圧延する段階は、２回以上繰り返される、請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 前記脱炭焼鈍は、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、請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 前記脱炭焼鈍は、焼鈍温度８５０℃〜１０００℃および露点温度５０℃〜７０℃で実施する、請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 前記脱炭焼鈍時の脱炭量は、重量％で、０．０３００％〜０．０６００％である、請求項４に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 前記最終焼鈍段階の後、電磁鋼板中の炭素量は、０．００２ｗｔ％以下である、請求項６に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 前記スラブの再加熱温度は、１１００℃〜１３５０℃である、請求項７に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  9. 前記スラブは、重量％で、Ｍｎ：０％超過０．１％以下、Ｓ：０％超過０．００５％以下をさらに含む、請求項８に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  10. 重量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％およびＣ：０．００２％未満（０％を含まない）を含み、残部はＦｅおよびその他不可避不純物からなり、
    ゴス結晶粒中の、外接円の直径（Ｄ１）と内接円の直径（Ｄ２）との比（Ｄ２／Ｄ１）が０．５以上のものが、全体ゴス結晶粒中の９５％以上であり、ゴス分率が７２％以上である、方向性電磁鋼板。
  11. 前記方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｍｎ：０％超過０．１％以下、Ｓ：０％超過０．００５％以下をさらに含む、請求項１０に記載の方向性電磁鋼板。
  12. 前記電磁鋼板の表面から電磁鋼板の厚さの２μｍ〜５μｍ深さにおけるＭｇの含有量は、０．００５０ｗｔ％以下である、請求項１０に記載の方向性電磁鋼板。
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