KR20000028896A

KR20000028896A - 철손이 낮은 방향성 전자강판의 제조방법

Info

Publication number: KR20000028896A
Application number: KR1019990043223A
Authority: KR
Inventors: 하야까와야스유끼; 구로사와미쓰마사; 고마쓰바라미찌로
Original assignee: 에모또 간지; 가와사끼 세이데쓰 가부시키가이샤
Priority date: 1998-10-09
Filing date: 1999-10-07
Publication date: 2000-05-25
Anticipated expiration: 2019-10-07
Also published as: CN1256321A; US6309473B1; EP1004680A1; US20010030001A1; CN1109112C; KR100635848B1; DE69918037D1; EP1004680B1; DE69918037T2; CA2286495C; CA2286495A1; US6423157B2

Abstract

본 발명에서는 인히비터를 사용하지 않고 강판의 판두께가 제한되지 않으며, 또 2차 재결정 방위의 집적이 열화되는 일도 없는 데다가, 표면 산화피막을 적극적으로 형성시켜 철손을 효과적으로 개선할 수 있는 방향성 전자강판을 제안하였다.

즉, 강슬라브에 열간압연 ∼ 최종 마무리 소둔을 실시하는 일련의 공정으로 이루어지는 방향성 전자강판의 제조방법에 있어서,

(1) 강슬라브중의 O 함유량을 30 ppm 이하로 억제하는 것,

(2) 최종 마무리 소둔전의 산화물 피막을 함유하는 강판 전체에 있어서, 불순물중 적어도 Al 의 함유량을 100 ppm 이하, B, V, Nb, Se, S 및 N 의 함유량을 각각 50 ppm 이하로 억제하는 것,

(3) 최종 마무리 소둔중, 적어도 850 ∼ 950 ℃ 의 온도영역에 있어서의 강중의 N 량을 6 ∼ 80 ppm 의 범위로 제어하는 것

을 특징으로 하는 방향성 전자강판의 제조방법이다.

Description

철손이 낮은 방향성 전자강판의 제조방법 {METHOD OF MAKING GRAIN-ORIENTED MAGNETIC STEEL SHEET HAVING LOW IRON LOSS}

본 발명은 주로 전력용 변압기 및 회전기의 철심재료로서의 용도에 제공하기에 매우 적합한 철손이 낮은 방향성 전자강판에 관한 것이다.

방향성 전자강판의 제조에 있어서는, 인히비터라 불리는 석출물을 사용하여, 최종 마무리 소둔 중에 고스방위 ({110}＜001＞) 의 2차 재결정립을 발생시키는 것이 일반적인 방법으로 되어 왔다.

대표적인 기술로서, 예를 들면 일본 특허공보 소 40-15644 호에는 AlN, MnS 를 사용하는 방법이, 또한 일본 특허공보 소 51-13469 호에는 MnS, MnSe 를 사용하는 방법이 각각 개시되어 있으며, 모두 공업적으로 실용화되고 있다.

이들과는 달리, 일본 특허공보 소 58-42244 호에는 CuSe 와 Bn 을 첨가하는 방법이, 일본 특허공보 소 46-40855 호에는 Ti, Zr, V 등의 질화물을 사용하는 방법이 개시되어 있다. 그 외에도 수 많은 방법이 알려져 있다.

이들의 인히비터를 사용하는 방법은, 안정적으로 2차 재결정립을 발달시키기에는 유용하다. 그러나, 석출물을 미세하게 분산시킬 필요가 있기 때문에, 열연 전의 슬라브 가열온도를 1300 ℃ 이상의 고온으로 할 필요가 있다. 슬라브의 고온가열은, 설비경비가 커질 뿐만 아니라, 열연시에 생성되는 스케일량도 증대된다. 따라서, 제품의 수율이 저하될 뿐만 아니라, 설비의 수리가 번잡해지는 등 문제도 많아진다.

인히비터를 사용하는 방법의 또 하나의 문제점은, 최종 마무리 소둔후에 이들 인히비터 성분이 잔존하면, 자기특성이 열화된다는 점이다. 이 때문에, 인히비터 성분의 Al, N, B, Se 및 S 등을 강중으로부터 제거할 목적으로, 2차 재결정 완료에 이어서, 1100℃ 이상의 수소분위기중에서 수시간에 걸친 순화소둔을 실시하고 있다. 그러나, 순화소둔을 이와 같은 고온에서 실시하기 때문에, 강판의 기계적 강도가 저하되어, 코일하부가 좌굴되어, 제품의 수율이 현저하게 저하된다는 문제가 있다.

또, 이 고온 순화소둔에 의해, 확실하게 강중에 있어서의 Al, N, B, Se, S 등의 함유량은 각각 50 ppm 이하로 저감된다. 그러나, 이들 성분은, 포스테라이트 피막중에서는 오히려 농축되어, 피막과 지철계면에서는 단체 또는 화합물로서 불가피하게 잔류된다. 이와 같은 물질의 존재는 자벽의 이동을 방해하여, 철손을 증가시키는 원인이 된다. 또, 이들의 피막 지철계면에 존재하는 물질은 피막 바로 아래에서의 결정립의 입계이동을 억제한다. 그 결과, 표층 바로 아래에는, 2차 재결정립에 완전히 잠식되어 있지 않은 미세립이 가끔 존재하게 된다. 이와 같은 미세립의 존재도 자기특성 열화의 원인이 된다. 또한, 고온 순화소둔에 의해서도, Nb, Ti, V 등은 여전히 제거가 곤란하여, 역시 철손 열화의 원인이 된다.

이와 같이, 인히비터를 사용하는 방향성 전자강판의 제조방법은 고비용이라는 문제가 있고, 저철손화에도 한계가 있었다. 이와 같은 문제를 피하기 위해서는, 인히비터를 사용하지 않는 방법의 적용을 생각할 수 있다.

인히비터를 사용하지 않고 방향성 전자강판을 제조하는 방법으로서는, 예를 들면 일본 공개특허공보 소 64-55339 호, 일본 공개특허공보 평 2-27635 호, 일본 공개특허공보 평 7-76732호 및 일본 공개특허공보 평 7-197126 호에 개시된 기술이 알려져 있다. 이들의 기술에 공통된 것은, 표면 에너지를 구동력으로서, {110} 면을 갖는 결정립을 우선적으로 성장시키는 것을 의도하고 있는 것이다.

표면 에너지차를 유효하게 이용하기 위해서는, 표면의 기여를 크게 하기 위해 판두께를 얇게 하는 것이 필연적으로 요구된다. 예를 들면 일본 공개특허공보 소 64-55339 호에 개시된 기술에서는 판두께가 0.2 ㎜ 이하, 또 일본 공개특허공보 평 2-57635 호에 개시된 기술에서는 판두께가 0.15 ㎜ 이하로 제한되어 있다. 일본 공개특허공보 평 7-76732 호에 개시된 기술에서는 판두께는 특히 제한되어 있지 않지만, 동 공보의 실시예 1 에 의하면, 판두께가 0.30 ㎜ 인 경우에는 자속밀도는 B₈에서 1.700 T 이하로 방위집적도는 매우 나쁘다. 또, 실시예 중에서 양호한 자속밀도가 얻어지는 판두께는 0.10 ㎜ 로 한정되어 있다. 일본 공개특허공보 평 7-197126 호에 개시된 기술에서도 판두께는 제한되어 있지 않지만, 동 공보의 기술은 50 ∼ 75 % 의 3차 냉간압연을 실시하는 기술이다. 따라서, 판두께는 필연적으로 얇아져, 동 공보의 실시예에서의 판두께는 0.10 ㎜ 이다.

또한, 현재 사용되고 있는 방향성 전자강판의 판두께는 0.20 ㎜ 이상이 대부분이다. 즉, 통상 사용되는 제품을 상기의 표면 에너지를 이용하는 방법으로 얻는 것은 곤란하다.

또한 표면 에너지를 이용하기 위해서는, 표면 산화물의 생성을 억제한 상태에서 고온의 최종 마무리 소둔을 실시해야 한다. 예를 들면, 일본 공개특허공보 소 64-55339 호에 개시된 기술에서는, 1180℃ 이상의 온도로, 또한 소둔분위기를 진공 또는 불활성가스, 또는, 수소가스 또는 수소가스와 질소가스의 혼합가스로 하는 것이 기재되어 있다. 또, 일본 공개특허공보 평 2-57635 호에 개시된 기술에서는, 950 ∼ 1100 ℃ 의 온도에서, 불활성가스 분위기 또는 수소가스 또는 수소가스와 불활성가스의 혼합분위기에서, 또한 이들 분위기가스를 감압하는 것이 장려되고 있다. 또한, 일본공개특허공보 평 7-197126 호에 개시된 기술에서는, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도에서, 산소분압이 0.5 ㎩ 이하의 비산화성 분위기중 또는 진공중에서 최종 마무리 소둔을 실시하는 것이 기재되어 있다.

이와 같이, 표면 에너지를 이용하여 양호한 자기특성을 얻으려고 하면, 최종 마무리 소둔의 분위기는 불활성가스나 수소가 필요하게 되며, 또 바람직한 조건으로서 진공으로 하는 것이 요구된다. 그러나, 고온과 진공의 양립은 설비적으로 매우 어렵고, 또 비용이 상승하게 된다.

또한, 표면 에너지를 이용한 경우에는, 원리적으로는 {110} 면의 선택만이 가능한 것에 불과하다. 즉, 인히비터 이용의 2차 재결정과는 다르게, 압연방향으로 ＜1＞ 방향이 정렬된 고스입자의 성장이 선택되는 것은 아니다. 방향성 전자강판은, 압연방향으로 자화 용이축 ＜1＞ 을 정렬하여야 자기특성이 향상된다. {110} 면의 선택만으로는 원리적으로 양호한 자기특성은 얻어지지 않는다. 즉, 표면 에너지를 이용하는 방법으로는, 매우 한정된 압연조건이나 소둔조건에서만, 양호한 자기특성을 얻을 수 있다. 따라서, 표면 에너지를 이용하는 방법으로 얻어지는 강판의 자기특성은 매우 불안정해질 수 밖에 없다.

그리고 또, 표면 에너지를 이용하는 방법에서는, 표면 산화층의 형성을 억제하여 최종 마무리 소둔을 실시해야 한다. 즉, 예를 들면 MgO 와 같은 소둔분리제를 도포소둔할 수 없다. 따라서, 최종 마무리 소둔 후에, 인히비터 이용의 통상의 방향성 전자강판과 동일한 산화물 피막을 형성할 수 없다. 예를 들면, 포스테라이트 피막은, MgO 를 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포했을 때에, 인히비터 이용의 통상의 방향성 전자강판 표면에 형성되는 산화물 피막이다. 포스테라이트 피막은 강판 표면에 장력을 부여할 뿐만 아니라, 포스테라이트 피막 위에 다시 도포하여 베이킹하는, 인산염을 주체로 하는 절연장력 코팅의 밀착성을 확보하는 기능도 맡고 있다. 따라서, 포스테라이트 피막이 없는 경우에는 철손은 대폭적으로 열화된다.

즉, 인히비터를 사용하지 않은 방향성 전자강판의 제조기술로서 알려져 있는, 표면 에너지를 이용하는 방법에는, 강판 판두께가 한정되는 것, 2차 재결정 방위의 집적이 열화되는 것, 표면 산화 피막이 없기 때문에 철손이 열화되는 문제가 따르고 있던 것이다.

본 발명은, 인히비터를 사용하는 경우에 있어서의, 열연전의 고온 슬라브 가열 및 2차 재결정후의 고온 순화소둔에 따르는 문제점을 회피한, 인히비터를 사용하지 않는 제조기술이다. 그리고, 본 발명은 인히비터를 사용하지 않고 표면 에너지를 이용하는 방법에 필연적으로 따르는 문제점, 즉 강판 판두께가 한정되는 것, 2차 재결정 방위의 집적이 열화되는 것, 표면 산화 피막이 없기 때문에 철손이 열화되는 것의 유리한 해결을 도모한 것이다. 즉, 인히비터를 사용하지 않은 경우이더라도, 강판의 판두께가 제한되지 않고, 또 2차 재결정 방위의 집적이 열화되는 일도 없이, 나아가서는 표면 산화 피막을 적극적으로 형성하여 철손을 효과적으로 개선할 수 있는 방향성 전자강판을 제안하는 것을 목적으로 한다. 또, 이 목적이 유리하게 달성되는 2차 재결정 조직 및 2차 재결정 소둔조건에 대해서도 제안한다. 2차 재결정 조직으로서는 조대 2차 재결정립중에 초미세한 결정립을 적당량 생성시킨 것으로, 2차 재결정 소둔조건으로서는 온도경사를 이용하는 방법이다.

즉, 본 발명은 C : 0.12 wt% 이하, Si : 1.0 ∼ 8.0 wt%, Mn : 0.005 ∼ 3.0 wt% 를 함유하는 강슬라브를 열간압연하고, 이어서 필요에 따라 열연판소둔을 실시한 후, 1 회 또는 중간소둔을 사이에 둔 2 회 이상의 냉간압연을 실시하여 최종판두께로 마무리하고, 이어서 필요에 따라 탈탄소둔을 실시하며, 그리고 필요에 따라 소둔분리제를 도포한 후, 최종 마무리 소둔을 실시하는 일련의 공정으로 이루어지는 방향성 전자강판의 제조방법에 있어서, (1) 강슬라브중의 O 함유량을 30 ppm 이하로 억제하는 것, (2) 최종 마무리 소둔전의 산화물피막을 포함하는 강판 전체에 있어서, 불순물중 적어도 Al 의 함유량을 100 ppm 이하, B, V, Nb, Se, S 및 N 의 함유량을 각각 50 ppm 이하로 억제하는 것, (3) 최종 마무리 소둔중, 적어도 850 ∼ 950 ℃ 의 온도영역에 있어서의 강중 N 량을 6 ∼ 80 ppm 의 범위로 제어하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자강판의 제조방법을 제공한다.

그리고, 최종 마무리 소둔중에 있어서, 강중 N 량을 제어하는 수단이, (a) 최종 마무리 소둔중, 적어도 850 ∼ 950 ℃ 의 온도영역까지에 있어서의 분위기중의 질소분압을 높이는 것, (b) 소둔분리제중에 질화촉진제를 함유시키는 것중 어느 1 또는 2 이상의 처리인 것을 특징으로 하는 방향성 전자강판의 제조방법을 제공한다.

또한, 본 발명은 Si : 1.0 ∼ 8.0 wt% 를 함유하는 조성으로 되며, 강판 표면에 포스테라이트 (Mg₂SiO₄) 를 주체로 한 산화물 피막을 가지며, 또한 이 산화물 피막을 함유하는 강판 전체에 있어서의 Al, B, Se 및 S 의 함유량이 각각 50 ppm 이하인 것을 특징으로 하는 철손이 낮은 방향성 전자강판을 제공한다.

도 1 은 마무리 소둔 전에 있어서의 방위차각이 20 ∼45°인 입계의 각 방위 입자에 대한 존재빈도 (%) 를 나타낸 도면이다.

도 2 는 마무리 소둔중의 강중의 질소량과 마무리 소둔 후의 자속밀도와의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 3 은 각 불순물원소의 함유량과 자속밀도와의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 4 는 각 원소의 첨가량과 철손과의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 5 는 피막이 딸린 전자강판 중에 있어서의 미량 성분이 철손에 미치는 영향을 나타낸 그래프이다.

도 6 은 최종 마무리 소둔에 있어서의 최고도달온도와 제품판의 철손과의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 7 은 2차 재결정립중에 존재하는 입경이 0.03 ㎜ 이상, 0.30 ㎜ 이하인 초미세결정입자의 존재빈도와 제품판의 철손과의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 8 은 최종 마무리 소둔에 있어서의 온도구배와 제품판의 압연방향의 자속밀도와의 관계를 나타낸 도면이다.

이하, 본 발명에 이르게 된 경위에 대해 설명한다.

본 발명자들은, 지금까지 고스방위 입자가 2차 재결정하는 기구에 대해 예의 연구를 거듭해 왔다. 그 결과, 1차 재결정조직에 있어서의 방위차각이 20 ∼ 45°인 입계가 중요한 역할을 하고 있음을 발견하여 보고하였다 (Acta Material vol.45 (1997), P85). 방향성 전자강판의 2차 재결정 직전의 상태인 일시 재결정조직을 해석하고, 여러 가지 결정방위를 갖는 각각의 결정립 주위의 입계에 대하여, 입계 방위차각이 20 ∼45 도인 입계의 전체에 대한 비율 (%) 을 조사한 결과를 도 1 에 나타낸다. 도 1 에 있어서, 결정방위공간은 오일러각 ( ₁,, ₂) 의 ₂= 45°단면을 사용하여 표시하고 있으며, 고스방위 등 주요한 방위를 모식적으로 표시하고 있다. 도 1 에 의하면, 고스방위립 주위에 있어서, 방위차각이 20 ∼ 45°인 입계의 존재빈도가 가장 높음 (약 80 %) 을 알 수 있다.

C. G. Dunn 들에 의한 실험데이터 (AIME Transaction vol.188 (1949), P368) 에 의하면, 방위차각 20 ∼ 45°의 입계는 고에너지 입계이다. 이 고에너지 입계는 입계내의 자유공간이 크고 난잡한 구조를 하고 있기 때문에, 원자는 이동하기 쉽다. 즉, 고에너지 입계측이, 입계를 통해 원자가 이동하는 과정인 입계확산은 빠르다.

2차 재결정은, 인히비터라 불리는 석출물의 성장에 따라 발현됨이 알려져 있다. 이 석출물 성장은 확산율속에 의해 진행된다. 마무리 소둔 중에는, 고에너지 입계상의 석출물이 우선적으로 조대화되기 때문에, 고에너지 입계의 핀 고정이 우선적으로 분리되어, 고에너지 입계가 우선 이동을 개시한다.

이상으로부터, 본 발명자들은, 방향성 전자강판에서는, 이동하기 쉬운 고에너지 입계에 대한 존재빈도가 높은 고스 입자가 2차 재결정하고 있음을 나타내었다.

발명자들은, 이 연구를 더욱 발전시켜, 고스방위립의 2차 재결정의 본질적 요인은, 1차 재결정 조직중의 고에너지 입계의 분포상태에 있는 것, 및 인히비터의 역할은, 고에너지 입계와 다른 입계의 이동속도차를 발생시키는 것에 지나지 않음을 발견하였다. 따라서, 인히비터를 사용하지 않아도, 입계의 이동속도차를 발생시킬 수 있다면, 2차 재결정시킬 수 있다고 생각하였다.

그리고, 강중에 존재하는 불순물원소는, 입계 특히 고에너지 입계에 편석되기 쉽다. 이 때문에, 불순물원소를 많이 함유하는 경우에는, 고에너지 입계와 다른 입계의 이동속도에 차이가 없어지는 것이라 생각된다. 따라서, 소재의 고순도화에 의해, 상기한 바와 같은 불순물원소의 영향을 배제할 수 있다면, 고에너지 입계의 구조에 본래 의존하는 고에너지 입계와 다른 입계의 이동속도차가 현재화되어, 고스방위 입자의 2차 재결정이 가능해지는 것이라 생각된다.

발명자들은, 상기 생각에 입각하여 예의 연구를 거듭한 결과, 인히비터 성분을 함유하지 않는 성분계에 있어서, 소재의 고순도화와 미량질소의 움직임에 의해, 2차 재결정이 진행되는 것을 새로이 알아내고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 이 기술은, 결정 입계에 있어서의 석출물 및 불순물을 배제하는 점에서 종래의 2차 재결정 방법과 완전히 반대의 사상이다. 또한, 표면에너지를 이용하는 기술과도 다르기 때문에, 가령 강판 표면에 산화물이 존재하고 있어도 양호하게 2차 재결정시킬 수 있는 것이다.

이하, 본 발명의 성공을 이끌어내게 된 실험결과에 대해 설명한다.

실험 1

C : 0.070 wt%, Si : 3.22 wt%, Mn : 0.070 wt% 를 함유하고, 불순물원소 중 Al 은 10 ppm, N 은 30 ppm, O 는 15 ppm 까지 저감되며, 그 외의 불순물에 대해서는 각각 50 ppm 이하로 한 강 A 의 슬라브와, C : 0.065 wt%, Si : 3.32 wt%, Mn : 0.070 wt%, Al : 0.025 wt%, N : 30 ppm 을 함유하고, 다른 불순물은 각각 50 ppm 이하로 한 강 B 의 슬라브, 및 C : 0.055 wt%, Si : 3.25 wt%, Mn : 0.070 wt% 를 함유하고, 불순물중 Al 은 10 ppm, N 은 30 ppm, O 는 60 ppm 까지 저감되며, 다른 불순물원소에 대해서는 각각 50 ppm 이하로 저감한 강 C 의 슬라브를, 각각 연속주조로 제조하였다. 이어서, 모두 1100 ℃ 로 가열한 후, 열간압연에 의해 2.6 ㎜ 두께의 열연판으로 마무리하였다. 각 열연판은, 1000 ℃ 의 질소분위기 중에서 1 분간 균열한 후에 급랭시켰다. 그 후, 냉간압연을 실시하여 0.34 ㎜ 의 최종판두께로 하였다. 이어서, 수소 : 75 %, 질소 : 25 % 이고, 노점 65 ℃ 의 분위기 중에서 840 ℃, 120 초의 탈탄소둔을 실시하고, C 를 0.0020 wt% 까지 저감시켰다. 또한, 다른 성분에 대하여, 마무리소둔 전에 성분분석을 실시한 결과, 강 A, 강 B 및 강 C 모두 C 이외의 성분량은 거의 변화하지 않았다. 그리고, 불순물원소 중 함유량이 50 ppm 을 넘는 것은 존재하지 않았다.

그 후, MgO 를 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포한 후, 최종 마무리 소둔을 실시하였다. 최종 마무리 소둔은, 질소분위기 중에서 20 ℃/h 의 속도로 1050 ℃ 까지 가열하여 종료시켰다. 비교로서, Ar 분위기에서 동일한 최종 마무리 소둔을 실시하였다.

그 결과, 강 A 는 최종 마무리 소둔을 질소분위기 중에서 실시한 경우에는 2차 재결정되었지만, Ar 분위기 중에서는 2차 재결정되지 않았다. 반면에, 강 B, 강 C 는 어떤 분위기에서도 2차 재결정되지 않았다. 또한, 2차 재결정된 강 A 에 의한 제품의 자속밀도는 1.87 T 이고, 방향성 전자강판의 자기특성으로서 충분히 만족하는 레벨이였다.

이 실험에서, 인히비터 성분을 전혀 함유하지 않으며, Al, O 가 저감된 고순도 성분강에 대해, 마무리 소둔을 특정의 소둔 분위기에서 실시함으로써, 2차 재결정됨이 확실해졌다.

또한, 1050 ℃ 에서 마무리 소둔 후의 강 A 의 질소량은, 마무리 소둔을 질소 분위기 중에서 실시한 경우에는 35 ppm, Ar 분위기에서 실시한 경우에는 3 ppm 이다. 요컨대, 소둔 분위기와 질소량과의 사이에 상관이 확인되었다.

이 지견을 근거로, 더욱 실험을 진행시킨 결과, 마무리 소둔에 있어서의 850 ℃ 이상, 2차 재결정 종료까지의 소둔중의 강중 질소량이, 2차 재결정의 발현에 영향을 미침을 알 수 있게 되었다. 추가 실험에서는, 강중 질소량은, 슬라브 소재에 있어서의 질소량 및 마무리 소둔 분위기의 질소분압을 변화시킴으로써 조절하였다. 강중 질소량의 측정은, 20 ℃/h 의 승온속도로 실시한 최종 마무리 소둔의 도중에 시료를 꺼내어 분석하는 방법으로 실시하였다. 또, 최종 마무리 소둔은 1050 ℃ 에서 종료시켜, 자속밀도를 측정하였다. 얻어진 결과를 정리하여 도 2 에 나타낸다.

도 2 에 나타낸 바와 같이, 마무리 소둔전의 강중 질소량이 적고, 또 2차 재결정이 개시되는 850 ℃ 에서 950 ℃ 까지의 사이에 있어서의 강중 질소량이 6 ∼ 80 ppm 의 범위에 있으면, 양호하게 2차 재결정이 일어나는 것이 판명되었다. 반면에, 마무리 소둔전의 N 량이 많은 경우, 및 마무리 소둔중에서의 질소량이 낮은 경우에는 2차 재결정이 일어나지 않고, 자속밀도가 저하되었다.

다음으로, 최종 마무리 소둔 전의 소재 중에 함유되는 미량 성분 (Al, B, V, Nb, Se, S, Ni, O, N, Sn, Sb, Cu, Mo, Cr) 의 영향에 대해 검토를 진행시키기 위해, 다시 추가 실험을 하였다. 용강의 기본 성분으로서는, C 량을 0.06 wt%, Mn 량을 0.06 wt%, Si 량을 3.3 wt% 으로 고정하고, 전술한 실험과 동일한 공정으로 처리하여, 자기특성을 조사하였다. 최종 마무리 소둔은 질소 분위기에서 실시하였다.

도 3 에, Al, B, V, Nb, Se, S, Ni, O 및 N 첨가량의 자속밀도에 미치는 영향을 정리해서 나타낸다. 도 3 에 나타낸 바와 같이, 모든 원소에 대해, 그 함유량이 증가함으로써, 자속밀도가 저하되어, 2차 재결정이 잘 일어나지 않게 되었다. 특히, 질화물 형성원소인 Al 에 대해서는, 100 ppm 을 초과하면 극단적으로 자속밀도가 저하되어, 2차 재결정의 발생이 현저히 저해된다. 또, B, V, Nb, N 에 대해서는 30 ppm 을 초과하면, 자기특성이 열화되기 시작하고, 50 ppm 을 초과하면 2차 재결정의 발생이 현저히 저해된다. Se, S 에 대해서도, B 등과 동일한 경향이 있다. 특히 O 에 대해서는 30 ppm 을 초과하면 급격한 자성 열화를 발생하였다. 또한, 예외적으로, Ni 는 그 첨가에 따라 자속밀도가 향상되는 것이 확인되었다. 그 이유는, Ni 의 첨가에 따라→변태가 촉진되어, 결정조직이 양호해지기 때문이라고 추정된다. 또, Ni 는, 질화물 등의 석출물을 형성하지 않고, 또한 입계 편석원소도 아니기 때문에, 2차 재결정의 발현에 대해, 해가 적은 것으로 생각된다. 또한, Ni 는 강자성체 원소인 것도 자속밀도의 향상에 기여하고 있는 것으로 추측된다.

그리고, 도 4 에, Sn, Sb, Cu, Mo 및 Cr 의 첨가가 제품판의 철손에 미치는 영향에 대해 조사한 결과를 나타낸다. 도 4 에 나타낸 바와 같이, 이들의 원소를 적당량 함유시킴으로써 철손이 저감됨을 알 수 있다. 그 이유는, 이들 원소의 첨가에 따라, 2차 재결정립이 미세화되기 때문이라고 생각된다. 여기에, 철손을 향상시키기 위해서는, Sn 은 0.02 ∼ 0.50 wt%, Sb 는 0.01 ∼ 0.50 wt%, Cu 는 0.01 ∼ 0.50 wt%, Mo 는 0.01 ∼ 0.50 wt%, Cr 은 0.01 ∼ 0.50 wt% 의 범위로 첨가할 필요가 있음이 판명되었다. 첨가량이 많아지면 2차 재결정이 발현되지 않게 되어 철손은 오히려 열화되었다.

실험 2

이어서, 발명자들은 최종 마무리 소둔후에 강판에 잔존하는 미량성분의 영향에 대해 검토를 진행시켰다.

성분으로서는, C 를 0.07 wt%, Si 를 3.3 wt%, Mn 을 0.06 wt% 으로 고정하고, Al, B, Se 및 S 함유량을 변화시킨 슬라브를 사용하고, 1400 ℃ 에서 30 분간 가열한 후, 열간압연에 의해 2.3 ㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 이어서, 1100 ℃, 60 초간의 열연판 소둔 후, 냉간압연을 실시하여 0.35 ㎜ 의 최종판두께로 마무리하였다. 이어서, 수소 : 50 %, 질소 : 50 %, 노점 : 60 ℃ 의 분위기 중에서 850 ℃ 에서 3 분간의 탈탄소둔을 한 후, 소둔분리제로서 MgO 을 10 g/m²비율로 도포한 후, 수소분위기 중에서 1200 ℃ 까지 15 ℃/h 의 속도로 승온시키는 최종 마무리 소둔을 실시하여, 방향성 전자강판을 제조하였다.

이렇게 하여 얻어진 포스테라이트 피막이 딸린 전자강판 전체에 있어서의 Al, B, Se, S 의 함유량과 자기특성의 관계에 대해 조사하였다.

또한, 포스테라이트 피막을 제거한 지철중에 있어서는, Al, B, Se 및 S 의 각 성분 모두 5 ppm 이하로 저감되었지만, 포스테라이트 피막이 딸린 강판 전체의 분석치는 소재에 함유되는 Al, B, Se 및 S 의 종류나 양에 따라 변화된다. 자속밀도가 동일한 제품에 대해, 각 성분의 분석치와 철손치의 관계를 도 5 에 정리하여 나타낸다. 그리고, 도 5 에 있어서는, 첨가량이 변화된 성분 이외에는 모두 5 ppm 이하까지 저감되어 있기 때문에, 도 5 에서는 각 성분의 영향이 독립적으로 나타나 있다.

도 5 에서 알 수 있듯이, Al, B, Se 및 S 어떠한 것에 대해서도, 그 함유량이 20 ppm 을 초과하면 철손이 열화되기 시작하며, 특히 50 ppm 을 초과하자 철손은 현저히 열화되었다. 즉, 강중으로부터 불순물을 제거하였다 해도, 산화피막중에 Al 이나 B, Se, S 등이 잔존하면 철손이 현저히 열화된다는 것을 여실히 나타내고 있다. 반대로, 소재로서 인히비터 성분을 사용하지 않는 제조방법을 사용하면, 산화피막중에 있어서의 Al, B, Se, S 량을 효과적으로 저감시킬 수 있고, 특히 이러한 원소의 함유량을 각각 20 ppm 이하로 저감시켜 두면, 양호한 철손을 얻을 수 있음이 새롭게 발견된 것이다.

이상의 실험으로, 인히비터 성분을 함유하지 않은 성분계에 있어서, 소재의 고순도화와 미량질소의 움직임으로, 2차 재결정이 생겨, 높은 자속밀도를 얻을 수 있음을 발견하였다.

그 이유에 대해서는, 반드시 명확히 해명된 것은 아니지만, 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다.

본 발명에 있어서의 인히비터를 함유하지 않은 고순도재에서는, 입계의 편한 움직임은 입계구조를 반영한 것으로 되어 있음을 생각할 수 있다. 불순물원소는 입계, 특히 고에너지 입계에 우선적으로 편석되기 쉽기 때문에, 불순물원소를 많이 함유한 경우에는, 고에너지 입계와 다른 입계와의 이동속도에 차이가 없어진 것으로 생각된다. 이 점에서, 소재의 고순도화에 따라, 그와 같은 불순물 원소의 영향을 배제시켜 주면, 고에너지 입계의 이동속도의 우위성이 생겨, 고스방위 입자의 2차 재결정이 가능해 진다고 추측된다.

또한, 질소의 영향에 대해서는 다음과 같이 생각하고 있다.

본 발명에 있어서, 작용하는 질소의 존재형태는 고용질소라고 추측되고 있다. 그 이유로는, Al, B, Nb 등의 질화물 형성원소를 함유하면 2차 재결정하지 않게 되는 점, 및 2차 재결정 발현에 유효한 질소량이 고용가능량 이하인 점을 들 수 있다.

먼저, 소재의 고순도화에 의해 입계이동은 촉진되기 때문에, 1차 재결정후의 입경은 인히비터가 존재하는 경우와 비교해 10 배 정도인 100 ㎛ 정도가 된다. 그러나, 고용질소를 함유하지 않는 경우에는, 마무리 소둔 중에 다시 입자성장을 일으키기 때문에, 2차 재결정의 구동력으로서의 입계 에너지가 부족하게 되기 쉬워, 2차 재결정이 일어나지 않는다. 이에 대해, 고용질소를 포함하는 경우에는, 고용질소가 마무리 소둔중의 입자성장을 억제하여, 2차 재결정의 구동력을 확보하는 효과가 있다고 추정하고 있다.

또한, 고용질소의 입자성장 억제효과는 다음의 점에서 질화물의 효과와 다르다.

즉, 고용질소의 입계이동 억제효과는 인히비터에 의한 입계의 핀 고정효과와 다르며, 입계에 편석하여 입계이동에 대해 저항하는 효과, 소위 Dragging 효과이다. 질화물 형성원소가 존재하는 경우에는, 최종 마무리 소둔시에 질소가 혼입되면, 분위기중에서 확산이 빠른 결정입계상에 침입하여 우선적으로 입계상의 질화물의 석출이 진행된다. 또한, 확산속도는 입계내의 자유공간이 많은 고에너지 입계상쪽이 크고, 우선적으로 석출이 진행되기 때문에, 고에너지 입계의 움직임이 우선적으로 억제되어, 그 결과, 고스방위 입자의 2차 재결정이 일어나지 않는 것으로 생각된다.

또, 질소가 마무리 소둔전부터 50 ppm 이상 존재하는 경우에도 2차 재결정은 저해된다. 그 이유는 명확하지 않지만, 조대한 질화규소가 형성되어 고용질소량이 감소되기 때문으로 생각된다.

그리고, S, Se 등의 고용형의 불순물원소가 존재하는 경우에는, 이들은 입계내의 자유공간이 많은 고에너지 입계에 우선적으로 편석되어, 고에너지 입계의 이동속도를 크게 정체시킨다. 그 결과로, 2차 재결정을 일으키지 않게 된다. 따라서, 일반적으로 고용원소는 단독으로 사용되는 경우는 없고, 인히비터와 복합하여 사용된다.

반면에, 질소는 2차 재결정 온도영역에서의 확산속도가 충분히 크고, 고용질소는 입계이동에 추종할 수 있다. 따라서 Dragging 효과는 다른 불순물원소에 비해 약하다. 그러나, 입계구조에 관계없이 거의 일률적으로 입계 이동속도를 저하시키는 작용을 갖는 것으로 생각된다. 이와 같은 고용질소의 작용에 의해, 고에너지 입계의 다른 입계에 대한 입계이동의 우위성을 유지한 채 입자성장을 억제할 수 있기 때문에, 2차 재결정에 필요한 구동력이 확보되는 것으로 추측된다.

또한, 고용질소는 제품판에 잔류되어 있어도, 질화물 석출물과는 달리 자벽이동에 대한 장애가 되지 않는다. 따라서, 마무리 소둔 중에 고온의 순화소둔을 실시하여 특별히 제거할 필요가 없다. 그리고, 본 발명에서는, 최종 마무리 소둔을, 2차 재결정의 완료 또는 포스테라이트 피막의 형성시점에서 종료할 수 있다. 그 결과, 생산성의 향상과 설비의 간략화, 나아가서는 고온 소둔시에 있어서의 코일하부의 좌굴방지를 실현할 수 있는 것이다.

본 기술은, 다음의 점에서 표면 에너지를 이용하는 기술에 대해 우위성을 갖는다. 우선, 입계 에너지를 구동력으로 한 2차 재결정이기 때문에, 판두께의 제한이 없다. 예를 들면, 판두께가 1㎜ 이상인 경우에도 2차 재결정이 가능하고, 그런 두꺼운 제품은 철손치는 열화되지만 투자율이 높기 때문에, 자기 실드재로서 사용할 수 있다.

또, 표면산화물이 생성되고 있는 상태에서 850 ∼ 950℃ 라는 일반적인 열처리 온도에서의 2차 재결정이 가능하다. 소둔분위기도 진공 및 고가의 불활성가스를 사용할 필요가 없고, 가장 통상적으로 사용되고 있는 저렴한 질소를 주체로 하여 실시할 수 있다. 그리고, 소재성분에 질소를 비교적 많이 함유하는 경우에는, 질소량을 적당량으로 유지하기 위하여, 수소 및 Ar 등을 혼합해도, 또 이들 분위기를 단독으로 사용해도 된다.

다음으로 본 발명에 있어서, 성분의 한정이유에 대해 설명한다.

C : 0.12 wt% 이하

C 는 조직개선에 의해 자기특성을 향상시켜서 유용하지만, 탈탄소둔에서는 제거하지 않으면 안된다. 함유량이 0.12 wt% 를 초과하면 탈탄소둔에서 제거하는 것이 곤란해지기 때문에, 상한은 0.12 wt% 로 한다. 하한에 관해서는, C 를 함유하지 않는 소재라도 2차 재결정은 가능하기 때문에 특별히 설정하지 않는다. 특히 C 를 소재단계부터 30 ppm 이하로 저감시켜 두면 탈탄소둔의 생략이 가능하여 생산비용면에서 유리해진다. 따라서, 저급품의 제조에는 C 를 저감시킨 소재를 사용할 수도 있다. 또, 투자율만이 요구되는 자기 실드재로서 본 발명에 의한 방향성 전자강판을 적용하는 경우에는, 포스테라이트 피막은 특별히 필요하지 않기 때문에, C 를 저감시킨 소재를 사용하여, 냉간압연후, 탈탄소둔 없이 바로 마무리 소둔을 실시할 수 있다.

Si : 1.0 ∼ 8.0 wt%

Si 는 전기저항을 높여 철손의 저감에 유효하게 기여하지만, 이를 위해서는 적어도 1.0 wt% 를 필요로 한다. 한편, 8.0 wt% 를 초과하면 자속밀도가 저하될 뿐만 아니라, 제품의 이차 가공성이 현저하게 열화된다. 따라서, 1.0 ∼ 8.0 wt% 의 범위로 한정한다. 특히 바람직한 것은, 2.0 ∼ 4.5 wt% 의 범위이다.

Mn : 0.005 ∼ 3.0 wt%

Mn 은 열간가공성을 양호하게 하기 위해 필요한 원소이다. 0.005 wt% 미만에서는 그 효과가 떨어진다. 한편, 3.0 wt% 을 초과하면 2차 재결정이 곤란해진다. 따라서, 0.005 ∼ 3.0 wt% 의 범위로 한정한다.

O : 30 ppm 이하

본 발명에서는, 슬라브 단계에 있어서 O 를 30 ppm 이하로 저감시켜 두는 것이 중요하다. O 는 본 발명에 있어서 2차 재결정의 발현을 크게 저해시키고, 게다가 고온 순화소둔 등에서는 제거가 곤란하기 때문이다.

또, 본 발명에서는 자기특성 개선을 위하여, 이하의 원소를 함유시킬 수 있다.

Ni : 0.005 ∼ 1.50 wt%

Ni 는 조직을 개선하여 자기특성을 향상시키는 유용원소이며, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 함유량이 0.005 wt% 에 미치지 않으면 자기특성의 개선대가 작다. 한편 1.50 wt% 를 초과하면 2차 재결정이 불안정해져 자기특성이 열화된다. 따라서, Ni 함유량은 0.005 ∼ 1.50 wt% 로 하였다.

Sn : 0.02 ∼ 0.50 wt%, Sb : 0.01 ∼ 0.50 wt%, Cu : 0.01 ∼ 0.50 wt%, Mo : 0.01 ∼ 0.50 wt%, Cr : 0.01 ∼ 0.50 wt%

이들 원소는 모두 철손개선에 효과가 있는 성분이며, 필요에 따라 단독 또는 복합하여 첨가할 수 있다. 함유량이 하한에 미치지 않으면 철손의 개선효과가 결여된다. 상한을 초과하면 2차 재결정이 일어나지 않게 된다. 따라서, 각 원소의 첨가량은 상기의 범위로 한정하였다.

또한, 본 발명에서는 불순물원소를 가능한 한 저감시킨다. 특히, 2차 재결정립의 발생에 대해 유해할 뿐만 아니라, 지철 중에 잔존하여 철손을 열화시키는 질화물 형성원소인 Al 에 대해서는 100 ppm 이하, B, V, Nb 나아가서는 S, Se, N 의 각 원소에 대해서는 50 ppm 이하, 바람직하게는 30 ppm 이하로 저감시켜 두는 것이 바람직하다. 단, 이들 원소는 반드시 소재단계에서 상기의 범위로 저감시켜 둘 필요는 없다. 최종 마무리 소둔전에 있어서, 50 ppm 이하로 저감되어 있으면 된다. 그러나, 순화소둔 등의 공정에서는 제거가 어렵기 때문에, 소재 단계에서 가능한 한 저감시켜 두는 것이 바람직하다. 또한, 이들 불순물원소의 함유량의 제한은, 지철뿐만 아니라 표면의 산화물 피막을 함유한 강판 전체로서의 값이다. 여기서, 표면 산화물 피막이란 서브 스케일이나 산화막을 의미한다.

다음으로, 본 발명의 적합한 제조 공정에 관하여 설명한다.

먼저, 상기의 적합 성분조성으로 조정한 용강으로부터 슬라브를 제조하지만, 이러한 슬라브는 통상의 조괴-분괴법, 연속주조법으로 제조한다. 또, 100 ㎜ 이하의 두께인 박주편을 직접주조법으로 제조해도 된다.

슬라브는 통상 가열하여 열간압연하지만, 주조 후, 가열하지 않고 바로 열연해도 된다. 또, 박주편의 경우에는 열간압연을 생략해도 된다.

또한, 슬라브 가열온도에 대해서는, 소재 중에 인히비터성분을 함유하지 않기 때문에, 열간압연이 가능한 최저한의 1100 ℃ 정도로 충분하다.

이어서, 필요에 따라 열연판소둔을 실시한 후, 1 회 또는 중간소둔을 사이에 둔 2 회 이상의 냉간압연을 실시하고, 이어서 필요에 따라 탈탄소둔을 실시하고, 그 후 MgO 를 주체로 하는 소둔분리제를 도포한 후, 최종 마무리 소둔을 실시한다.

여기서, 열연판소둔을 실시하는 것이 자기특성 향상에 유용하다. 또, 중간소둔을 냉간압연의 사이에 두는 것도 자기특성의 안정화에 유용하다. 그러나, 모두 생산비용을 상승시키기 때문에, 경제적 관점에서 열연판소둔이나 중간소둔의 취사선택이 결정된다.

또한, 열연판소둔 및 중간소둔의 적합 온도범위는 700 ℃ 이상, 1200 ℃ 이하이다. 소둔온도가 700 ℃ 에 미치지 않으면 소둔시의 재결정이 진행되지 않기 때문에, 상기의 효과가 작다. 한편 1200 ℃ 를 초과하면 강판강도가 저하되어 라인통판이 곤란해진다.

탈탄소둔은, C 를 함유하지 않는 소재를 사용하는 경우에는 특별히 필요없다. 또, 강판 표면의 산화는 최종 마무리 소둔시에 소둔분리제중의 산화물, 수산화물에 의해 이루어지기 때문에, 반드시 최종 마무리 소둔전의 산화가 필요하다고는 할 수 없다.

또한, 최종 마무리 소둔에 앞서, 침규법에 의해, 냉간압연 종료후에 Si 량을 증가시키는 기술을 병용해도 된다.

본 발명에서는, 최종 마무리 소둔전의 산화물피막을 함유한 강판 전체에 있어서, Al 의 함유량을 100 ppm 이하, B, V, Nb, Se, S, N 등의 각 원소량을 50 ppm 이하, 바람직하게는 30 ppm 이하로 제한하는 것이, 2차 재결정을 발현시키기 위한 필수조건이다.

또, 본 발명에서는 최종 마무리 소둔중, 적어도 850 ~ 950 ℃ 의 온도영역에 있어서의 강중의 N 량을 6 ~ 80 ppm 의 범위로 제어하는 것이 중요하다. 질소량이 6 ppm 에 미치지 않으면 2차 재결정이 발생하지 않게 되어 자기특성을 개선할 수 없다. 한편, 80 ppm 을 초과하면, 방위가 나쁜 입자가 2차 재결정하게 되어 자기특성의 열화를 초래한다. 이 온도영역에 있어서 특히 바람직한 N 함유량은 20 ~ 50 ppm 이다.

여기서, 강중의 N 량은, 다음의 수단으로 제어할 수 있다.

(a) 최종 마무리 소둔중, 적어도 850 ~ 950 ℃ 의 온도영역에 있어서의 분위기중의 질소분압을 높인다. 이 경우에는, 분위기중의 질소분압을 소재성분에 따라 변화시킨다.

(b) 소둔분리제중에 질화촉진제를 함유시킨다. 여기서 질화제란, 최종 마무리 소둔중에 분해하여 강판을 질화시키는 작용이 있는 TiN, FeN 및 MnN 등이며, 이들 질화제를 소둔분리제중에 0.1 ~ 10 wt% 정도 함유시켜 두면 된다.

또한, 상기한 바와 같은 최종 마무리 소둔후에도, 산화물피막을 함유한 강판 전체에 있어서의 Al 함유량은 100 ppm 이하, B, V, Nb, Se, S, N 등의 함유량은 각각 50 ppm 이하, 바람직하게는 30 ppm 이하로 저감시키는 것이 바람직하다. 그를 위해서는, 이들 원소를 소재단계에서 충분히 저감시켜 두는 것이 중요하다. 또, 소둔분리제중에 이들 원소를 함유시키지 않는 것도 중요하다.

또, 최종 마무리 소둔의 최고 도달온도는 1120 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 도달온도가 1120 ℃ 를 초과하면 입경 0.03 ㎜ 이상 0.30 ㎜ 이하의 기 미세 결정립은 조대 2차 재결정립에 잠식되어 저감하므로 철손의 개선이 불충분해진다.

또한, 소둔 분위기에 대해서는, 강판의 과도한 산화를 방지하기 위하여, 비산화성 분위기로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 MgO 를 소둔분리제로서 사용할 경우, 포스테라이트를 주체로 한 산화막을 갖는 통상의 방향성 전자강판이 제조된다. 또한, 강판 표면에 절연 코팅을 실시하는 것은 유효하다. 이 목적을 위해서는, 2 종류 이상의 피막으로 이루어지는 다층막으로 하면 된다. 또, 용도에 따라, 수지 등을 혼합시킨 코팅을 실시해도 된다.

한편, MgO 를 소둔분리제로서 사용하지 않을 경우에는, 포스테라이트를 갖지 않는 고자속밀도의 방향성 전자강판이 제조된다. 또한, 전해연마나 화학연마 또는 고온소둔에 의한 서멀 에치 등에 의해 표면을 경면화한 후, TiN, Si₃N₄등의 장력피막을 증착하는 방법이나 크롬을 전기도금하는 방법, 알루미나졸을 도포하는 방법 등을 적용하여, 강판에 장력을 부여하여 철손을 대폭 저감시킬 수 있다. 여기서, 인히비터를 사용하는 전자강판의 경우에는, 표면을 경면화하기 위하여, 포스테라이트 피막을 제거하는 공정, 또는 특수한 소둔분리제를 사용하여 포스테라이트를 형성시키지 않는 기술이 필요해진다. 그러나, 본 발명에서는, 포스테라이트를 갖지 않는 제품은 용이하게 얻을 수 있기 때문에, 저비용으로 상기의 철손저감 기술을 적용할 수 있다. 또한, 철손을 더욱 개선하기 위해서는, 강판 표면에 장력피막을 생성시키는 것이 유효하다. 이 목적을 위해서는 2 종류 이상의 피막으로 이루어지는 다층막 구조로 해도 된다. 또 용도에 따라, 수지 등을 혼합시킨 코팅을 실시해도 된다.

또한, 양호한 철손을 얻기 위해, 자구 세분화 기술을 사용할 수 있다. 여기서 자구 세분화 방법으로서는, 일본 특허공보 소 57-2252 호에 기재된 펄스 레이저를 제조판에 조사하는 방법, 일본 공개특허공보 소 62-96617 호에 기재된 제품판에 플라즈마염을 조사하는 방법, 일본 특허공보 평 3-69968 호에 개시된 탈탄소둔 전에 에칭에 의해 홈을 부여하는 방법 등이 유효하다.

또, 조대한 2차 재결정립의 내부에는 미세 결정립을 잔존시키는 것이 바람직하다.

이하에, 인히비터를 이용하지 않은 방향성 전자강판의 제조방법에 의한 제품의 철손 개선에 유리한 2차 재결정 조직을 조사한 실험에 대하여 나타낸다.

C : 0.070 wt%, Si : 3.22 wt%, Mn 0.070 wt% 를 함유하고, 특히 Al, N, O 에 대해서는 각각 Al : 30 ppm, N : 10 ppm, O : 15 ppm 으로 억제함과 동시에, 다른 불순물에 대해서도 각각 30 ppm 이하로 억제한 조성이 되는 강슬라브를, 연속 주조로 제조한 후, 1100 ℃ 로 가열 후, 열간압연에 의해 2.6 ㎜ 두께로 마무리하였다. 이어서, 질소분위기 중에서 1000 ℃, 1 분간의 열연판소둔 후, 급냉시킨 후, 냉간압연을 실시하여 0.35 ㎜ 의 최종판두께로 하였다. 이어서, 수소 : 75 %, 질소 : 25 % 로, 노점 : 65 ℃ 의 분위기 중에서 840 ℃, 120 초의 탈탄소둔을 실시하고 강중 C 량을 0.0020 wt% 까지 저감시켰다. 그 후, MgO 를 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포한 후, 최종 마무리 소둔을 실시하였다. 최종 마무리 소둔은 질소분위기 중에서 실시하고, 승온속도 및 도달온도를 변경하였다. 도 6 에, 제품판의 철손과 최종 마무리 소둔에 있어서의 최고 도달온도와의 관계에 대하여 조사한 결과를 나타낸다.

도 6 에서 알 수 있는 바와 같이, 최고 도달온도가 1100 ℃ 이하인 경우에는 양호한 철손이 얻어지고 있었다.

또한, 발명자들은 2차 재결정립중에 존재하는 초미세 결정립의 존재빈도와 자기특성의 관계에 대하여 조사하였다. 상기 실험에서, 제품판의 철손과 2차 재결정립중에 존재하는 입경이 0.03 ㎜ 이상, 0.30 ㎜ 이하의 초미세 결정립의 존재빈도와의 관계를 도 7 에 나타낸다. 조대한 2차 재결정립중에 존재하는 입경이 0.03 ㎜ 이상, 0.30 ㎜ 이하인 초미세 결정립의 개수가 3 개/mm²에서 200 개/mm², 특히 5 개/mm²에서 100 개/mm²의 범위에서 양호한 철손이 얻어지는 것을 알았다.

또, 이와 같은 미세립의 배치는 최종 마무리 소둔에서의 도달온도가 1120 ℃ 이하인 경우에 실현되는 것도 알았다. 그 이유는, 최종 마무리 소둔온도가 1120 ℃ 를 초과하면, 입경이 0.03 ㎜ 이상, 0.30 ㎜ 이하인 초미세 결정립은 조대 2차 재결정립에 의해 잠식되기 때문이라고 생각된다.

조대한 2차 재결정립의 내부에 미세 결정립을 잔존시킴으로써 저철손이 얻어지는 이유에 대해서는, 반드시 명확하게 해명된 것은 아니지만, 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다. 즉, 조대한 2차 재결정립의 내부에 미세 결정립을 잔존시키면, 조대 2차 재결정립과 미세 결정립과의 입계에 자극이 생성되어, 그 효과에 의해 자구가 세분화되어, 철손을 저감시킬 수 있다. 특히 본 발명에서 주목하는, 입경이 0.03 ∼ 0.30 ㎜ 범위인 초미세 결정립은, 입경이 0.30 ㎜ 를 초과하는 입자의 경우에 비해, 자속의 흐름을 분단시키지 않고 자극을 생성시킬 수 있다. 따라서, 자속밀도를 저하시키지 않고, 철손을 개선할 수 있다.

제품판의 결정입경은, 원에 상당하는 직경으로 입경 : 1 ㎜ 이하인 결정립을 제외하고 계산한 평균 결정입경이 원에 상당하는 직경으로 3 ㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

이는, 결정입경이 3 ㎜ 에 미치지 않으면 자속밀도가 저하되기 때문이다. 입경의 상한은, 철손특성에 영향을 주지 않으므로 특별히 정할 수 없다.

여기서, 원에 상당하는 직경 (D) 이란, 단위면적 (S) 당의 결정립의 개수를 n 으로 하여, 다음의 식, 즉 D = 2 (S/nπ)^1/2으로 부여된다.

그리고, 이 결정입경의 규정에 있어서, 입경이 1 ㎜ 이하인 결정립을 제외한 이유는, 이러한 미세립의 개수는 통상의 1 ㎜ 이상의 2차 재결정립보다도 많기 때문에, 이와 같은 미세립까지 함유시키면 평균입경의 값이 크게 변동하기 때문이다.

또, 판두께방향 단면에 있어서, 입경이 0.03 ㎜ 이상, 0.30 ㎜ 이하인 초미세 결정립을 3 개/mm²이상 200 개/mm²이하 존재시키는 것이 바람직하다.

여기서 미세립의 입경이 0.03 ㎜ 미만에서는 자극의 생성효과가 결여되기 때문에 철손이 향상되지 않는다. 한편 입경이 0.30 ㎜ 를 초과하면 자속밀도가 저하된다. 따라서, 미세립의 입경은 0.03 ㎜ 이상, 0.30 ㎜ 이하로 제한하였다. 또한, 상기 도 7 에도 나타낸 바와 같이, 이러한 미세립의 존재빈도가 3 개/mm²미만에서는 자극의 생성량이 적기 때문에 철손의 개선이 충분하지 않다. 한편 200 개/mm²를 초과하면 자속밀도가 저하된다. 따라서, 존재빈도는 3 개/mm²이상, 200 개/mm²이하의 범위로 제한하였다. 특히 바람직한 존재빈도는 5 개/mm²이상, 100 개/mm²이하이다.

또한, 높은 자속밀도를 얻기 위해서는, 최종 마무리 소둔에서, 적어도 850 ℃ 이상 2차 재결정 완료까지의 온도영역에서, 강판에 1.0 ℃/㎝ 이상, 10 ℃/㎝ 이하인 온도구배를 부여하여 승온시키는 것이 바람직하다.

이하에, 인히비터를 이용하지 않은 방향성 전자강판의 제조방법에 의한 제품의 철손 개선에 유리한 마무리 소둔조건을 조사한 실험에 대하여 나타낸다.

C : 0.070 wt%, Si : 3.22 wt%, Mn : 0.070 wt% 및 Al : 0.0030 wt% 를 함유하는 강 성분을 기본으로 하고, 이 기본성분에 대하여 Se : 5 ppm, S : 6 ppm, N : 5 ppm 및 O : 15 ppm 을 함유한 슬라브를 연속주조로 제조하였다. 이어서, 1100 ℃ 로 가열한 후, 열간압연에 의해 2.6 ㎜ 의 강판두께로 마무리하였다. 열연강판은, 1000 ℃ 에서 질소분위기 중에서 1 분간 균숙시킨 후 급냉시켰다. 그 후, 냉간압연을 실시하여, 0.34 ㎜ 의 최종판두께로 하였다. 또한, 수소 75 %, 질소 25 % 및 노점 65 ℃ 의 분위기에서 840 ℃ 로 균열 120 초의 탈탄소둔을 실시하여, C 를 0.0020 중량 % 로 저감시켰다. 그 후, MgO 를 소둔분리제로서 도포하여, 최종 마무리 소둔을 수소분위기중에서 실시하여, 최종 마무리 소둔이 자속밀도에 끼치는 영향을 조사하였다.

먼저, 최종 마무리 소둔에서, 온도구배를 부여하지 않고 20 ℃/h 로 승온시키는 실험을 실시하였다. 그 때, 2차 재결정은 900 ℃ 에서 개시하고, 1030 ℃ 에서 완료하였다. 이 실험에서 얻어진 제품의 자속밀도는 B₈= 1.883 T 이었다.

이어서, 20 ℃/h 의 속도로 1050 ℃ 까지 여러 가지의 온도구배를 부여하는 최종 마무리 소둔을 실시하였다. 이 소둔은, 다음의 두가지 방법으로 실시하였다. 하나는, 시료의 일단부를 2차 재결정 개시 온도영역인 900 ℃ 까지 승온시켜, 시료에 온도구배를 부여하고, 그 온도구배를 유지한 채 20 ℃/h 의 속도로 승온을 개시하는 방법이다. 또 하나는, 시료의 일단부를 2차 재결정을 개시하는 온도 이하인 850 ℃ 까지 승온시킴으로써 시료에 온도구배를 부여하고, 그 온도구배를 유지한 채 20 ℃/h 의 속도로 승온시키는 방법이다.

도 8 에, 자속밀도에 미치는 온도구배의 영향을 나타내었다. 도 8 로부터, 온도구배와 온도구배를 부여하는 온도영역에 의해 자속밀도는 크게 변화되는 것을 알 수 있다. 즉, 2차 재결정온도 이하인 850 ℃ 로부터 온도구배를 부여한 방법에 있어서 온도구배가 1.5 ∼ 10 ℃/㎝ 인 범위에서 높은 자속밀도가 얻어지고 있지만, 2차 재결정을 개시하는 온도인 900 ℃ 로부터 온도구배를 부여하는 방법에서는, 온도구배를 부여하지 않는 균열소둔의 경우와 동등한 자속밀도밖에 얻을 수 없었다.

온도구배의 부여를 개시하는 온도가 850 ℃ 를 초과하는 경우, 또는 온도구배의 부여를 2차 재결정 완료전에 중지한 경우는, 자속밀도가 저하된다. 따라서, 온도구배는 적어도 850 ℃ 이상에서 2차 재결정 완료까지의 온도영역에서 부여한다. 한편, 온도구배의 부여를 개시하는 하한의 온도는, 자속밀도에 특별히 영향을 미치지 않기 때문에, 상온에서 온도구배를 부여해도 된다. 단, 적어도 850 ℃ 이상, 그리고 2차 재결정 완료까지의 온도영역에서는, 온도구배를 계속 부여할 필요가 있다. 또, 온도구배를 부여한 온도영역에서의 승온속도가 50 ℃ 를 초과하면, 방위가 나쁜 2차 재결정립이 발생하여 자속밀도가 저하된다. 따라서, 승온속도는 50 ℃/h 이하로 한다. 또한, 강판에 부여하는 온도구배의 방향은 임의로 해도 된다. 온도구배도 1.0 ℃/㎝ 이상 10 ℃/㎝ 이하의 범위내이면 되며, 일정해야 할 필요는 없다. 또, 온도구배를 부여하기 위한 방법으로서는, 노온(爐溫)의 구배를 부여한 소둔로 내에서 코일을 이동시키는 방법, 코일을 고정시킨 채로, 노온을 존(zone) 마다 제어하여 승온시키는 방법 등이 장려된다.

그리고, 일본 특허공보 소 58-50925 호에는, 1차 재결정 영역과 2차 재결정 영역과의 경계에서 온도구배를 부여하면서 2차 재결정을 진행시키는 기술이 개시되어 있다. 이 기술에서는, 1차 재결정영역과 2차 재결정영역의 경계영역에 온도구배를 부여하여, 고온에서 핵발생시킨 2차 재결정립을, 온도구배에 의해 저온측으로 성장시키는 기술이다. 이 기술에서는, 2차 재결정 개시전의 1차 재결정조직의 상태에 있어서도 온도구배를 부여하고, 2차 재결정 완료까지 온도구배를 부여하면서 승온시키는 것이다. 그러나, 인히비터를 사용하지 않는 성분계에 이 방법을 적용한 경우에는, 2차 재결정립을 조대하게 성장시키는 것은 용이하지만, 반드시 자속밀도가 향상되는 것은 아니다. 이에 대하여, 본 발명의 2차 재결정 개시전의 1차 재결정 조직상태에 있어서도 온도구배를 부여하고, 그 온도구배를 유지한 채 승온시키는 방법을 인히비터를 사용하지 않는 성분계에 적용한 경우에는, 자속밀도가 향상되었다. 인히비터를 함유하지 않는 경우, 2차 재결정 개시온도 이하에서의 입자성장이 진행하기 쉬워, 2차 재결정립이 핵생성할 때까지의 단계에서 큰 조직변화가 생긴다. 이 때 온도구배가 있으면, 입자 성장에 의한 조직의 변화가 바람직하게 실시되어, 자속밀도가 향상된다고 생각된다. 그리고, 2차 재결정이 완료하는 온도는 공정조건에 의해 약간의 변화는 있지만, 900 ∼ 1050 ℃ 의 범위가 장려된다.

[실시예]

실시예 1

표 1 에 나타낸 성분조성이 되는 강슬라브를 연속주조로 제조한 후, 각 슬라브를 1050 ℃ 에서 20 분 가열한 후, 열간압연에 의해 2.5 ㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 이어서, 1000 ℃, 60 초의 조건으로 열연판 소둔을 실시한 후, 냉간압연에 의해 0.34 ㎜ 의 최종판두께로 마무리하였다. 이어서, 수소 : 75 %, 질소 : 25 % 로, 노점 : 60 ℃ 의 분위기 중에서 830 ℃, 120 초의 탈탄소둔을 실시하여, 강중의 C 를 0.0020 wt% 까지 저감시켰다. 그 후, MgO 를 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포한 후, 최종 마무리 소둔을 실시하였다. 또한, 비교를 위해, 일부 소둔분리제로서 붕사를 사용하였다. 최종 마무리 소둔은, 표 2 에 나타낸 분위기 중에서 15 ℃/h 의 속도로 1050 ℃ 까지 가열하였다.

상기 제조과정에 있어서, 최종 마무리 소둔전의 강판을 피막이 딸린 채로 분석하여, Al, B, V, Nb, Se, S 량을 조사하였다. 또, 최종 마무리 소둔후의 강판의 자속밀도 (B₈)와 철손 (W_17/50) 을 측정하였다. 또, 최종 마무리 소둔중, 850, 900, 950 ℃ 의 각 온도에 있어서, 코일 외권부에서 시료를 꺼내어, 강중의 질소량을 분석하였다.

또, 최종 마무리 소둔후의 강판을 산화피막이 딸린 채로 분석하여, Al, B, V, Nb, Se, S 량을 조사하였다. 얻은 결과를 정리하여 표 2 에 나타낸다.

표 2 에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 따른 강 No. 1 ∼ 11 과 같이, 인히비터 성분을 함유하지 않고, 강중의 O 량을 30 ppm 이하로 억제한 강슬라브를 사용하여, 최종 마무리 소둔전의 산화피막이 딸린 강판에 있어서의 Al 함유량을 100 ppm 이하, B, V, Nb, Se, P, N 량을 50 ppm 이하로 저감시킴과 동시에, 최종 마무리 소둔중, 850 ∼ 950 ℃ 의 온도범위에 있어서의 질소량을 6 ∼ 80 ppm 의 범위로 제어한 경우에는, 모두 양호한 자기특성의 제품을 얻을 수 있었다.

실시예 2

C : 7 ppm, Si : 3.4 wt%, Mn : 0.15 wt%, N : 29 ppm, O : 10 ppm, Al : 19 ppm, B : 3 ppm, V : 10 ppm, Nb : 20 ppm, Se : 10 ppm, S : 10 ppm 을 함유하고, 잔부는 실질적으로 Fe 의 조성이 되는 판두께 : 4.5 ㎜ 의 박주편을, 직접 주조로 제조하였다. 그 후, 냉간압연으로 0.90 ㎜ 의 최종판두께로 마무리하였다.

최종 마무리 소둔전의 냉연판에 있어서의 Al, B, V, Nb, Se, S, N 량을 분석하였더니, 각 원소 모두 50 ppm 이하로 저감되어 있었다.

이어서, MgO 를 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포한 후, 최종 마무리 소둔을 실시하였다. 최종 마무리 소둔은, 표 3 에 나타낸 분위기 중에서 15 ℃/h 의 속도로 950 ℃ 까지 가열하였다. 이렇게 하여 얻어진 방향성 전자강판의 자속밀도 (B₈) 와 최대투자율 (μ_max) 을 측정하였다. 또, 최종 마무리 소둔중, 850, 900, 950 ℃ 의 온도에 있어서, 코일 외권부에서 시료를 꺼내어, 강중의 질소량을 분석하였다. 결과를 표 3 에 나타낸다.

표 3 에 나타낸 바와 같이, No. 1 ∼ 4 와 같이, C 를 저감시키고, 또한 인히비터 성분을 함유하지 않는 고순도 성분계의 박주편을 소재로 사용한 경우에는, 탈탄소둔을 생략해도, 최종 마무리 소둔전의 산화피막이 딸린 강판에 있어서의 Al, B, V, Nb, Se, S, N 량을 각각 50 ppm 이하로 저감시킴과 동시에, 최종 마무리 소둔중, 850 ∼ 950 ℃ 의 온도범위에서의 질소량을 6 ∼ 80 ppm 의 범위로 제어함으로써, 고투자율의 제품을 얻을 수 있었다.

실시예 3

표 4 에 나타낸 성분조성으로 되는 강슬라브를 연속주조로 제조한 후, 각 슬라브를 1250 ℃ 에서 20 분 가열한 후, 열간압연에 의해 2.8 ㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 이어서, 1000 ℃, 60 초간의 열연판소둔을 실시한 후, 냉간압연에 의해 0.29 ㎜ 의 최종판두께로 마무리하였다. 이어서, 수소 75 %, 질소 : 25 % 로, 노점 : 40 ℃ 의 분위기 중에서 850 ℃, 120 초의 탈탄소둔을 실시하여 강 중의 C를 0.0020 wt% 까지 저감시킨 후, 표 5 에 나타낸 성분을 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포한 후, 최종 마무리 소둔을 실시하였다. 그리고, 최종 마무리 소둔은, 질소 : 50 %, 수소 : 50 % 의 혼합분위기 중에서, 20 ℃/h 의 속도로 1100 ℃ 까지 승온시키고, 이 온도에서 수소분위기 중에 5 시간 유지하는 방법으로 실시하였다.

이렇게 하여 얻어진 각 제품판에 대해 자속밀도 (B₈) 및 철손 (W_17/50) 을 측정하였다. 또한, 최종 마무리 소둔후의 강판을 피막이 딸린 채 성분분석하고, Al, B, Se, S 량에 대하여 조사하였다. 얻어진 결과를 표 5 에 병기한다.

표 5 에서 알 수 있는 바와 같이, 이 발명에 따라, 최종 마무리 소둔후의 피막이 딸린 전자강판중에 있어서의 Al, B, Se, S 량을 각각 20 ppm 이하로 저감시킨 경우에는, 양호한 철손의 제품이 얻어지고 있다.

실시예 4

표 6 에 나타낸 성분조성으로 되는 강슬라브를 연속주조로 제조한 후, 각 슬라브를 1100 ℃ 에서 20 분 가열한 후, 열간압연에 의해 2.4 ㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 이어서, 냉간압연에 의해 1.8 ㎜ 의 중간두께로 한 후, 1100 ℃, 30 초의 중간소둔을 실시한 후, 200 ℃ 의 온간압연에 의해 0.22 ㎜ 의 최종판두께로 마무리하였다. 이어서, 수소 : 75 %, 질소 : 25 % 로, 노점 : 60 ℃ 의 분위기 중에서 880 ℃, 100 초의 탈탄소둔을 실시하여 강중의 C 를 0.0020 wt% 까지 저감시킨 후, MgO 를 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포한 후, 최종 마무리 소둔을 실시하였다. 여기서, 최종 마무리 소둔은, 질소 : 50 %, 수소 : 50 % 의 혼합분위기 중에서, 1100 ℃ 까지 20 ℃/h 의 속도로 승온시키는 방법으로 실시하였다. 최종 마무리 소둔후, 콜로이달 실리카를 50 % 함유하는 인산마그네슘을 도포하고, 800 ℃ 에서 2 분간의 평탄화 소둔을 거듭하여 베이킹하였다. 이어서, 베이킹 후, 압연방향과 직각방향으로 15 ㎜ 간격으로 펄스 레이저를 조사하는 자구세분화처리를 실시하였다.

이렇게 하여 얻어진 각 제품판의 자속밀도 (B₈) 및 철손 (W_17/50) 을 측정하였다. 또한, 최종 마무리 소둔후의 강판을 피막이 딸린 채 성분분석하고, Al, B, Se, S 량에 대하여 조사하였다. 얻어진 결과를 표 6 에 병기한다.

표 6 에 나타낸 바와 같이, 최종 마무리 소둔후에 피막이 딸린 전자강판중에 있어서의 Al, B, Se, S 량이 각각 20 ppm 이하까지 저감된 경우에는, 양호한 철손의 제품이 얻어졌다.

실시예 5

C : 0.005 wt%, Si : 3.45 wt%, Mn : 0.15 wt%, Ni : 0.30 wt%, Al : 50 ppm, N : 15 ppm 및 O : 10 ppm 을 함유하고, 잔부는 실질적으로 Fe 의 조성으로 되는 강슬라브를, 연속주조로 제조한 후, 1050 ℃에서 20 분간 가열한 후, 열간압연에 의해 2.5 ㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 이어서, 1000 ℃, 60 초 동안의 열연판소둔 후, 냉간압연에 의해 0.34 ㎜ 의 최종판두께로 마무리하였다. 이어서, 수소 : 75 %, 질소 : 25 % 로, 노점 : 40 ℃ 의 분위기 중에서 900 ℃, 10 초 동안의 탈탄소둔을 실시하여 강중의 C 를 0.0020 wt% 까지 저감시킨 후, MgO 를 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포한 후, 최종 마무리 소둔을 실시하였다. 그리고, 최종 마무리 소둔은 표 7 에 나타낸 조건으로 실시하였다.

이와 같은 방법으로 얻어진 각 제품판의 자속밀도 (B₈) 및 철손 (W_17/50) 을 측정하였다. 또한, 입경 : 1 ㎜ 이하의 결정립을 제외하고 계산한 2차 재결정립의 평균 결정입경, 및 판두께방향 단면에 존재하는 입경이 0.03 ㎜ 이상, 0.30 ㎜ 이하의 초미세 결정립의 존재빈도에 대해서도 조사하였다. 얻어진 결과를 표 7 에 병기한다.

표 7 에서 알 수 있는 바와 같이, 2차 재결정립의 평균 결정입경이 원에 상당하는 직경으로 3 ㎜ 이상에서, 게다가 판두께방향 단면에 있어서의 입경이 0.03 ㎜ 이상, 0.30 ㎜ 이하의 초미세 결정립의 존재빈도가 5 개/mm²이상 100 개/mm²이하의 범위에서 양호한 철손특성이 얻어졌다.

실시예 6

C : 40 ppm, Si : 3.23 중량 %, Mn : 0.20 중량 %, Al : 0.0030 중량 %, Se : 5 ppm, S : 6 ppm, N : 13 ppm 및 O : 12 ppm 을 함유하고, 잔부는 실질적으로 Fe 로 이루어지는 슬라브를 연속주조로 제조하였다. 이 슬라브를 1050 ℃ 에서 20 분간 가열한 후, 열간압연에 의해 2.5 ㎜ 두께로 마무리하였다. 그 후, 열연판소둔을 1000 ℃ 에서 60 초의 조건으로 실시한 후, 냉간압연에 의해 0.34 ㎜ 의 최종판두께로 마무리하였다. 이어서, 수소 75 %, 질소 25 %, 및 노점 60 ℃ 의 분위기에서 830 ℃ 로 균열 20 초의 탈탄소둔을 실시하여, C 를 10 ppm 으로 저감시킨 후, MgO 를 소둔분리제로서 도포한 후, 최종 마무리 소둔을 실시하였다. 최종 마무리 소둔은 표 8 에 나타낸 조건의 온도구배를 코일의 상하방향으로 부여하여 1050 ℃ 까지 승온시키는 방법으로 실시하였다. 이와 같은 방법으로 얻어진 강판에 대해 자속밀도 (B₈) 와 철손 (W_17/50) 을 측정하였다. 그 결과를 표 8 에 병기한다.

표 8 에서, Se, S, N 및 O 의 양을 각 30 ppm 이하로 저감시킨, 인히비터를 사용하지 않는 성분계의 슬라브를 사용하여, 최종 마무리 소둔중의 850 ℃ ∼ 1050 ℃ 의 온도범위에서 1.0 ∼ 10 ℃/㎝ 의 온도구배를 부여함으로써, 고자속밀도의 제품이 얻어짐을 알 수 있다.

실시예 7

표 9 에 나타낸 성분으로 이루어지는 슬라브를, 재가열하지 않고 직접열간압연하여 4.0 ㎜ 두께로 마무리한 후, 열연판소둔을 표 9 에 나타낸 조건으로 실시한 후, 냉간압연으로 1.8 ㎜ 두께로 마무리하고, 950 ℃에서 균열 60 초의 중간소둔을 실시하였다. 그 후, 냉간압연으로 0.22 ㎜ 의 최종판두께로 마무리한 후, 수소 75 %, 질소 25 %, 및 노점 : 60 ℃ 의 분위기에서 830 ℃ 로 균열 120 초의 탈탄소둔을 실시하여, C 를 0.0020 중량 % 로 저감시켰다. 그리고, 강판 표면에 MgO 를 주성분으로 하는 소둔분리제를 사용하여 도포한 후, 최종 마무리 소둔을 실시하였다. 최종 마무리 소둔은, 800 ℃ 이상의 온도영역에서 코일의 상하방향으로 2.5 ℃/㎝ 의 온도구배를 부여하여 15 ℃/h 의 속도로, 질소 25 %, 수소 75 % 의 혼합분위기 중에서 1000 ℃ 까지 가열하고 종료하였다. 이와 같은 방법으로 얻어진 강판에 대해, 자속밀도 (B₈) 와 철손 (W_17/50) 을 측정하였다. 그 결과를 표 9 에 병기한다.

표 9 에서, 중간소둔을 실시한 경우에도, Se, S, N 및 O 의 양을 30 ppm 이하로 저감시키고 인히비터를 사용하지 않는 고순도 성분계의 슬라브를 사용하여, 최종 마무리 소둔을 800 ℃ ∼ 1000 ℃ 의 온도범위에서 온도구배를 부여함으로써, 고자속밀도의 제품이 얻어짐을 알 수 있다.

이렇게 하여, 본 발명에 따르면, 인히비터 성분을 함유하지 않은 고순도 성분계의 강슬라브를 사용하여, 최종 마무리 소둔 전의 산화피막이 딸린 강판에 있어서의 Al 함유량을 100 ppm 이하, B, V, Nb, Se, S, N 량을 각각 50 ppm 이하로 저감시킴과 동시에, 최종 마무리 소둔중, 850 ∼ 950 ℃ 의 온도범위에 있어서의 질소량을 6 ∼ 80 ppm 의 범위로 제어함으로써, 양호한 자기특성의 제품을 얻을 수 있다. 또한, 더욱 양호한 철손특성을 얻기 위하여, 결정립 조직을, 원에 상당하는 직경으로 입경 : 1 ㎜ 이하의 결정립을 제외하고 계산한 평균 결정입경이 원에 상당하는 직경으로 3 ㎜ 이상이며, 또한 판두께방향의 단면에 있어서의 입경이 0.03 ㎜ 이상, 0.30 ㎜ 이하인 초미세 결정립의 존재빈도가 3 개/mm²이상, 200 개/mm²이하인 것, 또는 마무리 소둔에 있어서, 강판에 온도구배를 실시하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 따르면, 슬라브의 고온가열, 불순물제거를 위한 고온 순화소둔이 불필요해지기 때문에, 경제적 효과도 매우 크다. 그리고, 본 발명에서는 포스테라이트 피막을 필요로 하지 않는 용도의 경우에는 C 를 함유하지 않은 소재를 사용하여, 탈탄소둔을 생략할 수도 있다.

Claims

C : 0.12 wt% 이하, Si : 1.0 ∼ 8.0 wt%, Mn : 0.005 ∼ 3.0 wt% 를 함유하는 강슬라브를 열간압연하고, 이어서 필요에 따라 열연판소둔을 실시한 후, 1 회 또는 중간소둔을 사이에 둔 2 회 이상의 냉간압연을 실시하여 최종판두께로 마무리하고, 이어서 필요에 따라 탈탄소둔을 실시하고, 또 필요에 따라 소둔분리제를 도포한 후, 최종 마무리 소둔을 실시하는 일련의 공정으로 이루어지는 방향성 전자강판의 제조방법에 있어서,

(1) 강슬라브 중의 O 함유량을 30 ppm 이하로 억제하는 것,

(2) 최종 마무리 소둔 전의 산화물 피막을 포함하는 강판 전체에 있어서, 불순물 중 적어도 Al 의 함유량을 100 ppm 이하, B, V, Nb, Se, S 및 N 의 함유량을 각각 50 ppm 이하로 억제하는 것,

(3) 최종 마무리 소둔 중, 적어도 850 ∼ 950 ℃ 의 온도영역에 있어서의 강 중의 N 량을 6 ∼ 80 ppm 의 범위로 제어하는 것

을 특징으로 하는 방향성 전자강판의 제조방법.
제 1 항에 있어서, 최종 마무리 소둔 중에 있어서, 강 중의 N 량을 제어하는 수단이,

(a) 최종 마무리 소둔 중, 적어도 850 ∼ 950 ℃ 의 온도영역까지에 있어서의 분위기 중의 질소분압을 높이는 것,

(b) 소둔분리제 중에 질화촉진제를 함유시키는 것

의 어느 1 또는 2 이상의 처리인 것을 특징으로 하는 방향성 전자강판의 제조방법.
제 1 항에 있어서, 최종 마무리 소둔에 있어서의 최고도달온도를 1120 ℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자강판의 제조방법.
제 1 항에 있어서, 최종 마무리 소둔의 적어도 850 ℃ 이상 2차 재결정 완료까지의 온도영역에 있어서, 1.0 ℃/㎝ 이상 10 ℃/㎝ 이하의 온도구배를 강판에 부여하면서, 50 ℃/h 이하의 속도로 승온하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자강판의 제조방법.
제 1 항에 있어서, 강슬라브를 가열하지 않고, 직접 열간압연에 제공하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자강판의 제조방법.
제 1 항에 있어서, 용강으로부터 직접 주조법으로 얻어진 두께 : 100 ㎜ 이하의 박주편을 사용하여 열간압연하는 것, 또는 그대로 박주편을 열연판소재로서 이용하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자강판의 제조방법.
제 1 항에 있어서, 강슬라브가 또한

Ni : 0.005 ∼ 1.50 wt%,

Sn : 0.02 ∼ 0.50 wt%,

Sb : 0.01 ∼ 0.50 wt%,

Cu : 0.01 ∼ 0.50 wt%,

Mo : 0.01 ∼ 0.50 wt% 및

Cr : 0.01 ∼ 0.50 wt%

중으로부터 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 방향성 전자강판의 제조방법.
Si : 1.0 ∼ 8.0 wt% 를 포함하는 조성이 되며, 강판표면에 포스테라이트 (Mg₂SiO₄) 를 주체로 한 산화물 피막을 가지며, 또한 상기 산화물 피막을 포함하는 강판 전체에 있어서의 Al, B, Se 및 S 의 함유량이 각각 50 ppm 이하인 것을 특징으로 하는 철손이 낮은 방향성 전자강판.
제 8 항에 있어서, 결정립조직이, 원에 상당하는 직경으로 입경 : 1 ㎜ 이하의 미세결정립을 제외하고 계산한 평균 결정입경이 원에 상당하는 직경으로 3 ㎜ 이상이며, 또한 강판 판두께방향의 단면에 있어서 입경이 0.03 ㎜ 이상, 0.30 ㎜ 이하인 초미세결정립의 존재빈도가 3 개/mm²이상, 200 개/mm²이하인 것을 특징으로 하는 철손이 낮은 방향성 전자강판.
제 8 항에 있어서, 상기 산화물 피막을 포함하는 강판 전체에 있어서의 Al, B, Se 및 S 의 함유량이 각각 20 ppm 이하인 것을 특징으로 하는 철손이 낮은 방향성 전자강판.