KR100336661B1 - 매우철손이낮은방향성전자강판과그제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 변압기나 발전기의 철심에 사용되는 방향성 전자강판에 관한 것이다.
방향성 전자강판의 철손을 저감하기 위해서는 안정되게 결정방위의 집적도를 높이는 것이 필요하다. 종래기술에서는 결정립 미세화와 결정방위 고집적도화는 양립할 수 없었다. 본 발명에서는 이러한 종래에서는 모순하는 결정립의 조건을 양립시키는 방법을 발견하였다. 즉, 성분·열연조건·어닐링 조건을 적정화하고, 매우 미세하게 AlN 을 석출시켜 1 차 재결정립의 성장에 대해 매우 강한 억제력을 얻었다. 특히, Sb 함유를 조합하여 인히비터의 억제력을 강화하고, Ni 를 첨가하여, Sb 함유량에 따른 소정의 범위로 Ni 첨가량을 증가시키고, 또한 Sb 함유량에 따라 C 함유량을 저감시켜 집합조직 및 결정조직의 개선을 달성하였다.

Description

매우 철손이 낮은 방향성 전자강판과 그 제조방법{VERY LOW IRON LOSS GRAIN ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCING THE SAME}
본 발명은 변압기나 발전기의 철심에 사용되는 방향성 전자강판에 관한 것이다. 그 중에서도 특히 철손이 매우 낮은 방향성 전자강판의 제조방법에 관한 것이다.
Si 를 함유하며 또한 구성하는 결정립이 (110)〔001〕 방위나 (100)〔001〕 방위에 강하도록 배향한 방향성 전자강판은 뛰어난 연자기특성을 갖는다. 이러한 점으로 상용주파수역에서 사용되는 변압기나 발전기의 철심재료로 널리 사용된다. 철심재료로서의 용도로 전자강판에 요구되는 특성은 일반적으로 50 ㎐ 의주파수에서 1.7 T 로 자화시킨 경우의 철손인 W17/50(W/㎏) 으로 표시되는 철손이 낮은 것이 중요하다. 즉, 변압기나 발전기의 전력손실은 W17/50의 값이 낮은 재료를 사용함으로써 대폭 저감시킬 수 있다. 따라서, 철손이 낮은 방향성 전자강판의 개발이 해마다 강력하게 소망되고 있다.
일반적으로 방향성 전자강판의 철손을 저감하기 위해서는 ① Si 함유량을 증가시키는 방법, ② 강판 판두께를 저감하는 방법, ③ 결정립 직경을 저감하는 방법, ④ 결정립방위의 집적도를 높이는 방법이 있다.
① ∼ ③ 은 전기저항을 높이므로 철손 중에서 과전류손을 저하시킨다. ④ 는 자속밀도를 향상시키므로 철손 중에서 히스테리시스손을 저하시킨다.
단, ① 은 Si 를 과도하게 함유시키면 압연성이나 가공성을 악화시켜 바람직하지 않으므로 한계가 있다. 또한, ② 도 극단적인 제조 코스트의 증대를 초래시키므로 한계에 와 있다. ③ 은 결정립 직경을 지나치게 저감하면 결정립방위의 집적도가 저하하고, 히스테리시스손은 증가하므로 오히려 철손이 증가하여 바람직하지 않으며 한계가 있다.
④ 는 지금까지도 연구되고 있다.
예컨대, 일본 특허공보 소46-23820 호에는 강 중에 Al 을 첨가하여 열간압연후 1000 ∼ 1200 ℃ 의 고온의 열연판 어닐링과 그에 따른 급랭처리에 의해 미세한 AlN 을 석출시켜 80 ∼ 95 % 의 높은 압하율의 냉간압연을 실시하는 기술이 개시되어 있다. 이 방법에 의해 B10(1000A/m 의 자장 중에서의 자속밀도) 으로 하여1.95 T 의 매우 높은 자속밀도를 얻는다. 이 방법에 따르면 미세하게 분산석출한 AlN 은 1 차 재결정립의 성장을 억제하는 인히비터로서 강한 작용을 갖게 된다. 강한 인히비터 작용으로 결정방위가 뛰어난 핵만 2 차 재결정하여 방위가 뛰어난 결정립조직을 갖는 제품이 되는 것이다. 그러나, 이 방법으로는 결정립이 통상 조대화하여 과전류손이 증대하므로 저철손 특성을 얻기는 어렵다. 또한, 열연판 어닐링에 있어서 완전하게 AlN 을 고용하는 것은 어렵기 때문에 고자속밀도의 제품을 안정되게 얻기는 어렵다.
또한, 일본 공개특허공보 평2-115319 호에는 강 중에 편석형 인히비터로서 Sb 를 더 함유시켜 특수한 최종 마무리 어닐링 방법을 실시하는 방법이 개시되어 있다. 이 방법으로 높은 자속밀도의 제품을 얻을 수 있었으나, 결정방위집적도는 충분하지 못했다. 더욱 집적도가 높은 제품을 얻기 위해 Sb 함유량을 증가시킨 경우에는 2 차 재결정이 불충분해 지고 철손은 대폭 악화되었다.
또한, 일본 특허공보 소58-43445 호에는 0.0006 ∼ 0.0080 % 의 B 와 0.0100 % 이하의 N 을 함유하는 강을 사용하여 탈탄 어닐링을 연구하는 방법이 개시되어 있다. 이 방법으로 B8(800A/m 의 자장 중에서의 자속밀도) 로 1.89 T 의 자속밀도가 얻어진다. 이 방법은 비교적 안정된 자기특성의 제품을 얻을 수 있으므로 실용적으로는 바람직하다. 그러나, 자속밀도는 낮고, 철손도 별로 양호하지 못하므로 공업화하는 데에는 이르지 못하였다.
또한, 일본 특허공보 소54-32412 호에는 인히비터로서 S 또는 Se 의 그룹과As, Bi, Pb, P, Sn, Cu, Ni 의 그룹을 복합하여 사용하는 기술이 개시되어 있다. 이 방법으로 비교적 안정된 고자속밀도를 얻을 수 있었으나, 철손은 양호하지 못하였다.
이들 기술과는 별개로 일본 공개특허공보 평2-30718 호에는 냉간압연후에 강판표면에 홈을 형성함으로써 제품판표면에 홈을 형성시켜 과류손을 저감하여 철손을 저감하는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 이 방법에 따르면 자속밀도는 저하하고, 히스테리시스손은 증가하므로 대폭적인 철손저감효과는 얻을 수 없다.
또한, 일본 공개특허공보 평5-345921 호에는 AlN, MnS 와 인히비터로 하여 Cu 와 Sn 을 함유하는 방향성 전자강판에 있어서, Si 함유량과 C 함유량의 비에 따라 소정량의 Ni 를 함유시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 제품의 결정방위집적도는 충분하지 않으며, 철손은 양호하지 않았다.
이상 기술한 바와 같이, 방향성 전자강판의 철손을 저감하기 위해서는 안정되게 결정방위의 집적도를 높일 필요가 있다. 결정방위의 고집적도화에 따라 우수한 철손값을 안정되게 얻을 수 있다.
결정방위를 고집적도화하는 기술을 제안하는 것을 본 발명의 과제로 한다.
종래기술에서는 결정방위의 집적도를 높였을 때에 필연적으로 결정립 직경이 증가한다. 그 결과, 과전류손은 증가하고, 철손치가 악화되는 경우도 있으므로 제조조건으로서는 불안정하다.
반대로, 결정립의 미세화를 도모하는 경우에 필연적으로 결정방위의 집적도가 저하한다. 그 결과, 자속밀도가 저하하고, 히스테리시스손은 증가하여 철손치를 악화시키는 경우도 있으므로 역시 제조조건으로서는 불안정하다.
즉, 종래기술에서는 결정립 미세화와 결정방위 고집접도화는 양립될 수 없었다. 따라서, 매우 높은 자속밀도이며 저철손인 재료를 안정되게 제조할 수 없었다.
본 발명은 그와 같은 종래의 모순되는 결정립의 조건을 양립시킴으로써 발본적으로 해결하는 것을 과제로 하는 것이다. 즉, 본 발명자들은 AlN 을 인히비터로 하는 방향성 전자강판의 제조법에 있어서, B8의 값으로 매우 높은 값을 얻고, 또한 본질적으로 내재하는 제품의 결정립 직경의 조대화라는 불안정성을 해소하는 기술을 제안하는 것을 목적으로 한다.
도 1 은 제품 2 차 재결정립의 결정방위의 (110)〔001〕방위로부터의 면내편차각의 평균에 미치는 Sb 함유량 및 Ni 함유량의 영향을 나타낸 도면이다.
도 2 는 제품 2 차 재결정립의 결정방위의 (110)〔001〕방위로부터의 면내편차각의 평균에 미치는 Sb 함유량 및 C 함유량의 영향을 나타낸 도면이다.
상술한 목적을 달성하기 위하여 발명자들은 인히비터인 AlN 의 석출방법에 착안하여 종래와는 전혀 다른 방법을 개발하였다. 본 발명에 의하면 매우 미세하게 AlN 을 석출시킬 수 있다. 그 결과, 1 차 재결정립의 성장에 대해 강한 억제력 효과를 얻을 수 있다. 나아가 Sb 함유를 조합함으로써 인히비터가 종래에 없던 강한 억제력을 발휘할 수 있다는 것을 발견하였다. 그리고, 저철손을 안정되게 얻기 위하여 집합조직 및 결정조직 개선의 방책으로서 Ni 를 첨가하여 Sb 함유량에 따른 소정의 범위로 Ni 첨가량을 증가시키고, 또한 Sb 함유량에 따라 C 함유량을 저감시키는 것이 유효하다는 것을 신규로 발견하였다. 본 발명자들은이상의 효과를 유효하게 활용하여 본 발명을 완성시켰다.
상기 지견에 의거한 본 발명의 요지구성은 다음과 같다.
즉, 본 발명은 제품의 2 차 재결정립은 결정방위의 (110)〔001〕 방위로부터의 면내편차각의 평균이 4 도 이내이고, 입경 10 ㎜ 이상의 결정립이 면적비율로 75 % 이상이고, 평균입경이 25 ㎜ 이하이고, 제품의 강판 중에 Si 를 1.5 ∼ 7.0 wt% 함유하고, 인히비터 보조원소로서 Mn, Cu, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te 및 Mo 중 1 종 또는 2 종 이상의 합계로 0.005 ∼ 2.5 wt%, P 를 0.005 ∼ 0.30 wt% 함유하고, Ni : 0.005 ∼ 1.0 wt%, Sb : 0.02 ∼ 0.15 wt%, B : 0 ∼ 0.0050 wt% 를 더 함유하고, Sb 함유율 : X (wt%), Ni 함유량 : Y (wt%) 으로서,
0.02 ≤ Y ≤ 1.0, 5(X-0.05) ≤ Y ≤ 10X 의 각관계를 만족시키고,
불순물로서 C 를 0.003 wt% 이하, S 및 Se 를 합계하여 0.003 wt% 이하, N 을 0.003 wt% 이하, Al 을 0.002 wt% 이하, Ti 를 0.003 wt% 이하로 저감하고,
잔부는 기타 불가피적 불순물 및 Fe 로 이루어지는 것을 특징으로 하는 매우 철손이 낮은 방향성 전자강판이다.
또한, 본 발명은 C 를 0.02 ∼ 0.10 wt%, Si 를 1.5 ∼ 7.0 wt%, 인히비터 원소로서 Al 을 0.010 ∼ 0.040 wt% 및/또는 B 를 0.0003 ∼ 0.040 wt%, S 및 Se 를 단독 혹은 복합으로 0.005 ∼ 0.025 wt%, N 을 0.0010 ∼ 0.0100 wt% 함유하고, 인히비터 보조원소로서 Mn, Cu, Sb, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te 및 Mo 를 단독 혹은 2 종 이상의 합계로 0.005 ∼ 2.5 wt%, P 를 0.30 wt% 이하로 함유하고, Ni 를 더 함유하며, 잔부는 기타 불가피적 불순물과 Fe 로 이루어지는 강슬래브를 1300℃ 이상으로 가열하여 열간압연을 실시하고, 1 회 혹은 복수회의 냉간압연으로 최종 판두께로 한 후, 탈탄 어닐링 후, 최종 마무리 어닐링을 실시하는 일련의 방향성 전자강판의 제조방법에서, 이 슬래브 성분에 있어서 Ni 함유량 : Y (wt%), Sb 함유량 : X (wt%) 및 C 함유량 Z (wt%) 로서,
0.02 ≤ Y ≤ 1.0, 5(X-0.05) ≤ Y ≤ 10X
0.02 ≤ Z ≤ 0.10, -0.6X + 0.06 ≤ Z ≤ -0.6X + 0.11 의 각식을 만족시키고,
열간압연 종료온도를 900 ℃ 이상 1150 ℃ 이하로 하고, 열간압연후의 최초의 900 ℃ 이상의 어닐링에서 700 ∼ 900 ℃ 사이의 승온속도를 2 ∼ 30 ℃/s 로 하고, 최종 마무리 어닐링의 승온과정에 있어서, 적어도 900 ℃ 부터는 분위기 중에 H2를 함유시키고, 적어도 1000 ℃ 까지 분위기 중에 N2를 함유시키는 것을 특징으로 하는 매우 철손이 낮은 방향성 전자강판의 제조방법이다.
이하, 본 발명에 도달한 실험에 대하여 기술한다.
(실험 1)
표 1 의 기호 A, B, C, D, E, F, G 에 나타내는 성분을 갖는 두께 250 ㎜ 의 방향성 전자강용 슬래브 각 2 개를 1390 ℃ 로 가열하고, 열간압연에 의해 2.2 ㎜ 두께의 열연코일로 한다. 열간압연시에 있어서, 일방의 강편 (A-1, B-1, C-1, D-1, E-1, F-1, G-1) 은 880 ℃ 의 온도로 열간압연을 종료시킨다. 또한, 타방의 강편 (A-2, B-2, C-2, D-2, E-2, F-2, G-2) 은 1010 ℃ 의 온도로 열간압연을 종료시킨다. 열간압연 후에는 대량의 냉각수를 강판표면에 분사하여 50 ℃/s의 속도로 냉각하여 강판온도 : 550 ℃ 에서 감았다. 이 열연강판에는 가열속도 12 ℃/s 로 강판온도 : 1000 ℃ 까지 승온하여 강판온도 : 1000 ℃ 로 30 초간 유지시키는 열연판 어닐링을 실시한다. 열연판 어닐링 후, 이 강판을 산 세정하고, 냉간압연에 의해 1.8 ㎜ 의 두께로 압연하여 이슬점 50 ℃, 50 % N2+ 50 % H2혼합 분위기 중에서 강판온도 : 1100 ℃ 로 50 초간 유지하는 중간 어닐링을 실시한다. 이 강판에 산 세정처리후, 강판온도 : 220 ℃ 로 최종 두께 : 0.22 ㎜ 까지 냉간압연을 실시한다. 냉간압연후, 탈지처리를 한 이 강판표면에 압연직각방향으로 폭 100 ㎛, 깊이 20 ㎛ 의 홈을 압연방향으로 5 ㎜ 의 간격으로 형성시킨다. 홈형성처리한 후, 이 강판에 강판온도 : 850 ℃ 로 2 분간 탈탄 어닐링을 실시한다. 탈탄 어닐링 후, 이 강판표면에 8 % 의 TiO2를 함유하는 MgO 로 이루어지는 어닐링 분리제를 도포하여 코일상으로 감는다. 감은 후, 이 코일에는 최종 마무리 어닐링을 실시한다. 최종 마무리 어닐링에 있어서 승온속도는 800 ℃ 까지 30 ℃/h, 800 ∼ 1050 ℃ 는 15 ℃/h, 1050 ∼ 1150 ℃ 는 20 ℃/h 로 한다. 또한, 승온시의 어닐링 분위기 가스는 800 ℃ 까지는 100 % N2, 800 ∼ 1050 ℃ 까지는 25 % N2와 75 % H2의 혼합, 1050 ∼ 1150 ℃ 까지는 100 % H2로 한다. 1150 ℃ 까지 승온후, 이 강판에는 동온도로 5 시간의 보정처리를 100 % H2가스 분위기 중에서 실시한다. 보정처리후, 이 강판에는 강판온도 800 ℃ 까지는 H2가스 분위기 중에서 강제냉각, 800 ℃ 이하에서는 N2가스 분위기 중에서방냉처리를 실시한다. 최종 마무리 어닐링 후, 이 강판표면에서 미반응의 어닐링 분리제를 제거한다. 제거한 후, 50 % 의 콜로이드실리카와 50 % 의 인산마그네슘으로 이루어지는 코팅액을 도포하고 베이킹처리하여 장력코트를 부여하여 제품으로 한다.
각제품에서 압연방향을 따라 잘라낸 엡스타인 사이즈 (280L × 30W) 의 시험편에 800 ℃ 로 3 시간의 변형제거 어닐링을 실시한 후, 1.7 T 의 자속밀도에서의 철손치 (W17/50) 및 800A/m 자장에서의 자속밀도 (B8) 를 측정한다. 그리고 강판을 매크로 에칭하여 강판표면에서의 2 차원 결정립분포 및 결정립의 (110)〔001〕 로부터의 결정립방위의 면내편차각 평균 (α) 을 구한다. 또한 제품판 성분의 분석도 실시한다. 2 차원의 결정립 직경은 원상당 직경으로 구한다. 결정립분포는 결정립 직경별 면적비율로 표기한다. 또한, 300 ㎜ 사방의 면내에서 2.5 ㎜ 피치로 결정립방위를 측정하고 (입계부분의 이상치는 제외함), 면내편차각을 평균하여 α 를 구한다. 이상의 결과를 철손특성과 함께 표 1 에 나타낸다.
표 1 에 나타낸 바와 같이 시료 A-2 및 F-2 에서 W17/50이 0.66 W/㎏ 이하로 양호하다. 모두 결정립 직경 : 10 ㎜ 이상의 면적비율이 95 % 이상이며, 결정립 직경 : 2 ㎜ 이하의 면적비율도 4 % 이상이다. 평균결정립 직경은 모두 10 ㎜ 정도이다. 또한, α 도 모두 4 도 이하이다. A-2 는 Ni : 0.35 wt%, Sb : 0.068 wt% 를 함유하며 열연온도는 높았다. 또한, F-2 는 Ni : 0.04 wt%, Sb : 0.026 wt% 를 함유하며 열연온도는 높았다.
한편, 표 1 에 나타낸 바와 같이 열연종료온도가 낮은 시료 (A-1, B-1, C-1, D-1, E-1, F-1, G-1) 에 대해서는 W17/50이 0.82 W/㎏ 이상으로 불량하다. 모두결정립 직경 : 2 ∼ 10 ㎜ 의 결정립의 면적비율이 높고, α 의 값은 4 도를 크게 초과한다.
이에 비하여 열연종료온도가 1010 ℃ 로 높았던 시료 (B-2, C-2, D-2, E-2, G-2) 에서도 W17/50는 0.78 W/㎏ 이상으로 불량하다.
B-2, C-2, D-2, E-2, G-2 에서는 열연종료온도가 낮은 동일성분의 시료와 비교하여 결정립 직경 : 2 ∼ 10 ㎜ 의 결정립의 면적비율은 감소하고, 결정립 직경 : 10 ㎜ 이상의 결정립의 면적비율이 증가하며 α 도 감소된다.
그러나, B-2, C-2, D-2, E-2, G-2 의 α 는 모두 A-2, F-2 와 비교하면 크다.
B-2 는 F-2 와 비교하여 10 ㎜ 이상의 결정립이 많고, 2 ㎜ 미만의 결정립이 적고, 평균결정립 직경도 크다. B-2 에서는 10 ㎜ 이상의 결정립의 방위분산이 크기 때문에 α 가 커졌다고 생각된다. B-2 는 Ni : 0.04 % 및 Sb : 0.065 % 를 함유하므로, F-2 와 비교하여 Ni 은 같은 정도이지만 Sb 를 많이 함유한다.
C-2 는 A-2 와 비교하여 10 ㎜ 이상의 결정립이 많고, 2 ㎜ 미만의 결정립이 적었다. C-2 에서는 10 ㎜ 이상의 결정립의 방위분산이 크기 때문에 α 가 커졌다고 생각된다. C-2 는 Ni 를 함유하지 않고, Sb : 0.067 % 를 함유한다.
D-2 는 A-2 와 비교하여 10 ㎜ 이상의 결정립이 적었다. D-2 는 미세립이 많기 때문에 결정방위가 분산한 것으로 생각된다. D-2 는 Ni : 0.33 wt%, Sb : 0.067 wt% 를 함유하고, A-2 와 비교하여 같은 정도이다. D-2 는 C :0.09 wt% 를 함유하고, C : 0.06 wt% 의 A-2 보다 C 를 많이 함유하고 있다.
E-2 는 A-2 와 비교하여 2 ㎜ 미만의 결정립이 적고, 2 ∼ 10 ㎜ 의 결정립이 많으며, 평균결정립 직경은 컸다. 2 ∼ 10 ㎜ 의 결정립의 방위분산이 크기 때문에 α 가 커졌다고 생각된다. E-2 는 Ni 를 함유하지 않고, Sb : 0.028 % 를 함유하고 있다.
G-2 는 F-2 와 비교하여 2 ㎜ 미만의 결정립이 적고, 2 ∼ 10 ㎜ 의 결정립이 많으며, 평균결정립 직경은 컸다. 2 ∼ 10 ㎜ 의 결정립의 방위분산이 크기 때문에 α 가 커졌다고 생각된다. G-2 는 Se 를 함유하지 않고, S 는 약간 적었다. 즉, G-2 는 열간압연공정에서 MnS 나 MnSe 등의 미세석출물을 강 중에 석출시키는 능력이 없으므로 뛰어난 자기특성을 얻을 수 없었다고 생각된다.
실험 1 의 결과로부터 양호한 자기특성을 얻기 위해서는 ① Ni, Sb 및 C 가 적정범위 함유되는 슬래브로 할 것, ② 열연종료온도를 높게 하는 것이 특히 중요하다는 것을 알았다. ① 및 ② 가 만족된 경우에는 제품의 결정립은 미세한 결정립과 조대한 결정립이 증대한다는 2극화분포를 갖게 되며, 평균 결정립 직경은 작아진다. 또한, α 도 작아지고, 결정방위의 집적화도 향상되었다. 그리고, 양호한 제품에 대하여 최종 마무리 어닐링 전의 인히비터를 조사한 결과, MnSe 나 CuSe 를 핵으로 한 미세한 AlN 이 복합석출된다.
먼저, 미세한 복합석출물이 형성된 점에 대해 고찰한다.
종래의 열간압연에 있어서는 인히비터로서의 AlN 을 균일하고 미세하게 석출시키기가 매우 어려웠다. 그러나, 열간압연 종료온도를 높게 한 경우에는 AlN의 열간압연 단계에서의 석출을 억제할 수 있다. 한편, Mn, Cu, Se 등의 인히비터 형성원소가 충분히 함유되어 있으면 MnS 나 MnSe 등의 미세석출물은 형성된다. 열간압연후의 어닐링공정에서의 최초의 (실험 1 에서는 열연판 어닐링) 의 승온과정에서 승온속도를 제어하면 매우 미세한 AlN 을 MnS 나 MnSe 등의 미세석출물상에 석출시킬 수 있다. 특히, 복합석출하는 온도역인 700 ∼ 900 ℃ 사이의 승온온도를 2 ∼ 30 ℃/s 로 하는 제어가 효과적이다.
이어서, 10 ㎜ 미만의 방위가 떨어지는 2 차 재결정립의 발생이 억제된 점에 대해 고찰한다.
미세한 복합석출물은 오스트발트 성장이 억제되므로 매우 강한 인히비터 작용을 갖는다. 또한, Sb 도 입계에 편석하여 억제력을 높이고, 강한 인히비터 작용을 갖는다. 강한 인히비터 작용이 있으면 매우 뛰어난 방위의 2 차 결정립 발생을 가져온다.
그러나, 열간압연 종료온도를 높게 한 경우 또는 Sb 를 첨가한 경우에는 모두 열간압연의 조직을 악화시킨다는 문제점을 갖는다. 열간압연의 온도를 고온화하였을 경우, 열간압연 후의 입성장 촉진 및 압연 중의 γ 변태량이 저하하기 때문에 열간압연판의 결정조직의 세립화가 이루어지지 않는다. 또한, Sb 를 강 중에 고농도로 함유시킨 경우, Sb 가 재결정을 억제함으로써 열간압연시의 결정조직의 악화를 초래하게 된다. 열간압연조직이 악화되기 때문에 10 ㎜ 이상의 2 차 재결정립 중에도 상당수의 방위가 떨어지는 결정립이 존재하게 된다.
그래서, Ni 을 강 중에 함유시키면 열간압연 중의 γ 변태량을 증가시켜 열간압연판의 결정조직의 세립화가 달성된다. 따라서, 방위가 떨어지는 10 ㎜ 이상의 2 차 재결정립의 발생을 억제할 수 있다. 또한, Ni 는 2 차 재결정립의 성장을 억제하는 효과가 있다. 그리고, 성장이 억제된 방위가 떨어지는 2 차 재결정립은 2 ㎜ 이하의 결정립으로 되어 철손을 안정화시키는 기능을 발휘한다. 이상과 같이 Ni 첨가는 조대한 결정립도 증가시키지만 미세한 입도 증가시킨다. 따라서, 평균 결정립 직경은 저감한다.
그러나, 과잉되게 Ni 를 함유한 경우, 강판표층의 결정조직까지 세립화하여 악화시킨다. 냉간압연공정의 어닐링에 있어서, 강판표층에 탈탄층을 형성하여 2 차 재결정의 핵생성을 촉진시키는 수법은 잘 알려진 일이다. 그런데, Ni 를 과잉되게 함유시킨 경우, 이 표층탈탄층의 장소도 부분적으로 γ 변태를 일으켜 핵생성 빈도의 저하를 초래한다. 그 결과, 양호한 2 차 재결정을 얻을 수 없게 된다.
여기에서, γ 변태량을 증가시키기 위해서는 강 중의 C 함유량을 높이는 것도 효과적이라고 일반적으로 생각되고 있다. 그러나, C 는 확산하기 쉬운 원소이기 때문에 입계등 강 중에 불균일하게 편재하기 쉽다. 즉, 결정조직 균일화를 도모하는 C 의 능력은 Ni 의 능력에 비교하여 작다. 또한, Sb 함유량이 높은 경우, 탈탄성이 악화하므로 C 량을 증가시키는 것은 바람직하지 않다. 그리고, Sb 함유량이 높은 경우, 제품의 결정의 집적도도 저하한다. 즉, Sb 함유량이 높은 경우, 열간압연 후의 어닐링 공정에서의 강판표면의 탈탄층의 두께가 저하한다. 탈탄층의 두께가 저하하면 2 차 재결정의 핵생성 빈도가 저하하고, 양호한 방위를 갖는 입의 2 차 재결정을 바랄수 없다.
또한, Cu 나 Mn 등의 원소도 γ 변태를 증가시키는 원소이다. 단, Cu 나 Mn 등의 원소는 S 나 Se 와 결합하여 인히비터 보조원소로서 기능한다. 즉, Sb 함유량에 따라 Cu 나 Mn 등의 함유량을 변경시키면 인히비터 기능이 변동한다. 따라서, Cu 나 Mn 등의 원소의 증량은 적당하지 않다.
상술한 바와 같이, 결정방위가 양호한 2 차 재결정립을 얻기 위하여 Ni 함유량의 상한을 Sb 함유량에 따라 규제해야만 한다. Sb 및 Ni 함유량을 변화시키고 그 외에는 표 4 의 기호 A 의 슬래브와 거의 동일성분으로 조정한 각종 슬래브를 사용하여 상술한 A-2 또는 F-2 와 동일한 제조조건으로 제조한 제품에 대하여 α 를 측정한다. 결과를 도 1 에 나타낸다. 횡축을 Sb 양 (wt%), 종축을 Ni 양 (wt%) 으로 하여, α ≤ 4° 인 것을 ◎, α > 4° 인 것을 △ 로 나타낸다. Ni 함유량 : Y (wt%), Sb 함유량 : X (wt%) 로서, 0.02 ≤ Y, 5 × (X-0.05) ≤ Y ≤ 10 × X 그리고 Y ≤ 1.0 으로 둘러싸인 범위가 적정범위임을 알 수 있다.
또한, 강 중으로의 Sb 첨가는 탈탄억제작용을 갖는다. 충분한 탈탄량을 확보하여 결정방위가 양호한 2 차 재결정립을 얻기 위해서는 Sb 의 함유량의 증가에 따라 C 함유량을 저감할 필요가 있다. C 및 Sb 함유량을 변화시키고 그 외는 표 4 의 기호 A 의 슬래브와 거의 동일성분으로 조정한 각종 슬래브를 사용하여 실험 1 의 A-2 또는 F-2 와 동일한 제조조건의 제품에 대하여 α 를 측정한다. 결과를 도 2 에 나타낸다. 횡축을 Sb 양 (wt%), 종축을 C 양 (wt%) 으로 하여α ≤ 4° 인 것을 ◎, α > 4° 인 것을 △ 로 나타낸다. C 함유량 : Z (wt%), Sb 함유량 : X (wt%) 로서, 0.02 ≤ Z, -0.6X + 0.06 ≤ Z ≤ -0.06 +0.11, Z ≤ 0.100, 0.2 ≤ Y, 5 × (X-0.05) ≤ Y ≤ 10 × X 그리고 Y ≤ 1.0 으로 둘러싸인 범위가 적정범위인 것을 알 수 있다.
또한, Ni 를 함유하면 최종 마무리 어닐링에 있어서 피막형성을 촉진하므로 균일하고 양호한 피막이 형성된다. 그리고, Al, S, Se 및 N 의 강 중으로부터의 어닐링이 촉진되는 효과도 있다. 그러나, Ti 는 반대로 강 중에 침입하기 쉽게 된다. 따라서, 최종 마무리 어닐링에서의 고온둔화할 때의 분위기 억제에 특히 유의할 필요가 있다. 고온둔화할 때의 분위기 억제의 적정조건을 구하기 위하여 실험 2 를 실시한다.
(실험 2)
표 1 의 기호 A 에 나타내는 성분을 갖는 두께 250 ㎜ 의 방향성 전자강슬래브 8 개를 1390 ℃ 로 가열하여 열간압연에 의해 2.2 ㎜ 두께의 열연코일로 한다. 그리고 강판온도 : 1000 ℃ 에서 열간압연을 종료시킨다. 열간압연 후는 대량의 냉각수를 강판표면에 분사하여 50 ℃/s 의 속도로 냉각하여 강판온도 : 550 ℃ 에서 감는다. 이 열연강판에는 700 ∼ 900 ℃ 사이를 승온속도 15 ℃/s 로 가열하고, 강판온도 : 1000 ℃ 까지 승온하여 같은 온도로 30 초간 유지하는 열연판 어닐링을 실시한다. 열연판 어닐링 후, 이 강판을 산 세정하고 냉간압연에 의해 1.8 ㎜ 두께로 압연하고, 이슬점 50 ℃, 50 % N2+ 50 % H2혼합 분위기 중에서강판온도 : 1100 ℃ 에서 50 초간 유지하는 중간 어닐링을 실시한다. 이 강판에 산 세정처리를 실시한 후, 강판온도 : 220 ℃ 에서 최종 두께 : 0.22 ㎜ 까지 냉간압연을 실시한다. 냉간압연 후, 탈지처리를 한 이 강판표면에 압연직각방향으로 폭 100 ㎛, 깊이 20 ㎛ 의 홈을 압연방향으로 5 ㎜ 간격으로 형성시킨다. 홈 형성처리한 후, 이 강판에 강판온도 : 850 ℃ 에서 2 분간 탈탄 어닐링을 실시한다. 탈탄 어닐링 후, 이 강판표면에 10 % 의 TiO2를 함유하는 MgO 로 이루어지는 어닐링 분리제를 도포하여 코일상으로 감는다. 감은 후, 이 코일에는 최종 마무리 어닐링을 실시한다. 최종 마무리 어닐링에 있어서 승온속도는 800 ℃ 까지 30 ℃/h, 800 이상은 12 ℃/h 로 하고, 1200 ℃ 까지 가열하여 같은 온도로 5 시간 보정한다. 보정후, 800 ℃ 까지는 강제냉각, 800 ℃ 이하에서는 방냉처리를 실시한다. 최종 마무리 어닐링에서 500 ℃ 로부터의 승온에서 보정종료까지의 각분위기 조건을 표 2 에 나타낸다. 그리고, 실온에서 500 ℃ 까지는 100 % N2, 보열종료에서 800 ℃ 까지는 100 % H2, 800 ℃ 이하는 100 % N2가스의 분위기로 한다. 최종 마무리 어닐링 후, 미반응의 어닐링 분리제를 제거한다. 제거후, 50 % 의 콜로이드실리카와 50 % 의 인산마그네슘으로 이루어지는 코팅액을 도포하고 베이킹처리하여 장력코트를 부여함으로써 제품으로 한다.
각제품에서 압연방향을 따라 잘라낸 엡스타인 사이즈 (280L × 30W) 의 시험편에 800 ℃ 로 3 시간의 변형제거 어닐링을 실시한 후, 1.7 T 의 자속밀도에서의 철손치 (W17/50) 및 800A/m 의 자장에서의 자속밀도 (B8) 를 측정한다. 그리고 강판을 매크로 에칭하여 강판표면에서의 2 차원 결정립분포 및 결정립의 (110)〔001〕 로부터의 결정립방위의 면내편차각 평균 (α) 을 구한다. 또한 제품판 성분의 분석도 실시한다. 2 차원의 결정립 직경은 원상당 직경으로 구한다. 결정립분포는 결정립 직경별 면적비율로 표기한다. 또한, 300 ㎜ 사방의 면내에서 2.5 ㎜ 피치로 결정립방위를 측정하고 (입계부분의 이상치는 제외함), 면내편차각을 평균하여 α 를 구한다. 이상의 결과를 철손특성과 함께 표 3 에 나타낸다.
표 3 에 나타낸 바와 같이 A-5, A-6, A-7 및 A-8 에서 W17/50이 0.64 ∼ 0.67W/㎏ 으로 양호하다. 모두 결정립 직경 : 10 ㎜ 이상의 면적비율은 93 % 이상이며, 결정립 직경 : 2 ㎜ 이하의 면적비율도 4 % 이상이다. 또한, 모두 α 도 3 도 이하이다. 표 2 에 의하면 A-5, A-6, A-7 및 A-8 은 900 ℃ 이상의 고온역에서 N2와 H2의 혼합분위기 중에서 최종 마무리 어닐링을 실시한다.
A-3 및 A-4 는 W17/50이 0.83 ∼ 0.86 W/㎏ 으로 불량하다. 결정립 직경 : 2 ∼ 10 ㎜ 의 면적비율은 75 % 이하이고, 결정립 직경 : 2 ㎜ 이하의 면적비율도 2 % 이하이며, 결정립 직경 : 2 ∼ 10 ㎜ 의 면적비율은 25 % 이상으로 높았다. 또한, α 도 5 도 이상이다. 그리고, 표 2 에 의하면 A-3 및 A-4 는 1000 ℃ 를 초과하여 비로서 H2를 함유시킨 분위기로 어닐링된다.
A-9 및 A-10 은 W17/50이 0.78 ∼ 0.82 W/㎏ 으로 불량하다. 단, 결정립 직경 : 2 ∼ 10 ㎜ 의 면적비율은 95 % 이상이고, 결정립 직경 : 2 ㎜ 이하의 면적비율도 3.8 % 이상이며, α 도 3 도 이하이다. 그러나, 강 중 Ti 가 30 ppm 이상으로 A-5, A-6, A-7 및 A-8 에 비하여 높았다. 그리고, 표 2 에 의하면 A-9 및 A-10 은 1000 ℃ 미만의 저온영역에만 N2를 함유시킨 분위기로 어닐링된다.
900 ℃ 를 넘는 온도에서 H2를 분위기 중에 함유시켜 어닐링한 제품인 A-3 이나 A-4 는 2 ∼ 10 ㎜ 사이즈의 결정립이 증가하고, 결정방위의 편차각 (α) 도 증가한다. 필시 저온에서 N2만의 분위기로 열처리를 하였기 때문에 강판 표층부의 1 차 재결정립의 성장이 억제된 결과, 방위가 떨어지는 2 ∼ 10 ㎜ 사이즈의2 차 재결정립이 형성되었다고 생각된다. 방위가 떨어지는 2 ∼ 10 ㎜ 사이즈의 2 차 재결정립의 형성을 회피하기 위해서는 최종 마무리 어닐링의 승온과정에 있어서, 적어도 900 ℃ 부터는 분위기 중에 H2를 함유시킬 필요가 있다.
제품 A-9 및 A-10 은 강 중에 Ti 가 30 ppm 이상 존재하고, 2 차 재결정립의 사이즈나 방위는 양호하여도 철손은 악화한다. 1000 ℃ 미만의 저온영역에만 N2를 함유시킨 분위기에서 어닐링하였으므로 고온역에서 Ti 가 침입하였다고 생각된다. N2가스는 Ti 의 활량을 저하시켜 강 중으로 침입을 억제하는 작용을 갖는다. 특히, 고온역에서 Ti 가 강 중으로 확산이 활발화될 때 분위기 중에 N2가스를 함유시키면 Ti 의 강 중으로의 침입을 매우 효과적으로 억제할 수 있다. 즉, Ti 가 강 중으로 침입하는 것을 억제하기 위해서는 적어도 1000 ℃ 까지는 분위기 중에 N2를 함유시킬 필요가 있다.
따라서, 최종 마무리 어닐링의 승온과정에 있어서는 적어도 900 ℃ 부터는 분위기 중에 H2를 함유시키고, 또한 적어도 1000 ℃ 까지는 N2를 함유시키는 것이 양호한 철손특성을 얻기 위하여 필요하다.
그리고, BN 의 석출거동은 AlN 과 거의 동일하다. 따라서, 주 인히비터가 AlN 단독인 실험 1, 2 의 결과는 주 인히비터가 AIN 과 BN 의 혼합한 경우 및 BN 단독인 경우에도 그대로 적용할 수 있다.
철손을 저감하는 기타 유력한 방법으로서는 자구세분화처리가 있다. 자구세분화처리 중 레이저나 플라스마 제트를 강판표면에 조사하는 방법은 잘 알려져 있으며 본 발명에도 적용할 수 있다. 다른 자구세분화처리중 강판표면에 홈을 형성하는 방법은 제품에 변형제거 어닐링을 실시하여도 저감효과가 없어지지 않으므로 보다 유효한 방법이다. 홈을 형성하는 방법으로는 강판표면에 50 ∼ 1000 ㎛ 의 폭으로 10 ∼ 50 ㎛ 깊이의 홈을 압연방향과 교차하는 방향으로 홈을 형성하는 것이 특히 철손저감에 유효하다. 자구세분화처리 이외의 방법으로는 강판표면을 경면화처리하는 것 및 결정방위 강조처리를 강판표면에 실시하는 방법이 종래부터 알려져 있으며, 철손저감에 유효하다. 여기에서, 결정방위 강조처리란 자기특성상 보다 유리한 결정면을 노출시키는 처리이다. 경면화처리 및 결정방위 강조처리는 강판표면에 통상은 생성되는 포스테라이트계 피막 (forstelite coating) 이 존재하지 않으므로 도금 등을 통한 코팅 또는 직접 마지막 코팅을 실시하게 된다. 그리고 자구세분화처리와 경면화처리 또는 결정방위 강조처리는 각각 병용을 막는 것은 아니다.
또한, 본 발명의 방향성 전자강판을 보다 확실하게 얻기 위해서는 열간압연후의 어닐링 공정에 있어서, 표층탈규층형성처리를 하는 것, 및 최종 냉간압연전의 어닐링에 있어서, 분위기조정과 급냉처리를 하는 것이 유효하다. 표층탈규층형성처리는 최종 마무리 어닐링시에 강판표층의 1 차 재결정립의 성장을 촉진시키기 때문이다. 표층 1 차 재결정립의 성장촉진은 방위가 떨어지는 2 차 재결정립의 발현을 억제하는 효과가 있다. 표층탈규층은 0.5 ㎛ 이상 형성되는 것이 바람직하다. 분위기조정은 강판표층부에 탈탄층을 형성시키기 때문이다. 강판표층부에 탈탄층을 형성시키면 강판표층의 방위가 뛰어난 결정립의 핵생성을 촉진시키는 효과가 있다. 특히, 강판표층부에 1/20 ∼ 1/5 판두께 정도의 탈탄층을 형성시키는 것이 바람직하다. 급냉처리는 고용 C 부화를 위함이다. 고용 C 부화는 양호한 2 차 재결정방위의 핵생성 빈도를 높이는 효과가 있다. 더욱 효과를 올리기 위해서는 급냉처리후 저온으로 유지하여 미세한 카바이트를 석출시키는 것이 바람직하다.
그리고, 제품 중의 2 ㎜ 이하의 미세립의 면적비율을 일정량 이하로 개수비율을 증가시키는 것은 변압기의 실기특성을 향상시키는 효과가 있다. 따라서, 본 발명에서도 병용시키는 것이 바람직하다. 개수비율로서 70 % 이상으로 하는 것이 특히 권장할만 하다.
또한, 강 중의 질소농도가 낮은 슬래브를 사용하여 열연후의 어닐링 공정에서 질화처리하는 것을 본 발명에 적용할 수도 있다.
이어서, 본 발명의 방향성 전자강판과 그 제조방법에 대하여 본 발명의 효과를 얻기 위한 요건과 그 범위 및 작용에 대하여 상술한다.
먼저, 본 발명의 방향성 전자강판의 구성요건에 대하여 기술한다.
본 발명의 방향성 전자강판은 매우 집적도가 뛰어난 다수의 2 차 재결정립으로 구성되어 있다. 히스테리시스손을 저감하기 위해서는 결정의 (110)〔001〕 방위로부터의 면내방향의 편차각의 면적평균 : α 가 4 도 이내인 것이 필요하다. α 가 4 도를 초과하는 경우에는 히스테리시스손의 증대에 의해 철손의 악화를 초래한다.
그리고, 각결정립의 입도분포에 대해서는 면적이 등가인 원상당 직경으로서 10 ㎜ 이상인 결정립의 면적비율이 75 % 이상일 필요가 있다. 또한, 전결정립의 평균입경이 25 ㎜ 이하인 것이 필요하다. 즉, 결정립은 조대립과 미세립이 증대하는 2 극화분포를 갖게 되어 양호한 자기특성이 안정되게 얻어진다. 10 ㎜ 이상인 직경의 결정립의 면적비율이 75 % 미만인 경우에는 양호한 방위의 2 차 재결정립의 비율이 저하하므로 철손의 악화를 초래한다. 또한, 평균입경이 25 ㎜ 를 넘을 경우에는 2 ㎜ 이하의 미세한 결정립의 개수가 감소하여 2 차 재결정의 안정성을 손상시키므로 역시 철손의 악화를 초래한다.
2 ㎜ 이하인 미세립의 면적비율이 과대하게 증대하는 것은 철손특성상 바람직하지 않다. 그러나, 2 ㎜ 이하의인 미세립의 개수비율이 높으면 변압기 등의 실기특성을 향상시킨다. 미세립이 실기특성을 향상시키는 효과는 입계의 효과에 의한 것이다. 따라서, 조대립의 입계에 생성하는 미세립으로는 효과가 적다. 미세립을 조대립의 내부에 존재시키는 것이 특히 유효하다. 미세립을 조대립의 내부에 존재시키기 위해서는 인공적으로 미세립을 배치시키는 것이 바람직하다. 입경 2 ㎜ 이하의 결정립을 인공적으로 배치시키기 위해서는 1 차 재결정의 전후 혹은 도중의 단계에서 국소적으로 열이나 변형 등의 에너지를 부가하는 처리를 실시하는 것이 바람직하다.
이어서, 강 성분에 대하여 기술한다.
Si 는 전기저항을 높이므로 강판의 과전류손을 저감하기 위하여 필요한 성분이며, 1.5 wt% (이하 단지 〔%〕 로 나타낸다.) 이상의 함유를 필요로 한다.그러나, 7.0 % 를 초과한 경우, 로울압연가공이 어렵기 때문에 1.5 ∼ 7.0 % 의 범위로 한다.
강 중에는 인히비터 보조성분으로서 Mn, Cu, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te, Mo 및 P 중 1 종 단독 혹은 2 종 이상 함유시킨다. 이들의 성분은 1 종 단독 또는 2 종 이상의 합계량으로 0.005 ∼ 2.5 % 의 범위로 한다. 0.005 % 에 달하지 않으면 억제력 보조효과가 적으며 자기특성의 향상작용이 적다. 2.5 % 를 넘으면 반대로 억제력 보조효과가 과잉되어 2 차 재결정립 방위가 저하하므로, 자기특성은 오히려 악화된다. 그리고, P 는 강판의 경도를 높여 압연성을 저해하므로 상한을 특히 0.30 wt% 로 한다.
Sb 는 본 발명의 특징을 이루는 함유성분 중 하나이다. Sb 는 강 중에서는 결정립계에 편석하여 정상입 성장을 억제하는 효과를 갖는다. 정상입 성장을 억제한 결과, 제품의 결정립은 조대화하고 방위집적도는 향상한다. 이 작용을 위해서는 Sb 를 0.005 % 이상 함유시킬 필요가 있는데 0.15 % 를 넘을 경우, 탈탄이 극도로 어려워지므로 0.005 ∼ 0.15 % 의 범위로 한다.
Ni 는 본 발명의 특징을 이루는 함유성분 중 하나이다. Ni 는 열간압연 중의 결정조직 균일화를 가져오고, 2 차 재결정립의 방위의 집적도를 높이며 동시에 2 차 재결정립에 조대립과 미세립이 증대하는 2 극화분포를 가져오므로 철손특성을 안정화시키기 위한 성분이다. 이 작용을 얻기 위해서는 적어도 0.02 % 이상을 강 중에 함유시킬 필요가 있다. 또한, 0.02 % 이상 함유하면 마무리 어닐링시의 둔화나 피막형성을 촉진하는 작용도 갖는다. 열간압연 중의 결정조직균일화는 열간압연 중의 γ 변태를 통하여 이루어지기 때문에 Sb 의 함유량 (X %) 에 따라 Ni 함유량 (Y %) 의 최소치와 최대치를 증가시킬 필요가 있다. Ni 양이 과잉한 경우, 강판표층부의 2 차 재결정 핵생성위치에 있어서 부분적으로 γ 상이 생성되기 때문에 2 차 재결정 핵생성 빈도가 저하하므로 2 차 재결정이 곤란하게 되는 악영향이 있다. 따라서, Ni 양은 5 (X-0.05) ≤ 10X 의 범위로 하며 상한을 1.0 % 로 한다.
또한, 본 발명의 강판 중에 B 를 함유시킬 수도 있다. B 는 Al 대신에 인히비터 원소로서 사용됨과 동시에 미세립을 형성시키기 쉬운 성분이므로 적절히 함유시켜 미세립 빈도를 조절할 수도 있으며, 이 목적을 위해서는 B 를 0.0050 % 이하의 범위로 함유시키는 것이 바람직하다. 더욱 바람직한 범위의 하한치는 0.0003 % 이다.
강 중의 불순물은 C, Ti, S, Se, O 및 Al 은 모두 최종제품의 강 중에 존재하여 히스테리시스손을 증가시키므로 저감할 필요가 있다. 즉, C 와 Ti 는 각각 0.003 % 이하, S 및 Se 를 합계하여 0.003 % 이하, O 와 Al 은 각각 0.002 % 이하로 할 필요가 있다.
이어서, 강판표면은 지철표면을 통상의 포스테라이트질 피막으로 피복하고, 또한 그 위에 공지된 마지막 장력 코팅을 실시한 상태, 혹은 지철표면을 경면화하여 그 위에 장력 코팅을 실시한 상태로 하면 된다. 또한, 지철표면에 NaCl 전해 등의 강판표면처리를 실시하고, 그 위에 직접적으로 혹은 도금등을 사이에 개재시킴으로써 간접적으로 장력 코팅을 실시하여도 된다. NaCl 전해 등의 강판표면처리는 (110)〔001〕 결정방위립을 선택적으로 잔존시키는 처리-입방위의 선별처리를 실시하여 자기특성에 유리한 결정방위를 강조시킨 상태로 하는 것이다. 입방위의 선별처리는 강판표면의 코팅으로 부여되는 장력효과를 보다 낫게 발휘하기 위한 수단이다.
또한, 철손향상을 위하여 강판표면에 자구세분화를 위한 홈을 형성하여도 된다. 압연방향과 교차하는 방향으로 폭 : 50 ∼ 1000 ㎛, 깊이 : 10∼ 50 ㎛ 의 홈이 존재하는 것이 바람직하다. 이 조건에서 벗어난 홈일 경우, 자구세분화효과가 적고, 철손향상효과가 적다. 또한, 홈에 의한 자구세분화와 앞서 기술한 경면화 또는 결정방위 강조처리는 철손저감 메카니즘이 동등하지 않다. 따라서, 이것을 병용하는 것은 저철손을 얻기 위하여 보다 바람직한 수단이다.
또한, 자구세분화의 다른 수단으로써 공지된 레이저나 플라스마 제트 등을 조사함으로써 강판내부에 국소적으로 미소 변형을 생성시킬 수도 있다.
이어서, 본 발명에서의 방향성 전자강판의 제조방법에 대하여 기술한다.
먼저, 출발재가 되는 슬래브의 성분조성범위는 다음과 같다.
C 는 열간압연에 있어서 γ 변태를 촉진시키고, 열간압연조직을 개선시키므로 양호한 2 차 재결정을 실시하기 위하여 필요하다. 이 목적을 위해서는 0.02 % 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 0.1 % 를 초과한 경우, 제조공정 도중에서의 탈탄이 곤란해지므로 0.02 ∼ 0.10 % 의 범위로 한다.
Si 는 전기저항을 증가시켜 철손을 저감하기 위한 필수성분이다. 이를 위해서는 1.5 % 이상을 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 7.0 % 를 넘으면 약해져서 가공성이 악화된다. 따라서, Si 는 1.5∼ 7.0 % 범위로 한다.
강 중에는 2 차 재결정을 야기하기 위한 인히비터 성분의 함유가 필요하다. Al 및/또는 B 와 N 은 인히비터 주성분으로 함유된다.
Al 은 0.010 ∼ 0.040 % 함유시킬 필요가 있다. Al 의 함유량이 0.010 % 미만인 경우, 열연판 어닐링의 승온과정에서 석출하는 AlN 의 양이 적으므로 인히비터 기능을 발휘하지 못한다. 0.040 % 를 넘는 경우에는 복합석출하는 인히비터가 조대화하여 억제력이 악화한다. 따라서, Al 의 함유량은 0.010 ∼ 0.040 % 로 한다.
B 를 함유시킬 수도 있다. 이 경우에는 BN 이 AlN 대신에 인히비터로 기능하므로 Al 의 함유량은 0.010 % 미만으로 할 수도 있다. B 의 함유량이 0.0003 wt% 미만인 경우, 열연판 어닐링의 승온과정에서 석출하는 BN 의 양이 적으므로 인히비터 기능을 발휘하지 못한다. 0.040 wt% 를 넘을 경우에는 복합석출하는 인히비터가 조대화하여 억제력이 악화된다. 따라서, B 의 함유량은 0.0003 ∼ 0.040 wt% 로 한다.
N 은 도중 어닐링 공정에서 강판을 질화하면 충분한 AlN 양을 확보할 수 있으므로 슬래브 중에는 0.0010 % 이상 함유하면 충분하다. 그러나, 0.0100 % 를 넘게 함유시킨 경우에는 열간압연 도중에 팽창결함을 발생시키는 경우가 있다. 따라서, N 의 함유량은 0.0010 ∼ 0.0100 % 로 한다.
그리고, S 혹은 Se 는 MnS, Cu2S, MnSe, Cu2Se 등을 AlN 과 복합미세석출시키기 위하여 필요하다. 이를 위해서는 S 혹은 Se 를 단독 혹은 복합으로 0.005 % 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 0.025 % 를 넘으면 석출물의 조대화를 초래한다. 따라서, 0.005 ∼ 0.025 % 범위로 함유시킨다.
인히비터로서 Sb 를 더 함유시키는 것이 본 발명의 특징의 하나이다. Sb 는 결정립계에 편석하여 인히비터로서 기능한다. 이를 위해서는 Sb 는 0.005 % 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 0.15 % 를 넘으면 탈탄 어닐링에서 탈탄이 불충분해 진다. 따라서, Sb 의 함유량은 0.005 ∼ 0.15 % 로 한다.
또한, 인히비터 보조성분으로서 Mn, Cu, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te, Mo 및 P 를 1 종 단독 혹은 2 종 이상의 합계로 0.005 ∼ 2.5 wt% 함유시킬 필요가 있다. 이들 성분은 석출물을 형성하거나, 결정립계계면이나 석축물의 계면에 편석한다. 그 결과, 억제력 강화를 위한 보조적 기능을 발휘한다. 또한, Mn 이나 Cu 는 전기저항을 높이는 작용도 있으므로 직접적으로 철손을 저감하는 효과를 갖는다. 인히비터 보조작용을 갖기 위해서는 Mn, Cu, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te, Mo 및 P 를 단독 혹은 2 종 이상의 합계로 0.005 % 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 2.5 % 를 넘을 경우에는 강판의 약화나 탈탄불량을 초래한다.
따라서, 0.005 ∼ 2.5 % 범위로 함유시킨다. 또한 P 는 강판의 경도를 높여 압연성을 저해하므로 특히 상한을 0.30 wt% 로 한다.
이상에 추가하여 특히 Sb 함유량 (X %) 에 따라 Ni 함유량 (Y %) 및 C 함유량 (Z %) 을 조절하는 것이 본 발명의 중요한 요건의 하나이다.
Ni 함유량으로서는 5 (X-0.05) ≤ Y ≤ 10X 의 범위가 적합하다. 하한을밑도는 경우에는 Sb 함유 때문에 악화된 열간압연조직의 개선작용이 충분하지 않다. 상한을 윗도는 경우에는 강판표층의 2 차 재결정립의 핵생성 빈도가 저하하고, 철손이 악화한다.
그리고, C 함유량은 -0.6X + 0.06 ≤ Z ≤ -0.6X + 0.11 의 범위가 적합하다. 하한을 밑도는 경우에는 열간압연시의 γ 변태에 의한 열간압연조직 개선효과가 충분하지 않다. 상한을 윗도는 경우에는 강판표층의 2 차 재결정립의 핵생성 빈도가 저하하므로 철손이 악화한다.
이러한 성분조성으로 조제한 강슬래브를 1300 ℃ 이상으로 가열하고, 열간압연을 실시하여 열연판 코일로 한다. 이 열연판 코일에 1 회 혹은 중간 어닐링을 포함한 2 회 이상의 냉간압연을 실시하여 최종 판두께의 냉연판 코일로 한다. 이 냉연판 코일에 탈탄 어닐링 및 그에 이은 최종 마무리 어닐링을 실시한 후 코팅·평탄화 어닐링을 실시하여 제품으로 한다.
먼저, 열간압연 종료온도를 900 ∼ 1150 ℃ 로 제어할 필요가 있다. 열간압연 종료온도가 900 ℃ 미만인 경우에는 열간압연 중에 AlN 및/또는 BN 이 단독으로 석출되기 때문에 복합미세 석출물을 얻을 수 없다. 그래서, 강한 억제력을 상실하고, 철손이 악화한다. 열간압연 종료온도가 1150 ℃ 를 초과하는 경우에는 황화물이나 셀렌화물이 열간압연 중에 조대하게 석출한다. 그래서, 인히비터 억제력이 저하하므로 철손이 악화한다. 따라서, 열간압연 종료온도는 900 ∼ 1150 ℃ 로 제어한다. 열간압연판을 급속냉각하여 저온에서 감는 것이 바람직하다. 열간압연에서의 AlN 및/또는 BN 의 조대석출을 억제하기 때문이다. 이 열연판 코일에 1 회 혹은 중간 어닐링을 포함한 2 회 이상의 냉간압연을 실시하여 최종 판두께의 냉연판 코일로 한다. 여기에서 최초의 냉간압연 전에 열연판 조직의 개선을 위하여 통상은 열연판 어닐링을 실시한다. 단, 본 발명은 열연판 어닐링을 수반하지 않는 제조방법에도 적용할 수 있다.
열간압연 후에 최초로 실시하는 900 ℃ 이상의 어닐링에서는 700 ∼ 900 ℃ 의 승온속도는 2 ∼ 30 ℃/s 로 한다. 열간압연 후에 최초로 실시하는 900 ℃ 이상의 어닐링이란, 900 ℃ 이상의 열연판 어닐링을 실시하는 경우에는 열연판 어닐링을 말한다. 열연판 어닐링을 실시하지 않고, 최초의 냉간압연 후에 중간압연을 실시하는 경우 또는 열연판 어닐링을 900 ℃ 미만으로 행하는 경우에는 이 중간 어닐링을 말한다. 열간압연 후에 최초로 실시하는 어닐링의 승온과정에서는 미세한 황화물이나 셀렌화물을 석출핵으로서 과포화 고용상태에 있는 AlN 및/또는 BN 을 복합석출시킬 필요가 있다. 여기에서 중요한 점은 어떻게 미세한 복합석출물을 얻을 것인가이다. 미세한 복합석출물을 얻기 위해서는 어닐링의 승온과정에서 승온속도의 제어를 엄밀하게 할 필요가 있다. 승온속도가 30 ℃/s 를 넘는 경우에는 복합석출물이 조대해지므로 제어력의 저하를 초래하여 철손의 악화를 초래한다. 승온속도가 2 ℃/s 미만인 경우에는 회복조직이 잔존하거나 결정조직이 조대화하는 경향으로 되므로 열연조직의 개선효과를 얻을 수 없다. 따라서, 승온속도는 2 ∼ 30 ℃/s 로 제어한다.
냉간압연은 공지된 패스간 시효나 온간압연 등을 적용하는 것이 유리하다. 또한, 최종 냉간압연 직전의 어닐링에 있어서는 강온시에 급속냉각하는 것이 바람직하다. 급속냉각하면 강 중의 고용 C 가 증가하므로 2 차 재결정의 핵생성 빈도를 높이는 효과가 있다. 급속냉각하여 저온으로 더 유지시키면 미세 카바이드가 강 중에 석출되어 2 차 재결정의 핵생성 빈도를 높이는 효과를 촉진하므로 바람직하다.
최종 판두께의 냉간압연판에는 탈탄 어닐링을 실시한다. 탈탄 어닐링 전에 강판 표면에 홈을 형성하는 처리를 실시할 수도 있다. 홈 처리에 의해 제품의 자구는 세분화되고 철손은 저감된다. 또한, 최종 냉간압연 후로부터 2 차 재결정전까지 점상의 국소적 열처리나 화학적처리를 인공적으로 할수도 있다. 제품판에 미세결정립이 생성되므로 제품의 자구는 세분화되며 철손은 저감된다.
최종 냉간압연 후에는 강판에 탈지처리를 하고 탈탄 어닐링을 실시한다. 탈탄 어닐링 후, 강판표면에는 어닐링 분리제를 도포하여 코일상으로 감아 최종 마무리 어닐링을 한다. 강판표면에 피막형성 여부에 따라 공지된 각종 어닐링 분리제를 선택할 수 있다. 즉, 강판표면에 포스테라이트질의 피막을 형성하는 경우에는 MgO 를 주성분으로 한 어닐링 분리제가 사용된다. 또한, 강판표면을 경면화하는 경우에는 Al2O3계 어닐링 분리제를 사용하는 경우가 많다. 기타 공지된 어닐링 분리제를 적용할 수도 있다.
최종 마무리 어닐링 공정에 있어서는 승온시의 분위기 제어가 필요하다. 적어도 900 ℃ 부터는 H2를 함유시킬 필요가 있다. 최종 마무리 어닐링의 승온시에 H2가스는 강판표층의 결정립을 입성장시키는 작용이 있다. 그래서 방위가떨어지는 2 ∼ 10 ㎜ 사이즈의 2 차 재결정립의 발달을 억제하여 방위집적도를 높이므로 철손을 저감할 수 있다. 강판표층의 결정립을 입성장시키기 위해서는 적어도 900 ℃ 부터는 H2가스를 분위기 중에 함유시킬 필요가 있다. H2가스는 강 중의 S, Se, O 및 N 등의 불순물을 제거하는 작용도 갖는다.
그리고, 최종 마무리 어닐링의 승온시에 있어서, 적어도 1000 ℃ 까지는 N2를 함유시킬 필요가 있다. 최종 마무리 어닐링의 승온시에 N2가스는 강판표면의 N 의 활량을 저하시킨다. 그래서 강 중으로의 Ti 침투가 억제되므로 제품의 철손은 향상한다. 강판표면의 N 의 활량을 저하시키기 위해서는 적어도 1000 ℃ 까지는 분위기 중에 N2를 함유시킬 필요가 있다. 승온 중에 1000 ℃ 미만의 온도역에서 N2를 함유하지 않는 분위기로 하면 강 중으로 Ti 가 침입하여 철손이 악화한다.
최종 마무리 어닐링 후에는 강판표면의 미반응 어닐링 분리제를 제거한다. 제거 후에는 필요에 따라 절연 코팅을 실시하고 평탄화 어닐링을 실시하여 제품으로 한다. 절연 코팅으로서는 장력 코팅을 실시하는 것이 철손향상에는 바람직하다. 제품판에 공지된 자구세분화처리를 실시하여 철손을 저감할 수도 있다. 공지된 자구세분화처리로서는 플라스마 제트나 레이저의 선상조사, 돌기 로울로 선상의 오목영역을 형성시키는 처리 등이 있다. 또한, 최종 마무리 어닐링시에 피막을 형성시키지 않는 경우에는 강판을 더욱 경면화처리하거나 NaCl 전해 등으로입방위 선별처리를 실시한 후에 장력 코팅을 하여 제품으로 하는 방법이 제품의 철손을 저감하는 데 가장 바람직하다.
(실시예)
(실시예 1)
표 4 의 기호 A 에서 T 로 나타내는 성분을 갖는 강슬래브를 1420 ℃ 로 가열한 후, 열간조압연에 의해 45 ㎜ 두께의 시이트 바로 한다. 열간조압연 종료온도는 1230 ℃ 로 한다. 이 시이트 바를 열간 마무리 압연에 의해 판두께 : 2.2 ㎜ 의 열연강판으로 한다. 열간 마무리 압연 종료온도는 1020 ℃ 로 한다. 이 열연강판표면에 냉각수를 분사시켜 600 ℃ 까지 냉각하여 코일상으로 감는다. 이 열연강판을 1100 ℃ 까지 15.5 ℃/s 의 승온속도로 승온하고, 균열시간 : 30 초의 열연판 어닐링을 실시한다. 그리고, 700 ∼ 900 ℃ 사이의 승온속도는 11.5 ℃/s 로 한다. 열연판 어닐링 후, 이 어닐링판을 산 세정하여 1.5 ㎜ 두께로 냉간압연한다. 냉간압연 후, 이 냉연판에 이슬점 40 ℃ 의 H2분위기 중에서 1080 ℃ 로 50 초간 보정하는 중간 어닐링을 실시한다. 중간 어닐링에서는 약 0.01 % 만 C 함유량을 저감한다. 또한, 중간 어닐링에서는 고용 C 증가를 위하여 물안개의 분사로 30 ℃/s 의 급냉처리를 실시한다. 중간 어닐링 후, 강판온도 : 220 ℃ 의 온간압연을 실시하여 0.22 ㎜ 의 최종 판두께로 한다. 온간압연 후, 탈지처리하고, 돌기 로울에 의해 깊이 20 ㎛, 폭 150 ㎛ 의 홈을 압연방향과 75 도를 이루는 방향으로 압연방향의 간격 : 4 ㎜ 로 도입하여 850 ℃ 에서 2분간 탈탄 어닐링을 실시한다. 탈탄 어닐링판에는 MgO 에 TiO2를 5 % 첨가한 어닐링 분리제를 도포하여 최종 마무리 어닐링을 한다. 최종 어닐링에 있어서, 승온속도는 800 ℃ 까지 30 ℃/h, 800 ∼ 1050 ℃ 는 12.5 ℃/h, 1050 ∼ 1150 ℃ 는 25 ℃/h 로 한다. 또한, 승온시의 어닐링 분위기 가스는 800 ℃ 까지는 100 % N2, 800 ∼ 1050 ℃ 까지는 25 % N2와 75 % H2의 혼합, 1050 ∼ 1150 ℃ 까지는 100 % H2로 한다. 1150 ℃ 까지의 승온 후, 이 강판에는 같은 온도로 6 시간의 보정처리를 100 % H2가스 분위기 중에서 실시한다. 보정처리 후, 이 강판에는 강판온도 600 ℃ 까지는 H2가스 분위기 중에서, 600 ℃ 이하에서는 N2가스 분위기 중에서 냉각한다. 최종 마무리 어닐링 후, 이 강판표면에서 미반응의 어닐링 분리제를 제거한다. 제거 후, 50 % 의 콜로이드실리카와 50 % 의 인산마그네슘으로 이루어지는 코팅액을 도포하고, 800 ℃ 로 베이킹 처리하여 장력 코트를 부여함으로써 제품으로 한다. 이들 제품의 제특성을 표 5 에 나타낸다. 그리고, 제품의 강 중 분석치는 습식 화학분석법으로 조사한다.
표 5 에 나타나는 바와 같이 본 발명의 성분범위와 평균입경, 결정립분포,방위집적도 및 불순물 함유량의 방향성 전자강판은 매우 뛰어난 철손특성을 갖는다.
(실시예 2)
표 4 에 기호 I 로 나타내는 성분을 갖는 강슬래브 7 개를 1430 ℃ 로 가열한 후, 열간압연에 의해 2.6 ㎜ 두께의 열연 코일로 한다. 열연 마무리 종료온도는 각각 850 ℃ (기호 a), 880 ℃ (기호 b), 920 ℃ (기호 c), 1000 ℃ (기호 d), 1090 ℃ (기호 e), 1140 ℃ (기호 f), 1170 ℃ (기호 g) 로 한다. 열간압연 종료 후, 대량의 코일 냉각수를 강판표면에 분사하여 50 ℃/s 의 속도로 냉각하여 강판온도 : 550 ℃ 에서 감는다. 이들 7 종류의 열연 코일에는 승온속도 12 ℃/s 로 강판온도 : 1000 ℃ 까지 승온하여 같은 온도에서 30 초간 유지하는 열연판 어닐링을 실시한다. 그리고, 700 ∼ 900 ℃ 사이의 승온속도는 10.6 ℃/s 로 한다. 열연판 어닐링 후, 이 강판을 산 세정하여 냉간압연에 의해 1.9 ㎜ 두께로 압연한다. 냉간압연 후, 이 냉연판에는 이슬점 50 ℃, 50 % N2와 50 % H2의 분위기 중에서 1100 ℃, 50 초간 유지하는 중간 어닐링을 실시한다. 이 어닐링판에는 산 세정 후, 강판온도 : 220 ℃ 에서 온간압연을 실시하여 최종 두께인 0.26 ㎜ 로 한다. 냉간압연 후, 탈지처리하고, 강판표면에 압연직각방향으로 폭 10 ㎛, 깊이 20 ㎛ 의 홈을 압연방향으로 5 ㎜ 간격으로 형성시킨다. 홈형성 처리후, 850 ℃ 로 2 분간의 탈탄 어닐링을 실시한다. 탈탄 어닐링 후, Sb2O3: 3 %, CaO : 32 %, Al203: 25 % 및 MgO : 0.40 % 로 이루어지는 혼합분말을 어닐링 분리제로서 강판표면에 도포하여 코일상으로 감아 최종 마무리 어닐링을 실시한다. Sb2O3는 피막형성을 억제하기 위해 첨가한다. 최종 마무리 어닐링에 있어서, 승온속도는 800 ℃ 까지 30 ℃/h, 800 ∼ 1050 ℃ 는 15 ℃/h, 1050 ∼ 1200 ℃ 는 20 ℃/h 로 한다. 또한, 승온시의 어닐링 분위기 가스는 800 ℃ 까지는 100 % N2, 800 ∼ 1050 ℃ 까지는 25 % N2와 75 % H2의 혼합, 1050 ∼ 1200 ℃ 까지는 100 % H2로 한다. 1200 ℃ 까지의 승온 후, 이 강판에는 같은 온도로 5 시간의 보정처리를 100 % H2가스 분위기 중에서 실시한다. 보정처리 후, 이 강판에는 강판온도 800 ℃ 까지는 H2가스 분위기 중에서 강제냉각하고, 800 ℃ 이하에서는 N2가스 분위기 중에서 냉각한다. 최종 마무리 어닐링 후, 이 강판표면에서 미반응의 어닐링 분리제를 제거한 후, 강판표면을 NaCl 전해처리한다. NaCl 전해처리는 강판표면에서 입방위를 선별하여 (110) 면방위를 강조하기 위함이다. 전해처리 후, 코팅 하층부으로서 인산알루미늄, 코팅 상층부로서 50 % 의 콜로이드실리카와 인산마그네슘으로 이루어지는 2 층 장력 코트를 실시하여 제품으로 한다. 각제품에서 압연방향을 따라 잘라낸 엡스타인 사이즈 (280L × 30W) 의 시험편에 800 ℃ 로 3 시간 변형제거 어닐링을 실시한 후, 1.7 T 의 자속밀도에서의 철손치 (W17/50) 및 800 A/m 의 자장에서의 자속밀도 (B8) 를 측정한다. 그리고 강판을 매크로 에칭하여 강판표면에서의 2 차원 결정립분포 및 결정립의 (110)〔001〕로부터의 결정립방위의 면내편차각 평균 (α) 을 구한다. 또한 제품판성분의 분석도 실시한다. 2 차원 결정립 직경은 원상당 직경으로 구한다. 결정립분포는 결정립 직경별 면적비율로 표기한다. 또한, 300 ㎜ 사방의 면내에서 2.5 ㎜ 피치로 결정립방위를 측정하고 (입계부분의 이상치는 제외함), 면내편차각을 평균하여 α 를 구한다. 이들의 결과를 철손특성과 함께 표 6 에 나타낸다.
표 6 에 나타낸 바와 같이 본 발명의 성분범위와 평균입경, 결정립분포, 방위집적도 및 불순물 함유량의 방향성 전자강판은 매우 우수한 철손특성을 갖는다.
(실시예 3)
C : 0.058 %, Si : 3.45 %, Mn : 0.07 %, Al : 0.025 %, P : 0.08 %, S : 0.015 %, Sb : 0.058 %, Ni : 0.25 %, B : 0.0010 % 및 N : 0.0075 % 함유하고, 잔부 (Fe) 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강슬래브 4 개를 1390 ℃ 로 가열한 후, 열간조압연에 의해 35 ㎜ 두께의 시이트 바로 한다. 이 시이트 바를 열간 마무리 압연에 의해 판두께 : 1.8 ㎜ 의 열연강판으로 한다. 열간 마무리 압연 종료온도는 960 ℃ 로 한다. 이 열연강판표면에 제트수를 분사시켜 50 ℃/s 의 냉각속도로 570 ℃ 까지 급냉하여 코일상으로 감는다. 이 열연강판을 각각 3 ℃/s (기호 h), 15 ℃/s (기호 i), 28 ℃/s (기호 j), 37.5 ℃/s (기호 k) 의 승온속도로 1100 ℃ 까지 승온하여 균열시간 : 30 초의 열연판 어닐링을 실시한다. 그리고, 700 ∼ 900 ℃ 사이의 승온속도는 기호 h : 1.5 ℃/s, 기호 i : 12.3 ℃/s, 기호 j : 21.2 ℃/s, 기호 k : 34.6 ℃/s 로 한다. 균열후, 이 어닐링판에 물안개를 분사하여 냉각속도 : 40 ℃/s 로 350 ℃ 까지 급냉하여 같은 온도로 30 초간 유지한다. 유지는 카바이트의 석출을 목적으로 하는 것이다. 열연판 어닐링 후, 각강판을 젠지미어 압연기에 의해 150 ∼ 230 ℃ 에서의 일정온도로 최종 판두께 : 0.20 ㎜ 까지 온간압연을 실시한다. 온간압연후, 탈지처리를 하여 850 ℃ 로 2 분간 탈탄 어닐링을 실시한다. 탈탄 어닐링판에는 0.08 % 의 B 를 함유하는 MgO 에 7.5 % 의 TiO2와 3 % 의 SnO2를 첨가한 어닐링 분리제를 도포하여 코일상으로 감아 최종 마무리 어닐링을 실시한다. 최종 마무리 어닐링에 있어서 승온속도는 850 ℃ 까지 30 ℃/h, 850 ∼ 1150 ℃ 는 15 ℃/h 로 한다. 그리고, 850 ℃ 에서는 25 시간 보정을 1150 ℃ 에서는 5 시간의 보정을 실시한다. 어닐링 분위기 가스는 850 ℃ 까지의 승온 및 보정은 100 % N2, 850 ∼ 1050 ℃ 까지의 승온 및 보정은 25 % N2와 75 % H2의 혼합, 1050 ℃ 이상은 100 % H2로 한다. 최종 마무리 어닐링 후, 이 강판표면으로부터 미반응의 어닐링 분리제를 제거한다. 제거후, 50 % 의 콜로이드실리카를 함유하는 장력 코팅을 실시한다. 코팅 처리후, 강판표면에 폭방향으로 6 ㎜ 피치로 플라스마 제트를 선상조사하여 제품으로 한다. 이들 제품의 자기특성을 표 7 에 나타낸다.
표 7 에 나타난 바와 같이 열연판 어닐링의 소정온도역의 승온속도를 본 발명의 범위내로 제어한 제품에 대해서는 매우 낮은 철손치를 얻을 수 있다.
(실시예 4)
표 4 에 기호 P (발명예) 와 기호 E (비교예) 로 나타내는 성분을 갖는 강슬래브를 각각 1390 ℃ 로 가열한 후, 판두께 : 2.4 ㎜ 의 열연강판으로 한다. 열간 마무리 압연종료온도는 980 ℃ 로 한다. 이 열연강판표면에 대량의 냉각수를 분사하고, 냉각속도 : 70 ℃/s 로 620 ℃ 까지 냉각하여 코일상으로 감는다. 이 열연강판 코일을 400 ℃ 로 예비가열한 후 급냉한다. 예비가열처리후, 이 열연강판 코일은 열연판 어닐링을 실시한다. 열연판 어닐링에 있어서, 이 열연강판에는 1020 ℃ 로 30 초간 유지하는 균열처리후, 가스냉각을 실시한다. 700 ∼ 900 ℃ 사이의 승온속도는 12 ∼ 17 ℃/s 로 한다. 열연판 어닐링 후, 이 어닐링판을 산 세정하여 1.7 ㎜ 두께로 냉간압연한다. 냉간압연 후, 이 냉연판에 이슬점 35 ℃, 55 % N2와 45 % 의 H2분위기 가스 중에서 1080 ℃ 로 50 % 보정하는 중간어닐링을 실시한다. 중간 어닐링을 N2와 H2의 습 혼합 가스 분위기에서 실시하는 것은 강판표층 20 ㎛ 의 탈탄층형성처리를 하기 위함이다. 또한, 중간 어닐링에서는 고용 C 증가를 위하여 물안개 분사로 35 ℃/s 의 급냉처리를 N2가스 분위기 중에서 실시한다. 중간 어닐링 후, 이 어닐링판을 산 세정하고, 온간압연을 실시하여 최종 판두께 : 0.20 ㎜ 로 한다. 온간압연은 제 1 패스 및 제 2 패스는 강판온도 : 120 ℃ 이하로 제 3 패스 이후는 15 ∼ 230 ℃ 로 실시한다. 온간압연 후, 탈지처리하여 깊이 25 ㎛, 폭 150 ㎛ 의 홈을 압연방향과 85 도를 이루는 방향으로 압연방향의 간격 : 3 ㎜ 로 형성하여 850 ℃ 로 2 분간 탈탄 어닐링을 실시한다. 탈탄 어닐링 후, 표 4 에 기호 P 로 나타내는 성분을 갖는 슬래브 (발명예) 에 의한 탈탄 어닐링판의 반량에는 25 ㎜ 간격으로 1 ㎜ 사이즈의 스폿 가열을 실시한다. 스폿 가열은 미세립 생성을 위한 처리이다. 이 탈탄 어닐링판에 MgO 에 TiO2를 5 % 첨가한 어닐링 분리제를 도포하여 코일상으로 감은 후, 최종 마무리 어닐링을 실시한다. 최종 마무리 어닐링에 있어서, 승온속도는 850 ℃ 까지 30 ℃/h, 850 ∼ 1150 ℃ 는 12 ℃/h 로 한다. 그리고, 850 ℃ 에서는 35 시간의 보정을 1150 ℃ 에서는 5 시간의 보정을 실시한 후, 강온한다. 어닐링 분위기 가스는 850 ℃ 까지의 승온 및 보정은 100 % N2, 850 ∼ 1150 ℃ 까지의 승온은 25 % N2와 75 % H2의 혼합, 1150 ℃ 에서의 보정 및 800 ℃ 까지의 강온은 100 % H2및 800 ℃ 에서 400 ℃ 까지의 강온은 100 % N2로 한다. 최종 마무리 어닐링 후, 이 강판표면으로부터 미반응의 어닐링 분리제를 제거한다. 제거후, 65 % 의 콜로이드실리카를 함유하는 인산알루미늄을주제로 하는 코팅액을 도포·베이킹하여 장력 코팅을 실시함으로써 제품으로 한다.
각제품에서 150 ㎜, 폭 400 ㎜ 길이의 시험편을 잘라내어 자기특성을 측정한다. 그리고, 강판을 매크로 에칭하여 강판표면에서의 2 차원 결정립분포 및 결정립의 (110)〔001〕로부터의 결정립방위의 면내편차각 평균 (α) 을 구한다. 또한 제품판성분의 분석도 실시한다. 또한, 이들 제품을 사용하여 3 상의 30 ㎾ 의 변압기를 제작하여 그 철심철손특성도 측정한다. 결과를 표 8 에 나타낸다.
표 8 에 나타난 바와 같이 본 발명의 방향성 전자강판은 우수한 철손을 얻을 수 있다. 그리고, 특히 미세립 생성처리한 제품은 변압기의 특성에 있어서도 현저하게 우수한 특성이 얻어진다.
(실시예 5)
표 9 에 기호 UA 에서 UL 로 나타내는 성분을 갖는 강슬래브를 각각 1400 ℃ 로 가열한 후, 열간조압연을 실시하고 1250 ℃ 에서 40 ㎜ 두께의 시이트 바로 하고, 열간 마무리 압연을 실시하여 판두께 : 2.2 ㎜ 의 열연강판으로 한다. 열간 마무리 압연 종료온도는 1020 ℃ 로 한다. 이 열연강판표면에 냉각수를 분사하여 강판온도를 600 ℃ 까지 냉각하여 코일상으로 감는다. 이 열연강판 코일은 열연판 어닐링을 실시한다. 열연판 어닐링에 있어서, 이 열연강판에는 1000 ℃ 로 40 초간 유지하는 균열처리 후, 가스냉각을 실시한다. 700 ∼ 900 ℃ 사이의 승온속도는 12 ℃/s, 900 ∼ 1000 ℃ 사이의 승온속도는 17 ℃/s 로 한다. 이 열연판 어닐링 강판표면에 산 세정을 실시하여 스케일 제거한다. 열연판 어닐링 후, 이 어닐링판을 산 세정하고, 1.5 ㎜ 두께로 냉간압연한다. 냉간압연 후, 이 냉연판에 이슬점 40 ℃, 100 % H2의 분위기 가스 중에서 1080 ℃ 로 60 초간 보정하는 중간 어닐링을 실시한다. 중간 어닐링에 의해 C 함유량을 약 0.015 % 만 저감한다. 또한, 중간 어닐링에서는 고용 C 증가 때문에 물안개의 분사에 의해 30 ℃/s 의 급냉처리를 강판온도가 실온이 될 때까지 실시한다. 중간 어닐링 후, 이 어닐링판을 산 세정하고, 온간압연을 실시하여 최종 판두께 : 0.18 ㎜ 로 한다. 온간압연은 강판온도 : 220 ℃ 로 실시한다. 냉간압연 후, 탈지처리를 실시하여 깊이 20 ㎛, 폭 150 ㎛ 의 홈을 압연방향과 80 도를 이루는 방향으로 압연방향의 간격 : 4 ㎜ 로 전해 에칭에 의해 형성하여 840 ℃ 로 2 분간 탈탄 어닐링을 실시한다. 이 탈탄 어닐링판에 MgO 에 TiO2를 8 % 첨가한 어닐링 분리제를 도포하여 코일상으로 감은 후, 최종 마무리 어닐링을 실시한다. 최종 마무리 어닐링에 있어서, 승온속도는 850 ℃ 까지 30 ℃/h, 850 ∼ 1150 ℃는 10.5 ℃/h, 1150 ∼ 1180 ℃ 는 15 ℃/h 로 한다. 그리고, 850 ℃ 에서는 20 시간의 보정을 1180 ℃ 에서는 4 시간의 보정을 실시한 후 강온한다. 어닐링 분위기 가스는 850 ℃ 까지의 승온 및 보정은 100 % N2,850 ∼ 1150 ℃ 까지의 승온은 20 % N2와 80 % H2의 혼합, 1150 ∼ 1180 ℃ 까지의 승온 및 1180 ℃ 에서의 보정 및 700 ℃ 까지의 강온은 100 % H2, 600 ℃ 로부터의 강온은 100 % N2로 한다. 최종 마무리 어닐링 후, 이 강판표면으로부터 미반응의 어닐링 분리제를 제거한다. 제거 후, 70 % 의 콜로이드실리카를 함유하는 인산마그네슘을 주제로 하는 코팅액을 도포하고, 800 ℃ 에서 베이킹하여 장력 코팅함으로써 제품으로 한다.
각제품에서 150 ㎜, 폭 400 ㎜ 길이의 시험편을 잘라내어 자기특성을 측정한다. 그리고 강판을 매크로 에칭하여 강판표면에서의 2 차원 결정립분포 및 결정립의 (110)〔001〕 로부터의 결정립방위의 면내편차각 평균 (α) 을 구한다. 또한, 제품판의 강중 성분은 습식 화학분석법으로 조사한다.
표 10 에 나타나는 바와 같이 본 발명의 성분범위, 결정립분포, 방위집적도 및 불순물 함유량의 방향성 전자강판은 뛰어난 철손을 얻을 수 있다.
(실시예 6)
표 4 에 기호 I 로 나타내는 성분을 갖는 6 개의 강슬래브를 각각 1420 ℃ 로 가열한 후, 판두께 : 2.4 ㎜ 의 열연강판으로 한다. 열간 마무리 압연종료온도는 980 ℃ 로 한다. 이 열연강판표면에 대량의 냉각수를 분사하고, 냉각속도 : 65 ℃/s 로 500 ℃ 까지 냉각하여 코일상으로 감는다.
이 열연강판코일 중 일군의 두 코일 (기호 I-1 및 I-2) 을 1050 ℃ 에서60 초간 열연판 어닐링 처리한 후 가스냉각을 실시한다. 700 ℃ 에서 900 ℃ 사이의 I-1 및 I-2, 두 코일의 가열속도를 각각 15 및 35 ℃/s 로 설정한다. 열연판 어닐링 후에, 두 강판을 산 세정 후 두께 : 1.5 mm 로 냉간압연한다.
이 열연강판코일 중 또 다른 군의 두 코일 (기호 I-3 및 I-4) 을 650 ℃ 에서 10 초간 카바이드 사이즈 제어 어닐링을 한 후 가스냉각을 실시한다. 카바이드 사이즈 제어 어닐링 후에, 어닐링된 강판을 산 세정 후 두께 : 1.5 mm 로 냉간압연한다.
이 열연강판코일 중 나머지 군의 두 코일 (기호 I-5 및 I-6) 을 산 세정 후 두께 : 1.5 mm 로 냉간압연한다.
냉간압연 후, 이 6 개의 냉연판에 이슬점 35 ℃, 55 % N2와 45 % 의 H2분위기 가스 중에서 1080 ℃ 로 50 초 보정하는 중간어닐링을 실시하는데, 이러한 중간 어닐링을 실시하는 것은 강판표층 20 ㎛ 의 탈탄층형성처리를 하기 위함이다. 또한, 중간 어닐링에서는 고용 C 증가를 위하여 물안개 분사로 40 ℃/s 의 급냉처리를 실시한다.
700 내지 900 ℃ 사이의 가열속도를 코일, I-1, I-3 및 I-5 에는 16 ℃/s 로 설정하고, I-2, I-4 및 I-6 에는 38 ℃/s 로 설정한다.
중간 어닐링 후, 이 어닐링판을 250 ℃ 의 최대온도에서 산 세정하고, 온간압연을 실시하여 최종 판두께 : 0.22 ㎜ 를 얻는다.
최종 압연 후에, 온연판을 850 ℃ 에서 2 분간 탈탄 어닐링을 실시한다.이 탈탄 어닐링판에 MgO 에 TiO2를 5 % 첨가한 어닐링 분리제를 도포하여 코일상으로 감은 후, 최종 마무리 어닐링을 실시한다. 최종 마무리 어닐링에 있어서, 승온속도는 850 ℃ 까지 30 ℃/h, 850 ∼ 1200 ℃ 는 12 ℃/h 로 한다. 그리고, 850 ℃ 에서는 20 시간의 보정을 1200 ℃ 에서는 5 시간의 보정을 실시한 후, 강온한다. 어닐링 분위기 가스는 850 ℃ 까지의 승온 및 보정은 100 % N2, 850 ∼ 1200 ℃ 까지의 승온은 25 % N2와 75 % H2의 혼합, 1200 ℃ 에서의 보정 및 500 ℃ 까지의 강온은 100 % H2및 500 ℃ 에서 200 ℃ 까지의 강온은 100 % N2로 한다.
최종 마무리 어닐링 후, 이 강판표면으로부터 미반응의 어닐링 분리제를 제거한다. 제거후, 65 % 의 콜로이드실리카를 함유하는 인산마그네슘을 주성분으로 하는 코팅액을 도포·베이킹하여 장력 코팅을 실시한다.
코팅처리후, 강판표면상에서 압연방향으로부터 80 도의 방향으로 피치 : 7 mm 의 플라스마 분사로 선형조사하여 제품을 얻는다. 이들 제품의 자기특성을 표 11 에 나타내었다.
슬래브 기호 평균결정립직경(mm) 결정립직경분포(%) 방위편차각α(도) 강중분석치 (ppm) W17/50(w/kg) 900℃초과의 제1어 닐링의 700 내지 900℃간의가열속도(℃/s) 비고
2mm 이하 2-10mm 10mm이상 C S+Se N O Al Ti
I-1 16.3 4.4 0.0 95.6 2.6 11 5 4 8 4 9 0.66 15 본발명
I-2 2.6 8.5 28.0 63.5 15.3 12 3 4 10 3 8 1.18 35 비교예
I-3 15.5 3.3 0.0 96.7 1.8 10 4 4 9 4 10 0.63 16 본발명
I-4 4.3 6.2 41.4 52.4 12.6 11 4 3 11 4 9 1.03 38 비교예
I-5 17.3 3.6 0.0 96.4 2.8 12 4 3 8 4 8 0.68 16 본발명
I-6 5.6 5.3 70.1 24.6 7.3 11 4 4 9 4 8 0.92 38 비교예
각제품에서 150 ㎜ 폭과, 400 ㎜ 길이의 시험편을 잘라내어 자기특성을 측정한다. 그리고, 강판을 매크로 에칭하여 강판표면에서의 2 차원 결정립분포 및 결정립의 (110)〔001〕로부터의 결정립방위의 면내편차각 평균 (α) 을 구한다. 또한 제품판성분의 분석도 실시한다.
결과를 표 11 에 나타낸다. 표 11 에 나타낸 바와 같이 본 발명의 방향성 전자강판은 우수한 철손을 얻을 수 있다. 그리고, 열연후에 900 ℃ 의 온도를 초과하여 제 1 어닐링에서 700 ℃ 내지 900 ℃ 사이의 본 발명이 가열속도를 실시한 제품은 현저하게 우수한 특성이 얻어진다.
그리고, 본 발명은 상기 실시형태에 한정되는 것은 아니다.
이상 상술한 바와 같이, 본 발명의 방향성 전자강판 및 이 제조방법에 따르면 매우 우수한 철손특성을 갖는 고자속밀도 방향성의 제조가 가능하다.

Claims (8)

  1. 제품의 2 차 재결정립은,
    결정방위의 (110)〔001〕 방위로부터의 면내편차각의 평균이 4 도 이내이고,
    입경 10 ㎜ 이상의 결정립이 면적비율로 75 % 이상이고,
    평균입경이 25 ㎜ 이하인 것을 특징으로 하는 매우 철손이 낮은 방향성 전자강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    제품의 강판 중에 Si 를 1.5 ∼ 7.0 wt% 함유하고,
    인히비터 보조원소로서 Mn, Cu, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te 및 Mo 중 1 종 또는 2 종 이상의 합계로 0.005 ∼ 2.5 wt%, P 를 0.005 ∼ 0.30 wt% 함유하고,
    Ni : 0.005 ∼ 1.0 wt%, Sb : 0.02 ∼ 0.15 wt%, B : 0 ∼ 0.0050 wt% 를 더 함유하고,
    Sb 함유율 : X (wt%), Ni 함유량 : Y (wt%) 로서,
    0.02 ≤ Y ≤ 1.0, 5(X-0.05) ≤ Y ≤ 10X 의 각관계를 만족시키고,
    불순물로서 C 를 0.003 wt% 이하, S 및 Se 를 합계하여 0.003 wt% 이하, N 을 0.003 wt% 이하, Al 을 0.002 wt% 이하, Ti 를 0.003 wt% 이하로 저감하고,
    잔부는 기타 불가피적 불순물 및 Fe 로 이루어지는 것을 특징으로 하는 매우 철손이 낮은 방향성 전자강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 제품강판표면에 압연방향과 교차하는 방향으로 폭 : 50 ∼ 1000 ㎛, 깊이 : 10 ∼ 50 ㎛ 의 홈을 구비하는 것을 특징으로 하는 매우 철손이 낮은 방향성 전자강판.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 입경 2 ㎜ 이하의 결정립을 인공적으로 배치하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 매우 철손이 낮은 방향성 전자강판.
  5. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 강판표면이 경면상태 혹은 결정방위 강조처리를 실시한 강판표면으로서,
    이 강판표면상에 간접적 혹은 직접적으로 마지막 코팅이 실시되는 것을 특징으로 하는 매우 철손이 낮은 방향성 전자강판.
  6. C 를 0.02 ∼ 0.10 wt%, Si 를 1.5 ∼ 7.0 wt%,
    인히비터 원소로서 Al 을 0.010 ∼ 0.040 wt% 및/또는 B 를 0.0003 ∼ 0.040 wt%, S 및 Se 를 단독 혹은 복합으로 0.005 ∼ 0.025 wt%, N 을 0.0010 ∼ 0.0100 wt% 함유하고,
    인히비터 보조원소로서 Mn, Cu, Sb, Sn, Ge, Bi, V, Nb, Cr, Te 및 Mo 를 단독 혹은 2 종 이상의 합계로 0.005 ∼ 2.5 wt%, P 를 0.30 wt% 이하로 함유하고,
    Ni 를 더 함유하며, 잔부는 기타 불가피적 불순물과 Fe 로 이루어지는 강슬래브를 1300 ℃ 이상으로 가열하여 열간압연을 실시하고, 1 회 혹은 복수회의 냉간압연으로 최종 판두께로 한 후, 탈탄 어닐링 후, 최종 마무리 어닐링을 실시하는 일련의 방향성 전자강판의 제조방법에 있어서,
    이 슬래브 성분에 있어서,
    Ni 함유량 : Y (wt%), Sb 함유량 : X (wt%) 및 C 함유량 Z (wt%) 로서,
    0.02 ≤ Y ≤ 1.0, 5(X-0.05) ≤ Y ≤ 10X
    0.02 ≤ Z ≤ 0.10, -0.6X + 0.06 ≤ Z ≤ -0.6X + 0.11 의 각식을 만족시키고,
    열간압연 종료온도를 900 ℃ 이상 1150 ℃ 이하로 하고,
    열간압연후의 최초 어닐링에서 700 ∼ 900 ℃ 사이의 승온속도를 2 ∼ 30 ℃/s 로 하고,
    최종 마무리 어닐링의 승온과정에 있어서, 적어도 900 ℃ 부터는 분위기 중에 H2를 함유시키고, 적어도 1000 ℃ 까지 분위기 중에 N2를 함유시키는 것을 특징으로 하는 매우 철손이 낮은 방향성 전자강판의 제조방법.
  7. 제 6 항에 있어서, 최종 냉간압연 이후에 강판표면에 홈을 형성시키는 처리를 하는 것을 특징으로 하는 매우 철손이 낮은 방향성 전자강판의 제조방법.
  8. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, 최종 마무리 어닐링 후, 경면화처리 혹은결정방위 강조처리를 하고, 이 처리공정 후, 마지막 코팅을 실시하는 것을 특징으로 하는 매우 철손이 낮은 방향성 전자강판의 제조방법.
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