KR100247598B1 - 제자화 손실이 개선된 방향성자성강판의 제조방법 - Google Patents

제자화 손실이 개선된 방향성자성강판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 제 1 항에서 제시된 합금 조성을 가진 슬라브로부터 최종 스트립 두께 0.1mm~0.5mm인 방향성 자성 강판의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 망간과 구리에 더하여 슬라브가 증가된 황 함량 및 감소된 알루미늄 함량을 가지며; 열간압연전에 슬라브를 감소된 온도로 가열하고 망간 설파이드의 용액 온도 보다 낮고 구리 설파이드의 용액 온도 보다 높은 온도에서 충분히 장기간 동안 유지하며; 그 후 필요하다면 슬라브를 처음에 열간 러핑하고 그 후 감소된 최종 압연 온도, 바람직하게는 900℃-980℃에서 핫 스트립의 최종 두께로 최종 압연하며, 그 후 핫 스트립 어닐링을 바람직하게는 950℃-1100℃에서 수행한다. 단일 또는 이단계 냉간압연, 동시 탈탄화, 분리제의 도포, 고온 어닐링 및 절연 코팅으로 최종 어닐링과 함께 공지의 재결정화 어닐링은 방향성 자성 강판을 얻는다. 선행기술(RGO 및 HGO)과 비교하여, 이들 강판(TGO)은 동일한 자기유도에 대해 증가된 재자화 손실을 가지고 있다.

Description

재자화 손실이 개선된 방향성 자성강판의 제조방법
본 발명은 최종 스트립 두께가 0.1mm-0.5mm인 방향성 자성 강판의 제조방법에 관한 것이며, 여기서 연속 주조 또는 스트립 주조에 의해 제조되고 C 0.005wt% 이상, 바람직하게는 0.02-0.10wt%, Si 2.5-6.5wt% 및 Mn 0.03-0.15wt%를 함유한 슬라브(slab)를 처음에 한단계 또는 두단계로 쓰루-히팅한 다음(through-heated) 핫 스트립(hot strip) 최종 두께로 열간러핑하고(hot roughed) 최종 압연하며, 그후 최종 두께로 열간압연된 스트립을 어닐링하고 급속 냉각한다음 최종 스트립 두께를 위해 한가지 또는 그 이상의 냉간압연 단계로 냉간압연하고, 냉간압연된 스트립을 동시 탈탄화, 냉간 스트립 표면에 양면으로 주성분이 MgO인 분리제의 도포, 고온 어닐링 및 끝으로 절연 코팅으로 최종 어닐링과 함께 H2와 N2를 함유한 습윤 분위기에서 재결정화 어닐링을 수행한다.
방향성 자성 강판의 제조에 대해 1350℃ 내지 최대 1450℃ 크기의 차수의 온도로 한가지 또는 두가지 단계에서 열간압연전에, 슬라브, 보다 바람직하게는 두께가 약 150-250mm이고 통상적으로 C 0.025-0.085wt% 및 Si 2.0-4.0wt% 및 또한, 망간, 황, 및 가능하게는 알루미늄 및 질소를 함유한 연속 주조 슬라브를 가열하고, 슬라브를 충분한 시간동안 그 온도에서 방치하여(쓰루-히팅) 슬라브의 균일한 쓰루-히팅을 확보하는 것이 알려져 있다. 이 단계는 예를들어 입자 성장 억제제로서 알려져 있고 고온 어닐링(2차 재결정화)에서 조절상(control phase)으로 작용하는 망간 설파이드(MnS) 및 알루미늄 니트리드(AlN)와 같은 입자를 완전하게 용액으로 주입할 목적에 알맞다.
보다 구체적으로 말하자면 슬라브의 두단계 히팅 및 쓰루-히팅 및 용액 어닐링에서, 제일 단계 및 제이 단계 사이에 프리-롤링(pre-rolling)(중간 압연)을 제공하여 (DE-C3 22 52 784, DE-B2 23 16 808) 고온 어닐링중에 불완전한 이차 재결정화를 얻는, 과도한 입자 성장을 방해하는 것이 또한 알려져 있다. 약 1200℃-1300℃의 온도만으로 가열하는 제일 단계후에, 슬라브를 예를들어 평균 최대 직경 25mm로 입자의 80wt% 이상 조절하기 위해 그들 두께에 관련된 압하율(reduction)로서 또는 단면 압하율 30-70wt%로서 압연한다. 다음에, 망간 설파이드 및 알루미늄 니트리드를 용해시키기 위하여, 제이 가열 단계를 최대 온도 1450℃로 슬라브의 쓰루-히팅을 그 온도에서 하고, 그후 이미 두께 감소된 슬라브를 최종 두께 1.5-약 5mm, 및 최대 7mm 이하인 핫 스트립으로 열간러핑하고(hot rounghed) 최종 압연한다.
다른 한편, DE-C2 29 09 500에서는 방향성 자성 강판의 제조방법을 개시하고 있으며, 여기서 Si 2.0-4.0wt%, C 0.085wt% 이하 및 Al 또는 여러가지 다른 공지 억제제 0.065wt% 이하를 함유한 슬라브를 열간압연전에 단지 한단계에서 적어도 1300℃, 바람직하게는 1350℃ 이상의 온도로 가열하고, 쓰루-히팅, 즉, 그 온도에서 적절한 시간 동안 방치한다. 그 목적은 억제제가 열간압연전에 완전히 용해되고 조급히 침전되지 않아서 열간압연중에 크고 조질의 침전물이 과도하게 발생되는 것을 막는데 있다. 따라서, 본 선행기술의 방법에 따라, 후속 열간압연중에 억제제의 침전을 방지하기 위하여 열간압연은 960℃-1190℃의 온도에서 적어도 30wt% 이상의 패스(pass)당 압하율로서 최종 압연중에 적어도 한가지의 재결정화 압연으로 이루어지며, 그 문헌에서는 억제제가 열간압연중에 침전되지 않는다고 명백히 언급하고 있다. 본 선행기술의 방법에 따라, 억제제의 침전, 및 보다 구체적으로는 어떠한 경우에 가능하게도 침전된 입자의 조질화(coarsening)가 적어도 1350℃의 온도에서 이미 쓰루-히팅된, 슬라브의 재결정화 압연이 1050℃-1150℃의 온도에서 수행된다면 바람직하게도 방지된다.
보다 구체적으로 Al-함유 슬라브의 경우에, 감소된 온도 범위에서 열간압연에 더하여, 감소된 온도에서 그들의 단일-단계 쓰루-히팅은 알루미늄 니트리드의 침전과 조질화를 야기시키며, 그 결과 다음 단계 또는 공정 단계에서 이차 재결정화가 불완전하다. 이와같은 사실은 이러한 방식으로 제조된 방향성 자성 강판의 열악한 자기 특성을 유발한다. DE-C2 29 09 500에서 이러한 지적에도 불구하고, 그 발명이 출발하는 EP-B1 0 219 611에서 공지된 방향성 자성 전기강판의 제조방법에서, 열간압연전에, 즉, 러핑 최종 압연전에 슬라브를 어떠한 경우에 1000℃ 이상의 온도로 가열하고 그 온도에서 쓰루-히팅해야 한다고 제안하고 있다. 동시에 슬라브는 Si 1.5-4.5wt% 및 또한 구체적 일예에 따라, 탄소, 망간, 알루미늄 및 질소의 통상의 함량을 함유하나, 바람직하게는 단지 황 함량이 0.007wt% 이하이다.
본 선행기술의 방법에서 슬라브를 통상의 방식으로 열간압연하고, 열간압연된 스트립을 열처리하고 어닐링한 다음, 또한 공지된 방식으로 한가지 또는 두가지 단계에서 최종 판두께로 냉간압연한다. 그후 냉간압연된 스트립을 탈탄화를 위해 어닐링하고, 그후 분리제를 냉간 스트립의 표면 양면에 도포하고, 끝으로 스트립을 이차 재결정화를 위해 고온 어닐링으로 수행한다. 그러나, 이러한 방법의 사용으로서 일차 발생된, (Si, Al)N 입자의 침전물은 억제제로서 명백히 활성이며 단지 일차 재결정화 및 탈탄화 어닐링의 종료시에 그리고 이차 재결정화의 개시전에 냉간 압연 스트립을 질화처리, 즉, 추가의 공정 단계로 수행하면 원하는 자기 특성을 가진, 방향성 자성 전기강판이 제조될 수 있다.
슬라브의 쓰루-히팅과 용액 어닐링에 대해 필요하고 상응하는 노에서 조절되어야 하는 온도의 저하는 첫째로 상기 노에서 유용한 방식으로 액체 슬래그의 형성방지를 의미한다. 이에 더하여, 쓰루-히팅에서 이러한 감소는 명백한 에너지 절약, 실제로 길어진 노 표면 수명 및 보다 구체적으로는 쓰루-히팅 슬라브의 개선되고 저렴한 제조를 나타낸다. 이러한 이유로 보다 최근 일자의 여러가지 추가 유럽 특허 출원(EP-A1 0 321 695, EP-A1 0 339 474, EP-A1 0 390 142, EP-A1 0 400 549)이 또한 슬라브의 쓰루-히팅에 필요한 약 1200℃ 이하의 온도로서 방향성 자성 전기강판의 제조하는 방법을 개시하고 있다.
언급된 경우에, 슬라브는 바람직하게도 Al 0.010-0.060wt%, 그러나 S은 약 0.010wt% 이하를 함유하며, 알루미늄 니트리드는 단지 불완전하게 슬라브의 용액 어닐링에서 용액에 주입될 수 있다. 따라서, EP-B1 0 219 611에서 공지된 방법에서 처럼, 탈탄화 어닐링에 이어서, 필요한 억제제는 스트립의 질소화 또는 질화에 의해 제조된다. 이것은 예를들어 탈탄화 어닐링후에 그리고 고온 어닐링전에 특수한 암모니아-함유 가스 분위기의 조절에 의해 및/또는 질소-함유 화합물을 주로 MgO를 함유한 분리제에 첨가함으로서 수행될 수 있다(예, EP-A1 0 339 474, EP-A1 0 390 142에 제시된 바와 같이).
이들 모든 선행기술의 방법의 단점은 필요한 억제제의 제조를 위해 따라서 조절상의 조절을 위해, 최종 고온 어닐링전에, 적어도 한가지의 추가 공정단계를 필요로 한다는 것이다. 추가의 공정 단계들은 예를들어 제시된 원하는 자기 특성을가진 방향성 자성 강판을 재현성 있게 제조하는 것을 어렵게 한다. 더구나, 제조 과정에서 이들 공정 단계의 성능은 예를들어 질소화 처리에서 특수한 가스 분위기의 정밀한 조절과 같은 기술적 어려움에 매인다.
EP-B1 0 098 324 및 EP-A2 0 392 535에서는 쓰루-히팅 온도가 1280℃ 이하이고 추가의 공정 단계, 이를테면 질화가 절대적으로 필요하지 않은 방법을 개시하고 있다. EP-A2 0 392 535에 따라, 이차 재결정화하는 열간압연 변수, 이를테면 최종 열간압연 온도, 변태도(마지막 3회의 열간압연 패스를 뜻함) 또는 코일링 온도의 조절에 의해 안정화된다. EP-B1 0 098 324에 따라 이러한 안정화는 어닐링 조건 및 열간압연 및 냉간압연 변수의 조화에 의해 성취된다.
이전에 언급된 인용예의 어느 것도 본 발명에 따른 방법이 기초하는 것들과 같은 구리 및 황 함량에서 출발하지 않는다. 이러한 조성을 가진 자성 강판이 예를 들어 DE-A1 24 22 073 또는 DE-C2 35 38 609에 알려져 있다. DE-C2 32 29 295는 주석과 구리의 첨가에 의해 특성이 개선될 수 있다는 것을 기재하고 있다. 그러나, 끝에 언급된 세가지 명세서의 어느 것도 억제제로서 구리 설파이드의 거의 유일한 효과를 지지하거나 또는 1350℃ 이하의 쓰루-히팅 온도를 제안하는 방법을 개시하고 있지 않다.
이러한 점에서 출발하여, 본 발명의 목적은 슬라브의 용액 어닐링을 위한 유용하게 감소된 온도로서, 특정된 종류의 방법을 개선하기 위해 자성 강판의 자기 특성에 대해, 보다 구체적으로는 추가의 공정 단계의 사용없이, 재자화 손실 P1.7/50에 대해 보다 바람직한 수치를 성취하는 것이다.
본 발명에 따라 이러한 문제점은 특허청구범위 1항의 특징 부분에서 수단 및 공정 단계 (1)-(4)에 의해 특정된 종류의 방법으로 해결된다.
본 발명에 대한 요지는 특징 (1), 즉 슬라브가 또한 통상의 질소 함량 0.0045-0.0120wt%에 더하여 추가로 Cu 0.020-0.300wt% 및 S 0.010wt% 이상, 그러나 Al 0.035wt% 이하를 함유한다는 것이다. 이에 더하여, 본 발명에 따른 공정 단계 (2) 및 (3)의 효과는 망간 설파이드가 실제로 용액에 주입되지 않으며 따라서 열간압연후에 이미 조질 입자의 형태로 주로 침전되어 존재한다는 것이다. 보다 구체적으로 말하자면, 소위 RGO 자성 강판(RGO=규칙 방향성)의 종래 제조와 비교하여, 이것은 본 발명에 따른 방법의 사용으로서, 억제제로서 망간 설파이드가 후속 단계 또는 공정 단계에서 작용하지 않는다는 것을 의미한다. 또한, (2)에서 제시된 본 발명에 따른 슬라브의 쓰루-히팅은 알루미늄 니트리드가 용액에 단지 소량으로 장입되며 따라서 (3)에 따라 열간압연을 수행한 후, 주로 조질 입자의 형태로 분리되어 존재하는 효과가 있다. 이 부분도 더이상 후속 공정 단계에서 억제제로서 작용할 수 없다.
소위 HGO 자성 강판(HGO=고투자율 방향성)의 종래 제조와 비교하여, 본 발명에 따른 공정 단계 (1)-(4)의 사용은 결정적인 입자 성장 억제제가 평균 직경 약 100nm 이하, 바람직하게는 50nm 이하인 매우 미세하게 분포된 침전된 구리 설파이드이며, 이것은 공정 단계의 다음 단계에서 실제, 필수적이고 작용성 있는 조절상을 나타낸다는 것을 보여준다. 본 발명에 따른 공정 단계 (4)에 의해 침전된 미세하고 분포된 알루미늄 니트리드도 단지 매우 소량으로 억제제로서 작용한다. 이것은 본 발명에 따르지 않는 비교예에 의해 보다 구체적으로 보여지며, 본 발명에 따른 방법이 다른 동일한 특징 및 공정 단계로서 0.005wt% 이하의 황 함량만을 가진 슬라브에 적용된다. 이들 경우에 억제제로서 작용하는 입자가 충분치 못하게 존재한다.
본 발명에 따른 방법과 비교하여, RGP 자성 강판의 이전의 종래 제조(예, DE-A1 41 16 240에 따름)의 특징은 이러한 경우에 슬라브가 단지 A1 최대 0.005wt%를 함유하며, 열간압연전에 슬라브를 약 1400℃의 크기의 차수의 온도에서 쓰루-히팅하고, 미세하게 분포된 MnS 입자를 열간압연 및 필요하다면 약 900℃-1100℃의 온도 범위에서 압연 스트립의 후속 열처리에 의해 실제 작용하는 억제제로서 조절하며, 자성 강판이 대개 단지 약 1.88T 이하의 자기유도 B8을 가진다는 것이다.
HGO 자성 강판의 제조에 대한 이전의 종래 제조(예, DE-C2 29 09 500에 따름)의 특징은 슬라브가 Al 약 0.010-0.065wt%를 함유하며 열간압연전에 약 1400℃의 크기의 차수 온도에서 쓰루-히팅하고, 미세하게 분포된 AlN 입자가 열간압연 및 후속 핫 스트립 어닐링으로 인해 필수 억제제이며, 반면에 이러한 자성 강판은 바람직하게도 1.88T 이상의 자기유도 B8을 가지고 있다는 것이다.
다음의 일예에 의해 보여지는 바와 같이 그리고 본 발명에 따른 방법이 상세하게 설명될 때, 방향성 자성 강판은 RGO 및 또한 HGO 자성 전기강판에 의해 가진 것과 같은 동일한 자기유도 B8(테슬라(T)로)로서, 그러나 재자화 손실 P1.7/50(kg 당 와트(W/kg)로)에 대해 증가된 수치로서, 본 발명에 따른 방법에 의해 제조될 수 있다.
본 발명에 따른 방법에 있어서, 무엇 보다 먼저 공지의 연속 주조방법이 초기 두께 150-300mm, 바람직하게는 200-250mm인 슬라브를 제조하는데 사용된다. 별도로, 슬라브는 초기 두께 약 30-70mm인 소위 박판 슬라브일 수 있다. 유용하게도, 이들 경우에 공정 단계 (3)에 따른 핫 스트립의 제조에서 중간 두께로 러핑에 대한 필요성은 없다. 또한, 방향성 자성 강판은 슬라브 또는 스트립이 이전에 스트립 주조에 의해 제조되었다면, 심지어 보다 적은 초기 두께를 가진 슬라브 또는 스트립에서 본 발명에 따른 방법에 의해 제조될 수 있다.
이후 슬라브로서 간략하게 지칭되고 이와 같이 정의된, 슬라브, 박판 슬라브 또는 스트립은 서두와 특허청구범위 1항의 특징부에서 언급된 탄소, 실리콘, 망간, 질소 및 구리 함량 및 또한 선행기술(EP-B1 0 219 611에 개시됨)과 비교하여, 0.010wt% 이상, 바람직하게는 0.015wt% 이상, 0.050wt% 이하의 범위로 본 발명에 따라 증가된 황 함량, 및 0.010-0.030wt%, 최대 0.035wt% 이하의 범위로, 보다 낮은 공지 범위로 신중하게 감소된, 알루미늄 함량, 불순물을 포함한 잔량 Fe을 가지고 있다. 바람직하게도, 제 2 항에서 언급된 알루미늄과 황 함량은 조절된다. 잔류 합금 화합물의 함량은 그 자체 또는 조합하여 각 합금 성분에 대해 제 2 항에서 언급된 범위내에 있는 것이 바람직하다.
유용하게도, 본 발명에 따른 공정 단계(3)가 수행된 후에, 단지 적은 수의 크랙이 핫 스트립 에지에서 관찰되며, 그 결과 만족스런 핫 스트립 에지와 상응하게도 높은 생산성이 성취되며; 공정 단계(4)가 수행된 후에, 필수 억제제로서 작용하는 구리 설파이드 입자에서 보다 미세한 분포가 발견되며 대개, 서두에서 제시된 방법의 완료시, 슬라브의 망간, 구리 및 황 함량이 제 3 항에 따른 조화 규칙(harmonization rule)에 일치하도록 조절되며, 반면에 보다 구체적으로 망간 및 황함량이 추가로 제 4 항에서 언급된 두가지 범위에 놓인다면 높은 수치의 자기유도 B8을 가진 방향성 자성 강판이 제조된다.
그러나, 제 5 또는 6 항에 따라, 주석 0.15wt% 이하, 바람직하게는 단지 0.02-0.06wt%가 조성에 첨가될 수 있다. 자기 특성은 추가로 증가되지 않는다.
제 1 항에 제시된 합금 조성, 바람직하게는 제 2, 3 및 4 항에 제시된 합금 조성을 가진 슬라브의 제조에 따라, 슬라브를 일정 온도로 가열하고 그 온도에서 쓰루-히팅하며, 그 온도는 본 발명에 따른 공정 단계(2)와 함께 언급된 온도 범위에 있다. 이 온도는 제공된 망간, 황 및 실리콘 함량에 따르며, 어떠한 경우에 망간 설파이드에 대해 조합된 용액 온도 T1보다 낮고 동시에 구리 설파이드에 대해 조합된 용액 온도 T2보다 명백히 높아야 한다. 이 온도 범위는 제 3 도에서 취합될 수 있으며, 이 도면은 제 1 및 2도에 따른 용해도 곡선을 결합하여 보여주고 있다.
제 1 도는 망간 설파이드에 대한 용해도 곡선 T1=f(Mn, S, Si 3.0wt%-3.2wt%)를 보여주고 있으며, 반면에 제 2 도는 구리 설파이드에 대한 용해도 곡선 T2=f(Cu, S, Si 3.0wt%-3.2wt%)를 보여주고 있다. 제 1, 2 및 3 도는 통상의 Si 함량을 가진 방향성 자성 강판의 용액 작용을 명백히 하고 있다. 고려된 함량은 표 1, 2 및 3에 제시된 실시예에 상응한다.
공정 단계(2)의 성능 결과는 열간압연전에 슬라브의 쓰루-히팅에서, 망간 설파이드가 실제로 용액에 주입되지 않는다는 것이다. 알루미늄 니트리드에 대한 상응하는 용해도 곡선이 망간 설파이드에 대한 용해도 곡선과 유사하거나 비교할 만하므로, 알루미늄 니트리드의 주요 부분이 또한 본 발명에 따른 슬라브의 쓰루-히팅에서 침전된다. 이 공정 단계의 완료시에, 실제로 유일하게 구리 설파이드가 용액내에 거의 완전하게 존재한다.
슬라브가 용액 어닐링된 후에, 본 발명에 따른 공정 단계(3)에 따라, 필요하다면 그들을 슬라브의 초기 두께에 따라 3-7 패스로 및 보다 구체적으로는 5-9 패스로 처음에 러핑하고, 그 후 1.5-5mm, 최대 7mm 이하의 범위로 핫 스트립 최종 두께로 최종압연한다. 초기 두께가 150-300mm, 바람직하게는 200-250mm인 슬라브를 약 30-60mm의 범위로 예비 스트립 두께로 러핑한다. 그러나, 슬라브가 스트립 주조에 의해 제조된 박판 슬라브 또는 스트립이라면, 유용하게도 러핑은 제외될 수 있다. 대개, 러핑 및 최종 압연중에 패스 회수는 슬라브의 초기 두께 및 원하는 핫 스트립 최종 두께에 따라 측정된다. 열간 최종 압연의 장입 온도는 960℃ 이상, 바람직하게는 1000℃ 이상이다.
그러나, 공정 단계(3)의 특징은 스트립을 가능한한 낮은 최종 압연 온도, 880℃-1000℃, 바람직하게는 900℃-980℃에서 최종압연한다는 것이다. 하한선은 문제가 없는 성형 및 스트립 압연이 예를들어 스트립 요철 및 단면 편향(deviation)과 같은 어려움 없이 가능해야 한다는 사실에 의해 측정된다. 공정 단계(2)에 관해, 공정 단계(3)의 완료시, 조질 MnS 입자 및 평균 직경 100nm 이상인 많은 수의 조질 AlN 입자가 핫 스트립에 침전되어 존재한다는 것이 발견된다. 본 발명에 따른 열간압연의 완료시, 전체 잘소 함량의 60wt% 이상이 AlN의 형태로 알루미늄에 결합되어 존재한다. 알루미늄에 결합되어 존재한 질소 양에 대한 척도는 N Beeghly치이다. 그것은 Analytical Chemistry, Volume 21, No. 12, December 1949에 기재된 화학적 방법에 의해 측정된다. 비교하여, HGO 자성 강판의 제조방법에서, 슬라브의 용액 어닐링후 그리고 열간압연의 완료시에 단지 매우 적은 MnS 입자가 존재하고 이러한 입자 크기(즉, 100nm 이하)의 AlN 입자가 실제로 존재하지 않는다.
그 후 열간압연 스트립의 열처리는 880℃-1150℃의 온도, 바람직하게는 단지한 단계로 950℃-1100℃의 온도에서 본 발명에 따른 공정 단계(4)에 의해 수행된다. 그러나, 그것은 한 단계 이상으로 수행될 수 있다. 이러한 열처리는 다음 공정 단계에서 억제제로서 작용하는, 평균 직경이 100nm 이하, 바람직하게는 50nm 이하인 입자의 침전을 초래한다. 따라서, 본 발명에 따른 방법에서, 핫 스트립 어닐링 후 이러한 입자 크기의 많은 수의 미세 구리 설파이드 입자가 발견되며, 이에 비해 단지 매우 적은 수의 미세한 AlN 입자가 발견된다. 비교하여, HGO 자성 강판의 제조방법에서, 실제로 유일하게 이러한 크기의 미세한 AlN 입자가 존재한다.
표 4는 본 발명에 따른 방법이 침전물의 특성과 크기 및 따라서 그들의 억제제로서 효과에 영향이 있다는 것을 명백히 보여주고 있다. 또한 선행 기술 방법(HGO, RGO)에서 일어나는 분리와 비교하여 차이점을 보여주고 있다.
비교예 14 및 15(표 3)가 보여주듯이, 본 발명에 따른 방법의 특징은 슬라브가 반드시 황 함량 0.010wt% 이상, 바람직하게는 0.015wt% 이상이며, 어떠한 경우에, 공정 단계(4)에서 제시된 핫 스트립 어닐링이 미세한 구리 설파이드 입자의 침전을 위해 수행되어야 한다는 것이다. 핫 스트립 어닐링(4)이 수행되지 않는다면, 다음 공정 단계에서 100nm 이하, 바람직하게는 50nm 이하인, 억제제로서 작용하는 입자가 충분치 못하게 존재하며, 이것은 공정 단계(2 및 3) 때문에 조질 MnS와 AlN 입자의 조숙 침전에 기인한다.
핫 스트립 어닐링(4)의 완료시에, 스트립을 바람직하게는 한 단계로 최종 스트립 두께 0.1-0.5mm로 냉간압연한다. 핫 스트립 두께에 따라, 냉간압연은 두단계(청구범위 제 6 항)로 수행될 수 있으며, 반면에 제 7 항에 따라 예비 어닐링이 제일 냉간압연 단계전에 수행되는 것이 바람직하다. 이것은 유용하게도 후속 고온 어닐링에서 이차 재결정화의 안정화에 기여한다.
원하는 최종 두께로 냉간압연이 수행될 때, 스트립을 공지 방식으로 습윤한 H2와 N2를 함유한 분위기에서 750℃-900℃의 온도, 바람직하게는 820℃-880℃의 온도에서 재결정화 및 탈탄화 어닐링에 수행한다. 그후 주로서 MgO를 함유한 어닐링 분리제를 도포한다. 스트립을 공지 방식으로 장시간 후드-타이트(hood-tight) 어닐링노에서 10-100 K/h, 바람직하게는 15-25 K/h의 완속 가열로서 적어도 1150℃로 어닐링하고, 스트립을 H2와 N2로 구성된 분위기에서 그 온도에 어닐링한 다음, 0.5-30h 동안 방치한 후 천천히 다시 냉각시킨다. 끝으로, 또한 관련된 최종 어닐링과 함께 공지된 절연 코팅을 수행한다.
8개 실시예를 이용하여, 표 1은 제 1 항에서 제시된 본 발명에 따른 방법을 초기 두께 215mm인 슬라브에 적용할 때의 결과를 보여준다. 표 2는 추가로 종속항 6 및 7에서 제시된 공정 단계와 조합하여 제 1 항에서 제시된 본 발명에 따른 방법에 의해 얻어진 결과를 포함한다. 이들 경우에 냉간압연을 두단계로 제일 냉간압연 단계(제 7 항)전에 예비 어닐링 없이 또한 그 예비 어닐링과 함께 수행하였다.
표 1 및 2에서 취합할 수 있듯이, RGO 및 HGO 품질의 방향성 자성 강판에 의해 소유된 것과 같은 자기유도 B8을 가진 방향성 자성 강판이 제조될 수 있다. 그러나, 본 발명에 따른 방법을 이용하여, 이들 품질은 제 1 항에서 제시된 공정 단계로서 단일 공정을 사용하여 단독으로 성취될 수 있다. 또한, 상응하는 노에서 슬라브의 용액 어닐링을 위한 감소된 온도의 장점에 더하여, 실제로 보다 바람직한 수치가 연관된 재자화 손실에 대해 유용하게 얻어진다. 이것은 제 4 도에 의해 명백해지며, 이것은 최종 스트립 두께 0.30mm인 방향성 자성 강판에 대해 TGO(Thyssen 방향성) 그래프 곡선의 형태로, 표 1 및 2에서 언급된, 자기유도 및 재자화 손실을 보여준다. 또한, 이에 비교하여, 제 4 도는 품질 RGO 및 HGO의 방향성 자성 강판에 대한 상응하는, 전형적인 한쌍의 수치를 보여주며, 이것은 두 수지에 대해 두가지 서로 다른, 분리 방법에 의해 공지 방식으로 단독으로 얻어질 수 있었다.
제1도는 망간 설파이드에 대한 용해도 곡선 T1=f(Mn, S, 3.0wt%-3.2wt% Si)을 도시한 도면이고;
제2도는 구리 설파이드에 대한 용해도 곡선 T2=f(Cu, S, 3.0wt%-3.2wt% Si)을 도시한 도면이고;
제3도는 제1도 및 제2도에 따른 용해도 곡선을 결합하여 도시한 도면이고; 및
제4도는 종래의 방법에 의해 제조된 품질 RGO와 HGO의 방향성 자성 강판과 비교하여, 최종 스트립 두께 0.30mm인 본 발명에 따른 방법에 의해 제조된 방향성 자성강판(TGO)의 자기유도 및 재자화 손실을 도시한 도면이다.

Claims (10)

  1. 연속 주조 또는 스트립 주조에 의해 제조되고 0.02-0.10wt%의 C, 2.5-6.5wt%의 Si 및 0.03-0.15wt%의 Mn을 함유한 슬라브를 쓰루 히팅 온도에서 처음에 한가지 또는 두가지 단계로 쓰루-히팅한 다음 핫 스트립 최종 두께로 열간 압연하고 최종 압연하고, 그 후 최종 두께로 열간압연된 스트립을 어닐링하고, 급속 냉각한 다음최종 스트립 두께에 대해 한가지 또는 그 이상의 냉간압연 단계로 냉간압연하고, 그 후 냉간압연된 스트립을 동시 탈탄화, 주로 MgO를 함유한 분리제의 냉각 스트립 표면 양면에 도포, 고온 어닐링 및 끝으로 절연 코팅으로 최종 어닐링과 함께 H2와 N2를 함유한 습윤 분위기에서 재결정화 어닐링에 수행하는, 최종 스트립 두께가 0.1mm-0.5mm인 방향성 자성 강판의 제조방법으로서, 다음을 특징으로 하는 방향성 자성 강판의 제조방법:
    (1) 슬라브는 또한 0.01-0.05wt%의 S, 0.01-최대 0.035wt%의 Al, 0.0045-0.012wt%의 N, 0.02-0.300wt%의 Cu, 불순물을 포함한, 잔부 Fe를 함유하고,
    (2) 열간압연전에 제조된 슬라브는 특정 2.5 내지 6.5wt%의 Si 함량에 따라, 망간 설파이드의 용해도 온도 T1보다 낮고, 특정 2.5 내지 6.5wt%의 Si 함량에 따라, 구리 설파이드의 용해도 온도 T2보다 높은 상기 쓰루 히팅 온도에서 쓰루-히팅 되고,
    (3) 그 후 150 내지 350mm의 범위로 처음 두께를 가진 쓰루 히팅된 슬라브는 30 내지 60mm의 중간 두께로 3 내지 9 패스로 처음에 열간 러핑되고, 및 다음에 열간 최종 압연으로 진행되고, 또는 중간 두께의 범위로 처음 두께를 가진 슬라브는 러핑 없이 열간 최종 압연으로 즉시 진행되는데 있어, 열간 최종 압연의 장입 온도는 960℃ 이상이고, 최종 압연 온도는 880℃ 내지 1000℃의 범위이고 및 열간 최종 압연된 스트립의 최종 두께는 1.5 내지 7mm의 범위이고, 열간 압연은 조질 AlN 입자의 형태로 전체 질소 함량의 적어도 60%의 양으로 질소의 침전을 위해 수행되며,
    (4) 그 후 조질 및 미세한 AlN 입자의 형태로 전체 질소 함량의 최대 가능한 양 이하로 질소의 침전 및 미세한 구리 설파이드 입자의 침전을 위해, 열간압연된 스트립을 880℃-1150℃의 온도에서 100-600초간 어닐링하고, 그 후 그들을 15 K/초 이상의 냉각속도에서 냉각시킨다.
  2. 제1항에 있어서, 슬라브가 Si 3.0-3.3wt%, C 0.040-0.070wt%, Mn 0.050-0.150wt%, S 0.020-0.035wt%, Al 0.015-0.025wt%, N 0.0070-0.0090wt%, Cu 0.020-0.200wt%, 불순물을 포함한, 잔량 Fe를 함유하는 것을 특징으로 하는 제조 방법.
  3. 제1 또는 2항에 있어서, 슬라브의 Mn, Cu 및 S 함량을 S 함량으로 나눈 Mn 및 Cu 함량의 곱이 다음과 같이 0.1-0.4 이도록 조절하는 것을 특징으로 하는 제조방법:
    (Mn × Cu)/S=0.1-0.4.
  4. 제1항 내지 3항 중 어느 한 항에 있어서, 슬라브가 Mn 0.070-0.100wt% 및 S 0.020-0.025wt%를 함유하는 것을 특징으로 하는 제조방법.
  5. 제1항 내지 4항 중 어느 한 항에 있어서, 슬라브가 또한 0.15wt% 이하의 Sn을 함유하는 것을 특징으로 하는 제조방법.
  6. 제5항에 있어서, 슬라브가 0.02-0.06wt%의 Sn을 함유하는 것을 특징으로 하는 제조방법.
  7. 제1항 내지 6항 중 어느 한 항에 있어서, 핫 스트립 최종 두께로 압연된 스트립을 700℃ 이하의 코일링 온도로 급속 냉각하는 것을 특징으로 하는 제조방법.
  8. 제1항 내지 제6항 및 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 공정 단계(4)전에 열간압연 스트립을 처음에 제일 냉간압연 단계에서 중간 두께로 러핑하고 공정 단계(4)에 이어서 어닐링된 스트립을 최종 코일 두께로 65% 이상의 압하율로서 제이 냉간압연 단계로 압연하는 것을 특징으로 하는 제조방법.
  9. 제8항에 있어서, 진행된 제일 냉간압연 단계전에 핫 스트립 최종 두께로 압연된 스트립을 800℃-1000℃의 온도에서 어닐링하는 것을 특징으로 하는 제조방법.
  10. 제1항 내지 제6항, 제7항, 제8항 및 제9항 중 어느 한 항에 있어서, 최종 냉간압연 단계에서 스트립을 100℃-300℃의 온도에서 적어도 1 패스 동안 방치하는 것을 특징으로 하는 제조방법.
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Families Citing this family (42)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0709470B1 (en) * 1993-11-09 2001-10-04 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Production method of directional electromagnetic steel sheet of low temperature slab heating system
FR2731713B1 (fr) * 1995-03-14 1997-04-11 Ugine Sa Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la realisation notamment de circuits magnetiques de transformateurs
DE19628137C1 (de) * 1996-07-12 1997-04-10 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech
DE19628136C1 (de) * 1996-07-12 1997-04-24 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech
IT1284268B1 (it) * 1996-08-30 1998-05-14 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato, con elevate caratteristiche magnetiche, a partire da
IT1285153B1 (it) * 1996-09-05 1998-06-03 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato, a partire da bramma sottile.
IT1290173B1 (it) * 1996-12-24 1998-10-19 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per la produzione di lamierino di acciaio al silicio a grano orientato
IT1290171B1 (it) * 1996-12-24 1998-10-19 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per il trattamento di acciaio al silicio, a grano orientato.
IT1290978B1 (it) * 1997-03-14 1998-12-14 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per il controllo dell'inibizione nella produzione di lamierino magnetico a grano orientato
IT1290977B1 (it) * 1997-03-14 1998-12-14 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per il controllo dell'inibizione nella produzione di lamierino magnetico a grano orientato
FR2761081B1 (fr) * 1997-03-21 1999-04-30 Usinor Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grains orientes pour la fabrication notamment de circuits magnetiques de transformateurs
WO1998046802A1 (en) * 1997-04-16 1998-10-22 Acciai Speciali Terni S.P.A. New process for the production of grain oriented electrical steel from thin slabs
AU2698097A (en) * 1997-04-16 1998-11-11 Acciai Speciali Terni S.P.A. New process for the production at low temperature of grain oriented electrical steel
WO1998048062A1 (en) * 1997-04-24 1998-10-29 Acciai Speciali Terni S.P.A. New process for the production of high-permeability electrical steel from thin slabs
DE19735062A1 (de) * 1997-08-13 1999-02-18 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech und Verwendung eines Stahls für Elektroblech
DE19745445C1 (de) * 1997-10-15 1999-07-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von kornorientiertem Elektroblech mit geringem Ummagnetisierungsverlust und hoher Polarisation
IT1299137B1 (it) * 1998-03-10 2000-02-29 Acciai Speciali Terni Spa Processo per il controllo e la regolazione della ricristallizzazione secondaria nella produzione di lamierini magnetici a grano orientato
EP0947597B2 (en) * 1998-03-30 2015-06-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method of producing a grain-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic characteristics
DE19816158A1 (de) * 1998-04-09 1999-10-14 G K Steel Trading Gmbh Verfahren zur Herstellung von korn-orientierten anisotropen, elektrotechnischen Stahlblechen
KR100482208B1 (ko) * 2000-11-17 2005-04-21 주식회사 포스코 침질처리에 의한 용접구조용 강재의 제조방법
RU2199595C1 (ru) * 2002-06-25 2003-02-27 Открытое акционерное общество "Новолипецкий металлургический комбинат" Способ производства холоднокатаной электротехнической анизотропной стали
PL2133436T3 (pl) * 2007-04-05 2019-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Sposób wyżarzania ciągłego taśmy stalowej mającej temperaturę Curie oraz urządzenie do jej wyżarzania ciągłego
ITRM20070218A1 (it) * 2007-04-18 2008-10-19 Ct Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato
CN101545072B (zh) * 2008-03-25 2012-07-04 宝山钢铁股份有限公司 一种高电磁性能取向硅钢的生产方法
CN101348851B (zh) * 2008-09-05 2010-12-01 首钢总公司 一种低温铸坯加热生产普通取向电工钢的方法
BRPI0918138B1 (pt) * 2008-09-10 2017-10-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method of production of steel sheets for electric use with oriented grain
AT507475B1 (de) * 2008-10-17 2010-08-15 Siemens Vai Metals Tech Gmbh Verfahren und vorrichtung zur herstellung von warmband-walzgut aus siliziumstahl
IT1396714B1 (it) * 2008-11-18 2012-12-14 Ct Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato a partire da bramma sottile.
CN101603148B (zh) * 2009-07-28 2011-01-05 首钢总公司 一种生产经济的低温加热取向电工钢的方法
WO2011063934A1 (en) * 2009-11-25 2011-06-03 Tata Steel Ijmuiden B.V. Process to manufacture grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel produced thereby
CN102199696A (zh) * 2010-03-25 2011-09-28 宁波宝新不锈钢有限公司 一种特殊合金钢的预热保温生产方法
EP2578706B1 (en) * 2010-05-25 2016-06-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheet
DE102011054004A1 (de) 2011-09-28 2013-03-28 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, für elektrotechnische Anwendungen bestimmten Elektrobands oder -blechs
CN102382963B (zh) * 2011-11-08 2013-11-27 北京科技大学 一种提高高硅电工钢室温塑性的热处理方法
WO2014020369A1 (en) * 2012-07-31 2014-02-06 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Method of production of grain-oriented silicon steel sheet grain oriented electrical steel sheet and use thereof
CN103834856B (zh) 2012-11-26 2016-06-29 宝山钢铁股份有限公司 取向硅钢及其制造方法
RU2610204C1 (ru) * 2013-02-27 2017-02-08 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали
CN103484643B (zh) * 2013-08-23 2015-04-15 安阳钢铁股份有限公司 一种防止取向硅钢热轧边裂的方法
EP3653752A4 (en) * 2017-07-13 2021-05-12 Nippon Steel Corporation ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD FOR ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET
JP6946848B2 (ja) * 2017-08-17 2021-10-13 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
CN110218850B (zh) * 2019-06-24 2021-04-02 鞍钢股份有限公司 一种降低取向硅钢高温退火边部粘结缺陷的隔离剂
CN114540714B (zh) * 2022-02-28 2022-12-27 西北工业大学 一种改善含铜取向硅钢磁性能的方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE790798A (fr) * 1971-11-04 1973-02-15 Armco Steel Corp Procédé de fabrication de fer au silicium à orientation cube-sur-arete à partir de brames coulées
JPS5037009B2 (ko) * 1972-04-05 1975-11-29
US3855018A (en) * 1972-09-28 1974-12-17 Allegheny Ludlum Ind Inc Method for producing grain oriented silicon steel comprising copper
US3855019A (en) * 1973-05-07 1974-12-17 Allegheny Ludlum Ind Inc Processing for high permeability silicon steel comprising copper
US3976517A (en) * 1975-07-15 1976-08-24 Allegheny Ludlum Industries, Inc. Processing for grain-oriented silicon steel
JPS6037172B2 (ja) * 1978-03-11 1985-08-24 新日本製鐵株式会社 一方向性珪素鋼板の製造法
JPS5948934B2 (ja) * 1981-05-30 1984-11-29 新日本製鐵株式会社 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS6048886B2 (ja) * 1981-08-05 1985-10-30 新日本製鐵株式会社 鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板及びその製造方法
US4615760A (en) * 1983-01-12 1986-10-07 Dressler Robert F Suppression or control of liquid convection in float zones in a zero-gravity environment by viscous gas shear
JPS59208020A (ja) * 1983-05-12 1984-11-26 Nippon Steel Corp 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS60197819A (ja) * 1984-03-22 1985-10-07 Nippon Steel Corp 薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
JPS60218426A (ja) * 1984-04-14 1985-11-01 Nippon Steel Corp 鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS61117215A (ja) * 1984-10-31 1986-06-04 Nippon Steel Corp 鉄損の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法
JPS6240315A (ja) * 1985-08-15 1987-02-21 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法
EP0321695B1 (en) * 1987-11-20 1993-07-21 Nippon Steel Corporation Process for production of grain oriented electrical steel sheet having high flux density
JPH0717961B2 (ja) * 1988-04-25 1995-03-01 新日本製鐵株式会社 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
EP0390142B2 (en) * 1989-03-30 1999-04-28 Nippon Steel Corporation Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density
JP2782086B2 (ja) * 1989-05-29 1998-07-30 新日本製鐵株式会社 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
DE4116240A1 (de) * 1991-05-17 1992-11-19 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur herstellung von kornorientierten elektroblechen

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