KR101993202B1 - 무방향성 전자 강판의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

질량％로, C: 0.0050％ 이하, Si: 3.0％ 초과 5.0％ 이하, Mn: 0.10％ 이하, Al: 0.0010％ 이하, P: 0.040％ 초과 0.2％ 이하, N: 0.0040％ 이하, S: 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하, Ca: 0.0015％ 이상 및 Sn 및 Sb 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 합계: 0.01％ 이상 0.1％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성으로 이루어지는 슬래브를, 연속 주조기로 주조하고, 슬래브 가열 후, 열간 압연하고, 이어서 열연판 어닐링을 행하고, 산세 후, 1회의 냉간 압연에 의해 최종 판두께로 한 후, 마무리 어닐링을 행하는 일련의 공정에 의해 무방향성 전자 강판을 제조할 때에 있어서, 상기 열연판 어닐링 공정에 있어서, 균열(soaking) 온도를 900℃ 이상 1050℃ 이하로 하고, 균열 후의 냉각 속도를 5℃/s 이상으로 함으로써, 고자속 밀도로, 생산성이 우수한 무방향성 전자 강판을, 염가로 안정적으로 얻는다.

Description

무방향성 전자 강판의 제조 방법{METHOD FOR MANUFACTURING NON-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET}

본 발명은, 전기 자동차나 하이브리드 자동차의 구동용 모터나 발전기용 모터를 전형예로 하는 모터 철심의 소재로서 적합한 고자속 밀도 무방향성 전자 강판(non-oriented electromagnetic steel sheet)의 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 하이브리드 자동차나 전기 자동차의 실용화가 진행되어, 이들에 사용되는 구동용 모터나 발전기용 모터에서는 고효율화 및 고출력화가 강하게 요구되고 있다.

또한, 모터의 구동 시스템의 발달에 의해, 구동 전원의 주파수 제어가 가능해진 점에서, 가변속 운전이나 상용 주파수 이상에서의 고속 회전을 행하는 모터가 증가하고 있다.

이 때문에, 상기한 바와 같은 모터에 적용되는 철심용의 무방향성 전자 강판에 대해서도, 고효율화 및 고출력화, 즉 저철손화(lower iron loss) 및 고자속 밀도화가 강하게 요구되고 있다.

무방향성 전자 강판의 철손을 저감하는 수단으로서는, 종래, Si, Al 및 Mn 등의 함유량을 높여, 전기 저항을 증가함으로써 와전류손(eddy current loss)을 저감하는 수법이 일반적으로 이용되어 왔다. 그러나, 이 수법으로는, 자속 밀도의 저하를 피할 수 없다는 문제가 있었다.

이러한 상황하에 있어서, 무방향성 전자 강판의 자속 밀도를 향상하는 방법에 대해서 몇 가지의 제안이 이루어지고 있다.

예를 들면, 특허문헌 1에는, P 함유량을 0.05∼0.20％, Mn 함유량을 0.20％ 이하로 하여, 고자속 밀도화를 도모하는 방법이 제안되고 있다. 그러나, 이 방법을 공장 생산에 적용한 경우, 압연 공정 등에서 판파단(sheet breakage) 등의 트러블이 발생하기 쉽고, 수율 저하나 라인 정지가 되는 등의 문제가 있었다. 또한, Si 함유량이 0.1∼1.0％로 낮기 때문에, 철손이 높고, 특히 고주파수에서의 철손은 악화된다.

또한, 특허문헌 2에는, Al 함유량을 0.017％ 이하로 하여, 고자속 밀도화를 도모하는 방법이 제안되고 있다. 그러나, 이 수법으로는, 실온에 있어서의 1회의 냉간 압연으로는, 충분한 자속 밀도의 향상 효과가 얻어지지 않았다. 이에 대하여, 냉간압연을, 판온도가 200℃의 정도의 온간 압연으로 하면 자속 밀도는 향상되기는 하지만, 온간 압연을 위한 설비 대응이나, 생산상의 제약에 의한 공정 관리가 필요해지는 등의 문제가 있었다. 또한, 중간 어닐링을 사이에 두는 2회 이상의 냉간 압연으로는, 제조 비용이 증가한다는 문제가 있었다.

또한, 전술한 원소 이외의 원소로서, Sb나 Sn의 첨가가 고자속 밀도화에 효과가 있는 것이 알려져 있으며, 예를 들면 특허문헌 3에 그 취지가 기재되어 있다.

한편, 제조 방법으로서, 특허문헌 4에는, P 함유량을 0.07％ 초과 0.20％ 이하로 한 소재에 대해서, 열연판 어닐링을 상자 어닐링으로 하고, 냉연 전 입경을 특정의 범위로 하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이 수법으로는, 냉연 전 입경을 특정의 범위로 하기 위해 열연판 어닐링의 균열(soaking) 온도를 일정한 범위로 할 필요가 있는 점에서, 생산성이 우수한 연속 어닐링을 적용한 경우, 특히 전후에 다른 강종을 통과시켰을 때에는, 특성의 불균일이 커진다는 문제가 있었다. 또한, 특허문헌 4에서는, 열연판 어닐링은 저온에서 장시간으로 하고 냉각 속도는 완만하게 하는 편이 우수한 자기 특성이 얻어진다고 기재되어 있다.

전술한 바와 같이, 지금까지의 기술로는, 와전류손이 충분히 낮은 Si 함유량이 3.0％ 초과인 소재에 대하여, 고자속 밀도로, 생산성(제조성)에도 우수한 무방향성 전자 강판을, 염가로 안정적으로 제공하는 것은 곤란한 것이 실정이다.

일본특허공고공보 평6-80169호 일본특허공보 제4126479호 일본특허공보 제2500033호 일본특허공보 제3870893호

본 발명은, 상기의 실정을 감안하여 개발된 것으로, 자속 밀도 및 철손이 우수한 무방향성 전자 강판을, 염가로 안정적으로 얻을 수 있는 제조 방법을 제안하는 것을 목적으로 한다.

이에, 발명자들은, 상기의 과제를 해결하기 위해, 와전류손을 충분히 저감할 수 있는 Si량이 3.0％ 초과인 강판을 소재로 하고, 자속 밀도를 향상하기 위해, Mn량을 저감함과 함께, Al량을 격감하고, Sn이나 Sb 나아가서는 P를 첨가하고, 또한 생산성의 향상 및 제조 비용의 삭감을 도모하기 위해, 연속 어닐링로에 의한 열연판 어닐링 및 1회의 냉간 압연의 공정으로 이루어지는 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 대해서, 연구를 거듭했다.

그 결과, 생산성을 향상시키기 위해서는, 적량의 Ca를 첨가함과 함께, 열연판 어닐링에 있어서의 냉각 속도를 빠르게 하는 것이 유리한 점, 또한 특히 연속 주조에 만곡형 연속 주조기를 이용한 경우에는, 슬래브가 만곡대(curved zone)를 통과한 직후의 교정대(straightening zone)에 있어서의 슬래브폭 중앙부에서의 표면 온도를 제어하는 것이 유효한 점을 발견했다.

본 발명은, 상기의 인식에 입각하는 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％로,

C: 0.0050％ 이하,

Si: 3.0％ 초과 5.0％ 이하,

Mn: 0.10％ 이하,

Al: 0.0010％ 이하,

P: 0.040％ 초과 0.2％ 이하,

N: 0.0040％ 이하,

S: 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하,

Ca: 0.0015％ 이상 0.005% 이하 및

Sn 및 Sb 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 합계: 0.01％ 이상 0.1％ 이하

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성으로 이루어지는 슬래브를, 연속 주조기로 주조하고, 슬래브 가열 후, 열간 압연하고, 이어서 열연판 어닐링을 행하고, 산세(pickling) 후, 1회의 냉간 압연에 의해 최종 판두께로 한 후, 마무리 어닐링을 행하는 일련의 공정에 의해 무방향성 전자 강판을 제조할 때에 있어서,

상기 열연판 어닐링 공정에 있어서, 균열 온도를 900℃ 이상 1050℃ 이하로 하고, 균열 후의 냉각 속도를 5℃/s 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.

2. 상기 연속 주조기가 만곡형 연속 주조기인 경우에, 상기 슬래브가 만곡대를 통과한 직후의 교정대에 있어서의 슬래브폭 중앙부에서의 표면 온도를 700℃ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 상기 1에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법.

3. 상기 열연판 어닐링을 연속 어닐링으로 행할 때에 있어서, 동일한 열연판 코일 내에 있어서의 균열 온도의 최고 온도와 최저 온도와의 차이가 10℃ 이상인 것을 특징으로 하는 상기 1 또는 2에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 자속 밀도 및 철손이 우수한 무방향성 전자 강판을, 염가로 안정적으로 얻을 수 있다.

도 1은 열연판 어닐링의 균열 온도가 결정 입경에 미치는 영향을 나타내는 그래프이다.
도 2는 열연판 어닐링의 냉각 속도가 자속 밀도 B₅₀에 미치는 영향을 나타내는 그래프이다.
도 3은 열연판 어닐링의 냉각 속도가 철손 W_{10 /400}에 미치는 영향을 나타내는 그래프이다.
도 4는 열연판 어닐링의 균열 온도가 자속 밀도 B₅₀에 미치는 영향을 나타내는 그래프이다.
도 5는 열연판 어닐링의 균열 온도가 철손 W_{10 /400}에 미치는 영향을 나타내는 그래프이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

우선, 본 발명의 해명 경위에 대해서 설명한다.

이에, 본 발명자들은, 철손을 충분히 낮게 하기 위해, Si량을 3.0％ 초과로 한 소재에 대해서 검토하기로 했다. Si량을 3.0％ 초과로 하면 자속 밀도가 저하되기 때문에, 집합 조직의 개선에 의한 자속 밀도 향상책으로서, 종래 기술을 참고로, Al량을 극저화하고, Sn 및/또는 Sb를 첨가하고, P를 첨가하고, Mn량을 저감하기로 했다.

이상의 점에서, 발명자들은, 3.3％Si-0.03％Mn-0.0005％Al-0.09％P-0.0018％S-0.0015％C-0.0017％N-0.03％Sn의 조성이 되는 강 슬래브(강 A)에 의한 실험을 행했다. 또한, 성분에 관한 「％」 표시는 특별히 언급하지 않는 한 질량％를 의미하는 것으로 한다.

그러나, 상기의 강 슬래브를, 1100℃에서 가열한 후, 2.0㎜ 두께까지 열연할 때에, 일부의 재료가 파단된다는 문제가 발생했다. 파단의 원인을 해명하기 위해, 파단된 열연 도중재를 조사한 결과, 갈라짐(crack)부에 S가 농화되어 있는 것이 판명되었다. 또한, S의 농화부에는 Mn의 농화는 확인되지 않았던 점에서, 농화된 S는 열연시에 액상(液相)의 FeS가 되어, 파단의 원인이 된 것으로 추정했다.

따라서, 파단을 방지하기 위해서는, S를 저감하면 좋다고 생각되지만, 제조상, S를 내리려면 한계가 있으며, 탈황에 의한 비용 증가도 문제가 된다. 다른 방법으로서는, Mn을 증가시키는 것이 생각되지만, Mn은 자속 밀도의 향상을 위해서는 저감할 필요가 있다.

그래서, 발명자들은, Ca를 첨가함으로써, S를 CaS로서 석출시키면, 액상의 FeS를 저감하여, 열연에서의 파단을 방지할 수 있는 것은 아닐까 생각하여, 다음의 실험을 행했다.

즉, 3.3％Si-0.03％Mn-0.0005％Al-0.09％P-0.0018％S-0.0017％C-0.0016％N-0.03％Sn-0.0030％Ca의 조성이 되는 강 슬래브(강 B)를, 1100℃로 가열한 후, 2.0㎜ 두께까지 열연했다. 그 결과, 열연에서의 파단은 발생하지 않았다.

다음으로, 전술한 Ca 무첨가의 열연판과 전술한 Ca 첨가의 열연판에 대하여, 900℃, 950℃, 1000℃, 1050℃에서 열연판 어닐링을 행했다. 또한, 열연판 어닐링 후의 냉각 속도는 4℃/s로 했다. 이어서, 산세 후, 판두께: 0.25㎜로 냉간 압연했지만, 일부의 재료가 파단된다는 문제가 발생했다. Ca 첨가재에서는 열연판 어닐링의 균열 온도에 관계없이 일부의 재료에서 파단이 발생했지만, Ca 무첨가재에서는 열연판 어닐링의 균열 온도가 1050℃인 경우에 재료의 일부에서 파단이 발생했다.

파단의 원인 해명을 위해, 냉연 전의 조직에 대해서 조사한 결과를 도 1에 나타낸다. 도 1은, 열연판 어닐링에 있어서의 균열 온도와 어닐링 후의 열연판의 결정 입경과의 관계를 나타낸 것이며, 파단이 발생한 경우를 파선으로 둘러싸 나타내고 있다.

도 1로부터, 파단이 발생한 것은 냉연 전 입경이 조대한(coarse) 소재인 것을 알 수 있었다. Ca 첨가재에서는, MnS의 미세 석출물이 없기 때문에, 전체적으로 냉연 전 입경이 조대해져, 냉간 압연에서 파단이 발생한 것이라고 생각된다.

이상의 점에서, 열연에서의 파단 방지에는 Ca 첨가가 유효하기는 하지만, 냉연에서의 파단 방지에는 Ca 첨가는 오히려 유해하다는 것이 판명되었다. 이 때문에, Ca 첨가에 의해, 열연과 냉연에서의 파단을 동시에 방지하는 것은 곤란하게 생각되었다.

그러나, 발명자들은, 냉간 압연에서의 파단에는 P의 입계 편석이 관계되어 있다고 생각하여, 열연판 어닐링의 냉각 속도를 빠르게 하고, P의 입계 편석량을 저감해 주면, 냉연에서의 파단을 방지할 수 있는 것은 아닐까 생각했다.

열연판 어닐링의 냉각 속도를 빠르게 하는 것은, 특허문헌 4에 기재되어 있는 바와 같이, 자기 특성이 열화될 우려를 생각할 수 있었지만, 특허문헌 4에는 실제로 냉각 속도를 변경한 예가 없었기 때문에, 발명자들은 실제로 실험하기로 했다.

표 1에 나타내는 조성으로 이루어지는 강 슬래브 C(Ca 무첨가재) 및 강 슬래브 D(Ca 첨가재)를, 1100℃에서 가열한 후, 2.0㎜ 두께까지 열연하고, 이어서 이들 열연판을, 균열 온도: 900℃, 950℃, 1000℃, 1050℃에서 처리한 후, 냉각 속도: 32℃/s로 냉각했다. 또한, 별도로, 강 슬래브 C, D의 열연판에 대해서, 균열 온도를 1000℃로 하고, 냉각 속도를 4, 8, 16, 32℃/s로 여러 가지로 변화시키는 열연판 어닐링을 실시했다. 이어서, 이들 열연판을, 산세 후, 판두께: 0.25㎜로 냉간 압연한 후, 1000℃에서 마무리 어닐링을 실시했다.

그 결과, 열연 공정에 있어서, Ca 무첨가재의 일부의 재료에서 파단이 발생했다. 또한, 냉간 압연 공정에서는, 열연판 어닐링의 냉각 속도가 4℃/s였던 Ca 첨가재의 일부의 재료에서 파단이 발생했지만, 8℃/s 이상의 냉각 속도에서는 파단은 발생하지 않았다.

즉, 전술한 목적과 같이, Ca 첨가재라도, 열연판 어닐링시의 냉각 속도를 빠르게 함으로써, 냉연에서의 파단을 방지할 수 있는 것이 밝혀졌다.

또한, 얻어진 제품판의 자기 특성을 조사했다. 자기 특성은, 압연 방향(L) 및 압연 직각 방향(C)으로 엡스타인 시험편을 절출하여 측정하고, (L＋C) 특성의 B₅₀(자화력: 5000A/m에 있어서의 자속 밀도) 및 W_{10 /400}(자속 밀도: 1.0T, 주파수: 400㎐로 여자(excitation)했을 때의 철손)으로 평가했다.

도 2, 3에 각각, 열연판 어닐링의 냉각 속도가 자속 밀도 B₅₀ 및 철손 W_{10 /400}에 미치는 영향에 대해서 조사한 결과를 나타낸다.

도 2, 3에 나타낸 바와 같이, Ca 무첨가재에서는, 냉각 속도의 증가에 수반하여 자기 특성은 약간 열화되는 경향이 있었지만, Ca 첨가재에서는, 냉각 속도가 증가해도 자기 특성의 열화는 확인되지 않았다.

이 원인은, 반드시 분명하지 않지만, 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다.

특허문헌 4에 의하면, 냉각 속도의 감소에 의해 미세한 석출물이 감소하여, 자기 특성이 개선된다고 생각되고 있었다.

일반적으로, Al 함유량이 매우 낮은 경우, 미세한 석출물은 MnS라고 생각되지만, 본 발명과 같은 Ca 첨가재에서는 S는 CaS로서 조대하게 석출되어 있기 때문에, 미세한 MnS는 존재하지 않는다고 생각된다. 따라서, Ca 무첨가재에서만 냉각 속도의 증가에 수반하여 자기 특성이 열화된다고 생각된다. 즉, 본 발명의 Ca 첨가재에서는, 열연판 어닐링의 냉각 속도를 증가해도 자기 특성의 열화는 발생하지 않고, 한편, 냉연에서의 파단도 방지할 수 있다고 생각된다.

다음으로, 열연판 어닐링의 균열 온도가 자속 밀도 B₅₀ 및 철손 W_{10 /400}에 미치는 영향에 대해서 조사한 결과를, 도 4, 5에 나타낸다.

도 4, 5에 나타낸 바와 같이, Ca 무첨가재에서는, 자기 특성의 균열 온도 의존성이 매우 강했던 것에 대하여, Ca 첨가재에서는 균열 온도 의존성은 거의 확인되지 않았다.

이 이유는, 반드시 분명하지 않지만, 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다.

전술한 바와 같이, Ca 첨가재에서는, MnS 등의 미세한 석출물이 존재하지 않기 때문에, 균열 온도에 의해 석출물의 석출 형태는 거의 변화하지 않는다고 생각되며, 도 1에 나타낸 바와 같이, 냉연 전의 입경 변화는 작다. 한편, Ca 무첨가재에서는, MnS 등의 미세한 석출물이 균열 온도에 의해 고용하는 등 하여 석출 형태에 변화가 발생한다고 생각되며, 도 1에 나타낸 바와 같이, 균열 온도가 변화하면 냉연 전 입경도 크게 변화한다. 냉연 전 입경은 자기 특성에 영향을 미치기 때문에, Ca 무첨가재에서는 균열 온도 의존성이 강하다고 생각된다.

즉, 본 발명의 Ca 첨가재에서는, 열연판 어닐링의 균열 온도의 변동에 의한 자기 특성의 변화는 거의 없기 때문에, 연속 어닐링에서 전후에 다른 강종을 통과시켜서 균열 온도가 변동한 경우와 같이 1개의 코일로 균열 온도의 변화가 10℃ 이상 발생하는 경우(최고 온도와 최저 온도의 차이가 10℃ 이상이 되는 경우)라도, 특성의 불균일은 작아, 안정적인 자기 특성이 얻어지게 된다. 그렇다고는 해도, 균열 온도의 변동량이 20℃를 초과하면, 역시 특성의 불균일이 커지기 때문에, 균열 온도의 변동량은 20℃ 이하로 하는 것이 적합하다.

전술한 인식에 기초하여, Ca 첨가재에서의 실험을 복수회 행했다. 그 결과, 슬래브의 주조를 만곡형 연속 주조기로 행한 경우에는, 열연 공정에서 파단에는 이르지 않기는 하지만, 일부 열연판에는 갈라짐이 발생했다.

그래서, 발명자들은, 열연판에서 갈라짐이 발생한 재료의 제조 조건에 대해서, 더욱 면밀한 검토를 행했다. 그 결과, 표 2에 나타내는 바와 같이, 만곡형 연속 주조기에서의 슬래브가 만곡대를 통과한 직후의 교정대에 있어서의 슬래브폭 중앙부에서의 표면 온도가 700℃ 미만이었던 열연판에서 갈라짐의 발생률이 높은 것이 판명되었다.

이상의 인식에 기초하여, 자속 밀도 및 철손이 우수한 고자속 밀도 전자 강판을, 염가로 안정적으로 제조하는 방법의 개발에 성공하여, 본 발명을 완성시키기에 이르렀던 것이다.

다음으로, 본 발명에 있어서, 강 성분을 상기의 조성 범위에 한정한 이유에 대해서 설명한다.

C: 0.0050％ 이하

C는, 철손을 열화시키기 때문에 적으면 적을수록 좋다. C가 0.0050％를 초과하면 철손 증가가 특히 현저해지는 점에서, C는 0.0050％ 이하로 한정한다. 하한에 대해서는, C는 적으면 적을수록 바람직하기 때문에, 특별히 한정은 하지 않지만, 탈탄 비용를 고려하면 0.0005％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

Si: 3.0％ 초과 5.0％ 이하

Si는, 강의 탈산제로서 일반적으로 이용되는 것 외에, 전기 저항을 높여 철손을 저감하는 효과를 갖기 때문에, 전자 강판을 구성하는 주요 원소이다. 본 발명에서는, Al, Mn 등 다른 전기 저항을 높이는 원소를 이용하지 않기 때문에, Si는 전기 저항을 높이는 주체가 되는 원소로서, 3.0％를 초과하여 적극적으로 첨가한다. 그러나, Si량이 5.0％를 초과하면 냉간 압연 중에 갈라짐을 발생하는 등 제조성이 저하되기 때문에, 그 상한을 5.0％로 했다. 바람직하게는 4.5％ 이하이다.

Mn: 0.10％ 이하

Mn은, 자속 밀도를 향상시키기 위해서는 적으면 적을수록 좋다. 또한, MnS로서 석출하면 자벽 이동의 방해가 될뿐만 아니라, 결정립 성장을 저해함으로써 자기 특성을 열화시키는 유해 원소이다. 따라서, Mn은 자기 특성의 관점에서 0.10％ 이하로 제한한다. 또한, 하한에 대해서는, Mn은 적으면 적을수록 바람직하기 때문에, 특별히 한정은 하지 않지만, 0.005％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

Al: 0.0010％ 이하

Al은, Si와 동일하게, 강의 탈산제로서 일반적으로 이용되고 있고, 전기 저항을 증가하여 철손을 저감하는 효과가 크기 때문에, 무방향성 전자 강판의 주요 구성 원소 중 하나이다. 그러나, 본 발명에서는, 제품의 자속 밀도를 향상시키기 위해, Al량은 0.0010％ 이하로 제한한다. 하한에 대해서는, Al은 적으면 적을수록 바람직하기 때문에, 특별히 한정은 하지 않지만, 0.00005％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

P: 0.040％ 초과 0.2％ 이하

P는, 자속 밀도를 향상시키는 효과가 있고, 이 효과를 얻기 위해서는 0.040％ 초과의 첨가를 필요로 하지만, 한편으로 과잉인 P 첨가는 압연성의 저하를 초래하기 때문에, P량은 0.2％ 이하로 제한한다.

N: 0.0040％ 이하

N은, 전술한 C와 동일하게, 자기 특성을 열화시키기 때문에 0.0040％ 이하로 제한한다. 하한에 대해서는, N은 적으면 적을수록 바람직하기 때문에, 특별히 한정은 하지 않지만, 0.0005％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

S: 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하

S는, 석출물이나 개재물을 형성하여 제품의 자기 특성을 열화시키기 때문에, 적으면 적을수록 좋다. 본 발명에서는, Ca를 첨가하기 때문에, S의 악영향은 비교적 작지만, 자기 특성을 열화시키지 않기 위해 0.0050％ 이하로 제한한다. 또한, 탈황에 의한 비용 증가를 억제하기 위해, 하한은 0.0003％로 했다.

Ca: 0.0015％ 이상

본 발명에서는, Mn이 통상의 무방향성 전자 강판과 비교하여 낮기 때문에, Ca는 강 중에서 S를 고정함으로써 액상의 FeS의 생성을 방지하여, 열연시의 제조성을 양호하게 한다. 또한, Mn량이 낮은 본 발명에서는, Ca는 자속 밀도를 향상시키는 효과가 있다. 또한, 열연판 어닐링의 균열 온도의 변동에 의한 자기 특성의 변동을 작게 하는 효과도 있다. 이들 효과를 얻으려면, 0.0015％ 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, 너무 다량의 첨가는 Ca 산화물 등의 Ca계 개재물이 증가함으로써, 철손이 열화될 우려가 있기 때문에, 상한은 0.005％ 정도로 하는 것이 바람직하다.

Sn 및 Sb 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 합계: 0.01％ 이상 0.1％ 이하

Sn 및 Sb는 모두, 집합 조직을 개선하여 자기 특성을 높이는 효과를 갖지만, 그 효과를 얻으려면, Sn, Sb의 단독 첨가 또는 복합 첨가 어느 경우도 0.01％ 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, 과잉하게 첨가하면 강이 취화(embrittlement)되어, 강판 제조 중의 판 파단이나 스캐브(scab)가 증가하기 때문에, Sn, Sb는 단독 첨가 또는 복합 첨가 어느 경우도 0.1％ 이하로 한다.

상기한 바와 같은, 필수 성분 및 억제 성분으로 함으로써, 자속 밀도 및 철손이 우수한 무방향성 전자 강판을, 염가로 안정적으로 제조할 수 있다.

또한, 본 발명에서는, 그 외의 원소는 제품의 자기 특성을 열화시키기 때문에, 제조상 문제없는 레벨까지 저감하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명에 따른 제조 방법의 한정 이유에 대해서 서술한다.

본 발명의 고자속 밀도 전자 강판의 제조 공정은, 일반의 무방향성 전자 강판에 적용되어 있는 공정 및 설비를 이용하여 실시할 수 있다.

예를 들면, 전로 혹은 전기로 등에서 소정의 성분 조성으로 용제된 강을, 탈가스 설비에서 2차 정련하고, 연속 주조에 의해 강 슬래브로 한 후, 열간 압연, 열연판 어닐링, 산세, 냉간 압연, 마무리 어닐링 및 절연 피막의 도포 및 베이킹과 같은 공정이다.

단, 연속 주조를 만곡형 연속 주조기로 행하는 경우는, 만곡대를 통과한 직후의 교정대에 있어서의 슬래브 표면 온도를, 슬래브폭 중앙부에서의 온도로 700℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그렇다고 하는 것은, 만곡대를 통과한 직후의 교정대에 있어서의 슬래브폭 중앙부에서의 표면 온도가 700℃ 미만이면, 열연판에 갈라짐이 발생하기 쉬워지기 때문이다. 또한, 슬래브폭 중앙부에서의 표면 온도의 상한은 900℃ 정도가 적합하다. 여기에, 교정대에 있어서의 슬래브폭 중앙부에서의 표면 온도는, 예를 들면 만곡대에서의 냉각수에 의한 냉각 조건 등을 변경함으로써 제어할 수 있다.

다음으로, 열간 압연시에 있어서, 슬래브 가열 온도는 1000℃ 이상 1200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 슬래브 가열 온도가 고온이 되면, 에너지 로스가 커져 경제적이지 않을 뿐만 아니라, 슬래브의 고온 강도가 저하되어 슬래브 쳐짐 등 제조상의 트러블이 발생하기 쉬워지기 때문에, 1200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

열연판의 두께는 특별히 묻지 않지만, 1.5∼2.8㎜가 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.7∼2.3㎜이다.

본 발명에 있어서, 열연판 어닐링의 균열 온도는 900℃ 이상, 1050℃ 이하로 할 필요가 있다. 그렇다고 하는 것은, 열연판 어닐링의 균열 온도가 900℃ 미만에서는 자기 특성의 열화를 초래하고, 한편 1050℃를 초과하면 경제적으로 불리하기 때문이다. 바람직하게는 950℃ 이상 1050℃ 이하의 범위이다.

본 발명에서는, 상기한 열연판 어닐링에 있어서의 균열 처리 후의 냉각 속도가 특히 중요하다. 즉, 열연판 어닐링에 있어서의 냉각 속도를 5℃/s 이상으로 제어할 필요가 있다. 그렇다고 하는 것은, 열연판 어닐링의 냉각 속도가 5℃/s에 미치지 못하면, 그 후의 냉연에서 파단이 발생하기 쉬워지기 때문이다. 보다 적합한 냉각 속도는 25℃/s 이상이다. 또한, 이 냉각 속도의 상한값은 100℃/s 정도로 하는 것이 바람직하다.

또한, 이 제어 냉각 처리는, 적어도 650℃까지 행하면 좋다. 그렇다고 하는 것은, P의 입계 편석은 700∼800℃에서 현저해지기 때문에, 냉연에서의 파단 방지를 위해서는, 적어도 650℃까지 상기의 조건으로 제어 냉각을 행하면, 상기의 문제는 해소되기 때문이다.

이와 같이, 본 발명에서는, 열연판 어닐링의 냉각 속도를 5℃/s 이상으로 하기 때문에, 열연판 어닐링은 연속 어닐링이 적합하다. 또한, 생산성, 제조 비용의 점에서도, 상자 어닐링보다도 연속 어닐링의 쪽이 바람직하다.

여기에서, 냉각 속도는, 예를 들면 850℃에서 650℃까지 냉각한 시간을 t(s)로 한 경우,

200(℃)÷t(s)에 의해 산출한다.

다음으로, 상기의 열연판 어닐링 후, 1회의 냉간 압연으로 최종 판두께로 하는, 소위 1회 냉연법을 적용하여 냉간 압연을 행한다. 1회 냉연법으로 한 것은, 생산성, 제조성을 높이기 위함이다. 즉, 중간 어닐링을 사이에 두는 2회 이상의 냉간 압연에서는, 제조 비용이 증가하고, 생산성이 저하된다. 또한, 냉간 압연을, 판온이 200℃의 정도의 온간 압연으로 하면 자속 밀도는 향상된다. 따라서, 온간 압연을 위한 설비 대응이나 생산성상의 제약, 경제성에 문제가 없으면, 본 발명에 있어서 온간 압연을 실시해도 좋다.

냉연판의 두께는 특별히 묻지 않지만, 0.20∼0.50㎜ 정도로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 마무리 어닐링을 행하지만, 이때의 균열 온도는 700℃ 이상 1150℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 그렇다고 하는 것은, 균열 온도가 700℃ 미만에서는 재결정이 충분히 진행되지 않아 자기 특성이 대폭으로 열화되는 경우가 있는 것에 더하여, 연속 어닐링에 있어서의 판 형상의 교정 효과가 충분히 발휘되지 않고, 한편 1150℃를 초과하면 결정립이 매우 조대화되어 버리고, 특히 고주파수영역에서의 철손이 증가하기 때문이다.

상기한 마무리 어닐링 후, 철손을 저감하기 위해 강판의 표면에 절연 코팅을 행하는 것이 유리하다. 이때, 양호한 펀칭성을 확보하기 위해서는, 수지를 함유하는 유기 코팅이 바람직하고, 한편 용접성을 중시하는 경우에는, 반(半)유기나 무기 코팅을 적용하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는, 철손을 저감하기 위해 Si 함유량을 3.0％ 초과로 한 후에, 자속 밀도를 향상하기 위해, Al 함유량의 극저화, Mn 함유량의 저화, Sn 및/또는 Sb의 첨가, 또한 P의 첨가를 행하고 있지만, 이들의 복합 효과에 대해서는 반드시 분명하지 않다.

실시예

실시예 1

표 3에 나타내는 성분 조성이 되는 강 슬래브를, 표 4에 나타내는 조건으로, 만곡형 연속 주조기를 이용하여 주조한 후, 마찬가지로 표 4에 나타내는 조건으로, 슬래브 재가열 후, 열간 압연, 열연판 어닐링을 행하고, 산세 후, 판두께: 0.25㎜까지 냉간 압연을 행한 후, 마무리 어닐링을 행했다.

단, 강종 E는 열연시에 파단이 발생했기 때문에, 열연판 어닐링 이후의 공정은 행하지 않았다. 또한, 강종 F의 No.3의 조건에서는, 열연판에 갈라짐이 발생했다. 한편, 강종 F의 No.4∼7의 조건 및 강종 G의 No.8∼11의 조건에서는, 열연판에 갈라짐은 발생하지 않았다.

또한, 그 후의 냉간 압연에서는, 강종 F의 No.4의 조건 및 강종 G의 No.8의 조건에서, 파단이 발생했다. 한편, 강종 F의 No.5∼7의 조건 및 강종 G의 No.9∼11의 조건에서는, 냉연판에 갈라짐은 발생하지 않았다.

추가로, 얻어진 제품판의 자기 특성을 조사했다. 자기 특성은 압연 방향 (L) 및 압연 직각 방향 (C)로 엡스타인 시험편을 절출하여 측정하고, (L＋C) 특성의 B₅₀(자화력: 5000A/m에 있어서의 자속 밀도) 및 W_{10 /400}(자속 밀도: 1.0T, 주파수: 400㎐로 여자했을 때의 철손)으로 평가했다.

얻어진 결과를 표 4에 병기한다.

표 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따라 제조한 경우에는, 열연 및 냉연에서의 파단은 없고, 또한 양호한 자기 특성을 얻을 수 있었다.

실시예 2

표 5에 나타내는 성분 조성이 되는 강 슬래브를, 만곡형 연속 주조기로 교정대 입측에서의 슬래브폭 중앙부에서의 표면 온도: 750∼850℃에서 주조하고, SRT(슬래브 재가열 온도): 1050∼1110℃에서 두께: 2.0㎜로 열연 후, 열연판 어닐링의 균열 온도: 990℃, 열연판 어닐링의 냉각 속도: 30∼50℃/s로 열연판 어닐링을 연속 어닐링으로 행하고, 두께: 0.25㎜로 냉연한 후, 균열 온도: 1000℃에서 마무리 어닐링을 행하여, 전자 강판을 제조했다. 이때, 강종 J 및 U는 냉간 압연 중에 갈라짐이 발생했기 때문에, 이후의 처리를 중지했다.

얻어진 전자 강판에 대해서, 자기 특성 (L＋C 특성)에 대해서 조사한 결과를 표 5에 병기한다. 또한, 자기 특성의 평가는 실시예 1과 동일한 방법으로 행했다.

표 5로부터 분명한 바와 같이, 본 발명의 성분 조성을 만족하는 발명예는 모두, W_{10 /400}이 12.3W/kg 이하이고 또한 B₅₀이 1.737T 이상으로 되어 있어, 양호한 자기 특성을 나타내고 있다.

실시예 3

표 6에 나타내는 성분 조성이 되는 강 슬래브를, 만곡형 연속 주조기로 교정대 입측에서의 슬래브폭 중앙부에서의 표면 온도: 770℃에서 주조하고, SRT(슬래브재가열 온도): 1090℃에서 두께: 2.0㎜로 열연 후, 열연판 어닐링의 균열 온도: 950∼990℃, 열연판 어닐링의 냉각 속도: 47℃/s로 열연판 어닐링을 연속 어닐링으로 행하고, 두께: 0.25㎜로 냉연한 후, 균열 온도: 1000℃에서 마무리 어닐링을 행하여, 전자 강판을 제조했다. 여기에서, 열연판 어닐링의 균열 온도는 열연판 코일 선단부에서는 950℃로 하고, 그 후 온도를 올리고, 열연판 코일 미단부에서는 990℃로 했다.

얻어진 전자 강판에 대해서, 자기 특성 (L＋C 특성)을 조사한 결과를 표 7에 나타낸다. 또한, 평가는 실시예 1과 동일한 방법으로 행했다.

표 7로부터 분명한 바와 같이, 본 발명의 성분 조성을 만족하는 발명예는, 열연판 어닐링 온도의 변동에도 관계없이, 자기 특성의 변동이 거의 없어, 제조 안정성이 우수한 것이 확인되었다.

Claims (2)

1. 질량％로,
   C: 0.0050％ 이하,
   Si: 3.0％ 초과 5.0％ 이하,
   Mn: 0.10％ 이하,
   Al: 0.0010％ 이하,
   P: 0.040％ 초과 0.2％ 이하,
   N: 0.0040％ 이하,
   S: 0.0003％ 이상 0.0050％ 이하,
   Ca: 0.0015％ 이상 0.005% 이하 및
   Sn 및 Sb 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 합계: 0.01％ 이상 0.1％ 이하
   를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성으로 이루어지는 슬래브를, 연속 주조기로 주조하고, 슬래브 가열 후, 열간 압연하고, 이어서 열연판 어닐링을 행하고, 산세 후, 1회의 냉간 압연에 의해 최종 판두께로 한 후, 마무리 어닐링을 행하는 일련의 공정에 의해 무방향성 전자 강판을 제조할 때에 있어서,
   상기 열연판 어닐링 공정에 있어서, 균열(soaking) 온도를 900℃ 이상 1050℃ 이하로 하고, 균열 후의 냉각 속도를 5℃/s 이상으로 하고,
   상기 열연판 어닐링을 연속 어닐링으로 행할 때에 있어서, 동일한 열연판 코일 내에 있어서의 균열 온도의 최고 온도와 최저 온도와의 차이가 10℃ 이상인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
2. 제1항에 있어서,
   상기 연속 주조기가 만곡형 연속 주조기인 경우에, 상기 슬래브가 만곡대를 통과한 직후의 교정대에 있어서의 슬래브폭 중앙부에서의 표면 온도를 700℃ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.

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