KR20020013442A

KR20020013442A - 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR20020013442A
Application number: KR1020010047756A
Authority: KR
Inventors: 우시가미요시유키; 나카무라슈이치; 무라카미겐이치; 후지이히로야스; 야마모토노리히로
Original assignee: 아사무라 타카싯; 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2000-08-08
Filing date: 2001-08-08
Publication date: 2002-02-20
Also published as: EP2107130A1; CN1128239C; CN1351186A; DE60144270D1; US6613160B2; EP1179603A3; US20020038678A1; EP1179603B1; EP2107130B1; KR100442101B1; EP1179603A2

Abstract

방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서, 탈탄소둔의 가열 속도를 높여 1차재결정을 제어하는 경우 2차 재결정이 불안정하게 되는 원인을 해명하고, 안정 제조 조건을 제시한다.

탈탄소둔공정에 있어서, 가열 속도에 의한 1차 재결정 조직 및 균열소둔 조건에 의한 산화층 제어를 한다. 또 그 후의 질화처리에 있어서 (Al, Si)N 인히비터의 조성비를 조정한다.

Description

자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법{THE METHOD FOR PRODUCING AN ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET HAVING HIGH MAGNETIC FLUX DENSITY}

본 발명은, 결정립이 거울 지수로 {110}<001> 방위에 집적된, 이른 바 방향성 전자 강판의 제조 방법에 관한 것이다. 이 방향성 전자 강판은 연자성 재료로서 변압기 등의 전기기기의 철심으로서 사용된다

방향성 전자 강판은, {110}<001>방위 (이른 바, 고스방위)에 집적된 결정립에 의하여 구성된 Si를 4.8% 이하 함유한 강판이다. 이 강판은 자기 특성으로서 자성 특성과 철손 특성이 요구된다. 자성 특성을 나타내는 지표로서는 자장 강도 800A/m에서의 자속밀도: B8이 통상 사용된다. 또 철손 특성을 나타내는 지표로서는 주파수 50Hz로 l.7T까지 자화한 때의 강판 1kg당 철손 :W17/ 50이 사용된다. 자속밀도 : B8은 철손 특성의 최대 지배 인자이고, 자속밀도 : B8값이 높을수록 철손 특성도 양호하게 된다. 자속 밀도 : B8을 높이려면 결정 방위를 고도로 갖추는 것이 중요하다. 이 결정 방위의 제어는 2차 재결정이라 불리는 급격한 입성장 현상을 이용하여 달성된다. 이 2차 재결정을 제어하려면, 2차 재결정 전의 1차 재결정 조직 조정과, 인히비터라고 불리는 미세 석출물의 조정이 필요하다. 이 인히비터는, 일차 재결정 조직 중에서 일반 입자의 성장을 억제하고, 특정 {110}<001> 방위립만을 우선 성장시키는 기능을 가진다.

석출물로서 대표적인 것은, M. F. Littmann (특공소 30-3651호 공보) 및 J. E. May & D. Turnbull (Trans. Met. Soc. AIME 212. 1958년) p769 등은 MnS을, 다구치등의 발명(특공소40-15644호 공보)은 AlN을, 이마나카 등의 발명(특공소51-l3469호 공보)은 MnSe를 제시하고 있다.

이러한 석출물은 열간압연 전의 슬라브 가열시에 완전 고용하게 한 다음, 열간압연 및 그 후의 소둔 공정으로 미세 석출하게 하는 방법을 취하고 있다.이러한석출물을 완전 고용하게 하기 위하여 1350℃ 내지 l400℃ 이상의 고온으로 가열할 필요가 있고, 이것은 보통 강의 슬라브 가열 온도에 비하여 약200℃ 높고, 다음과 같은 문제점, 즉, 1) 전용 가열로가 필요하고, 2) 가열로의 에너지원 단위가 높으며, 3) 용융 스케일량이 많아 슬래그 제거 등의 조업 관리가 필요하다.

이와 관련하여, 저온 슬라브 가열에 의한 연구 개발을 진행하고, 저온 슬라브 가열에 의한 제조 방법으로서 고마츠 등의 발명(특공소62-45285호 공보)은 질화처리에 의하여 형성된 (Al, Si) N을 인히비터로서 사용하는 방법을 개시하고 있다. 이 질화처리 방법으로서, 고바야시 등의 발명은 탈탄소둔 후에 스트립 모양으로 질화하는 방법을 개시(특개평2-77525호 공보)하고, 우시가미 등의 발명에 의하여 그 질화물의 거동이 보고된 바 있다 (Materials Science Forum, 204-206 (1996), pp 593-598).

저온 슬라브 가열에 의한 방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서는, 탈탄소둔시에 인히비터가 형성되어 있지 않기 때문에, 탈탄소둔에서의 1차 재결정 조직의 조정이 2차 재결정을 억제하는데 있어서 중요하다. 종래의 고온 슬라브 가열에 의한 방향성 전자 강판의 제조 방법의 연구에 있어서는, 2차 재결정 전의 1차 재결정 조직 조정에 관한 지견은 거의 없고, 본원 발명자들은, 예를 들면 특공평8-32929호 공보, 특개평9-256051호 공보 등에 그 중요성을 개시하고 있다.

특공평8-32929호 공보에 있어서, 1차 재결정 입조직의 입경 분포 변동 계수가 0.6보다 커져 조직립이 불균일하게 되면 2차 재결정이 불안정하게 되는 것을 개시하고 있다. 그 후, 특개평9-256051호 공보에 있어서, 2차 재결정의 제어 인자인1차 재결정 조직과 인히비터에 관한 연구를 한 결과, 1차 재결정 입조직으로서 탈탄소둔 후의 집합 조직에 있어서 고스 방위립의 성장을 촉진하는 것으로 생각된다 {111} 및 {411} 방위 입자의 비율: I{111}/I{411}의 비율을 조정함으로써 제품의 자속밀도가 향상되는 것을 가리킨다 (I는 회절 강도: Intensity를 나타낸다). 이 때, I{111} 및 I{411}은 각각 {111} 및 {411}면이 판면에 평행인 입자의 비율이고, X선 회절 측정에 의하여 판 두께 1/10층에 있어서 측정된 회절 강도치를 나타내고 있다.

이 탈탄소둔 후의 1차 재결정 조직에 대하여는, 탈탄소둔 공정의 가열 속도,균열 온도, 균열 시간 등의 탈탄 소둔의 소둔 사이클이 영향을 주는 것은 물론이고, 열연판 소둔의 유무, 냉간압연의 압하율 (냉연 압하율) 등의 탈탄소둔 전의 제조 공정도 영향을 준다.

이 탈탄소둔 후의 1차 재결정을 억제하는 방법으로서는, 예를 들면 탈탄 소둔 공정의 가열 속도, 균열 온도, 균열 시간 등의 탈탄 소둔의 소둔 사이클을 조정함으로써 제어된다. 그 중에서, 가열 속도를 억제하는 방법은 하나의 유력한 방법이지만, 기본적으로 자속밀도는 향상되나, 가열속도가 40℃/초 이상이 되면 탈탄소둔 후의 일차 재결정 조직은 양호함에도 불구하고 2차 재결정이 불안정하게 되는 경우가 있는 것을 알게 되었다.

또 냉연 압하율이 1차 재결정에 미치는 영향은, 일차 재결정 조직 중의 {111}, {411} 결정 방위를 가진 결정립을 발달시키기 위하여, 냉연 압하율을 80% 이상으로 할 필요가 있고, 이는, 높은 자속밀도를 얻기 위한 지표인 I{111}/I{411}를 3 이하로 하는데 있어서, 대단히 중요한 것이다. 그러나, 냉연 압하율을 높이면, 기본적으로 제품의 자속밀도는 향상되지만, 어느 일정 냉연 압하율을 넘으면, I{111}/I{411}을 3 이하로 제어하고 있음에도 불구하고, 2차 재결정이 불안정하게 되고, 제품의 자속 밀도가 저하되는 것을 알게 되었다.

이러한 1차 재결정 집합 조직 등을 제어한 2차 재결정 제어 이외에도, 방향성 규소 강판의 철손을 더욱 저감하는 수단으로서, 자구를 세분화하는 기술이 개발되어 있다. 쌓아올린 철심의 경우, 마무리 소둔 후의 강판에 레이저 빔을 쬐어 국부적인 미소 변형을 줌으로써 자구를 세분화하여 철손을 저감하는 방법이, 예를 들면, 특개소58-26405호 공보에 개시되어 있다. 또한 감아놓은 철심의 경우에는, 철심으로 가공한 후 자기변형소둔을 실시하여도 자구세분화 효과가 소실하지 않는 방법도, 예를 들면, 특개소62-8617호 공보에 개시되어 있다. 이러한 자구를 세분화하는 기술적 수단에 의하여 철손은 크게 저감되어 왔다.

그러나, 이러한 자구의 움직임을 관찰하면, 움직이지 않는 자구도 존재하는 것을 알 수 있고, 방향성 전자 강판의 철손치를 더욱 저감하기 위하여, 자구 세분화와 함께, 자구의 움직임을 저해하는 강판 표면의 글래스 피막에 의한 계면의 요철로부터 생기는 핀 멈춤 효과를 없애는 것이 중요하다는 것을 알았다.

그러기 위하여, 자구의 움직임을 저해하는 강판 표면의 글래스 피막을 형성 하지 않는 것이 유효하다. 그 수단의 하나로서, 소둔 분리제로서 조대 고순도의 알루미나를 사용함으로써 글래스 피막을 형성시키지 않는 방법이, 예를 들면, 미국특허 3785882호에 개시되어 있다. 그렇지만, 이 방법에서는, 표면 직하 산화물을 주체로 하는 개재물을 없앨 수 없고, 철손의 향상대는 W_15/60이며, 기껏 2%에 지나지 않는다.

이 표면 직하 개재물을 저감하고, 또한, 표면의 평활화(평균 조악한 정도Ra 오 0.3μm이하)를 달성하는 방법으로서, 마무리 소둔 후에 글래스 피막을 제거한 후에, 화학연마 또는 전해연마를 실시하는 방법이, 예를 들면, 특개평64-83620호 공보에 개시되어 있다. 그러나, 화학연마·전해연마 등의 방법은,연구실 레벨에서의 소시료의 재료를 가공하는 것은 가능하지만, 공업적 규모로 하려면, 물약의 농도 관리, 온도 관리, 공해 설비 부여 등의 점에서 큰 문제가 있고, 아직 실용화되지는 않았다.

이 문제점을 해소하는 방책으로서, 본 발명자 들은, 탈탄소둔의 이슬점을 제어하고, 탈탄소둔 때에 형성되는 산화층에 있어서, Fe계 산화물 (Fe₂SiO₄, Fe0등)을 형성시키지 않는 점 및 소둔 분리제로서 실리카와 반응하지 않는 알루미나 등의 물질을 사용함으로써 마무리 소둔 후에 표면 직하 개재물을 저감하고, 또한, 표면의 평활화를 달성하는 것이 가능하다는 것을 개시하였다. (특개평7-118750호 공보).

본 발명은, 상기 2차 재결정 불안정성의 원인을 해명하고, 공업적으로 안정되게 자속밀도가 높은 우수한 자기 특성을 가지는 방향성 전자 강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

또한 본 발명은, 표면의 평활성이 양호한 방향성 전자 강판을 1차 재결정을제어함으로써 자속밀도가 높은 우수한 자기 특성을 가진 방향성 전자 강판을 제조하는 방법을 개시하는 것이다.

또한, 본 발명은, 탈탄 소둔 조건을 적절하게 제어함으로써, 상기 2차 재결정 불안정성을 회피하고, 공업적으로 안정된 자속 밀도가 높은 우수한 자기 특성을 가진 방향성 전자 강판을 제조하는 방법을 개시하는 것이다.

본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위한 것으로, 그 요지로 하는 것은 아래와 같다.

(1) 질량%로,

Si: 0.08∼4.8%,

C: 0.085% 이하,

So1 Al: 0.01∼0.065%,

N: 0.012% 이하,

를 포함하고, 나머지 부분 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 규소강을, 1280℃ 이하의 가열 온도로 가열 후 열간 압연하고, 이어서 냉간 압연을 실시하여 최종판 두께로 하고, 탈탄소둔후, 마그네시아을 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고, 마무리 소둔을 실시하는 방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서, 탈탄소둔 후의 집합 조직에 있어서 I{111}/I{411}의 비율을 3이하로 하고, 또한 강판의 산소층의 산소량을 2.3g/m²이하로 조정하며, 그 후 질화처리를 하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법.

(2) 질량%로, Si : 0.08∼4.8%,

C : 0.085% 이하,

Sol Al: 0.01∼0.065%,

N : 0.012% 이하,

를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 규소강을 1280℃ 이하의 가열 온도로 가열한 후 열간 압연하고, 이어서 냉간 압연을 실시하여 최종 판 두께로 하고, 탈탄 소둔후, 마그네시아를 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포하고, 마무리 소둔을 실시하는 방향성 전자강판의 제조방법에 있어서, 냉간 압연에 있어서 압하율을 R%로 한 때, 탈탄소둔 후의 집합조직에 있어서 I{111}/I{411}의 비율을, (101n{(100-R)/(100)}+44)/7 이하로 하고, 또한 강판의 산소층의 산소량을 2.3g/m²이하로 조정하고, 그 후 질화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 자속 밀도가 높은 방향성 전자강판의 제조방법.

(3) 상기 탈탄소둔의 승온과정에 있어서, 강판 온도가 600℃ 이하인 영역으로부터 750∼900℃의 범위의 소정온도까지의 가열속도 H℃/초를 10^[(R-68)/14]<H로 하는 가열을 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2) 기재의 자속밀도가 높은 방향성 전자강판의 제조방법.

(4) 상기 탈탄소둔의 승온과정에 있어서, 강판온도가 600℃ 이하의 영역으로부터 750∼900℃의 범위의 소정 온도까지의 가열 속도 H℃/초를 10^[R-68)/14]<H로 하는 가열을 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 자속밀도가 높은방향성 전자 강판의 제조 방법.

(5) 상기 탈탄소둔의 승온과정에 있어서, 강판 온도가 600℃ 이하인 영역에서 750∼900℃ 범위의 소정 온도까지의 가열 속도 H℃/초를 l0^[(R-68)/14]<H로 하는 가열을 하고, 이어서 770∼900℃의 온도역으로부터의 분위기 가스의 산화도(PH₂O/PH₂)를 0.15 초과 1.1이하인 범위로 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2) 기재의 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법.

(6) 상기 탈탄소둔의 승온과정에 있어서, 강판의 Si함유량을 〔Si%〕로 한 경우, 가열 속도 H℃/초≥l0x[Si%]-15를 만족하는 조건으로 가열하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법.

(7) 상기 질화처리에 있어서, 강판의 산가용성 Al량:〔A1〕에 따라 질소량

〔N〕이 [N〕/〔Al〕≥0.67를 만족하는 분량이 되도록 질화처리를 하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 자속밀도가 높은 방향성 전자판의 제조 방법.

(8) 상기 규소강이, 또한, Sn:0.02∼0.l5%, Cr:0.03∼0.2%의 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 자속밀도가 높은 방향성 전자판의 제조 방법.

(9) 질량%로, Si: 0.08∼4.8%,

C: 0.085% 이하,

Sol Al: 0.01∼0.065%,

N: 0.012% 이하,

를 포함하고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 규소강을, 1280℃ 이하의 가열 온도로 가열 후 열간압연하고, 이어서 1회 또는 중간소둔을 도중에 실시하는 2회 이상의 냉간압연을 실시하여 최종 판 두께로 하고, 탈탄소둔후, 알루미나를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고, 마무리 소둔을 실시하는 방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서, 상기 탈탄소둔의 승온과정에 있어서, 강판 온도가 600℃ 이하의 영역에서 750∼900℃의 범위의 소정 온도까지를 40℃/초 이상의 가열 속도로 가열하고, 이어서 770∼900℃에서의 온도역에서의 분위기 가스를 Fe계 산화물을 형성하지 않는 산화도(PH₂O,/PH₂)를 0.0l이상 0.15 이하의 범위에서 실시하고, 탈탄소둔 후의 집합 조직에 있어서 I{111}/I{411}의 비율을 2.5 이하로 하고, 그 후, 상기 질화처리에 있어서, 강판의 산가용성 A1분량:〔A1〕에 따라 질소량:〔N〕이 〔N〕/〔Al〕≥0.67을 만족하는 분량이 되도록 질화처리를 하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법.

(10) 상기 탈탄소둔의 승온과정에 있어서, 강판 온도가 600℃ 이하인 영역으로부터 750∼900℃ 범위의 소정 온도까지의 가열 속도 H℃/초를 10^[(R-68)/14]<H로 하는 가열을 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (9)에 기재된 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법.

(11) 상기 탈탄소둔의 승온과정에 있어서, 강판 온도가 600℃ 이하의 영역에서 750∼900℃의 범위의 소정 온도까지의 가열 속도 H℃/초를 l0^[(R-32)/32]<140으로 하는 가열을 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (9) 또는(10)에 기재된 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법.

(12) 상기 냉간압연에서의 압하율을 R%로 한 때에 탈탄소둔 후의 집합 조직에 있어서 I{111}/I{411}의 비율을, (201n{(100-R)/(l00)}+81)/14 이하로 하는 것을 특징으로 하는 상기 (9)∼(11)의 어느 한 항에 기재된 자속밀도가 높은 방향성 전자판의 제조 방법.

(13) 상기 규소강이, Sn: 0.02∼0.l5%, Cr:0.03∼0.2%의 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (9)∼(12)의 어느 한 항에 기재된 자속밀도가 높은 방향성 전자판의 제조방법.

도1은, 제품의 자속밀도(B8)에 미치는 탈탄 소둔판의 집합 조직(I{111}/I{411}비율)과 탈탄소둔판의 산소량의 영향을 도시한 도면이다.

도 2는, 제품의 자속밀도(B8)에 미치는 탈탄소둔 때의 가열 속도의 영향을 도시한 도면이다.

도 3은, 탈탄소둔 후의 강판 산소량에 미치는 탈탄소둔의 가열 속도와 분위기 가스의 산화도의 영향을 도시한 도면이다.

도 4는, 자속밀도(B8)에 미치는 질소량 및 〔N〕/〔산가용성 Al〕비율의 영향을 도시한 도면이다.

도 5는, 자속밀도에 미치는 탈탄소둔의 40℃/초 가열 완료 온도의 영향을 도시한 도면이다.

도 6은, 자속밀도에 미치는 탈탄소둔의 40℃/초 가열 개시 온도의 영향을 도시한 도면이다.

도 7은, 제품의 자속밀도(B8)에 미치는 냉연 압하율과 1차 재결정 집합 조직: I{111}/I{411}의 영향을 나타내는 도이고, (a)는 글래스 상태, (b)는 경면상태에서의 영향을 나타내는 도면이다.

도 8은, 질화량 및 1차 재결정 집합 조직: I{111}/I{411}이 자속밀도에 미치는 영향을 나타내는 도면이다.

도 9는, 자속밀도에 미치는 냉연 압하율과 탈탄소둔의 가열 속도와의 영향을 나타내는 도면이고, (a)는 글래스 상태, (b)는 경면상태에서의 영향을 나타내는 도면이다.

도 10은, 제품의 자속밀도(B8)에 미치는 Si량과 탈탄소둔 공정의 가열 속도의 영향을 나타낸 도면이다.

도 11은, 제품의 자속밀도 : B8에 미치는 탈탄소둔 후의 1차 재결정 집합 조직 (I{111}/I{411}의 비율) 및 인히비터(〔N〕/〔A1〕비율)의 영향을 나타내는 도면이고, (a)는 B8: 1.93T의 경우, (b)는 B8: l.88T인 경우를 가리키는 도면이다.

도 12는, 자속밀도(B8)에 미치는 탈탄소둔 때의 가열 속도와 질화처리 후의 질소량의 관계를 나타내는 도면이다.

도 13은, 자속밀도에 미치는 탈탄소둔의 급속 가열 완료 온도의 영향을 나타낸 도면이다.

도 l4는, 자속밀도에 미치는 탈탄소둔의 급속 가열 개시 온도의 영향을 나타낸 도면이다.

본 발명자들은, 탈탄소둔의 가열 속도를 40℃/초 이상으로 높인 경우에, 탈탄소둔 후의 1차 재결정 조직은 양호함에도 불구하고 2차 재결정이 불안정하게 되는 원인을 알아내기 위하여 상세한 조사를 하였다. 그 결과, 우선 가열 속도를 높인 경우에는, 가열 시간과 균열 시간의 양방을 합한 재노시간이 짧음에도 불구하고, 탈탄소둔 후의 강판의 표면 산화량이 많아지는 것을 알게 되었다. 이 표면 산화층의 2차 재결정에 미치는 영향을 조사한 바, 다량의 표면 산화물이 형성된 경우에는, 마무리소둔의 2차 재결정 온도역에 있어서 (Al, Si) N인 인히비터가 급속하게 분해되어 2차 재결정이 불안정하게 되어 는 것으로 밝혀졌다. 표면 산화물이 다량으로 형성된 경우, (Al, Si) N 인히비터의 분해 속도가 빨라지는 것은 표면 산화층에 의한 탈N촉진, 또는 표면 산화물에 의한 A1의 산화가 촉진되기 때문으로 추정된다. 2차 재결정이 불안정하게 되는 원인은 1차 재결정 조직의 영향은 아니고, 인히비터의 영향이라는 것이 밝혀졌기 때문에, 이 문제를 해결하는 방법을 검토한 결과, 탈탄소둔의 균열대의 분위기 가스의 산화도와 균열 시간을 관리하고, 1차 재결정 입조직 조정과 함께, 표면 산화층의 산소량을 2.3g/m²이하로 한정함으로써(Al,Si)N 인히비터의 분해를 억제하여 높은 자속밀도를 가지는 방향성 전자 강판의 제품이 안정적으로 제조될 수 있다는 것을 발견하였다.

이하, 실험 결과를 토대로 본 발명을 상세하게 설명한다.

도 1은 제품의 자속밀도 : B8에 미치는 1차 재결정 집합 조직 (I{111}/I{411})과 산소량의 영향을 나타낸 것이다. 이 때, Si:3.1%, C:0.05%, 산가용성 Al:0.027%, N:0.008%, Mn:0.l%, S:0.007%를 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 규소강 슬라브를 1100℃로 가열하고, 냉연하여 2.0mm 두께의 냉연판으로 하였다. 이 열연판을 1100℃에서 소둔하고, 냉간압연한 후, 최종 판 두께 0.2mm두께의 냉연판으로 하였다. 그 후, 가열 속도: 5℃/초∼600℃/초의 범위로 850℃까지 가열한 후에 실온까지 냉각하였다. 그 후, 가열속도 30℃/초로 가열하고, 830℃에서 2분간, 산화도(PH₂O/PH₂) 0.33∼0.70 범위의 분위기 가스로 90초간 소둔한 후, 암모니아 함유 분위기 중에서 750℃로 30초간 소둔하고, 강판중의 질소량을 0.02%로 하였다. 이어서, MgO를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한후, 1200℃에서 20시간 마무리 소둔을 실시하였다.

그 결과, 도 2에 도시하는 바와 같이, 탈탄소둔의 가열 속도를 40℃/초 이상으로 하면, 1차 재결정 집합 조직은 적정범위로 조정되어 있음에도 불구하고 2차 재결정이 불안정하게 되어 자속밀도가 저하되는 경우가 있는 것으로 판명되었다. 그 원인을 조사한 결과, 탈탄소둔 후의 강판의 산화량이 증가하고 있고, 이와 같이 다량의 표면 산화물이 형성된 경우에는, 마무리 소둔의 2 차 재결정 온도역에 있어서 (Al, Si) N 인히비터가 급속하게 분해되어 2차 재결정이 불안정하게 되어 버리는 것으로 확인되었다.

도 3 (균열온도 840℃의 경우)에 탈탄소둔 후의 산소량을 나타낸다. 이 도3으로부터 가열 속도를 높이면 재노시간이 짧아짐에도 불구하고 산소량이 증가하고 있는 것을 알 수 있다. 이것은, 가열 속도에 의하여 강판의 가열 과정에서의 초기 산화 상태가 변화하고, 그 후의 균열 과정에서의 산화 거동에 영향을 준 것으로 생각된다. 이러한 시료의 마무리 소둔 중의 인히비터의 변화 거동을 조사한 결과, 산소량이 높은 경우에는 마무리 소둔 중의 인히비터의 감소 속도가 빨라진 것을 알 수 있다. 그래서, 도2의 결과를 1차 재결정 집합 조직(I{111}/I{411}비율)과 산소량의 영향이 명확하게 되도록 해석한 결과, 도1에 나타내는 바와 같이 강판의 산소량이 2.3g/m²이하인 경우에 2차 재결정 조직은 안정되게 발달하고, 1차 재결정 집합 조직으로서 I{111}/I{411}의 비율이 3 이하이고 자속밀도; B8이 l.88T이상인 방향성 전자 강판 제품을 안정적으로 제조할 수 있다는 것을 알았다.

이와 같은 2차 재결정의 안정화 효과는, (Al, Si)N의 분해를 억제하기 위한 것으로 생각되므로, (Al,Si)N 인히비터 자체를 조정하기 위하여 탈탄소둔 후의 질화처리에 의한 질소 증량을 변경하여, 이차 재결정에 미치는 영향을 조사하였다.

상기 냉연판을 사용하여, 가열 속도 50℃/초로 840℃로 가열하고, 그 후 840℃로 l20초간, 산화도 0.37의 질소 및 수소 혼합 분위기로 탈탄소둔하였다.강판의 산소량은 l.8g/m²이었다. 그 후, 암모니아 함유 분위기에서 소둔하고 질화처리를 하였다. 이 때, 암모니아 함유량을 변경하여 질소를 0.0l2∼0.030%으로 하였다. 이어서, MgO를 주성분이라고 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 마무리 소둔을 실시하였다. 도 4로부터, 질소량 0.018% 이상, 즉 〔N〕/〔Al〕≥0.67의 범위에 있어서 2차 재결정이 안정적으로 자속밀도가 향상되는 것을 확인할 수 있다. 따라서, 안정된 (Al, Si) N을 형성시키기 위하여, 질소:〔N〕와 알루미늄:〔A1〕의 조성 비율을 〔N〕/〔Al〕≥0.67으로 할 필요를 있다는 것을 알 수 있다.

지금까지 방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서 탈탄소둔의 가열 속도를 제어하는 기술은, 예를 들면, 특개평1-290716호 공보, 특개평6-212262호 공보등에 개시되어 있다. 그러나, 이러한 특허는 고온 슬라브 가열에 의한 방향성 전자 강판의 제조 방법에 적용한 것이고, 그 효과도 2차 재결정 입경이 작아져 철손 특성이 향상된다고 하는 것이다.

본 발명 제품에 미치는 효과는 이러한 결과와 다르고, 자속밀도(B8)의 향상에 큰 효과를 가져오는 것이다. 이 자속밀도 향상 기구에 관하여, 본원 발명자들은다음과 같이 생각하고 있다. 2차 재결정립의 입성장은 구동력이 되는 매트릭스립의 입계 에너지 밀도와 입성장을 억제하는 인히비터의 밸런스에 의하여 정하여진다. 일반적으로, 탈탄소둔의 가열 속도를 빠르게 하면 1 차 재결정 조직 내에서 고스 방위 근방의 입자 (2차 재결정립의 핵)가 증가하는 것으로 지금까지 알려져 있고, 그것이 2차 재결정 조직이 미세화되는 원인이라고 생각되고 있다. 그런데, 본 발명에 있어서 질화처리에 의하여 형성하였던 (A1,Si)N 등의 질화물과 같이 열적으로 안정된 (강한) 인히비터를 사용한 경우에는, 입계 이동의 입계 성격 의존성이 높아지므로, 고스 방위립의 수보다 고스 방위립을 우선 성장시킨{111} 방위립 및{411} 방위립 등의 고스방위와 대응 방위 관계에 있는 매트릭스립의 조정이 보다 중요하게 된다. 일차 재결정 집합 조직을 이러한 관점에서 조사한 결과, 예를 들면, 도 l의 가열 속도 20℃/초와 100℃/초로 처리한 시료를 비교하면, 자속밀도가 높아지는 가열 속도 100℃/초로 처리한 시료의 대응 방위 밀도 분포 쪽이 200℃/초로 처리한 시료보다도, 그 분포가 첨예하게 되고, 그 경우 I{111}/I{411} 비율이 적어지는 것이 확인되었다. 따라서, 탈탄소둔의 가열 속도에 의한 1차 재결정 집합 조직, 특히 고스방위와 대응 방위 관계에 있는 방위립의 조정과, 강한 (A1, Si)N 인히비터의 상승 효과에 의하여 비로소 첨예한 고스방위만을 선택적으로 발달시키는 것이 가능하게 되고, 높은 자속밀도를 가진 방향성 전자 강판 제품을 안정적으로 제조할 수 있었던 것으로 추정된다.

본 발명강의 성분으로서는, 질량%로, Si:0.8∼4.8%, C:0.085% 이하, 산가용성Al:0.01∼0.065%, N:0.012% 이하를 함유하는 것이 필요하다.

Si는 첨가량을 높이면 전기저항이 높아지고, 철손 특성이 개선되지만, 4.8%를 넘으면 압연시에 깨어지기 쉽다. 또 0.8% 보다 적으면 마무리 소둔시에 γ변태가 생겨 결정 방위가 손상된다.

C는 1차 재결정 조직을 제어하는 데 있어서 유효한 원소이지만, 자기 특성에 악영향을 미치기 때문에 마무리 소둔 전에 탈탄할 필요가 있다. C가 0.085% 보다 많으면 탈탄소둔 시간이 길어져 생산성이 손상된다.

산가용성 Al은, 본원 발명에 있어서 N과 결합하여 (A1,Si)N으로서 인히비터로서의 기능을 다하기 위한 필수 원소이다. 따라서, 산가용성 Al은 2차 재결이 안정되는 0.01∼0.065%의 범위로 한다.

N은 0.012％를 넘으면 냉연시에 블리스터라고 불리는 강판중의 구멍을 만들므로 ０.012% 이하로 한다.

Sn은 앞에서 말한 탈탄소둔 후의 {111} 및 {411} 등의 집합 조직을 개선하고, 자속밀도가 높은 제품을 안정적으로 제조하는데 유효한 원소이다. 후술하는 실시례 5에 도시하는 바와 같이, Sn은 0.02∼0.15% 첨가하는 것이 바람직하다. 이 하한치 미만에서는 집합 조직 개선 효과가 적어 실질적인 자속밀도 향상 효과가 얻어지지 않는다. 또한 이 상한치를 초월하면 강판중에서의 질화가 어려워지고, 2차 재결정이 불안정하게 되는 경우가 생긴다.

기타, S는 자기 특성에 악영향을 미치므로 0.015% 이하로 하는 것이 바람직하다. Cr은 탈탄소둔의 산화층을 개선하여, 글래스 피막 형성에 유효한 원소이며, 0.03∼0.2% 첨가하는 것이 바람직하다. 더욱이, 미량의 Cu, Sb, Mo, Bi, Ti 등을강중에 함유하여도 본 발명 효과를 상실하는 것은 아니다.

상기 성분 조성을 가지는 규소강 슬라브는, 전로 또는 전기로 등에 의하여 강을 용제하고, 필요에 따라 용강철을 진공 탈가스 처리하고, 이어서 연속 주조 또는 조괴후 분괴 압연함으로써 얻어진다. 그 후, 열간압연에 앞서 슬라브 가열이 이루어진다. 본 발명에 있어서는, 슬라브 가열 온도는 1280℃ 이하로서, 상술한 고온 슬라브 가열의 제 문제를 회피한다.

상술한 온도로 가열된 슬라브는 계속 열간압연되어 소요 판 두께의 열연판으로 된다.

이 열연판은, 통상, 자기 특성을 높이기 위해서 900∼1200℃에서 30초∼30분간 단시간 소둔을 실시한다. 그 후, 1회 또는 소둔을 사이에 실시하는 2회 이상의 냉간압연에 의하여 최종 판 두께로 한다. 소망하는 제품의 특성 레벨과 코스트를 감안하여 채용 여부를 정하는 것이 바람직하다. 이어서, 일회 또는 소둔을 사이에 둔 2회 이상의 냉간압연에 의하여 최종 판 두께로 된다. 냉간압연으로서는, 최종 냉간 압연율을 80% 이상으로 하는 것이, {111}, {411} 등의 1차 재결정 방위를 발달하게 하는 데 있어서 필요하다.

냉간압연후의 강판은, 강중에 포함되는 C를 제거하기 위하여 다습 분위기중에서 탈탄소둔을 실시한다. 그 때, 탈탄소둔 후의 입조직에 있어서 I{111}/I{411}의 비율을 3 이하로 하고, 또한 강판의 산화층의 산소량을 2.3g/m²이하로 조정하고, 그 후 2 차 재결정 발현 전에 질화처리를 함으로써 자기 특성 : B8이 1.88T 이상인 제품을 안정적으로 제조할 수 있다. 이 탈탄소둔 후의 1차 재결정을 제어하는 방법으로서는, 예를 들면, 탈탄소둔 공정의 가열 속도, 균열 온도, 균열 시간 등의 탈탄 소둔의 소둔 사이클 조건을 조정함으로써 제어된다. 그 때에 1 차 재결정 집합 조직을 제어함과 동시에, 강판의 산소량이 2.3g/m²이하가 되도록 분위기 가스의 산화도(PH₂O/PH₂)및 소둔 시간을 제어하는 것이 필요하다.

탈탄소둔의 가열 속도는 1차 재결정 집합 조직({111},{411})을 제어하는 큰 인자이다. 이 가열 속도로 가열할 필요가 있는 온도역은 적어도 600℃부터 750∼900℃까지의 온도역이다.

도5 및 도6에 상기 결론을 이끌어낸 실험 결과를 나타낸다. 냉연판을 40℃/초의 가열 속도로 실온에서 600℃∼1000℃ 온도역의 소정 온도까지 가열한 후, 질소 가스로 실온까지 냉각하였다. 그 후 20℃/초의 가열 속도로 850℃까지 가열하고, 분위기 가스의 산화도 0.33으로 l20초 소둔하였다. 그 후, 질화처리에 의하여 질소량을 0.021%로 한 후, MgO를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고 마무리 소둔을 실시하였다. 도5에 나타내는 바와 같이, 40℃/초의 가열 속도에서의 도달 온도가 750℃ 이상, 900℃ 이하의 범위이고, 자속밀도가 대폭적으로 향상되어 있는 것을 알 수 있다.

750℃ 미만에서 효과가 발휘되지 않는 것은, 750℃ 미만에서는 1차 재결정이 완료되지 않아 소망하는 1차 재결정 집합 조직을 얻으려면 재결정을 완료시킬 필요가 있기 때문이다. 또 900℃를 넘는 온도까지 가열하면, 시료의 일부에 변태 조직이 생기고, 그 후 탈탄소둔 완료 시점에서의 조직이 혼입조직이 되기 때문이라 생각된다.

이어서, 상기 냉연판을 가열 속도 20℃/초로 300℃부터 750℃의 온도역의 소정 온도까지 가열하고, 그 온도로부터 가열 속도 40℃/초로 850℃까지 가열한 후, 질소 가스로 실온까지 냉각하였다. 그 후, 20℃/초의 가열 속도로 850℃까지 가열한 후, 분위기 가스의 산화도 0.33으로 l20초 소둔하였다. 그 후,질화처리에 의하여 질소량을 0.021%로 한 후, MgO를 주성분이라고 하는 소둔 분리제를 도포하고 마무리 소둔을 하였다. 도6에 나타내는 바와 같이, 가열 속도 40℃/초의 가열 개시 온도가 600℃를 넘어서는 자속밀도 향상 효과가 없다는 것을 알 수 있다.

이러한 결과로부터, 가열 속도에 의하여 1차 재결정 집합 조직을 매개하여 자기 특성(B8)에 영향을 미치는 온도역은 적어도 600℃부터 750∼900℃까지의 온도역인 것을 알 수 있다.

가열 속도는, 일차 재결정 집합 조직 I{111}/I{411}에 큰 영향을 미치고, I{111}/I{411}을 3 이하로서 제품의 자속밀도 B8이 l.88T이상인 것을 안정적으로 제조하기 위하여 15℃/초 이상으로 할 필요가 있다. 가열 속도가 40℃/초 이상의 경우에는, 상술한 바와 같이, 집합 조직 제어와 아울러 탈탄소둔 과정에서의 산화량을 제어하도록 탈탄 소둔 조건을 제어할 필요가 있다. 후술하는 실시례 4에 나타내는 바와 같이, 가열 속도는 바람직하게는 75∼125℃/초의 범위에서 제품의 자속밀도가 가장 양호하게 된다.

상술한 탈탄소둔의 가열 속도를 제어하는 방법은 특별히 한정하는 것은 아니나, 40∼100℃/초 정도의 가열 속도에 비하여 종래의 통상 복사열을 이용한 래디안 튜브 등에 의한 탈탄소둔 설비를 개조한 설비, 또한 100℃/초 이상의 가열 속도에 대하여, 새로운 레이저, 플라즈마 등의 고 에너지 열원을 이용하는 방법, 유도 가열, 통전 가열 장치 등을 적용하는 것이 유효하다. 또 종래의 통상 복사열을 이용한 래디안 튜브 등에 의한 탈탄 소둔 설비에 새로운 레이저, 플라즈마 등의 고에너지 열원을 이용하는 방법, 유도 가열, 통전 가열 장치 등을 적용하는 방법 등을 적절하게 조합하는 것도 가능하다.

균열 온도에 관하여는, 예를 들면, 특개평2-182866호 공보, 또는 특개평9-256051호 공보에 도시하는 바와 같이 1차 재결정 입조직 조정을 감안하여 설정한다. 통상은 770∼900℃의 범위로 실시한다. 또 균열 전단에서 탈탄한 후에, 입조정을 위하여 균열한 후단의 온도를 높이는 것도 유효하다. 분위기 가스의 산화도가 0.15미만에서는 강판 표면에 형성되는 글래스 피막의 밀착성이 열화되고, l.l을 넘으면 글래스 피막에 결함이 생긴다. 승온단계에서의 가열 속도를 높인 경우에는, 균열시의 산화가 촉진되므로 산소량을 일정 범위내로 관리하기 위하여 분위기 산화도 또는 균열 시간을 제어할 필요가 있다.

질화처리로서는, 암모니아 등의 질화능이 있는 가스를 함유하는 분위기중에서 소둔하는 방법, MnN 등의 질화능이 있는 분말을 소둔 분리제 중에 첨가함으로써 마무리 소둔 중에 실시하는 방법 등이 있다. 탈탄소둔의 가열 속도를 높인 경우에 2차 재결정을 안정적으로 실시하기 위하여, (Al, Si)N의 조성 비율을 조정할 필요가 있고, 질화처리 후의 질소량으로서는 강중의 Al량에 대하여〔N〕/〔A1〕이 질량비로서 0.67 이상으로 할 필요가 있다.

다음으로 냉연 압하율과 1차 재결정 집합 조직과의 관계에 대해서 실험 결과에 기초하여 설명한다. 도7(a), (b)는 냉연압하율 R(%)로부터 얻어지는 실변형:1n{100/(l00-R)}에 대하여 탈탄소둔후의 1차 재결정 조직 집합 조직:I{111}/I{411}(표면층; 판 두께의 1/ 10층)을 도시하고, 그것과 대응한 2차재결정 소둔 후의 제품의 자속밀도 : B8의 관계를 나타낸 도면이고, 각각 마무리 소둔시의 소둔 분리제로서 MgO를 주성분으로 한 것이 (도7(a)) 및 A1₂O₃를 주성분이라고 한 것이 (도7(b))이다.

도7(a)에 사용한 시료는 질량%로 Si:3.2%, C:0.05%, 산가용성Al:0.026%, N:0.008%, Mn:0.1%, S:0.007%을 함유하는 슬라브를 1150℃의 온도로 가열한 후, 1.5mm, 2.3mm, 4.4mm 두께로 열간압연하고, 그 후, 1120℃로 소둔한 후, 0.22mm두께까지 냉간 압연한 후, 가열 속도 15℃/초로 770∼950℃의 온도에서 탈탄소둔한 후, 일부는 그대로, 일부는 암모니아 함유 분위기에서 소둔 하여 강판중의 질소를 0.020∼0.03%로 하고, 이어서, MgO를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 마무리 소둔을 한 것이다. 또한 도7(b)에 사용한 시료는 질량%로 Si:3.2%, C:0.05%, 산가용성 A1:0.026% , N:0.008%, Mn:0.1%, S:0.007% 함유하는 슬라브를 1150℃의 온도로 가열한 후, 1.5mm, 2.3mm, 2.8mm두께로 열간압연하고, 그 후, 1120℃로 소둔한 후, 0.22mm두께 까지 냉간압연한 후, 가열 속도 50℃/초로 770∼950℃의 온도에서 탈탄소둔한 후, 일부는 그대로, 일부는 암모니아 함유 분위기에서 소둔한 강판 중의 질소를 0.020∼0.03%로 하고, 이어, A1₂O₃을 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 마무리 소둔을 한 것이다. 또 이러한 도면에 표시한 각 점은 2 차 재결정이 안정적으로 이루어진 것이고, 특개평2-182866호 공보에 있는 바와 같이 1차 재결정의 입조직 변동 계수가 0.6보다 커진 것에 기인한 B8의 저하가 일어난 것은 제외하고 있다.

도7(a),(b)로부터 알 수 있는 바와 같이, 탈탄소둔 후의 I{111}/I{411}의 값과 자속밀도 B8에는 밀접한 관계가 있고, 냉연압하율에 대하여 높은 자속밀도가 얻어지는 역치가 변화하고 있는 것을 알 수 있다. 마무리 소둔시의 주요한 소둔 분리제로서 MgO를 사용한 경우, 8이 1.88T이상이 얻어지는 I{111}/I{411} 영역의 경계가 실변형 ln{100/(100-R)}에 대하여 거의 선형인 관계를 가지고 있고, 그 영역은 (101n{(100-R)/100}+44)/7 이하인 것을 알 수 있다. 또 마무리 소둔시의 주요한 소둔 분리제로서 A1₂O₃를 사용한 경우는, B8으로 1.93T이상이 얻어지는 I{111}/I{411}의 영역은 실변형 1n{(l00-R)/100}에 대하여 (201n{(100-R)/1001+81)/14 이하인 것을 알 수 있다.

상기 결과에 대한 이유는 반드시 명백하지 않지만, 본 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다. 1차 재결정 집단 조직에 있어서는, {110}<001> 2차 재결정립의 성장을 촉진한 {111} 방위립과 {411} 방위립은, 80% 이상의 높은 냉연 압하율로 그 증가에 따라 발달하지만, 그와 동시에, [110]<001>방위를 포함하는 {110} 방위립은 단조롭게 감소한다.

본 발명에 있어서와 같이, (Al, Si)N 등의 실화물과 같이 열적으로 안정된 (강한) 인히비터를 사용한 경우에는, 입계이동의 입계 성격 의존성이 높아지므로, 고스 방위립의 수보다도, 고스방위와 Σ9 대응 방위 관계에 있는 매트릭스립 (구체적으로는, {111}<112>,{411}<148>)의 수 및 결정 방위 분산이 보다 중요하게 되므로, 2차 재결정립이 되는 1차 재결정 조직중의 〔110〕<001> 방위립의 성장을 촉진한 {111} 방위립과 {411} 방위립의 충분한 발달이 필요하고, 특히, 결정 방위 분산이 적은 {411} 방위립의 발달이 중요하게 된다.

또한 이러한 고B8효과가 발현되기 위한 전제가 되는 인히비터 강도의 영향을, 질화처리 후의 질소량을 0.01∼0.03%의 범위로 변화시킴으로써 조사하였다. 여기에서는 소둔 분리제로서 A1₂O₃를 사용한 경우의 결과에 대하여 도8에 나타낸다.

도 8은, 상술한 도7(D)의 실험에서 사용한 시료 중에, 냉연 압하율 90.4% (열연판 2.3mm 두께)의 탈탄소둔판에, I{111}/I{411}의 값이 2.2 및 2.6의 시료를 질화하여 얻은 제품의 B8을, 강판의 산가용성 Al의 양〔A1〕(%)에 대한 질화후의 강판의 질소량〔N〕(%)의 비:〔N〕/〔Al〕에 대하여 도시한 것이다. 도2로부터, 〔N〕/〔A1〕≥0.67 또한 냉연 압하율 90.4%에 대한 I{111}/I{411}의 역치 2.43 이하의 2개의 조건을 충족시킨 경우에, B8이 1.93T이상으로 되어 있는 것을 알 수 있다.

또 소둔 분리제로서 Mg0을 사용한 경우도 상술한 결과와 기본적으로 같은 결과가 얻어진다.

이상의 결과를 토대로, I{111}/ I{411}의 값을 탈탄소둔 가열 속도와 냉연압하율에 의하여 조정하고, 또한 고B8조건의 탐색을 실시하였다. 도9(a),(b)는,제품의 자속밀도 : B8(T)를, 냉연압하율 및 탈탄소둔 가열 속도를 축으로 잡은 그래프상에 도시한 도이다.

도9(a)에, 질량%로, Si:3.3%, C:0.05%, 산가용성Al:0.027%, N:0.007%, Cr:0.l%, Sn:0.05%, Mn:0.1%, S:0.008%를 함유하는 슬라브를 1150℃의 온도로 가열한 후, 열간압연에 의하여 2.0mm, 2.3mm, 3.2mm두께로 하고, 이 열간압연판을 1120℃로 소둔한 후, 0.22mm 두께로 냉간압연하고, 이 냉연판을 20∼60℃/초의 가열 속도로 800℃로 가열한 후, 800∼890℃에서 120초간, 분위기 산화도 0.44에서 탈탄소둔하고, 1차 재결정 집합 조직을 도1에 도시한 고B8이 얻어지는 영역으로 조정하고, 그 후,750℃에서 30초간 암모니아 함유 분위기 중에서 소둔하고, 마그네시아을 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 1200℃에서 20시간 마무리 소둔한 것이다. 또 도8(b)에 사용된 시료는 상기 실험에서 제작한 판 두께 0.22mm 두께의 냉연판을 40∼600℃/초의 가열속도로 800℃로 가열한 후, 800∼890℃로 120초간, 분위기 산화도 0.12로 탈탄소둔하고, 1차 재결정 집합 조직을 제 1도에 도시한 고B8이 얻어지는 영역으로 조정하였다. 그 후, 750℃로 30초간 암모니아 함유 분위기중에서 소둔하고, 암모니아 함유량을 변경함으로써 강판중의 질소량을 0.02∼0.03%로 하였다. 그 후, 알루미나를 주성분이라고 하는 소둔 분리제를 도포한 후, l200℃에 20시간 마무리소둔을 한 것이다.

도9(a),(b)로부터, 고B8영역과 저B8영역을 나누는 경계가, 탈탄소둔 가열 속도 H의 대수와 냉연압하율 간의 선형인 관계로 표현되는 것을 알 수 있다.이로써, 고B8가 되는 탈탄소둔 가열 속도의 하한이 냉연압하율의 증가에 따라 증가하는 것을 알 수 있다.

도 9(a),(b)에 있어서, 고B8 영역 (소둔 분리제가 MgO인 경우: 1.92T 이상,소둔 분리제가 A1₂O₃인 경우; 1.94T 이상)이 포함되도록 가열 속도의 하한을 설정하면, 냉연압하율 R%에 대하여 탈탄소둔 가열 속도 H℃/초를 10^[(R-68)/14]<H로 하면 좋다는 것을 알 수 있다. 즉, 각 냉연 압하율에 대하여 고B8을 얻기 위하여 필요한 탈탄소둔 가열 속도를 결정할 수 있다. 따라서, 냉연압하율 R%에 대하여 탈탄소둔 가열 속도 H℃/초를 10^[(R-68)/14]<H로 함으로써 고B8을 얻을 수 있고, 특히, 탈탄소둔 가열 속도 H℃/초의 범위를 냉연압하율 R%를 사용하고, 10^[(R-32)/32]<H<140과 제한한 범위에 있어서는, 가장 B8을 높게 할 수 있다.

본 발명에 있어서는, 고B8이 되는 냉연 압하율의 영역은 가열 속도의 증가에 따라 증가함으로써, 최종 냉연 압하율을 85% 이상으로 하는 것이 특히 바람직하다. 또한, 냉연 압하율이 95% 보다 커지면, 냉연공정에서의 부하가 커지고, 실조작 관점에서 95% 이하가 현실적이다.

냉간압연후의 강판에는, 강중에 포함되는 C를 제거하기 위하여 다습 분위기중에서 탈탄소둔을 한다. 그 때, 마무리 소둔시의 소둔 분리제를 MgO라고 하는 경우는 I{111}/I{411}의 값을 (101n{(100-R)/100}+44)/7 이하로 조정하는 것이 중요하고, 자기 특성 B8이 1.88T이상인 제품을 제조할 수 있다. 한편, Al₂O₃를 소둔 분리제로 한 경우는 I{111}/I{411}의 값을 (201n{(100-R)/1001+81)/14 이하로 조정하는 것이 중요하고, 이 조정에 의하여 자기 특성 B8이 1.93T이상인 제품을 제조할 수 있다. 이 탈탄소둔 후의 1 차 재결정 조직 제어는, 탈탄소둔 공정의 소둔 사이클 (가열 속도, 균열 온도, 균열 시간 등)을 조정함으로써 행할 수 있다.

특히, I{111}/I{411}의 값을 (20ln{(100-R)/100}+81)/14 이하로 조정하기 위하여, 탈탄소둔 공정에서, 탈탄소둔 가열 속도 H℃/초를 10^{〔(R-68)/14〕}<H로 한 가열 속도로 가열함으로써, 더욱 높은 B8를 얻을 수 있다. 또 이 가열 속도로 가열할 필요가 있는 온도역은, 적어도 600℃부터 750∼900℃까지의 온도역이다.

냉연판을 50℃/초의 가열 속도로 실온에서 600℃∼1000℃ 온도역의 소정의 온도까지 가열한 후, 질소가스로 실온까지 냉각하였다. 그 후, 20℃/초의 가열 속도로 850℃까지 가열하고, 분위기 가스의 산화도 0.10으로 120초간 소둔한다. 그 후, 질화처리에 의하여 질소량을 0.021%로 한 후, 알루미나를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하여 마무리 소둔을 하였다. 50℃/초의 가열 속도에의 도달온도가 750℃이상, 900℃ 이하인 범위에서, 자속밀도가 향상되고 있다는 것을 알 수 있다. 750℃미만에서 효과가 발휘되지 않는 것은, 750℃미만에서는 1차 재결정이 충분히 진행되고 있지 않기 때문이다. 1차 재결정 집합 조직을 바꾸기 위하여 재결정을 충분히 진행시킬 필요가 있다. 또 900℃초의 온도까지 가열하면 자속밀도가 저하하지만, 이것은, 시료의 일부에 변태 조직이 생기고, 그 후의 탈탄소둔 완료 시점에서의 조직이 혼입조직이 되기 때문이라고 생각된다.

이어서, 상기 냉연판을 가열 속도 20℃/초로 300℃부터 750℃의 온도역의 소정 온도까지 가열하고, 그 온도로부터 가열 속도 50℃/초로 850℃까지 가열한 후, 질소 가스로 실온까지 냉각하였다. 그 후, 50℃/초의 가열 속도로 850℃까지 가열하고, 분위기 가스의 산화도 0.10에 120초 소둔하였다. 그 후, 질화처리에 의하여 질소량을 0.021%로 한 후, 알루미나를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하여 마무리 소둔을 하였다. 가열 속도 50℃/초의 가열 개시 온도가 600℃초에서는, 자속밀도 향상 효과가 없는 것을 알 수 있다.

이러한 결과로부터, 가열 속도 50℃/초 이상으로 가열할 필요가 있는 온도역은, 적어도 600℃부터 750∼900℃까지의 온도역인 것을 알 수 있다. 따라서, 탈탄소둔 공정의 승온과정에 있어서, 강판 온도가 600℃ 이하인 온도역부터 50℃/초 이상으로 가열하는 것이 필요하게 된다. 또 앞에서 말한 바와 같은 탈탄소둔 공정의 승온과정에서의 가열은, 냉연공정에서 탈탄소둔 공정의 사이에 가열소둔을 실시하여도 본 발명 취지를 저해하는 것은 아니다.

그 후, Fe계의 산화물 (Fe₂SiO₄, FeO 등)을 형성시킬 수 없는 산화도로 소둔을 실시한다. 예를 들면, 통상, 탈탄소둔이 이루어지는 800℃ 정도의 온도로는, 분위기 가스의 산화도: PH₂O/PH₂를 0.15 이하로 조정함으로써 Fe계 산화물의 생성을 억제할 수 있다. 단, 산화도를 너무 내리면, 탈탄속도가 늦추어진다. 이 양자를 감안하면, 이 온도역에 있어서는, 분위기 가스의 산화도 : PH₂O/PH₂를 0.0l∼0.l5의범위라고 하는 것이 바람직하다.

본 발명자들은, Si량을 변화하게 한 경우의 2차 재결정 방위 제어에 대하여 여러가지 관점에서 연구를 한 결과, Si량에 따라 탈탄소둔의 가열 속도를 제어할 필요가 있다고 하는 식견을 얻었다.

이하, 실험 결과를 토대로 상세하게 설명한다.

도 10은 Si량, 탈탄소둔의 가열 속도와 자기 특성의 관계를 나타낸다. 여기에서, Si:2.0∼4.8%, C:0.055%, 산가용성 Al:0.030%, N:0.008% , Mn:0.1%, S:0.007%를 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 규소강 슬라브를 1150℃로 가열하고, 2.0mm 두께로 하였다.

이 열간압연 판을 1120℃에서 30초간 유지하고, 이어 900℃에서 30초간 유지 한 후 급냉하는 소둔을 한 후, 냉간압연하여 최종판 두께 0.2mm로 하였다. 그 후, 가열 속도 5℃/초∼100℃/초의 범위로 850℃까지 가열한 후에 실온까지 냉각하였다.

그 후, 가열 속도 30℃/초로 가열하고, 830℃에서 2분간, 산화도(PH₂O/PH₂): 0.33의 분위기 가스로 90초 소둔한 후, 암모니아 함유 분위기중에서 750℃로 30초간 소둔하고, 강판 중의 질소량을 0.02%로 하였다. 이어서, MgO를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, N₂: 25%-H₂:75%의 분위기 가스로 l5℃/hr의 가열 속도로 1200℃까지 승온하고, H₂:100%의 분위기 가스로 바꾸어 1200℃에서 20시간 유지하는 마무리 소둔을 하였다.

도 10으로부터 알 수 있는 바와 같이, 탈탄소둔 후의 가열 속도를 H(℃/초)로 하여, 강판의 Si함유량을 〔Si〕(%)라고 한 경우, 아래의 조건 (1), (2)를 만족하도록 제어함으로써 각각 B8/ Bs≥0.93, B8/ Bs≥0.95 이상의 양호한 자기 특성이 얻어졌다. 이 때, Bs는 포화 자속 밀도로 Si량에 의하여 포화 자속 밀도가 다르기 때문에 {110}<001>의 집적도에 대응시키기 위하여 B8/ Bs비율에 평가를 하였다.

H(℃/초)≥10x〔Si〕(%)-15……(1)

H(℃/초)≥8×〔Si〕(%)+10………(2)

이 자기 향상 효과의 메카니즘에 대해서, 본 발명자들은 이하와 같이 추찰하고 있다. 본 발명 재료에 있어서 첨예한 {110}<001>방위립을 2차 재결정립으로서 우선 성장시키기 위하여, {110}<001>방위와 대응 방위 관계에 있는 {111}<112> 및 {411}<148> 등의 매트릭스의 집합 조직 조정이 중요하다. 강중의 Si량이 늘면, 열간압연 공정이나 그 후의 소둔 과정에서의 α상과 γ상의 체적분율이 변화하고, 냉연전의 강판의 결정 조직이 다른 것이 된다.

이 결정 조직 영향에 의하여 1차 재결정 조직 {110}<112>및{411}<148> 등의 매트릭스의 집합 조직이, {110}<001>방위로부터 분산된 방위립도 2차 재결정하기 쉬워진다. 그 결과, 2차 재결정 방위의 {110}<001> 방위의 집적도가 저하되고, 자속밀도(B8)가 저하되는 것으로 생각된다. 이 현상은, 1차 재결정에 미치는 Si량의 영향에 기인하는 것이고, Si량이 높을 수록 그 경향은 현저하게 된다. 따라서, Si량의 증가에 대응하고, 탈탄소둔의 가열 속도를 높이며, {111}<112> 및 {411}<148> 등의 1차 재결정 매트릭스의 집합 조직을 조정하는 것이 유효하였던 것으로 추측된다.

다음으로 도11에, 제품의 자속밀도: B8에 미치게 하는 탈탄소둔의 1차 재결정 집합 조직 (I{111}/I{411}의 비율) 및 인히비터(〔N〕/〔A]〕비율)의 영향을 나타낸다. 여기에서는, 질량%로 Si:3.2%, C:0.05%, 산가용성Al:0.026%, N:0.07%, Mn:0.1%, S:0.007%를 함유하는 슬라브를 1150℃의 온도로 가열한 후, 2.3mm두께로 열간압연하였다. 그 후, 1120℃로 소둔한 후, 0.22mm 두께까지 냉간압연한 후, 가열 속도10∼500℃/초로 800℃까지 가열한 후, 840℃의 온도로 120초간, 산화도 0.1의 질소 및 수소 혼합 분위기에서 탈탄소둔한 후, 암모니아 함유 분위기에서 소둔하여 질소를 0.012∼0.025%로 하였다. 이어서, 알루미나를 주성분이라고 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 마무리 소둔을 하였다.

도12는 이 결과를 1차 재결정 집합 조직 (I{11l}/I{411}의 비율) 및 인히비터(〔N〕/〔A1〕비율)의 영향으로서 해석한 결과지만, 탈탄소둔후의 입조직에 있어서 I{111}/I{411}의 비율을 2.5 이하로 조정하고, 그 후, 2차 재결정 발현전에 강판의 산가용성 A1의 양〔Al〕(%)에 따라 강판중의 질소량:〔N〕(%)이 〔N〕/〔A1〕≥0.67을 만족하는 분량이 되도록 질화처리를 함으로써 자속밀도가 높은 제품을 안정적으로 제조할 수 있다는 것을 알 수 있다. 이와 같은 자속밀도 향상 효과는, 탈탄소둔의 급속 가열에 의한 1차 재결정 조직 조정과 탈탄소둔후의 질화처리에 의한 (Al,Si)N 인히비터의 조정의 조합에 의한 상승 효과에 의하여 발현된 것으로 추정된다.

냉간압연후의 강판은, 강판중에 포함되는 C를 제거하기 위하여 다습 분위기중에서 탈탄소둔을 한다. 그 때, 탈탄소둔 후의 입조직에 있어서 I{111}/I{411}의 비율을 2.5 이하로 하고, 그 후, 2차 재결정 발현 전에 강판의 산가용성 Al의 양〔A1〕(%)에 따라 강판중의 질소량:〔N〕(%)이 〔N〕/〔A1〕≥0.67을 만족하는 분량이 되도록 질화처리를 함으로써 자속밀도가 높은 제품을 안정적으로 제조할 수 있다. 이 탈탄소둔 후의 1차 재결정 집합 조직은, 탈탄소둔 공정의 가열 속도, 균열 속도, 균열 시간 등의 제어 인자를 조정함으로써 제어된다. 이러한 제어 인자 중에서 특히 가열 속도에 주목하여 1차 재결정 집합 조직 조정을 하는 것이 본 발명 하나의 포인트이다.

<실시례 1>

질량%로, Si:3.2%, C:0.05%, 산가용성Al:0.024%, N:0.007%, Cr:0.1%, Sn:0.05%, Mn:0.1%, S:0.008%를 함유하는 규소강 슬라브를 1150℃로 가열하고, 판 두께 2.3mm로 열간압연하였다. 이 열간압연 판을 1120℃에 소둔하고, 그 후, 0.22mm 두께로 냉간 압연하였다. 이 냉연판을 100℃/초에 800℃로 가열한 후, 820℃로 90∼600초간, 분위기 산화도 0.52로 탈탄소둔하였다. 그 후, 750℃에 30초간 암모니아 함유 분위기중에서 소둔하고, 강판 중의 질소량을 0.025%로 하였다. 이어서, MgO를 주성분이라고 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 1200℃에 20시간 마무리 소둔을 하였다. 제품의 특성치를 표 l에 나타낸다. 강판의 산소량이 2.41g/m²로 많아진 경우에는 자기 특성이 악화하고 있는 것을 알 수 있다.

균열시간(초)	집합조직(1{111}/1{411}	산소량(g/m²)	자속밀도B8(T)	비 고
90150300600	2.52.52.62.7	1.982.132.282.41	1.941.931.921.81	본발명예본발명예본발명예비교예

<실시례 2>

질량%로, Si:3.2%, C:0.05%, 산가용성Al:0.024%, N:0.007%, Cr:0.l%, Sn:0.05%, Mn:0.l%, S:0.008% 함유하는 규소강 슬라브를 1150℃ 가열하고, 판 두께2.3mm 열간압연하였다. 이 열간압연판을 1120℃로 소둔하고, 그 후, 0.22mm 두께로 냉간압연하였다. 이 냉연판을 100℃/초로 800℃로 가열한 후, 820℃에서 110초간, 분위기 산화도 0.44로 탈탄소둔하였다. 집합 조직: I{111}/I{411}비율은 l.7, 강판 산소량은 1.9g/m²이었다. 그 후, 750℃로 30초간암모니아 함유 분위기 중에서 소둔하고, 암모니아 함유량을 변경함으로써 강판중의 질소량을 0.012∼0.026%로 하였다. 이어서, 마그네시아를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 1200℃에서 20시간 마무리 소둔을 하였다. 제품의 특성치를 표2에 나타낸다. 질소량이 0.017% 이상, (〔N〕/〔Al〕>0.67)으로 자속밀도가 높아지는 것을 알 수 있다.

질소량(%)	[N]/[Al]	자속밀도B8(T)	비고
0.0120.0170.0220.026	0.500.710.921.08	1.851.931.951.94	비교예본발명예본발명예본발명예

<실시례 3>

질량%로, Si:3.l%, Mn:0.1%, C:0.05%, S:0.008%, 산가용성 A1: 0.029%, N:0.008%, Sn:0.1%를 포함하는 판 두께 2.3mm 규소강 열연판을 최종 판 두께 0.25mm로 냉연하였다. 이 냉연판을 산화도 0.033의 질소와 수소의 혼합 가스중에 있어서, 가열 속도 (a) 20℃/초, (b) 100℃/초로 각각 840℃까지 가열하고, 840℃로 150초간 소둔하고 1차 재결정시켰다. 그 후, 750℃로 30 초간 암모니아 함유 분위기 중에서 소둔하고 강판중의 질소량을 0.023%로 하였다. 이들 강판에 마그네시아를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 마무리 소둔을 하였다. 마무리 소둔은 1200℃까지는 N₂:25% +H₂:75%의 분위기 가스중에서 15℃/hr의 가열 속도로 행하고, 1200℃에서 H₂:100%로 바꾸어 20시간 소둔을 하였다. 이러한 시료에 장력 코팅처리를 하였다. 얻어진 제품의 자기 특성을 표3에 나타낸다. 실시례 1 및 2와 비교하면, 냉연전의 소둔을 실시하고 있지 않으므로 전체 자속밀도는 낮지만, 본 발명의 자속밀도 향상 효과를 확인할 수 있다.

탈탄소둔가열조건	집합조직(I{111}/I{411})	산소량(g/m²)	자속밀도B8(T)	비고
(1) 20℃/초(2) 100℃/초	3.22.5	1.631.82	1.8741.909	비교예본발명예

<실시례 4>

질량%에, Si:3.3%, C:0.05%, 산가용성Al:0.027%, N:0.007%, Cr:0.1%, Sn:0.05%, Mn:0.1%, S:0.008% 함유하는 규소강 슬라브를 1150℃로 가열하고, 판 두께 2.3mm으로 열간압연하였다. 이 열간압연 판을 1120℃로 소둔하고,그 후, 0.22mm 두께로 냉간압연하였다. 이 냉연판을 3∼200℃/초의 가열 속도로 820℃로 가열한 후, 820℃로 110초간, 분위기 산화도 0.44로 탈탄소둔하였다. 산소량은 1.9∼2.1g/m²이었다. 그 후, 750℃에서 30초간 암모니아 함유 분위기중에서 소둔하고, 암모니아 함유량을 변경함으로써 강판중의 질소량을 0.023∼0.029%로 하였다. 그 후, 마그네시아을 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 1200℃에서 20시간 마무리소둔을 하였다. 이러한 시료를 장력 코팅 처리를 했다. 얻어진 제품의 자기 특성을 표4에 나타낸다. 표4로부터 가열 속도40℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 75∼125℃/초의 범위로 자속밀도(B8)가 높아지는 것을 알 수 있다.

탈탄소둔가열조건	집합조직(I{111}/I{411})	자속밀도B8T	비고
3℃/초5℃/초20℃/초40℃/초50℃/초75℃/초100℃/초125℃/초150℃/초200℃/초	4.53.92.42.02.01.81.71.71.91.9	1.851.871.901.921.931.951.961.961.941.93	비교예비교예본발명예본발명예본발명예본발명예본발명예본발명예본발명예본발명예

<실시례 5>

질량%로, Si:3.2%, C:0.06%, 산가용성Al:0.026%, N:0.007%, Mn:0.1%, S:0.007%, Sn:0∼0.2%를 함유하는 슬라브를 l150℃의 온도로 가열한 후, 2.3mm 두께로 열간압연하였다. 그 후, 1120℃로 소둔한 후, 0.22mm 두께까지 냉간압연한 후, 가열 속도 40℃/초로 800℃까지 가열하고, 820℃의 온도에서 2분간, 산화도 0.59의 질소 및 수소 혼합 분위기에서 탈탄소둔한 후, 암모니아 함유 분위기에서 소둔하여 질소를 0.020∼0.023%로 하였다. 이어서, MgO를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후 마무리 소둔을 하였다. 이러한 시료를 장력 코팅처리하였다. 얻어진 제품의 자기 특성을 표5에 나타낸다. 표5로부터 Sn을 0.02∼0.15% 첨가함으로써 자속밀도(B8)가 높아지는 것을 알 수 있다.

Sn 첨가량(%)	집합조직(I{111}/I{411})	자속밀도B8(T)
0(<0.01)0.020.060.150.2	2.92.42.01.72.2	1.901.921.931.921.86

<실시례 6>

질량%로, Si:3.2%, C:0.05%, 산가용성Al: 0.026%, N:0.008%, Mn:0.1%, S:0.007% 함유하는 슬라브를 1150℃의 온도로 가열한 후, 2.3mm 두께로 열간압연하였다. 그 후, 1120℃로 소둔한 후, 0.27mm 두께까지 냉간압연하고, 이어서, 탈탄소둔의 가열 속도를 5∼40℃/초로 하여, 820℃의 온도에서 탈탄소둔한 후, 암모니아 함유 분위기에서 소둔한 강판중의 질소를 0.02∼0.03%로 하였다. 이어서, MgO를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하여 마무리소둔을 하였다.

제품의 특성치를 표6에 나타낸다. 1차 재결정 집합 조직에 관하여 I{111}/I{411}의 값이 냉연 압하율 R%에 대하여 (10ln{(100-R)/l00}+44)/7 이하가 되는 경우, B8이 1.88T 이상의 높은 자속밀도가 얻어지는 것을 알 수 있다.

냉연압하율(%)	X	가열속도(℃/초)	집합조직(I{111}/I{411})	자속밀도B8(T)	비고
88.388.388.388.3	3.223.223.223.22	5102040	3.93.63.02.7	1.831.861.901.92	비교예비교예본발명예본발명예

단, X=(10ln{(l00-R)/100}+44)/7, R은 냉연압하율(%)를 나타낸다.

<실시례 7>

질량%로, Si:3.3%, C:0.05%, 산가용성Al:0.027%, N:0.007%, Cr:0.l%, Sn:0.05%, Mn:0.1%, S:0.008%를 함유하는 슬라브를 1150℃의 온도로 가열한 후, 열간압연에 의하여 2.0mm, 2.8mm 두께로 하고, 이 열간 압연판을 1120℃로 소둔하고, 그 후, 0.22mm 두께로 냉간압연하였다.

이 냉연판을 5∼600℃/초의 가열 속도로 800℃로 가열한 후, 800∼890℃에서 120초간, 분위기 산화도 0.44로 탈탄소둔하였다. 이 때의 강판의 산소량은 1.9∼2.lg/m²이었다.

그 후, 750℃로 30초간 암모니아 함유 분위기중에서 소둔하고, 암모니아 함유량을 변경함으로써 강판중의 질소량을 0.023∼0.029%.로 하였다. 그 후, 마그네시아을 주성분이라고 하는 소둔 분리제를 도포하고, 1200℃에서 20시간 마무리 소둔을 실시하였다.

이러한 시료에 장력 코팅 처리를 하였다. 얻어진 제품의 특성을 표7에 나타낸다. 표7로부터, 1차 재결정 집합 조직 : I{111}/I{411}의 값이 냉연압하율R%에 대하여 (101n{(100-R)/100}+44)/7 이하가 되어 있는 경우(△표시), B8이 1.88T이상이고, 가열 속도 H℃/초가 냉연압하율 R%에 대하여 l0^[(R-68)/14]<H이상인 경우(O표시), 더욱 바람직하게는,10^[(R-32)/32]<H<l40의 범위의 경우(◎표시), 자속밀도(B8)가 높아지는 것을 알 수 있다.

냉연압하율(%)	X	가열속도(℃/초)	집합조직(I{111}/I{411}	자속밀도B8(T)	비고
89.089.089.089.089.089.089.089.089.089.092.192.192.192.192.192.192.192.192.192.1	3.133.133.133.133.133.133.133.133.133.132.652.652.652.652.652.652.652.652.652.65	510204070100125150300600510204070100125150300600	3.83.33.02.62.42.12.02.22.32.43.22.82.52.21.91.71.61.81.92.0	1.821.851.911.921.941.941.941.931.931.931.781.831.881.911.931.951.951.931.931.93	비교예비교예본발명예△본발명예○본발명예◎본발명예◎본발명예◎본발명예○본발명예○본발명예○비교예비교예본발명예△본발명예△본발명예○본발명예◎본발명예◎본발명예○본발명예○본발명예○

단, X=(10ln{(100-R)/1001+44)/7, R은 냉연압하율(%)을 나타낸다.

<실시례 8>

질량%로, Si:3.1%, Mn:0.1%, C:0.05%, S:0.008%, 산가용성 Al:0.029%, N:0.008, Sn:0.1%를 포함하는 판 두께 2.3mm의 규소강 열연판을 최종 판 두께 0.25mm로 냉연하였다. 이 냉연판을 산화도 0.33의 질소와 수소의 혼합 가스중에 있어서, 가열 속도(1) 20℃/초, (2) l00℃/초에 840℃까지 가열하고, 840℃로 l50초간 소둔하고 1차 재결정시켰다. 그 후, 750℃로 30초간 암모니아 함유 분위기중에서 소둔하고, 암모니아 함유량을 변경함으로써 강판중의 질소량을 0.022∼0.026%으로 하였다.

이러한 강판에 마그네시아를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하여 마무리소둔을 실시하였다. 마무리소둔은, 1200℃까지는, N₂:25% + H₂:75%의 분위기 가스중에서 15℃/hr의 가열 속도에 실시하고, 1200℃로 H₂:100%로 변경하여 20시간 소둔을 하였다.

이러한 시료에 장력 코팅 처리를 하였다. 얻어진 제품의 자기 특성을 표8에 나타낸다. 실시례 6, 7과 비교하면, 냉연전의 소둔을 실시하고 있지 않기 때문에 전체의 자속밀도는 낮지만, 본 발명 자속밀도 향상 효과가 얻어진 것을 확인할 수 있다.

냉연압하율(%)	X	가열속도(℃/초)	집합조직(I{111}/I{411})	자속밀도B8T	비고
88.188.1	3.123.12	20100	3.22.5	1.8741.909	비교예본 발명예

단, X=(10ln{(100-R)/m0}+44)/7, R은 냉연압하율(%)을 나타낸다.

<실시례 9>

질량%로, Si:3.1%, C:0.05%, 산가용성 A1:0.027%, N:0.008%, Mn:.0.1%, S:0.007% 를 함유하는 규소강 슬라브를 1100℃로 가열하고, 2.0mm 두께로 하였다. 이 열간압연판을 1100℃로 소둔하여, 냉간압연하고, 최종판 두께 0.2mm로 하였다. 그 후, 가열 속도 100℃/초로 850℃까지 가열한 후, 실온까지 냉각하였다.

그 후, 가열 속도 30℃/초로 가열하고, 830℃에서, 산화도 0.12∼0.72의 분위기 가스에서 90초간 소둔하고 그 후, 암모니아 함유 분위기중에서 750℃로 30초간 소둔하고, 강판중의 질소량을 0.02∼0.03%로 하였다. 이어서, MgO를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고, 1200℃에서 20시간 마무리소둔을 실시하였다.

제품의 특성을 표9에 나타낸다. 표9로부터, 본 발명에 규정한 분위기의 산화 도 0.15 초과 l.1 이하의 범위, 및 탈탄소둔 후의 산소량 2.3g/m²이하의 범위에서 벗어난 경우에는, 제품의 글래스 피막 특성이 열화되고 있다는 것을 알 수 있다.

가열속도(℃/초)	분위기산화도	산화량(g/m²)	자속밀도B8(T)	피막결함	비고
100100100100100	0.120.330.440.520.72	0.591.741.942.192.41	1.961.961.961.951.65	×○○○××	비교예본발명예본발명예본발명예비교예

*피막 결함

×: 밀착성 불량(곡율반경 20mm로 제품판을 굽혔을 때 피막이 박리된다.)

××:피막 결함(제품판 표면에서의 피막 생성 불량 영역이 5% 이상.)

<실시례 10>

질량%로, Si:3.2%, C:0.05%, 산가용성Al:0.024%, N:0.007%, Cr:0.1%, Sn:0.05%, Mn:0.l%, S:0.008%를 함유하는 규소강 슬라브를 1l50℃로 가열하고, 판 두께2.3mm로 열간압연하였다. 이 열간압연판을 1120℃로 소둔하고, 그 후, 0.22mm 두께로 냉간압연하였다. 이 냉연판을 100℃/초로 800℃로 가열한 후, 820℃로90∼600초간, 분위기 산화도 0.52로 탈탄소둔하고, I{l11}/I{411}의 값을 2.7이하로 하며, 일차 재결정 집합 조직을 청구항 1에 규정하는 부등식이 성립하도록 조정하였다.

그 후, 750℃로 30초간 암모니아 함유 분위기 중에서 소둔하고, 강판중의 질소량을 0.023∼0.029%로 하였다. MgO를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고, 1200℃로 20시간 마무리 소둔을 실시하였다.

제품의 특성치를 표10에 나타낸다. 강판의 산소량이 2.4lg/m²로 많아진 경우에는, 자기 특성이 열화되어 있다는 것을 알 수 있다.

균열시간(초)	산소량(g/m²)	자속밀도B8T	비고
90150300600	1.982.132.282.41	1.941.931.921.81	본발명예본발명예본발명예비교예

<실시례 11>

질량%로, Si:3.2%, C:0.05%, 산가용성Al:0.024%, N:0.007%, Cr:0.1%, Sn:0.05%, Mn:0.1%, S:0.008% 함유하는 규소강 슬라브를 1150℃ 가열하고, 판 두께 2.3mm로 열간압연하였다. 이 열간압연판을 1120℃에서 소둔하고, 그 후, 0.22mm 두께로 냉간압연하였다. 이 냉연판을 100℃/초로 800℃로 가열한 후, 820℃로 110초간, 분위기 산화도 0.44로 탈탄소둔하였다. 집합 조직: I{111}/ I{411}의 값은1.7, 강판 산소량은 1.9g/m²이었다.

그 후, 750℃에 30초간 암모니아 함유 분위기 중에서 소둔하고, 암모니아 함유량을 변경함으로써 강판중의 질소량을 0.0l2∼0.026%로 하였다. 그 후, 마그네시아를 주성분이라고 하는 소둔 분리제를 도포하고, 1200℃에서 20시간 마무리소둔을 실시하였다.

제품의 특성치를 표11에 나타낸다. 질화 처리 후의 질소량이 0.017%이상(〔N〕/〔A1〕≥0.67)으로 자속밀도가 높아지는 것을 알 수 있다.

<실시례 12>

질량%로, Si:3.5%, C:0.065%, 산가용성 Al:0.028%, N:0.007%, Cr:0.1%, Sn:0.05%, Mn:0.1%, S:0.008%를 함유하는 규소강 슬라브를 1150℃ 가열하고, 판 두께 2.3mm로 열간압연하였다. 이 열간압연판을 1120℃로 소둔하고, 그 후, 0.22mm 두께로 냉간압연하였다. 이 냉연판을 5∼100℃/초로 800℃로 가열한 후, 820℃에서 110초간, 분위기 산화도 0.52로 탈탄소둔하였다.

그 후, 750℃로 30초간 암모니아 함유 분위기 중에서 소둔하고, 강판 중의 질소량을 0.025%로 했다. 강판 산소량은 어떠한 경우도 2.2g/mm²이하이었다. 그 후MgO를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 질소25%―수소75%의 분위기 가스중에서 1200℃까지 승온하고, 수소 분위기중 1200℃로 20시간 마무리소둔을 실시하였다.

제품의 특성치를 표12에 나타낸다. 탈탄소둔의 가열 속도를 높임으로써 제품의 자기 특성이 향상되는 것을 확인하였다.

가열속도	자속밀도B8(T)/(B8/Bs)	비고
5253050100	1.84 (0.92)1.90 (0.95)1.91 (0.96)1.93 (0.97)1.93 (0.97)	비교예본발명예본발명예본발명예본발명예

<실시례 13>

질량%로, Si:3.3%, C:0.06%, 산가용성A1:0.028%, N:0.007%, Cr:0.1% , Sn:0.05%, Mn:0.1%, S:0.008% 함유하는 규소강 슬라브를 1150℃ 가열하고, 판 두께 2.0mm로 열간압연하였다. 이 열간압연판을 1120℃로 30초간 유지하고, 900℃에서 30초간 유지 소둔하고, 그 후, 0.2mm 두께로 냉간압연하였다.이 냉연판을 40℃/초로 800℃로 가열한 후, 830℃에서 110초간, 분위기 산화 도 0.33∼0.72로 탈탄소둔하였다. 그 후, 750℃에서 30초간 암모니아 함유 분위기중에서 소둔하고 강판중의 질소량을 0.022%로 하였다. 그 후, 마그네시아을 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 질소25%, 수소75%의 분위 기가스 중에서 1200℃까지 승온하고, 수소 분위기중 1200℃에서 20시간 마무리소둔을 실시하였다. 표13으로부터 강판 산소량이 2.3g/mm²가 넘으면 2차 재결정이 불안정하게 되어 자속밀도(B8)가 저하되는 것을 알 수 있다.

산화도(%)	강판산소량(g/mm²)	자속밀도B8(T)	비고
0.330.440.520.590.72	1.581.771.912.202.38	1.95 (0.97)1.94 (0.96)1.93 (0.96)1.92 (0.95)1.78 (0.88)	본발명예본발명예본발명예본발명예비교예

<실시례 l4>

질량%로, Si:4.1%, C:0.07%, 산가용성 Al:0.03%, N:0.007%, Cr:0.1%, Sn:0.05%, Mn:0.1%, S: 0.008% 함유하는 규소강 슬라브를 1150℃ 가열하고, 판 두께 2.0mm로 열간압연하였다. 이 열간압연판을 1120℃에서 30초간 유지하고, 900℃로 30초간 유지 소둔하고, 그 후, 0.2mm 두께로 냉간압연하였다.이 냉연판을 50℃/초로 800℃로 가열한 후, 830℃에서 110초간, 분위기 산화 도 0.33∼0.72에서 탈탄소둔하였다. 그 후, 750℃에서 30초간 암모니아 함유 분위기중에서 소둔하고 강판중의 질소량을 0.022%로 하였다. 그 후, 마그네시아를 주성분이라고 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 질소25%, 수소75%의 분위기 가스중에서 l200℃까지 승온하고, 수소 분위기중 1200℃로 20시간 마무리소둔을 실시하였다.

표14로부터 강판 산소량이 2.3g/mm²가 넘으면, 2차 재결정이 불안정하게 되어 자속밀도(B8)가 저하된다는 것을 알 수 있다.

산화도(%)	강판 산소량(g/mm²)	자속밀도B8(T)	비고
0.330.440.520.590.72	1.731.942.062.392.61	1.92 (0.97)1.91 (0.97)1.91 (0.97)1.78 (0.90)1.71 (0.87)	본발명예본발명예본발명예비교예비교예

<실시례 15>

실시례 12에 사용된 냉연판을 40℃/초로 800℃에서 가열한 후, 820℃로 110 초간, 분위기 산화도 0.52로 탈탄소둔하였다. 그 후, 750℃에서 30초간 암모니아 함유 분위기중에서 소둔하고, 암모니아 함유량을 변경함으로써 강판중의 질소량을 변경했다.

이러한 강판에 마그네시아를 주성분이라고 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 마무리소둔을 실시하였다. 마무리소둔은 1200℃까지는 N₂:25% + H₂:75%의 분위기 가스중에서 15℃/hr의 가열 속도로 실시하고 1200℃로 H₂:100%로 변경하여 20시간 소둔을 하였다. 표15부터,〔N〕/〔A1〕을 0.5이상으로 하는 경우에 높은 자속밀도가 얻어지는 것을 알 수 있다.

질소량(%)	[N]/[Al]	자속밀도B8(T)	비고
0.0120.0170.0220.026	0.430.610.790.93	1.68 (0.84)1.90 (0.95)1.92 (0.96)1.93 (0.97)	비교예본발명예본발명예본발명예

<실시례 16>

질량%로, Si:3.4%, C:0.06%, 산가용성Al:0.027%, N:0.07%, Mn:0.1%, S:0.007%, 또 Sn을 0∼0.2% 함유하는 슬라브를 1150℃의 온도로 가열한 후, 1.8mm 두께로 열간압연하였다.

그 후, 1120℃로 30초간 유지하고, 900℃에서 30초간 유지 소둔한 후, 0.2mm 두께까지 냉간압연하였다. 이어서, 가열 온도 40℃/초에 800℃까지 가열한 후, 820℃의 온도로 2분간, 산화도 0.52의 질소 및 수소 혼합 분위기에서 탈탄소둔하고 후, 암모니아 함유 분위기에서 소둔하여 질소를 0.018∼0.022%로 하였다. 이어서 MgO을 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 마무리 소둔을 하였다. 마무리 소둔은 1200℃까지는 N₂:25% + H₂:75%의 분위기 가스중에서 15℃/hr의 가열 속도에 실시하고, l200℃로 H₂:100%로 변경하여 20시간 소둔하였다. 얻어진 제품의 자기 특성을 표16에 나타낸다. 표16으로부터, Sn을 0.02∼0.15% 첨가함으로써 자속밀도(B8)가 높아지는 것을 알 수 있다.

Sn 첨가량(%)	강판 산소량(g/mm²)	자속밀도B8(T)	비고
(1) 0(<0.01)(2) 0.02(3) 0.06(4) 0.15(5) 0.2	2.152.112.031.961.83	1.91 (0.95)1.92 (0.96)1.93 (0.96)1.92 (0.96)1.90 (0.95)	본발명예본발명예본발명예본발명예본발명예

<실시례 17>

질량%로, Si:3.4%, C:0.06%, 산가용성Al:0.027%, N:0.07%, Mn:0.1% , S:0.007%, 또 Sn을 0∼0.2% 함유하는 슬라브를 l150℃의 온도로 가열한 후, 1.8mm 두께로 열간압연하였다.

그 후, 1120℃로 30초간 유지하고, 900℃에서 30초 유지 소둔한 후, 0.2mm 두께까지 냉간압연하였다. 이어서, 가열 속도(l) 20℃/초 및 (2) 40℃/초로 800℃까지 가열한 후, 820℃의 온도로 2분간, 산화도 0.52의 질소 및 수소 혼합 분위기로 탈탄소둔한 후, 암모니아 함유 분위기로 소둔하여 질소를 0.0l8∼0.022%로 하였다. 강판 산소량은 어느 시료에서나 2.3g/mm²이하이었다.

이어서 MgO을 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 마무리 소둔을 하였다. 마무리 소둔은 900℃까지는 N₂:25% + H₂:75%의 분위기중에서 처리하고, 900℃∼1200℃까지를 (A) N₂:25% + H₂:75% 및 (B) N₂:75% + H₂:25%의 분위기 가스중에서 처리하고, 1200℃에서 H₂:100%로 변경하여 20시간 소둔을 하였다.

표17로부터, 가열 속도를 높임으로써 자속밀도(B8)가 향상되고, 또한 특개평6-17129호 공보에 개시하는 바와 같이, 마무리 소둔 중의 질소 분압을 강판의 Si량에 따라 소정의 범위로 제어하여 석출물을 관리함으로써 더욱 자속밀도(B8)가 향상된다는 것을 알 수 있다.

가열속도(℃/초)	마무리소둔분위기	자속밀도B8(T)	비고
20204040	(A)(B)(A)(B)	1.89 (0.94)1.91 (0.95)1.92 (0.96)1.94 (0.97)	본발명예본발명예본발명예본발명예

<실시례 18>

질량%로, Si:3.3%, Mn:0.1%, C:0.05%, S:0.007%, 산가용성Al:0.03%, N:0.008%, Sn:0.05%를 함유하는 판 두께 2.3mm 규소강 열연판을, 1100℃에서 2분간 소둔한 후, 최종 판 두께 0.22mm로 냉연하였다. 이 냉연판을 산화 도 0.06의 질소와 수소의 혼합가스 중에 있어서, 가열 속도:10℃/초, 20℃/초, 40℃/초, 50℃/초, 100℃/초, 300℃/초의 각 시간에서 830℃의 온도까지 가열하고, 830℃에서 90초간 소둔하였다. 이어서, 암모니아 분위기 중에서 소둔 함으로써 질소량을 0.025%로 증가하여 인히비터의 강화를 실시하였다. 이러한 강판에, 알루미나(A1₂O₃)를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 마무리 소둔을 실시하였다. 마무리 소둔은, 1200℃까지 N₂: 100%의 분위기 가스 중에서 15℃/hr의 가열 속도로 실시하고, 1200℃에서 H₂: l00%로 변경하여 20시간 소둔을 하였다. 이러한 시료에 장력 코팅 처리를 한 후, 레이저를 조사하여 자구 세분화하였다. 얻어진 제품의 자기 특성을 표18에 나타낸다.

탈탄소둔가열속도(℃/sec.)	집합조직(I{111}/I{411})	자속밀도B8(T)	철손W17/50 (W/kg)	비고
10204050100300	3.52.62.21.91.71.8	1.9131.9221.9381.9411.9451.943	0.760.730.690.680.670.67	비교예비교예본 발명예본 발명예본 발명예본 발명예

<실시례 19>

질량%로, Si:3.3%, Mn:0.l%, C:0.05%, S:0.007%, 산가용성Al:0.027%, N:0.008%, Sn:0.1%, Cr:0.1%를 함유하는 판 두께 1.8mm 규소강 열연판을, 1120℃에서 2분간 소둔한 후, 최종 판 두께 0.17mm로 냉연하였다. 이 냉연판을, 산화도 0.06의 질소와 수소의 혼합 가스 중에 있어서, (A) 일부는 가열 속도 20℃/초로 830℃까지 가열 후, 840℃에서 70초 소둔하고, (B) 일부는 가열 속도 20℃/초로 550℃까지 가열하고, 다음으로 가열 속도 100℃/초로 840℃까지 가열 후, 840℃로 70초간 소둔하고 1차 재결정하게 하였다. 이러한 강판에 알루미나(Al₂O₃)를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 마무리 소둔을 실시하였다. 마무리 소둔은, 1200℃까지는 N₂:90% + H₂:10%의 분위기 가스 중에서 15℃/hr의 가열 속도로 행하고, 1200℃에 H₂:100%에 변경하여 20시간 소둔을 하였다. 이러한 시료를 장력 코팅 처리를 하였다. 얻어진 제품의 자기 특성을 표19에 나타낸다.

탈탄소둔조건	집합조직({111}/I{411)}	자속밀도B8(T)	철손W17/50(W/kg)	비고
(A)(B)	2.82.1	1.9221.948	0.870.79	비교예본발명예

<실시례 20>

질량%로, Si:3.1%, Mn:0.1%이고, C:0.05%, S:0.008%, 산가용성Al:0.029%, N:0.008%, Sn:0.1%를 함유하는 판 두께 2.3mm 규소강 열연판을, 최종 판 두께 0.25mm로 냉연하였다. 이 냉연판을, 산화도 0.011의 질소와 수소의 혼합 가스 중에 있어서, 가열 속도:20℃/초, 100℃/초로 840℃까지 가열하여 840℃에 l50초간 소둔하고 1차 재결정하였다.

이러한 강판에, 알루미나(A1₂O₃)를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 마무리 소둔을 실시하였다. 마무리 소둔은, 1200℃까지는 N₂:100%의 분위기 가스중에서 15℃/hr의 가열 속도에 행하고, 1200℃에서 H₂:100%로 변경하여 20시간 소둔을 하였다. 이러한 시료를 장력 코팅 처리하였다.

얻어진 제품의 자기 특성을 표20에 나타낸다. 실시례 l로부터 3과 비교하면,냉연전의 소둔을 실시하고 있지 않기 때문에 전체의 자속밀도는 낮지만, 이 경우에 있어서도 본 발명 자속밀도 향상 효과를 확인할 수 있다.

탈탄소둔가열조건	집합조직(I{111}/I{411}	자속밀도B8(T)	철손W17/50(W/kg)	비고
20℃/초100℃/초	3.42.2	1.8811.912	0.990.93	비교예본발명예

<실시례 21>

질량%로, Si:3.3%, C:0.05%, 산가용성Al:0.027%, N:0.007%, Cr:0.1% , Sn:0.05%, Mn:0.1%, S:0.008% 함유하는 규소강 슬라브를 1150℃ 가열하고, 판 두께 2.3mm로 열간압연하였다. 이 열간압연판을, 1120℃로 소둔하고, 그 후, 0.22mm 두께로 냉간압연하였다. 이 냉연판을, 3∼200℃/초의 가열 속도로 820℃로 가열한 후, 820℃로 110초간, 분위기 산화도 0.12로 탈탄소둔하였다. 산소량은 1.9∼2.lg/m²이었다. 그 후, 750℃에 30초간 암모니아 함유 분위기중에서 소둔하고, 암모니아 함유량을 바꿈으로써 강판중의 질소량을 0.023∼0.029%로 하였다. 그 후, 알루미나를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 1200℃로 20시간 마무리 소둔을 실시하였다. 이러한 시료를 장력 코팅 처리하였다.

얻어진 제품의 자기 특성을 표21에 나타낸다. 표21로부터 가열 속도 40℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 75∼125℃/초의 범위로 자속밀도(B8)가 높아지는 것을 알 수 있다.

탈탄소둔 가열조건	집합조직(I{111}/I{411})	자속밀도B8(T)	비 고
(1) 3℃/초(2) 5℃/초(3) 20℃/초(4) 40℃/초(5) 50℃/초(6) 75℃/초(7) 100℃/초(8) 125℃/초(9) 150℃/초(10) 200℃/초	4.53.92.62.02.01.81.71.71.91.9	1.871.881.921.941.941.961.971.951.931.93	비교예비교예비교예본발명예본발명예본발명예본발명예본발명예본발명예본발명예

<실시례 22>

질량%로, Si:3.2%, C:0.05%, 산가용성Al:0.026%, N:0.007%, Mn:0.1%, S:0.007%, Sn:0∼0.2%를 함유하는 규소강 슬라브를 1150℃의 온도로 가열한 후, 2.3mm 두께로 열간압연하였다. 그 후, 1120℃에서 소둔한 후, 0.22mm까지 냉간 압연후, 가열 속도 40℃/초로 800℃까지 가열한 후, 820℃의 온도로 2분간, 산화도 0.59의 질소 및 수소 혼합 분위기에서 탈탄소둔한 후, 암모니아 함유 분위기에서 소둔하고 질소를 0.020∼0.023%로 하였다. 이어서, MgO를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 마무리 소둔을 하였다. 이러한 시료를 장력 코팅 처리하였다.

얻어진 제품의 자기 특성을 표22에 나타낸다. 표22로부터, Sn을 0.02∼0.15% 첨가함으로써 자속밀도 (B8)이 높아지는 것을 알 수 있다.

Sn 첨가량(%)	집합조직(I{111}/I{411})	자속밀도B8(T)
0(<0.01)0.020.060.150.2	2.92.42.01.72.2	1.911.931.951.941.88

<실시례 23>

질량%로, Si:3.2%, C:0.05%, 산가용성Al:0.026%, N:0.008%, Mn:0.19도, S:0.007%을 함유하는 슬라브를 1150℃의 온도로 가열한 후, 2.6mm 두께로 열간압연하였다. 그 후, 1120℃에서 소둔한 후, 0.27mm 두께까지 냉간압연 하고, 그 후, 탈탄소둔의 가열 속도를 5∼40℃/초로 하여, 820℃의 온도에서 탈탄소둔하고, 이어서, 암모니아 함유 분위기에서 소둔하에서 강판중의 질소를 0.020∼0.03%로 하였다. 이어서, 알루미나(Al₂O₃)를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고, 마무리 소둔을 하였다.

제품의 특성치를 표23에 나타낸다. 1차 재결정 집합 조직에 관하여, I{111}/I{411}의 값이 냉연압하율 R%에 대하여, (20ln{(100-R)/100}+81)/14 이하가 되는 경우, B8이 1.93T 이상의 높은 자속밀도가 얻어지는 것을 알 수 있다.

냉연압하율(%)	X	가열속도(℃)	집합조직(I{111}/I{411}	자속밀도B8(T)	비고
89.689.689.689.6	2.552.552.552.55	5102040	3.63.12.82.4	1.831.871.911.94	비교예비교예비교예본 발명예

단, X=(201n{(100-R)/100}+81)/14, R(%)는 냉연압하율을 나타낸다.

<실시례 24>

질량%로, Si:3.3%, C:0.05%, 산가용성Al:0.027%, N:0.007%, Cr:0.1%, Sn:0.05%, Mn:0.1%, S:0.008%를 함유하는 슬라브를 1150℃의 온도로 가열한 후, 열간압연에 의하여 2.0mm, 2.3mm, 3.2mm의 각 두께로 하고, 이 열간압연판을 1l20℃로 소둔하고, 그 후, 0.22mm 두께로 냉간압연하였다. 이 냉연판을 l0∼600℃/초의 가열 속도로 800℃로 가열한 후, 800∼890℃에서 120초간, 분위기 산화도 0.12로 탈탄소둔하고, 1차 재결정 집합 조직을, 도2에 나타내는 고B8가 얻어지는 영역으로조정한 후, 750℃에서 30초간 암모니아 함유 분위기 중에서 소둔하여 암모니아 함유량을 변경함으로써 강판중의 질소량을 0.025∼0.035%로 하였다. 그 후, 알루미나를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고, 1200℃로 20시간 마무리 소둔을 실시하였다.

이러한 시료에 장력 코팅 처리를 한 후, 레이저 조사하여 자구 세분화하였다. 얻어진 제품의 특성을 표24에 나타낸다. 표24로부터, 1차 재결정 집합 조직 I{111}/I{411}의 값이, 냉연 압하율 R%에 대하여 (201n{(100-R)/l00}+81)/14 이하로 되어 있는 경우 (△표시), B8이 1.93T 이상으로 되고, 또 가열 속도 H℃/초가 냉연압하율 R%에 대하여 10^[(R-32)/32]<H 이상인 경우(○ 표시), 더욱 바람직하게는, 10^[(R-32)/32]<H<140의 경우(◎ 표시), 자속밀도(B8)가 높아지는 것을 알 수 있다.

냉연압하율(%)	X	가열속도(℃/초)	집합조직(I{111}/I{411}	자속밀도B8(T)	철손W_17/50(W/kg)	비고
89.089.089.089.089.089.089.089.089.090.490.490.490.490.490.490.490.490.493.193.193.193.193.193.193.193.193.1	2.632.632.632.632.632.632.632.632.632.432.432.432.432.432.432.432.432.431.961.961.961.961.961.961.961.961.96	254060801001251503006002540608010012515030060025406080100125150300600	2.92.52.42.22.12.02.22.32.32.82.42.22.11.81.81.92.02.02.22.01.81.81.61.61.71.81.9	1.921.941.941.951.951.951.941.931.931.921.941.941.951.961.951.941.941.941.901.921.931.941.961.961.941.941.94	0.730.680.680.670.650.660.680.700.710.750.690.680.650.630.640.670.670.690.790.730.700.670.620.630.680.670.68	비교예본발명예○본발명예○본발명예◎본발명예◎본발명예◎본발명예○본발명예○본발명예○비교예본발명예○본발명예○본발명예◎본발명예◎본발명예◎본발명예○본발명예○본발명예○비교예비교예본발명예△본발명예○본발명예◎본발명예◎본발명예○본발명예○본발명예○

단, X=(201n{(100-R)/100}+81)/14, R(%)는 냉연 압하율을 나타낸다.

<실시례 25>

질량%로, Si:3.1%, Mn:0.1%, C:0.05%, S:0.008%, 산가용성 판 두께 2.3mm의 규소강 열연판을 최종판 두께 0.25mm로 냉연하였다. 이 냉연판을 산화도0.10의 질소와 수소의 혼합 가스 중에 있어서, 가열 속도(1) 20℃/초, (2) l00℃/초에 840℃까지 가열하고, 840℃로 150초간 소둔하고 1차 재결정하였다.그 후, 750℃에 30초간 암모니아 함유 분위기중에서 소둔하고, 암모니아 함유량을 변경함으로써 강판중의 질소량을 0.02∼0.03%로 하였다.

이러한 강판으로 알루미나를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고, 마무리 소둔을 실시하였다. 마무리 소둔은, 1200℃까지는 N₂:25% +H₂:75%의 분위기 가스중에서 15℃/hr의 가열 속도에 행하고, 1200℃로 H₂:100%로 변경하여 20시간 소둔을 하였다.

이러한 시료에 장력 코팅 처리를 하였다. 얻어진 제품의 자기 특성을 표25에 나타낸다. 실시례 23, 24와 비교하면, 냉연전의 소둔을 실시하고 있지 않기 때문에 전체의 자속밀도는 낮지만, 본 발명 자속밀도 향상 효과가 얻어진 것을 확인할 수 있다.

냉연압하율(%)	X	가열속도(℃/초)	집합조직(I{111}/I{411})	자속밀도B8(T)	비고
89.189.1	2.622.62	20100	3.12.4	1.8771.913	비교예본발명예

단, X=(201n{(100-R)/100}+81)/14, R(%)는 냉연압하율을 나타낸다.

본 발명에 의하면, 종래의 고온 슬라브 가열에 기인하는 제 문제가 없는 저온 슬라브 가열에 의하여 방향성 전자강판의 제조방법을 기초로, 일차 재결정 조직, 냉연조건에 대한 탈탄소둔조건, 표면산화층 및 질화량을 규정함으로써 자속밀도가 높은 우수한 자기특성을 가지는 방향성 전자강판을 공업적으로 안정적으로 제조할 수 있다.

Claims

1.질량%로,

Si:0.08∼4.8%,

C:0.085% 이하,

SolAl: 0.01∼0.065%,

N: 0.012% 이하

를 포함하고, 나머지가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 규소강을, 1280℃ 이하의 가열 온도로 가열한 후 열간압연하고, 이어서 냉간압연을 실시하여 최종 판 두께로 하고, 탈탄소둔한 후, 마그네시아를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고, 마무리 소둔을 실시하는 방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서, 탈탄소둔 후의 집합 조직에 있어서 I{111}/I{411}의 비율을 3이하로 하고, 또한 강판의 산소층의 산소량을 2.3g/m²이하로 조정하고, 그 후 질화처리를 하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법.

질량%로,

Si:0.08∼4.8%,

C:0.085% 이하,

So1A1:0.01∼0.065%,

N:0.012% 이하,

를 포함하고, 나머지가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 규소강을, 1280℃ 이하의 가열온도로 가열한 후 열간압연하고, 이어서 냉간압연을 실시하여 최종 판 두께로 하고, 탈탄소둔후, 마그네시아를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고, 마무리 소둔을 실시하는 방향성 전자강판의 제조방법에 있어서, 냉간압연에서의 압하율을 R%로 한 때, 탈탄소둔후의 집합조직에 있어서 I{111}/I{411}의 비율을, (101n{(l00-R)/(100)}+44)/7 이하로 하고, 또한 강판의 산소층의 산소량을 2.3g/m²이하로 조정하고, 그 후 질화처리를 하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법.

제 1항 또는 제 2항에 있어서,

상기 탈탄소둔의 승온과정에 있어서, 강판 온도가 600℃이하인 영역에서 750∼900℃ 범위의 소정 온도까지의 가열 속도 H℃/초를 l0^{〔(R-68)/14]}<H로 하는 가열을 실시하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법.

제 1항 또는 제 2항에 있어서,

상기 탈탄소둔의 승온과정에 있어서, 강판 온도가 600℃ 이하의 영역에서 750∼900℃의 범위의 소정 온도까지의 가열 속도 H℃/초를 10^{[(R-32)/32〕}<140으로 하는 가열을 실시하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법.

제 1항 또는 제 2항에 있어서,

상기 탈탄소둔의 승온과정에 있어서, 강판 온도가 600℃ 이하인 영역으로부터 750∼900℃ 범위의 소정 온도까지의 가열 속도 H℃/초를 10^{〔(R-68}/14]}<H로 하는 가열을 하고, 이어서 770∼900℃의 온도역에서의 분위기 가스의 산화도(PH₂O/PH₂)를 0.15초 1.1 이하의 범위로 실시하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법.

제 1항 또는 제 2항에 있어서,

상기 탈탄소둔에 승온과정에 있어서, 강판의 Si 함유량을 〔Si%〕로 한 경우, 가열 속도 H℃/초≥10 ×〔Si% 〕- 15를 만족하는 조건으로 가열하는 것을 특징으로 하는 청구항 1 또는 2에 기재된 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법.

청구항 1항 또는 2항에 있어서,

상기 질화처리에 있어서, 강판의 산가용성 Al량 :〔A1〕에 따라 질소량:〔N〕이 〔N〕/〔Al〕≥0.67을 만족하는 분량이 되도록 질화처리를 하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 방향성 전자판의 제조 방법.

제 1항 또는 제 2항에 있어서,

상기 규소강이, 또한, Sn:0.02∼0.15%, Cr:0.03∼0.2%의 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 방향성 전자강판의 제조 방법.

질량%로,

Si: 0.08∼4.8%,

C: 0.085% 이하,

SolAl: 0.01∼0.065%,

N:0.012% 이하,

를 포함하고, 나머지가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 규소강을, 1280℃ 이하의 가열 온도로 가열한 후 열간압연 하고, 이어서 1회 또는 중간소둔을 사이에 두는 2회 이상의 냉간압연을 실시하여 최종 판 두께로 하고, 탈탄소둔한 후, 알루미나를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고, 마무리소둔을 실시하는 방향성 전자강판의 제조 방법에 있어서, 상기 탈탄소둔의 승온과정에 있어서, 강판 온도가 600℃ 이하의 영역에서 750∼900℃의 범위의 소정 온도까지를 40℃/초 이상의 가열 속도로 가열하고, 이어서 770∼900℃의 온도역으로부터 분위기 가스를 Fe계 산화물을 형성하지 않는 산화도(PH₂O/PH₂)를 0.0l 이상 0.l5 이하의 범위로 실시하고, 탈탄소둔 후의 집합 조직에 있어서 I{111}/ I{411}의 비율을 2.5 이하로 하고, 그 후, 앞에서 기술한 질화처리에 있어서, 강판의 산가용성 A1분량:〔Al〕에 따라 질소량:〔N〕이〔N〕/〔A1〕≥0.67을 만족하는 분량이 되도록 질화처리를 하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 방향성 전자강판의 제조 방법.

제 9항에 있어서,

상기 탈탄소둔의 승온과정에 있어서, 강판 온도가 600℃ 이하인 영역에서 750∼900℃ 범위의 소정 온도까지의 가열 속도 H℃/초를 10^[(R-32)/32]<H로 하는 가열을 실시하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 방향성 전자 강판의 제조 방법.

제 9항 또는 제 10항에 있어서,

상기 탈탄소둔의 승온과정에 있어서, 강판 온도가 600℃ 이하의 영역에서 750∼900℃ 범위의 소정 온도까지의 가열 속도 H℃/초를 l0^[(R-32)/32]<140으로 하는 가열을 실시하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 방향성 전기 강판의 제조 방법.

제 9항 내지 제 11항 중 어느 한 항에 있어서,

냉간압연에서의 압하율을 R%로 한 때, 탈탄소둔 후의 집합 조직에서의 I{111}/I{411}의 비율을, (201n{(100-R)/(100)}+81)/14 이하로 하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 경면 방향성 전자판의 제조 방법.

제 9항 내지 제 12항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 규소강이, 또한, Sn:0.02∼0.15%, Cr:0.03∼0.2%의 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 자속밀도가 높은 경면 방향성 전자판의 제조 방법.