KR940008933B1 - 자기 특성이 뛰어나고 또한 표면외관이 좋은 무방향성 전자(電磁) 강판의 제조방법 - Google Patents

자기 특성이 뛰어나고 또한 표면외관이 좋은 무방향성 전자(電磁) 강판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

내용 없음.

Description

자기 특성이 뛰어나고 또한 표면외관이 좋은 무방향성 전자(電磁) 강판의 제조방법
제1도는 자속밀도 B50과 제1소둔전의 냉연압하율(%)의 관계를 나타내는 도이다.
제2도는 제1소둔후의 조대입자가 점유하는 비율과 가열속도의 관계를 나타내는 도이다.
제3도는 자속밀도와 최종 소둔전의 결정입경과 냉연압하율(%)의 관계를 나타내는 도이다.
본 발명은 자기 특성이 뛰어난 무방향성 전자 강판의 제조방버에 관계되고, 특히 자속밀도가 높고 또한 표면 외관이 좋은 무방향성 전자 강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
무방향성 전자 강판은 각종 모터등의 회전기나 변압기, 안정기 등의 정지기의 철심재료로 사용되고 있지만, 이것들의 전기기기를 소형화, 고효율화 하기 위해서는 사용허는 전자 강판의 자속밀도의 향상 및 철손의 저감이 필요하다.
그런데, 무방향성 전자 강판의 자성을 향상시키는 방법으로서 냉간압연전의 강대(steel strip)의 결정립을 조대화하면 좋은 것이 알려지고 있다.
이 냉간압열전의 강대의 결정립 조대화방법으로서, 발명자들은 먼저 특공소 57-35628호 공보에 있어서 전자강 소재를 열간압연할때, 열간압연 종료 온도를 강철의 화학성분에 의해 구한 Ar3변태점 온도 이상으로 행하고, 계속하여 이 열연강대를 A3변태점 온도 이하의 온도에서 30초 이상 15분 이하의 시간, 소둔하는 방법은 제안했다.
또, 특개평 2-182831호 공보에는 열간압연 종료온도를 Ar3변태점 온도이상으로 하고, 계속하여 이 열연강대를 A3변태점 온도이하에서 15∼30초 유지한 뒤 냉각 속도를 제어하는 방법을 개시했다.
그러나, 이것들의 방법은 소둔시간이 단시간인 경우에서는 결정입자의 조대화가 일어나기 어렵고, 그 결과 자기특성에 큰 기복이 생기는 결함이 있었다. 또 장시간인 경우에서는 결정입자가 과대하게 되는 경우가 있고, 그 결과, 제품에 표면주름이 발생하여 표면 외관을 손상한다고 하는 난점이 있었다.
한편, 특개소 58-136718호 공보에는 열간압연을 상술과 동일하게 강철 성분에 의해서 결정되는 Ar3변태점 온도에서 50℃를 초과하여 높지는 않은 범위내의 γ상 영역에서 종료하여, 그 권취 온도를 A3변태점이하부터 700℃ 이상으로 하여, 열연강대의 페라이트 결정 입경을 100㎛ 이하의 조대입자로 하여 자성의 향상을 꾀하는 방법이 개시되어 있다.
또 특개소 54-76422호 공보에는 열간압연후의 권취온도를 750-1000℃로 하여, 코일의 보유열에 의한 자기 소둔에 의해 결정 입경을 50∼70㎛로 재결정시켜 자성향상을 꾀하는 방법이 제안되고 있다.
그러나 이것들 압연후의 권취 온도를 700℃ 이상으로 하여 냉간압연전의 결정입경을 크게하여 자성을 개선하는 방법은, 소둔을 생략할 수 있지만, 권취온도가 높기 때문에 코일 내, 뒤쪽으로 말린 부분 및 에지부가 코일중심부 보다 빠르게 냉각되기 때문에 코일내 온도차가 크게 되어, 최종적으로는 코일 전체에 걸쳐서 균일한 자성이 얻어지지 않는 것 및 열연강대의 산세에 의한 탈 스케일성이 나쁘다는 등의 결합이 있다.
또, 특공소 45-22211호 공보에는 열연강대에 압하율 0.5∼15%의 냉간압연을 실시한 뒤, 재결정온도 이상 A3변태점 이하의 온도 범위에서 비교적 장시간의 소둔을 행하여, 계속해서 냉간압연전의 강대의 결정입자의 조대화를 꾀하여 철손을 향상시키는 방법이 개시되어 있다. 그러나 이 방법의 열연강대의 소둔은 800∼850℃, 30분∼20시간(역시 실시예에서의 소둔시간은 어느 것이나 10시간) 소위 박스 소둔을 전제로 한 장시간 소둔이기 때문에, 제조원가면에서 불리할 뿐 아니라, 결정 입경이 과대 입자가 되는 경우가 있어, 표면외관을 손상하는 결함이 있었다.
또 특개평 1-306523호 공보에는, 열연강대에 5∼20%의 경압하(輕壓下)의 냉연을 실시한 뒤 850∼1000℃의 온도에서 0.5∼10분간 소둔을 행하여 자속밀도가 높은 무방향성 전자 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 이 방법의 소둔은 연속로에서 실시하지만, 소둔시간이 비교적 길기 때문에(실시예 2에서는 2분 정도) 대규모 설비를 필요로 하여 경제적으로 문제가 있다.
이처럼 어느 경우도 냉연전 결정입경의 조대화에 의해, 자기 특성 향상을 의도한 것이지만, 표면 외관 및 설비의 경제성을 고려하면 자기 특성의 향상에는 한계가 있었다.
또, 세미프로세스 전자 강판의 제조방법으로서, 예컨대, 특개평 1-39721호 공보나 특개평 1-191741호 공보등에서, 최종 공정에서 3∼15%의 스킨 패스를 부여하여 제품으로 하는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 세미프로세스재에 있어서의 스킨 패스 압연은 제품의 경도 조정을 의도하는 것이고, 또 가공후의 소둔은, 예컨대 750℃×2hr이라고 한 장시간 보정을 전제로서, 자기 특성을 보증하는 것이다. 따라서, 이러한 세미프로서스재에 연속 소둔을 전제로 한 단시간 소둔을 실시했다고 하여도, 안정하고 높은 자기 특성을 얻는 것은 불가능 했었다.
이상의 문제점을 감압하여, 본 발명은, 경압하에 의한 냉연후의 열연강대의 결정입자의 적당한 조대화를 꾀하기 위한 소둔 조건을 고안하여, 결정입경을 제어함으로써, 자기 특성 특히 자속밀도가 높고, 게다가 표면 외관이 양호한 무방향성 전자 강판의 제조방법을 제안하는 것을 목적으로 하는 것이다.
즉, 본 발명은, 중량 %로 C : 0.02% 이하, Si 혹은 Si+Al : 4.0% 이하, Mn : 1.0% 이하, P : 0.2% 이하를 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe로부터 이루어지는 슬래브를 열간압연하고, 속해서 냉간압연 및 소둔을 실시하여 최종제품으로 행하는 무방향성 전자 강판의 제조방법에 있어서, 열간압연후의 열연강대를 압하율 5∼15%로 냉간압연을 실시한 후, 30℃/sec 이상의 가열속도로 850℃∼A3변태점으로 가열하고, 계속해서 상기 온도범위에서 5∼30초간 유지하는 제1소둔을 실시하여서, 결정입경이 100∼200㎛로 되게 하고, 계속해서 최종 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 뛰어나고 또한 표면 외관이 좋은 무방향성 전자 강판의 제조방법이다. 그밖에 본 발명의 구성은, 그 변경과 함께 이하의 설명에 있어서, 명황해질 것이다.
다음에 본 발명의 작용 및 본 발명에 이르른 경우를 실험결과에 의거하여 설명한다.
중량 %로 C : 0.010%, Si : 0.15%, Mn : 0.25%, P : 0.08%, Sb : 0.045%, S : 0.004%, Al : 0.0008%를 함유하고 잔부가 실질적으로는 Fe로부터 이루어지는 용강으로부터 제조된 슬래브를 1250℃로 가열하여, 통상의 열간압연에 의해 2.3mm 두께의 열연강대로 했다. 계속해서, 이 열연강대에 압하율 0∼20%의 냉간압연을 실시한 후, 700℃∼100℃의 온도에서 10초간의 단시간의 결정입경 조정을 목적으로 한 제1소둔을 연속로에서 실시하였다. 이때의 가열속도는 5℃/sec이었다. 역시, 이 소재의 A3변태점 온도는 915℃ 이었다. 분위기는 극단적 산화성 분위기(예를 들면, 노점이 40℃ 이상)가 아닌한 산화성 분위기에서 실시하여도 좋고 또 비산화성 분위기에서 실시하여도 좋습니다. 계속하여 산세하고 통상의 냉간압연에 의해 0.50mm 두께로 마무리한 후 800℃, 75초의 습윤 분위기에서 탈탄과 재결정을 겸한 최종연속 소둔을 실시하여 제품을 제조하였다. 이것들 제품의 자속밀도와 열연강대에 경냉간압연을 실시했던 경우의 압하율의 관계를 제1도에 나타낸다. 이 제1도로부터 열연강대에 압하율 5∼15%의 경냉간압연을 실시하고, 계속해서 소둔을 850℃∼915℃(A3변태점 온도)에서 처리한 제품의 자속밀도 B50이, 그 밖의 조건으로 처리한 것 보다 높은 것이 분명하다. 그리고, 이 조건으로 처리한 제1소둔후의 결정 입경은 100∼200㎛의 범위에 있고, 그 제품의 표면에 주름은 생기지 않고 표면외관은 좋았다.
이와 관련하여 저속밀도 B50이 그다지 향상되지 않았던 강대의 제1소둔후의 결정입경은 100㎛ 미만이엇다.
이상과 같이 열연강대의 5∼15%의 경압하의 냉연을 실시하고, 계속해서, 제1소둔으로 850℃∼915℃(A3변태점 온도), 10초라고 하는 비교적 고온이고 또한 단시간의 처리에 있어서, 자속밀도가 향상하는 것은, 제1소둔에 의해 결정입자가 조대입자로 성장하여, 그 결과, 제품에서 집합조직의 개선이 꾀해지기 때문이다. 또, 제1소둔으로 결정입자가 조대화하는 것은 조대화(이상 성장)에 필요한 변형을 경압하의 냉연에 의해 열연강대로 부여하고 있는 것에 의한다.
다음에 중량 %로 C : 0.010%, Si : 0.15%, Mn : 0.25%, P : 0.08%, Sb : 0.045%, S : 0.004%, Al : 0.0008%를 함유하고 잔부가 실질적으로는 Fe로부터 이루어지는 용강으로부터 제조된 슬래브를 1250℃로 가열하여, 통상의 열간압연에 의해 2.3mm 두께의 열연강대로 했다.
계속해서, 압하율 10%의 경냉간압연을 실시한 후, 극단적 산화성 분위기가 아닌 산화성 분위기 또는 비산화성 분위기에서 915℃의 온도로 10초간의 단시간의 제1소둔을 연속로에서 행하였다. 이때의 가열속도를 1℃/sec∼5℃/sec의 범위에서 변화시켰다. 제1소둔후의 결정입자를 관찰하여 입경 200㎛에서 조대한 입자가 점하는 비율(면적율)과, 가열속도의 관계를 제2도에 나타낸다. 조대 입자가 많아지면, 제품 표면에 주름이 발생하기 쉽게 된다. 제품에 있어서의 표면주름의 발생 상황도 나타내고 있지만, 제2도에서 가열속도를 높게하여, 조대입자가 점하는 비율을 줄이는 것이, 표면성상의 개선에 유리한 것은 분명하다.
역시, 가열온도 850℃ 이하의 조건에서도, 소둔시간을 길게함으로서, 결정입경이 100㎛ 이상으로 조대화할 수 있다면, 동일한 효과가 있는 것도 확인되고 있다.
다음에, 제1소둔에 계속되는 냉연 소둔의 조건에 대해서 서술한다.
상술한 열연강대와 동일조성인 열연강대를 사용하여, 압하율 10%의 경냉연을 실시한 뒤, 제1소둔에 있어서, 900℃의 온도로 10초간 유지한다. 이때의 결정 입경은 120㎛이었다. 그 강대에 냉간압연을 실시하여, 0.50∼0.65mm 두께로 한다. 계속하여 극단적 산화성 분위기가 아닌 산화성 분위기 또는 비산화성 분위기에서 또 600∼750℃에서 제2소둔을 행하고, 결정입경을 10∼30㎛로 하여, 0∼20%의 경압하의 냉연을 실시하여 0.50mm 두께로 마무리, 계속해서 습윤 분위기에서 800℃ 60초 탈탄을 겸한 최종 소둔을 행하여 제품으로 했다.
이것들 제품의 자속밀도와 제2소둔후의 결정입경과 경냉연의 압하율과의 관계를 제3도에 나타낸다. 이것으로부터 알 수 있는 것 처럼 제1소둔후의 냉연 소둔시에, 제2소둔후의 결정입경이 20㎛ 이하이고, 경냉연에서의 압하율이 1∼15%인 제품의 B50이 다른 조건의 것 보다 높은 것이 분명하다. 이것들 자속 밀도가 높은 제품 표면은 표면주름도 없고 양호했다.
이상과 같이, 제1소둔에 계속되는 제2소둔후의 결정입경 및 그 후의 냉연 압하율을 제어함으로써, 자속밀도가 더욱 향상되는 것은 결정회전과 입자성장시의 방위 선택에 의한 집합조직개선의 효과이다.
이상의 시험 결과에 근거하여, 본 발명의 열간압연 후의 강대의 냉간압연 및 소둔의 각 조건에 대해서 설명한다.
우선 열연강대의 경냉연을 압하율 5∼15%로 한정한 것은, 열연강대의 경냉연에 계속되는 결정입경조정을 목적으로 한 제1소둔이 비교적 고온에서 단시간 유지 처리인 경우, 혹은 저온으로 장시간 처리인 경우에는, 압하율이 5% 미만에서는 변형이 부족하고, 제1소둔후에 결정입자의 조대화가 불충분하기 때문에, 결정입자의 크기가 100㎛에 도달하지 못하고 자속밀도의 향상이 꾀해지지 않는 것에 의한다. 또 압하율이 15％를 초과하면 통상의 압연과 같게 되어, 제1소둔후에 결정입자의 크기가 100㎛가 되지 않기 때문이다.
다음에 압하율 5∼15%의 경냉간압연의 결정입경이 100∼200㎛인 소둔을 실시하는 조건으로 한정한 이유는, 이하와 같다.
결정입경이 200㎛를 초과하면, 제품의 표면외관을 손상하기 때문에 이 경우 결정입경 200㎛를 상한으로 했다.
또 자기 특성의 향상을 꾀하기 위해서는, 하한을 100㎛로 할 필요가 있다.
한편, 결정입경이 100∼200㎛가 되는 제1소둔에 있어서, 가열 속도를 3℃/sec 이상으로 한 것은, 가열 속도가 3℃/sec 미만이면 가열중에 일부 입자 성장이 발생하고, 비교적 고온으로서의 단시간유지로는 균일 또한 적당한 입자 성장이 발생하지 않고 혼립이 되기 때문이며, 바람직한 가열 속도는 5℃/sec 이상이다.
또한 유지시간을 5∼30초간으로 한정한 것은, 제조원가나 품질 안정면에서 유리한 연속 소둔로에서 소둔하는 경우, 소둔온도가 비교적 고온이고, 5∼30초의 단시간 처리를 전제로 하기 때문이고, 소둔온도가 850℃ 미만에서는 입자 성장 부족이 되어 자속밀도의 향상이 충분히 꾀해지지 않는다. 즉 850℃∼A3변태점이 적당한 범위이다.
소둔온도가 850℃∼A3변태점인 경우, 5초 미만에서는 결정입자의 조대화가 불출분하고 결정입경 100㎛에 도달하지 않기 때문에 자속밀도의 향상이 적다. 또 유지시간이 30초를 초과하면 결정입경이 지나치게 조대화하여, 결정입경 200㎛ 보다 크게 되어, 그 결과, 자속 밀도는 향상하지만, 제품표면에 표면주름이 발생하여, 표면외관을 손상한다. 이 표면주름은 점적률(占積率)의 저하를 초래한다고 하는 문제가 있다. 따라서, 자속밀도의 향상이 꽤해지고, 또한 제품의 표면외관을 손상하지 않는 것 같은 제1소둔후의 결정입경 100∼200㎛의 범위로 제어하기 위한, 제1소둔의 유지시간은 5∼30초로 한정했다.
다음에 제1소둔후의 냉간압연 및 소둔의 각 조건에 대해서 설명한다.
냉간압연의 압하율을 50% 이상으로 한정한 것은, 계속되는 제2소둔에 있어서 적정 입경의 재결정 입자를 얻는데는, 변형의 축적이 필요하기 때문이다.
다음에 제2소둔후의 결정입경을 20㎛ 이하로 한 것은, 계속해서 실시하는 경압하 냉연에 의해, 결정회전이 생기고 또한, 그 후의 소둔에 의해, 자기 특성에 불리한 (111) 방위 입자의 성장을 억제하여, 타방위입자에게 침범당하기 쉽게 하기 위해서는, 결정 입자가 지나치게 크면 곤란하게 된다고 생각되어, 상세한 실험의 결과, 이와 같은 상한을 정했다.
또 입경조정을 위해서 소둔후에 실시하는, 경압하 냉연은, 상술한 집합조직 개선을 위해서 1% 이상의 압하율이 필요하다. 단, 15%를 초과하면 통상의 냉연과 동일하게 재결정이 많이 발생하게 되기 때문에, 자기 특성 향상에 결부되는 것 같은 집합 조직 개선은 바랄 수 없다.
다음에, 본 발명에 있어서의 소재 성분의 한정 이유를 서술한다.
C는 0.02%를 초과하면 자성에 유해할 뿐만 아니라 최종 소둔시에 탈탄 불량이 되어, 비시효화에 대해서 불리하게 되기 때문에 C는 0.02% 이하로 했다.
Si 혹은 Si+Al은 높은 고유저항을 가지며, 중량하면 철손은 감소하지만, 포화자속밀도가 저하한다. 철손, 자속밀도의 요구에 따라서, 이 양을 조정한다. Si+Al 양이 4.0%를 초과하면, 현저하게 냉연성을 손상하기 때문에 4%를 상한으로 한다.
Sb 및 Sn의 첨가에 의해, 최종 소둔시에 자기 특성에 유리한 (100), (110) 방위의 결정립의 성장이 촉진된다. 이에 의해서 집합조직이 개선되고, 자속밀도가 향상된다. 특히, 높은 자속밀도를 얻기 위해서는 필요에 상응하게 첨가할 것이 소망된다. 그 경우 Sb 및 Sn의 1종 또는 2종의 합계가 0.10%를 초과하면 오히려 자기 특성을 열화시키므로 임의의 단독이 또는 병용한 경우에도 함유량은 0.10% 이하로 한정한다.
또, 첨가된 Sb 및 Sn은 소둔시에 있어서의 결정립의 성장을 저해하기 때문에, 철손을 열화할 우려가 있다. 그러나, Sb 및 Sn의 첨가량에 적합한 본 발명의 소둔 조건을 선택함에 의해서, 고자속밀도에서 저철손의 무방향성 전자 강판을 얻을 수 있다.
Mn은 탈탄제로서, 혹은 S에 의한 열간 취성을 제어하기 위해서 첨가되지만 1.0%를 초과하면 원가 상승을 초래하기 때문에 Mn은 1.0% 이하로 한다.
P는 경도(硬度)를 높이고 펀칭성(punching)을 향상시키기 위해서 첨가되는 일이 있지만, 0.20% 보다 많으면 취화되기 때문에 0.20% 이하로 할 필요가 있다.
다음에, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다.
[실시예]
[실시예 1]
전로에서 용제하고, 진공탈 가스 처리한 용강을 연속주조하여, 1∼9까지의 슬래브를 제조했다. 그것들 화학성분은 C : 0.006%, Si : 0.35%, Mn : 0.25%, P : 0.08%, Al : 0.0009%를 함유하고 잔부가 실질적으로 Fe 이었다. 이것들 슬래브를 통상의 열간압연으로 2.3mm 두께의 열연강대로 했다. 역시 열연강대의 A3변태점 온도를 955℃ 이었다.
계속해서, 열연강대에 경압하의 냉연을 실시한 뒤, 제1소둔을 행하였다. 냉연압하율 및 제1소둔 조건을 표 1에 나타낸다. 계속해서, 1회의 냉간압연에서 0.50mm 두께로 마무리, 계속해서 850℃, 75초의 탈탄겸재결정의 최종 소둔을 실시하여 제품으로 했다. 이 최종 소둔시 산화성 분위기로 조정되며, 이는 실시예 1내지 7에서 공통으로 적용된다.
그것들의 제품 및 750℃, 2Hr의 변형부여 소둔후의 자성을 엡스타인 시편으로 측정한 결과를 표 2에 나타냈다. 이것들로부터, 본 발명의 적합예와 같이 열연강대의 경도 냉연의 압하율 및 제1소둔 조건을 적정범위에 취하면, 제1소둔후의 적당하게 조대화하고, 그 결과, 제품의 집합조직 개선이 꾀해져, 자속밀도 B50이 높고, 또한 표면외관이 좋은 것이 얻어지는 것이 분명하다.
[표 1]
[표 2]
양호 : 표면 주름 없음 불량 : 표면 주름 발생
[실시예 2]
실시예 1과 동일하게, C : 0.007%, Si : 1.0%, Mn : 0.30%, P : 0.018%, Al : 0.30%을 함유하고 잔부가 실질적으로 Fe인 슬래브를 10∼15까지 제조했다. 계속해서, 통상의 열간압연으로 2.0mm 두께의 열연강대로 했다. 역시 열연강대의 A3변태점 1050℃ 이었다.
계속해서, 열연강대에 경압하의 냉연을 실시한 뒤, 제1소둔을 행하였다. 이것들 조건을 표 3에 나타낸다. 다음에, 1회의 냉간압연으로 0.50mm 두께로 마무리 하고 나서, 830℃, 75초의 최종 탈탄겸 재결정 소둔을 실시하여 제품으로 했다.
그것들의 제품 및 7750℃, 2Hr의 변형 소둔후의 자성을 엡스타인 시편으로 측정한 결과를 표 4에 나타낸다. 이것들로부터, 본 발명의 적합예가 비교예에 비교하여, 특히 자속밀도가 우수하고, 또한 표면외관이 좋은 것이 분명하다.
[표 3
[표 4]
[실시예 3]
전로에서 용제하여, 진공탈가스 처리한 용강을 연속주조하여, 16∼22인 슬래브를 제조했다. 그것들의 화학 성분은 C : 0.005%, Si : 0.33%, Mn : 0.25%, P : 0.07%, Al : 0.0008%, Sb : 0.050%를 함유하고 잔부가 실질적으로 Fe이었다. 이것들의 슬래브를 통상의 열간압연으로 2.3mm 두께의 열연강대로 했다. 역시 열연강대의 A3변태점 온도는 950℃ 이었다.
계속해서, 열연강대에 경압하의 냉연을 실시한 뒤, 제1소둔을 연속로에서 실시하였다. 냉연압하율 및 제1소둔 조건을 표 5에 나타낸다. 계속해서, 1회의 냉간압연에서 0.50mm 두께로 마무리하고, 그 후 810℃, 60초의 최종 탈탄겸 재결정 소둔을 실시하여 제품으로 했다. 그것들 제품 및 750℃, 2Hr의 변형부여 소둔후의 자성을 엡스타인 시편으로 측정한 결과를 표 6에 나타냈다. 이것들로부터, 본 발명의 적합예와 같이 강대의 냉연압하율과 그것에 계속되는 소둔 조건을 적정 범위에 취하면, 특히 자속밀도가 높고, 또한 표면외관이 좋은 전자 강판이 얻어지는 것이 분명하다.
[표 5]
[표 6]
[실시예 4]
C : 0.008%, Si : 1.1%, Mn : 0.28%, P : 0.018%, Al : 0.31%, Sn : 0.055%을 함유하고 잔부는 실질적으로 Fe로 이루어지는 용강으로부터 23∼28인 슬래브를, 또 C : 0.007%, Si : 1.1%, Mn : 0.30%, P : 0.019%, Al : 0.30%, Sb : 0.03%, Sn : 0.03%를 함유하고 잔부는 실질적으로 Fe로 이루어지는 용강으로부터 29∼31인 슬래브를 제조하고, 통상의 열간압연으로 2.0mm 두께의 열연강대로 했다. 23∼28인 열연강대의 A3변태점 1045℃ 이고 29∼31인 열연강대의 A3변태점은 1055℃이었다.
계속해서, 열연강대에 경압하의 냉연을 실시한 뒤, 제1소둔을 연속로에서 실시하였다. 이것들의 냉연압하율과 제1소둔조건을 표 7에 나타낸다. 다음에, 1회의 냉간 압연으로 0.50mm 두께로 마무리 하고나서, 830℃, 75초의 최종 탈탄겸 재결정 소둔을 실시하여 제품으로 했다.
그것들 제품 및 750℃, 2Hr의 변형부여 소둔후의 자성을 엡스타인 시편으로 측정한 결과를 표 8에 나타냈다.
이것들로부터, 본 발명의 적합예가 비교예에 비하여, 특히 자속밀도가 우수하고, 또한 표면외관이 좋은 것이 분명하다.
[실시예 5]
전로에서 용제하여, 진공탈 가스 처리한 용강을 연속주조하여, 슬래브로 한다. C : 0.007%, Si : 0.15%, Mn : 0.25%, P : 0.03%, Al : 0.0008%를 함유하고 잔부가 실질적으로 Fe인 슬래브를 통상의 열간압연에서, 2.0mm의 열연강대로 했다. 이 강대의 A3변태점은 920℃ 이었다.
이 강대를 표 9에 나타나는 것처럼, 제1소둔 조건으로 처리하여, 표 9에 나타나는 것 같은 결정입경을 갖는 조직을 얻는다. 또 이것을 0.50∼0.60mm 두께로 냉연후, 600∼800℃의 제2소둔을 실시했다. 그때의 결정 입경도 표 9에 나타낸다. 또, 표 9에 나타난 것처럼 냉연압하율에서, 0.50mm 두께의 제품 두께로 마무리, 800℃ 75초의 최종탈탄 소둔을 실시하여 제품으로 했다.
[표 7]
[표 8]
이것들 제품을 엡스타인 시편으로 측정한 결과 및 표면성상도 표 9에 병기했다. 역시 비교예로서, 2회째의 냉연후 소둔하여 제품으로 한 경우도 포함하고 있다.
본 발명의 실시예가, 비교예에 대하여, 특히 자속밀도, 표면성상이 동시에 뛰어난 점은 분명하다.
[실시예 6]
전로에서 용제하여, 진공탈 가스 처리한 용강을 연속 주조하여, 슬래브로 한다. C : 0.006%, Si : 0.18%, Mn : 0.25%, P : 0.03%, Al : 0.0011%, Sb : 0.06%를 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe인 슬래브를 통상의 열간압연으로, 2.0mm의 열연강대로 했다. 이 강대의 A3변태점은 925℃ 이었다.
이 강대를 표 10에 나타나는 것처럼 제1소둔 조건으로 처리하여, 표 10에 나타나는 것 같은 결정입경을 갖는 조직을 얻는다. 또 이것을 0.50∼0.60mm 두께로 냉연후, 600∼800℃의 제2소둔을 실시했다. 그때의 결정 입경도 표 10에 나타낸다. 또, 표 10에 나타난 것같은 냉연압하율에서, 0.50mm 두께의 제품 두께로 마무리, 800℃ 75초의 최종탈탄소둔을 실시하여 제품으로 했다.
이것들 제품을 엡스타인 시편으로 측정한 결과 및 표면성상도 표 10에 병기했다. 역시 비교예로서, 2회째의 냉연후 소둔하여 제품으로 한 경우도 포함하고 있다.
본 발명의 실시예가, 비교예에 대하여, 특히 자속밀도, 표면성상이 동시에 뛰어난 것은 분명하다.
[표 9]
* 배치(batch) 소둔
** 대압하냉연·소둔으로 제품으로 한다.
[표 8]
* 배치(batch) 소둔
** 대압하냉연·소둔으로 제품으로 한다.
[실시예 7]
전로에서 용제하여, 진공탈 가스 처리한 용강을 연속주조하여, 슬래브로 한다. C : 0.008%, Si : 0.35%, Mn : 0.35%, P : 0.05% Al : 0.0012%, Sb : 0.05%, Sn : 0.03%를 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe인 슬래브를 통상의 열간 압연으로, 2.0mm의 열연강대로 했다. 이 강대의 A3변태점은 940℃ 이었다.
이 강대를 표 11에 나타나는 것처럼 제1소둔 조건으로 처리하여, 표 11에 나타나는 것 같은 결정 입경을 갖는 조직을 얻는다. 또 이것을 0.50∼0.60mm 두께로 냉연후, 600∼800℃의 제2소둔을 실시했다. 그때의 결정입경도 표 11에 나타낸다. 또, 표 11에 나타난 것같은 냉연압하율에서, 0.50mm 두께의 제품 두께로 마무리, 800℃ 75초의 최종탈탄소둔을 실시하여 제품으로 했다.
이것들의 제품을 엡스타인 시편으로 측정한 결과 및 표면 성상도에 표 11에 병기했다. 역시 비교예로서, 2회째의 냉연후 소둔하여 제품으로 한 경우도 포함하고 있다.
본 발명의 실시예가, 비교예에 대하여, 특히 자속밀도, 표면성상이 동시에 뛰어난 것은 분명하다.
[표 11]
* 배치(batch) 소둔
** 대압하냉연·소둔으로 제품으로 한다.
[실시예 8]
전로에서 용제하여, 진공 탈 가스 처리한 용강을 연속주조하여, 슬래브로 한다. 83∼87의 슬래브는, C : 0.002%, Si : 3.31%, Mn : 0.16%, P : 0.02%, Al : 0.64%를 함유하고 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어진다.
88∼92의 슬래브 C : 0.003%, Si : 3.25%, Mn : 0.15%, P : 0.02%, Al : 0.62%, Sb : 0.05%를 함유하고 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어진다.
93∼97인 슬래브는 C : 0.002%, Si : 3.2%, Mn : 0.17%, P : 0.02% Al : 0.58%, Sb : 0.03%, Sn : 0.04%를 함유하고 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어진다. 이상의 슬래브를 통상의 열간 압연으로, 2.0mm의 열연강대로 했다. 이것들 강대는 미변태이다. 이 강대를 표 12에 나타나는 것 같은 제1소둔조건으로 처리하여, 표 12에 나타나는 것 같은 결정 입경을 갖는 조직을 얻는다. 또 이것을 0.50∼0.60mm 두께로 냉연후, 600∼800℃의 제2소둔을 실시하였다. 그때의 결정입경도 표 12에 나타낸다. 또, 표 12에 나타난 것같은 냉연압하율에서, 0.50mm 두께의 제품 두께로 마무리, 비산화성 또는 약산화성 분위기에서 1000℃×30초의 최종 재결정 소둔을 실시하여 제픔으로 했다. 이것들 제품을 엡스타인 시편으로 측정한 결과 및 표면 성상도 표 12에 병기했다.
[표 12]
이상과 같이, 열연강대에 적당한 경압하의 냉연을 실시하고, 계속해서 결정입경 조정을 목적으로 한 제1소둔을 실시함으로서 적정 결정입자로 하고, 또 냉연 소둔후의 소둔과 경압하를 조합함으로서, 특히 자속밀도가 높고, 또한 표면외관이 좋은 무방향성 전자 강판을 낮은 원가로 그리고 안정하게 제조할 수 있다.

Claims (3)

  1. 중량 %로 C : 0.02% 이하, Si 혹은 Si+Al : 4.0% 이하, Mn : 1.0% 이하, P : 0.2% 이하를 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어지는 슬래브를 열간 압연하고, 계속하여 냉간압연 및 소둔을 실시하여 최종제품으로 되는 무방향성 전자 강판의 제조방법에 있어서, 열간압연 후의 열연강대를 압하율 5∼15%로 냉간압연을 실시한 후, 3℃/sec 이상의 가열속도로 850℃∼A3변태점으로 가열하고, 계속해서 상기 온도범위에서 5∼30초간 유지하는 제1소둔을 실시하여서, 결정입경이 100∼200㎛로 되게 하고, 계속해서 냉간압연에 의해 최종판 두께로 하고, 계속하여 최종 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 뛰어나고 또한 표면 외관이 양호한 무방향성 전자 강판의 제조방법.
  2. 제1항에 있어서, 중량 %로 C : 0.02% 이하, Si 혹은 Si+Al : 4.0% 이하, Mn : 1.0% 이하, P : 0.2% 이하, 또 Sb 및 Sn의 어느 것이든 1종 또는 2종의 합계가 0.10% 이하를 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어지는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 뛰어나고 또한 표면 외관이 양호한 무방향성 전자 강판의 제조방법.
  3. 제1항 또는 2항에 있어서, 상기 제1소둔에 계속해서, 압하율 50% 이상의 냉간압연후, 3℃/sec 이상의 가열속도로 600℃∼A3변태점으로 가열하고, 계속해서 상기 온도범위에서 5∼30초간 유지하는 제2소둔을 실시하여서, 결정입경이 20㎛로 되게 하고, 또 압하율 5∼15%의 냉간압연을 실시하여 최종판 두께로 한 후, 3℃/sec 이상의 가열속도로 650℃∼A3변태점으로 가열하고, 계속해서 상기 온도범위에서 10∼600초간 유지하여 최종 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 뛰어나고 또한 표면 외관이 양호한 무방향성 전자 강판의 제조방법.
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