KR100424126B1

KR100424126B1 - 방향성전자강판및그제조방법

Info

Publication number: KR100424126B1
Application number: KR1019970054015A
Authority: KR
Inventors: 도시또 다까미야; 구니히로 센다; 미찌로 고마쓰바라
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 1996-10-21
Filing date: 1997-10-21
Publication date: 2004-05-17
Also published as: US20030121566A1; US6444050B1; DE69706388T2; DE69706388D1; EP0837148B1; KR19980033020A; CN1099474C; EP0837148A3; CN1188811A; US6083326A; BR9705106A; EP0837148A2; US6929704B2

Abstract

본 발명에 따라 강판의 두께에 평행한 방향을 따라 강판을 관통하는 구성입자등에 대해 개수비율이 약 65 % 이상, 약 98 % 이하로 강판 표면에 직경이 약 3 mm 이하인 다수의 미세 입자를 갖는 전자강판 및 그의 제조방법이 제공된다.미세 입자들은 인위적으로 생성되어 강판에 랜덤방위로 규칙적으로 배치되며, 강의 변형 민감성을 감소시키는데 기여한다. 보다 바람직하게, 미세하게 분할된 자기 영역들에 대한 처리가 강판의 표면에 행해진다.

이 강판에 기초한 변압기는 내변형특성과 함께 우수한 자기 특성 (철손 및 자속밀도) 을 가지며, 강판은 변압기에 조립된 후에 우수한 실제 장치특성 (실기화인자) 을 갖는다.

Description

방향성 전자강판 및 그 제조방법{GRAIN-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET}

본 발명은 변압기나 발전기의 철심에 이용되는 방향성 전자강판, 그 중에서도 철손이 낮고 내 (耐) 변형특성 및 실기 (實機) 특성이 뛰어난 방향성 전자강판에 관한 것이다.

Si 를 함유하며 또한 결정방위가 (110) [001] 방위나 (100) [001] 방위로 배향된 방향성 전자강판은, 뛰어난 연자기특성을 가지는 점에서 상용 주파수역에서의 각종 철심재료로서 널리 사용되고 있다. 이러한 종류의 전자강판에 요구되는 특성으로서는, 특히 철손 (일반적으로 50 ㎐ 의 주파수로 1.7 T 로 자화시켰을 때의 전력손실인 W_17/50(W/㎏) 으로 표시된다) 이 낮은 것이 중요하다.

철손을 줄이는 방법으로서는, 와전류 손실의 저감에 유효한 Si 를 함유시켜 전기저항을 높이는 방법, 강판 판두께를 얇게 하는 방법, 결정립 (結晶粒) 직경을 작게 하는 방법 및 히스테리시스 손실의 저감에 유효한 결정립의 방위를 맞추는 방법 등이 있다.

이 중 Si 를 함유시켜 전기저항을 높이는 방법은 Si 를 지나치게 함유시키면 포화 자속밀도의 저하를 초래하여 철심 사이즈 확대의 원인이 되므로 한계가 있고,또한 강판 판두께를 얇게 하는 방법도 극단적인 제조비용의 증대를 초래하므로 한계가 있었다.

따라서, 철손저감을 위한 기술개발은 결정방위의 집적도 향상과 결정립 직경의 저감에 주력되었다. 그리고, 결정방위의 집적도는 일반적으로 800 A/m 의 자력화에 있어서의 자속밀도 B₈(T) 로 평가할 수 있다. 결정방위의 집적도를 향상시키면 필연적으로 결정립 직경이 커져서 철손이 열화된다는 이율배반성이 존재하기 때문에, 최소의 철손치를 얻기 위해서는 최적의 결정방위 집적도, 즉 최적의 B₈값으로 조정할 필요가 있었다.

그러나, 최근 플라즈마 제트나 레이저광을 조사하여 인공적으로 자구폭 (磁區幅) 을 세분화하는 기술이 개발되어 철손저감을 위해 결정립 직경을 세립화할 필요성이 없어졌다. 따라서, 결정방위의 집적도를 높여서 철손을 줄이는 방법이 주류를 이루고 있으며, 자속밀도 (B₈) 가 1.93 ∼ 2.00 T 라는 큰 값의 재료까지 개발되어 왔다.

또한, 자구 세분화 처리로서 선형상 홈의 형성이나 선형상 변형의 도입을 비롯하여 강판금속 표면과 비금속 피막의 계면의 조도를 줄이거나 금속표면에 결정방위 강조처리를 실시하는 방법이 개발되어, 이러한 자구 세분화 처리에 의해 재료의 철손특성은 대폭 향상되었다.

그런데, 결정방위의 집적도를 높이기 위해서는 2 차 재결정을 완전하게 억제할 필요가 있게 되었다. 2 차 재결정은 인히비터 (inhibitor) 라 불리는 AlN이나 MnSe, MnS 등의 석출물을 강중으로 미세하게 분산석출시켜 결정립의 정상성장을 억제함으로써, 고스 (Goss) 방위라 불리는 특정의 바람직한 방위 ((110) [001] 방위 및 그 근접방위) 의 입자만을 크게 성장시키는 기술이다. 인히비터로서는 이 외에도 Sb, Sn, Bi 등의 입계편석형 (粒界偏析型) 원소를 서브 인히비터로서 사용하고 있다.

이러한 기술과 결정립의 집합조직을 억제하는 기술이 결합하여 상기한 바와 같은 뛰어난 자속밀도를 가지는 전자강판의 제조기술이 완성되었다.

그러나, 이와 같은 뛰어난 연자기 특성(soft magnetic properties)을 가지는 방향성 전자강판을 사용하여 변압기를 제조한 경우, 실기로서 소기의 특성을 얻을 수 없는 경우가 자주 발생하게 되었다. 특히 전단가공후, 변형교정 소둔 (燒鈍) 을 실시하지 않은 상태에서 사용하는 적층형 변압기(laminated transformer)의 경우에 재료특성과 변압기 특성의 갭이 특히 컸다.

종래에도 자속밀도가 높은 방향성 전자강판을 사용하여 적층형 변압기를 제조한 경우에 소기의 실기특성을 얻을 수 없다는 문제가 발생하여 여러 가지 조사가 이루어져 왔다. 이것은 자속밀도가 높은 재료를 사용한 경우의 특유한 현상으로서, 변압기의 T 결합부에 자속의 흐름방향에서 일탈하는 방향으로의 바람직하지 못한 자속의 와류가 발생하기 때문에 소정의 철손저감효과를 얻을 수 없다는 설명이 성립되며 개선의 여지가 없었다.

그러나, 자속밀도가 더욱 향상된 최근의 재료를 사용한 경우에 있어서는 실기특성의 열화량이 심해서 재료개발의 이익조차 누릴 수 없는 상황에 있다.

또한, 자속밀도가 향상됨에 따라 전단가공이나 적층가공시에 가해지는 변형으로 인하여 철손특성이 크게 열화되는 현상이 인정되었다. 이에 대해서는 아직 연구중이며, 현재로서는 재료의 핸들링에 주의하여 변형의 부여를 가능한 한 억제하는 것밖에 현실적인 대응책이 없는 상태이다.

그리고, 상술한 여러 가지 자구 세분화 기술에 의하여 재료의 철손특성은 확실히 향상되었으나, 실제로 개발한 재료를 사용해서 실기를 제작하여, 특히 고자장에서 실기를 사용한 경우에 원하는 특성을 얻을 수 없다는 문제가 발생하고 있다.

본 발명은 2 차 재결정립의 결정방위가 고도로 집적된 재료에 있어서, 재료의 철손으로부터 추정되는 레벨에 대하여 실기특성이 크게 열화되는 원인 및 가공공정에서 부여되는 변형에 대한 감수성이 높은 원인을 해명함으로써, 실기특성 열화를 일으키지 않고 또한 재료의 자기특성을 한층 더 향상시킨 방향성 전자강판을 제안하는 것을 목적으로 한다.

도 1 은 인위적으로 생성시킨 미세입자와 자연적으로 발생한 미세입자의 결정방위를 비교하여 나타낸 (100) 극점도.

도 2 는 3 ㎜ 이하의 미세입자의 개수비율이 철손특성에 대한 변압기의 철손비 (실기화 인자) 및 내변형특성 (변형부여 가공시의 실기화 인자) 에 미치는 영향을 나타낸 그래프.

도 3 은 방향성 전자강판에 있어서의 관통입자의 평균입경과 철손특성 및 변압기의 실기화 인자 및 변형부여 가공시의 실기화 인자의 관계를 나타낸 그래프.

도 4 는 압연방향으로 반복하여 형성하는 홈에 대하여 가장 양호한 실기화 인자를 얻기 위한 강판의 단위면적당 홈의 합계 용적비 (V) 를, 3 ㎜ 를 넘는 결정립의 평균입경 (D) 과의 관계로 나타낸 그래프.

도 5 는 압연방향으로 반복하여 형성하는 선형상의 국소변형에 대하여 가장 양호한 실기화 인자를 얻기 위한 강판의 단위면적당 합계 국소변형 영역 (S) 을, 3 ㎜ 를 넘는 결정립의 평균입경 (D) 과의 관계로 나타낸 그래프.

도 6 은 강판금속 표면과 비금속 피막의 계면의 조도에 대하여 가장 양호한 실기화 인자를 얻기 위한 평균조도 (Ra) 를, 3 ㎜ 를 넘는 결정립의 평균입경 (D)과의 관계로 나타낸 그래프.

도 7 은 강판금속 표면에 실시되는 결정방위 강조처리에 대하여 가장 양호한 실기화 인자를 얻기 위한 입계 평균단차 (BS) 를, 3 ㎜ 를 넘는 결정립의 평균입경 (D) 과의 관계로 나타낸 그래프.

도 8 은 이상입자 성장의 구동력을 증가시킨 영역을 강판표면에 이산적으로 형성한 상태를 나타낸 도면.

도 9 는 이상입자 성장의 구동력을 증가시킨 영역을 강판표면에 규칙적으로 형성한 상태를 나타낸 도면.

도 10 은 이상입자 성장의 구동력을 증가시킨 영역을 강판표면에 규칙적으로 형성한 상태의 다른 예를 나타낸 도면.

도 11 은 인공적 결정이 선형상으로 연장된 상태를 나타낸 도면.

도 12 은 국소통전 가열처리 및 국소방전 가열처리를 실시하기 위한 장치의 개념도.

도 13 는 표면에 작은 돌기를 다수 가지는 롤의 외관도.

도 14 는 표면에 선형상 돌기를 가지는 롤의 외관도.

도 15 는 작은 돌기로 밀어 붙여진 부분의 표면형상을 나타낸 도면.

* 도면의 주요부분에 대한 부호의 설명 *

1 : 게이트 펄스 2 : 고전압 전원

3 : 전극

4 : 이상입자 성장의 구동력 증가처리영역

5 : 대전극 6 : 강판

7 : 작은 돌기 8 : 선형상 돌기

이하, 본 발명에 도달한 경위에 대하여 설명한다.

그런데, 방향성 전자강판의 고자속밀도화의 방법은 종래부터 잘 알려져 있으며, 인히비터 원소로서 Al, Sb, Sn, Bi 등의 첨가가 유효하다.

예를 들면, 일본 특허공고 소46-23820 호 공보에는 Al 과 S 를 함유하는 방향성 전자강판으로 B₁₀(1000 A/m 의 자화력에 있어서의 자속밀도) 으로서 1.981 T의 값이, 또한 일본 특허공고 소 62-56923 호 공보에는 인히비터로서 Al, Se, Sb 및 Bi 를 함유하는 방향성 전자강판으로 B₈로서 1.95 T 의 값이 보고되어 있다.

이러한 방향성 전자강판의 자기특성은 우수한 것이다. 그러나, 이러한 고자속밀도 전자강판을 사용하여 변압기를 제작한 경우, 실기의 철손으로서 원하는 값을 얻을 수 없는 경우가 많았다. 그 원인은 재료의 결정의 고집적도에 기인하는 것이라 일컬어지며, 종래부터 방법이 없는 것으로 알려져 있음은 상술한 바와 같다.

따라서, 발명자들은 고자속밀도 재료를 사용한 적층형 변압기의 T 결합부에 있어서의 자속의 와류에 미치는 각종 원인에 대하여 조사하였다.

그 결과, 특성열화의 원인이 종래부터 알려져 왔던 결정방위의 높은 집적도 뿐만 아니라 그 외에 결정립 직경이 영향을 미침을 새로이 발견하였다.

또한, 가공공정에서 도입되는 변형의 특성열화에 미치는 영향에 관하여 다음과 같은 것을 신규로 알게 되었다.

즉, 결정방위의 집적도가 높은 재료인 경우, 강판표면에 나타나는 자극 (磁極) 의 수는 결정립 표면보다도 결정립계에 나타나는 편이 압도적으로 크다. 자구의 세분화에 의한 철손의 저감은 자극의 발생으로 증가된 정자기 (靜磁氣) 에너지를 자구 세분화에 의해 저하시키는 기구에 의해 달성되는데, 그 때문에 고자속밀도 방향성 전자강판의 경우, 입계에 나타나는 자극에 의한 효과가 대부분이다.

그러나, 이 재료의 경우 필연적으로 결정립 직경이 커지기 때문에 결정립계사이의 거리가 커서, 동일량의 자극이 결정립계에 나타나 있더라도 정자기 에너지의 증가량은 결정립 직경이 작은 재료보다 작다.

또한, 재료의 철손을 최소로 하기 위하여 자구 세분화 처리를 실시한 재료에서는, 이것에 일단 변형이 부여된 경우, 에너지 균형이 쉽게 깨져서 자구 세분화 효과가 상실되며 자구폭이 증가한다. 이것이 고자속밀도 전자강판에 있어서 변형 감수성이 높은 이유이다.

이하, 상기 지견을 얻게 된 실험에 대하여 기술한다.

C : 0.08 wt%, Si : 3.35 wt%, Mn : 0.07 wt%, Al : 0.025 wt%, Se : 0.020 wt%, Sb : 0.040 wt% 및 N : 0.008 wt% 를 함유하며, 나머지는 불가피적 불순물과 Fe 로 이루어지는 방향성 전자강용 열연판을, 1000 ℃, 30 초간의 열연판 소둔후, 산세척하고, 이어서 압하율 : 30 % 의 냉간압연을 실시한 후에 중간소둔으로서 1050 ℃ 에서 1 분간 열처리를 실시하고 나서, 다시 산세척하고 150 ∼ 200 ℃ 의 온간 (溫間) 에서 압하율 : 85 % 의 압연을 실시하여 최종 두께 : 0.22 ㎜ 의 강판으로 하였다.

이어서 탈지처리를 실시한 후, 자구 세분화 처리로서 강판표면에 깊이 : 25 ㎛, 폭 : 50 ㎛ 이며, 판폭방향에서 10°기울어진 방향으로 길이방향에 대한 반복 피치 : 3 ㎜ 의 조건으로 선형상 홈을 형성하였다. 그 후, 850 ℃ 에서 2 분간 탈탄 (脫炭)·1 차 재결정 소둔을 실시한 후에 강판을 2 분할하여, 일측은 그대로 종래재로서 사용하고, 타측에 대해서는 강판표면에 1.5 ㎜ 직경 사이즈로 점형상으로 판폭방향으로 20 ㎜, 길이방향으로 30 ㎜ 의 피치로 40 ∼ 45 Ws 의 에너지 투여 (1000 ∼ 1200 ℃ 의 추정온도) 조건하의 방전처리에 의하여 순간적인 가열처리를 실시하였다.

그 후, 강판표면에 TiO₂: 10 wt% 및 Sr(OH)₂: 2 wt% 를 첨가한 MgO 를 소둔 분리제로서 도포한 후, 코일에 감아 최종 마무리 소둔을 실시하였다. 최종 마무리 소둔은 850 ℃ 까지 N₂중, 1150 ℃ 까지 H₂와 N₂의 혼합분위기중에서의 2 차 재결정을 목적으로 한 처리와, 계속해서 1150 ℃ 부터 H₂중에서 5 시간 유지하는 순화를 목적으로 한 처리를 동시에 실시하였다.

최종 마무리 소둔후에는 미반응의 소둔 분리제를 제거한 후, 50 % 의 콜로이달실리카와 인산마그네슘으로 이루어지는 장력코팅을 도포하여 제품으로 하였다.

각 제품의 자기특성을 측정한 후, 슬릿가공, 전단가공, 적층가공에 의하여 모델 변압기를 작성하여 변압기의 특성을 측정하고, 그 후 강판을 매크로 에칭하여 결정립 직경을 측정하였다.

또한, 상기한 슬릿가공, 전단가공, 적층가공시에는 세심한 주의를 기울여 변형의 부여를 최대한 억제하였으나, 변형부여의 효과를 실험적으로 평가하기 위하여 이들 가공시에 50 ㎜ 직경의 구체를 가지는 캐스터를 5 ㎏ 의 하중으로 눌러 의도적으로 변형을 부여하는 실험도 함께 실시하였다.

얻어진 결과를 정리하여 표 1 에 나타낸다.

점형상방전가열처리	변형부여처리	제품의자기특성	변압기의 자기특성	실기화인자	제품 매크로결정립 조직	기호
점형상방전가열처리	변형부여처리	B₈(T)	W_17/50(W/㎏)	실기화인자	W_17/50(W/㎏)	기호	2.5㎜ 이하 개수비율(%)	평균입경(㎜)
있음	없음	1.967	0.683	0.778	1.14	89.2	10.6	(a)
있음	있음	1.966	0.683	0.785	1.15	89.2	10.6	(b)
없음	없음	1.969	0.685	0.856	1.25	31.1	27.5	(c)
없음	있음	1.968	0.684	0.973	1.42	31.1	27.5	(d)

표 1 에서 알 수 있는 바와 같이, 탈탄소둔을 겸하는 1 차 재결정 소둔, 즉 탈탄·1 차 재결정 소둔후, 1.5 ㎜ 직경의 사이즈로 점형상으로 순간적인 고온처리를 실시한 후에 2 차 재결정시킨 제품 (기호 (a),(b)) 에서는 모델 변압기의 철손은 매우 양호하며, 제품의 철손에 대한 변압기의 철손의 비 (이후, 실기화 인자라 함) 는 낮다. 이에 비하여 이와 같은 처리를 하지 않은 제품 (기호 (c),(d)) 에서는 모델 변압기의 철손은 크게 열화된다. 특히 가공공정에 있어서 캐스터를 사용하여 변형을 부여한 경우에는 실기화 인자가 크므로, 변압기 철손의 열화정도는 매우 크다. 즉, 이와 같은 처리를 하지 않은 제품 (c),(d) 는 변형 감수성이 큼이 판명되었다.

상기한 바와 같은 결과가 얻어진 이유를 해명하기 위하여 강판의 매크로 에칭에 의한 결정립의 상태와 모델 변압기의 자속분포의 상태에 대하여 상세하게 조사하였다. 탈탄소둔판에 1.5 ㎜ 직경의 점형상의 순간적 고온열처리를 실시한 후에 2 차 재결정시킨 제품 (a),(b) 에서는, 이러한 처리를 실시한 장소에서 0.5 ∼ 2.5 ㎜ 직경 사이즈의 미세한 결정립이 강판의 두께방향을 관통하여 형성되어 있음을 발견하였다. 이에 비하여 이와 같은 처리를 실시하지 않은 제품 (c),(d) 에서는 대부분이 강판면내에서 20 ∼ 70 ㎜ 입경의 조대 (粗大) 입자로 이루어지는 것이었다.

또한, 이와 같이 하여 인위적으로 생성시킨 미세 결정립의 결정방위를 측정한 결과, 랜덤방위로 되어 있으며, 통상의 2 차 재결정립의 방위인 고스방위에서 15°이상이나 어긋나 있음을 발견하였다.

즉, 탈탄소둔판에 1.5 ㎜ 직경의 점형상의 순간적 고온열처리를 실시한 후에 2 차 재결정시킨 경우 (제품 (a),(b)) 와 동일한 방법으로 판폭방향에 있어서의 간격 : 10 ㎜ 피치, 압연방향에 있어서의 간격 : 15 ㎜ 피치로 강판에 인위적으로 미세입자를 생성시켰다. 그 강판의 매크로 조직을 관찰한 결과, 자연적으로 발생한 미세입자도 여기저기 보였으나, 순간적인 고온열처리를 실시한 위치에는 확실히 미세입자가 생성되어 있음을 확인하였다. 또한, 도 1 의 (100) 극점도에 인위적으로 생성시킨 미세입자의 방위를 자연발생한 미세입자의 그것과 비교하여 나타낸다. 자연적으로 발생한 미세입자의 방위는 고스방위에 매우 가까운 것과 대조적으로 인위적으로 발생시킨 미세입자의 그것은 랜덤하게 분포되어 있음을 알 수 있다.

이어서, 상기 2 종류의 제품의 판두께 방향으로 관통하는 결정립에 대하여 입경분포를 측정한 결과를 표 2 에 나타낸다.

여기서, 각 결정립의 입경은 그 면적에 상당하는 원의 직경으로 계산하고, 또한 평균 결정립 직경의 계산은 일정면적내에 존재하는 결정립의 개수를 세어 1 개당 평균면적을 구하고, 그 면적에 상당하는 원의 직경으로 표시하였다.

결정립 직경(mm)	0.5이하	0.5∼1.0	1.0∼2.5	2.5∼5.0	5.0∼10	10∼15	15∼20	20∼40	40∼70	70이상	평균입경
방전처리	26.3	42.3	20.6	2.4	0.0	0.0	1.6	4.7	2.1	0.0	10.6
무 처 리	10.9	11.5	8.7	4.9	2.4	4.3	12.7	30.1	14.5	0.0	27.5

표 2 에서 실기화 인자가 크고 변압기 특성이 떨어진 제품 (c),(d) 는, 2.5 ㎜ 이하인 미세입자의 개수가 약 30 % 이고, 15 ∼ 70 ㎜ 사이즈의 결정립이 약 60 % 를 차지함을 알 수 있다. 이에 비하여 실기화 인자가 낮고 변압기의 철손특성이 뛰어난 제품인 (a) 나 (b) 는, 2.5 ㎜ 이하인 미세입자의 개수비율이 약 90 % 이고, 15 ∼ 70 ㎜ 사이즈의 결정립의 개수비율은 8 % 로 매우 낮음을 알 수 있다.

이와 같이 실기화 인자의 값이 상이한 2 종류의 재료에 있어서는, 미세 결정립의 개수비율에 큰 차이가 있음이 판명되었다. 따라서, 이와 같은 미세입자의 존재에 따라 어떠한 기구로 실기화 인자 및 변형 감수성의 저하, 즉 내변형특성의 향상효과를 얻을 수 있는지에 대하여 계속 조사하였다.

우선, 모델 변압기에 있어서의 T 접합부의 자속의 흐름을 조사한 결과, 미세입자의 존재에 의하여 자속의 와류가 억제되어 있음이 판명되었다. 즉, 조대 결정립 방위의 집적도 향상에도 불구하고, 조대 결정립 중에 존재하는 미세한 결정립이 자속의 와류를 억제하고 있음이 새로이 판명되었다. 이 때문에, 고자속밀도의 재료임에도 불구하고, 실기화 인자가 낮게 억제된 것이다.

이어서, 내변형특성에 대한 효과에 대하여 검토하였다.

대형 변압기에 있어서의 철심 자체 무게로 인한 변형이나 철심의 체결로 인한 변형 등이 강판에 부여된 경우, 반드시 부분적으로 압축응력이 발생하여 압축응력에 수반되는 자기-탄성에너지가 증가한다. 이것은 자구폭을 증가시키는 효과가 있다. 한편, 입계에 발생하는 자극에 의한 정자기 에너지나 인장응력에 수반되는 자기-탄성에너지는 자구폭을 저감시키는 효과가 있음이 알려져 있다. 따라서, 압축응력을 발생시키는 변형이 부여되면, 상대적으로 정자기에너지의 비율이 저하되고, 자구 세분화 효과는 현저하게 감쇄되는 결과로 된다.

이에 대항하기 위해서는 인장응력에 수반되는 자기-탄성에너지나 입계 자극에 의한 정자기에너지 등, 자구 세분화에 기여하는 종류의 에너지를, 부여된 변형에 의한 에너지 증가분보다 월등한 양만큼 미리 강판내로 부여해 두는 것이 유효하다.

이와 같은 에너지 부여방법으로서는 장력부여가 있으며, 그 외에도 정자기 에너지 증가수법이 있다.

그 중, 장력부여에 대해서는 현재보다 강한 장력을 부여할 수 있는 코팅은 발견되지 않았으며, 코팅두께를 증가시키는 수단으로는 점적율의 저하를 초래하여 변압기 특성이 열화된다.

따라서 정자기 에너지에 대하여 살펴보면, 자속밀도가 향상되어 강판의 결정립 방위의 집적도가 향상되면, 상술한 바와 같이 정자기 에너지를 수반하는 자극의 크기는, 자속밀도의 향상과 함께 결정립 사이의 방위차가 작아지기 때문에 감소한다. 또한, 이러한 자극은 결정립계 근방에만 발생하기 때문에, 결정립 직경의 조대화와 함께 결정립계의 간격은 증대한다. 이러한 이유에서 정자기 에너지의 발생량은 자속밀도의 향상과 함께 격감하게 된다.

그러나, 인위적으로 생성시킨 미세입자는 그 방위가 고스방위에서 크게 (통상 15°이상) 어긋나 있다. 이와 같은 미세입자를 조대 결정립 중에 존재시킴으로써 정자기 에너지를 증가시킬 수 있으며, 이에 따라 제품의 내변형특성이 향상되는 것이다.

그 효과를 충분히 발휘시키기 위해서는 미세입자의 입경이 판두께를 관통하고 있음이 중요하다.

왜냐하면, 미세입자가 판두께를 관통하지 않으면, 판두께 수직방향으로 투영되는 입계면적이 작고 결정립계상에 발생하는 자극의 양도 적기 때문에, 정자기 에너지를 높이는 효과가 약하기 때문이다. 또한, 자속의 와류를 억제하는 효과도 마찬가지로 떨어진다. 따라서, 실기화 인자도 증대된다.

이어서, 강판 판두께를 관통하는 결정립 전체에 차지하는 3 ㎜ 이하인 미세 결정립의 개수비율의 백분율과 내변형특성도 포함한 실기화 인자의 관계에 대하여 조사한 결과를 도 2 에 나타낸다.

도 2 에 나타낸 바와 같이 미세입자의 개수비율이 65 ∼ 98 % 사이, 특히 75 ∼ 98 % 사이이며 실기화 인자가 낮으면서 내변형특성 (변형부여 가공시에 있어서의 실기화 인자로 평가) 도 향상되어 있다.

이어서, 판두께를 관통하는 전체 결정립에 대하여 그 평균입경으로서 적정한 값을 실험으로 구하였다. 즉, 자속밀도가 향상됨에 따라 조대 결정립은 점점 조대화되어 가는데, 이에 대응하여 미세 결정립의 개수비율은 수치상 증가해 간다. 그러나, 미세 결정립 사이의 거리도 동일한 미세입자 개수비율에서는 조대 결정립의 증대에 대응하여 실질적으로는 증가하기 때문에, 미세입자의 존재에 의한정자기 에너지의 증가효과는 그다지 기대할 수 없게 된다. 따라서, 평균 결정립 직경으로서 바람직한 상한치가 존재하게 된다.

도 3 에 이 점에 대하여 실험한 결과를 나타낸다.

도 3 에서 알 수 있는 바와 같이 판두께를 관통하는 전체 결정립의 평균 결정립 직경이 8 ∼ 50 ㎜ 인 범위에서 특히 뛰어난 실기화 인자와 내변형특성 향상의 효과가 얻어진다.

이상, 판두께를 관통하는 미세입자의 생성에 의하여 실기화 인자의 증가가 억제되는 기구 및 내변형특성이 향상되는 기구에 대하여 설명하였다.

이어서, 이와 같은 효과를 얻기 위하여 필요한 미세립의 생성에 필요한 제조조건에 대하여 검토한 결과를 기술한다.

여러 가지로 실험한 결과, 상기한 효과를 가지는 미세입자의 생성에는 2 차 재결정전에 국소적으로 이상입자 성장촉진을 위한 구동력을 높여 둘 필요가 있으며, 특히 일정량의 변형을 강판내부에 존재시키는 것이 유효함이 판명되었다.

2 차 재결정은 특정방위의 1 차 결정립이 그 외의 1 차 재결정립을 급격하게 잠식하여 성장하는 현상이다. 최근, 이 2 차 재결정립의 핵생성 및 성장에는 1 차 재결정립의 집합조직에 의한 선택성이 강하게 작용함이 분명해지고 있으며, 고스방위 및 그 근방 이외의 방위를 가지는 결정립의 핵생성 및 성장은 쉽지 않은 것으로 알려져 있다.

그러나, 발명자들의 연구에 의하면, 강판내부의 일정영역에 이상입자 성장의 구동력을 높이는 처리, 예를 들면 일정량의 변형을 도입하는 처리를 실시함으로써일반적인 결정립의 핵생성 및 성장의 구동력을 높일 수 있게 되어, 고스방위에서 크게 어긋난 방위의 결정립이 조기에 성장할 수 있게 된다.

여기에서 말하는 이상입자 성장이란, 극히 소수의 결정립이 압도적 다수의 다른 결정립을 잠식하여 급격하게 성장하는 현상의 일반적인 호칭이다. 2 차 재결정은 1 차 재결정 집합조직에 의존하는 특정 방위를 가지는 소수의 결정립만이 급격하게 성장하는 현상이다. 이 점에 있어서 양자는 명료하게 다르다.

또한 발명자들의 연구에 의하면, 구동력을 높이는 처리에 기인하는 이상입자 성장은 어디까지나 처리를 받은 영역내만이고, 이 영역외에서는 1 차 재결정립의 집합조직에 의한 선택성이 강하게 작용하여 당해 결정립은 이미 그 이상 성장할 수 없음도 구명되었다.

이와 같은 현상은 본 발명의 목적에 있어서 매우 양호한 성질이다.

이하, 이 점에 대하여 기술한다.

우선, 첫째로 강판내로 변형을 도입할 경우, 변형의 크기와 변형도입 영역의 크기만을 제어하면, 미세입자의 사이즈를 제어할 수 있게 된다.

예를 들면, 상술한 실험에 나타낸 바와 같이 강판을 관통하는 미세입자의 적정 사이즈는 원 상당 직경으로 평가하여 3 ㎜ 이하이기 때문에, 2 차 재결정전에 강판내부에 존재시키는 변형도입 영역에 대해서도 3 ㎜ 이하로 제어하면, 미세입자의 크기를 적절하게 제어할 수 있는 것이다.

둘째, 이와 같이 하여 인위적으로 생성된 미세입자는 통상의 조대한 2 차 재결정립의 방위인 고스방위 ((110) [001] 방위) 에서 크게 어긋나 있기 때문에 조대한 2 차 재결정립과 미세입자의 결정립계에 자극이 고밀도로 생성되어, 상술한 양호한 내변형특성과 강한 실기화 인자 억제효과를 얻을 수 있게 된다.

그리고, 일반적으로 방향성 전자강판의 제조과정에서도 자연적으로 발생한 미세입자가 생성되는 경우가 있는데, 내변형특성 개선작용 및 실기화 인자 억제작용은 약하다. 왜냐하면, 그 미세입자는 자연발생한 다른 조대 2 차 재결정립과의 성장경쟁에서 진 2 차 재결정립이며, 고스방위에 매우 가까우므로, 결정립계에는 그다지 고밀도의 자극은 생성되지 않기 때문이다.

셋째, 인위적으로 생성시키기 때문에 제품에 있어서 가장 바람직한 위치에 미세입자를 생성시킬 수 있게 된다.

그리고, 인위적으로 생성시킨 미세입자는 상술한 바와 같이 고스방위에서 크게 어긋나 있기 때문에, 제품내에 고밀도로 존재시켜서는 안된다. 즉, 가능한 한 이산적으로 존재시키는 것이 바람직하며, 조대한 결정립의 내부에 고립된 상태로 존재하고 있는 것이 이상적이다.

이와 같은 상태는 미리 변형도입 영역을 국소적이면서 이산적으로 형성시킴으로써 용이하게 실현할 수 있다. 또한 조대한 결정립의 내부라면, 수개의 미세입자가 집합된 상태는 유리하게 적합하다.

이어서, 탈탄·1차 재결정 소둔후의 강판에 순간적 고온 열처리를 실시함으로써 인위적으로 이와 같은 미세입자가 얻어진 기구에 대하여 검토한 결과를 기술한다.

강판에 순간적으로 고온열처리를 실시한 위치의 결정조직의 2 차 재결정 소둔 도중과정에 있어서의 변화에 대하여 상세하게 조사하였다.

그 결과, 고온열처리 직후에는 결정립 직경이나 석출 인히비터 등의 결정학적 변화는 그다지 크지 않으므로 무시할 수 있는 정도였다. 그러나, 2 차 재결정 소둔의 매우 빠른 단계에 있어서, 하나의 1 차 재결정립이 주위의 1 차 재결정립의 1.5 배에서 3.0 배로 조대화되어 있음이 관찰되었다. 이와 같은 결정립의 조대화가 발생하는 온도는 2 차 재결정이 일어나는 통상의 온도보다 훨씬 낮은 온도이며, 또한 그 후 판두께 방향으로 관통할 때까지 성장하는 시간은 매우 짧다. 판두께 방향으로 관통한 후에는 고온열처리한 영역내에서는 마찬가지로 신속하게 성장하나, 그 후에는 강판의 승온을 더 계속하여도 성장은 늦어져서 이 결정립의 성장은 거의 정지상태로 된다.

그리고, 승온을 계속함에 따라 고온열처리를 실시하지 않은 비처리부 영역에서 통상의 2 차 재결정의 핵이 생성되고 성장이 진행된다. 그러나, 고온열처리를 실시한 영역에 빠른 단계부터 성장한 결정립은 나중에 생성된 통상의 2 차 재결정에 의해서는 잠식되지 않으므로, 결국 제품내에 미세 결정립으로서 잔존하게 된다.

이와 같은 현상은 다음 기구에 의해 일어남이 발명자들에 의하여 해명되었다.

즉, 고온열처리를 실시한 영역에서는 각 1 차 재결정립의 내부에 변형이 일정량 이상 도입되어 있으며, 최종 마무리 소둔의 승온과정에서 그 변형의 일부는 상실되어 가지만, 고밀도의 전위가 각 결정립내에 잔존하고 있다. 이 잔존하는전위가 이상입자 성장에 있어서의 결정성장의 구동력을 높이는 작용을 한다. 이상입자 성장의 구동력이 충분히 높아지면, 1 차 재결정 집합조직에서 유래하는 2 차 재결정 성장의 방위 선택성에 이겨서 일반적인 방위의 결정립이 핵생성 및 입자성장을 시작하게 된다. 이 현상은 이상입자 성장의 구동력이 크기 때문에 발생하는 것이므로, 비처리부 영역에서 일어나는 통상의 2 차 재결정의 핵생성이나 입자성장보다 현격하게 낮은 온도에서 일어난다. 그러나, 이상입자 성장의 구동력을 높인 영역외에서는 결정성장의 방위 선택성이 매우 강하기 때문에, 일반적인 방위의 결정립은 입자성장할 수 없다.

이와 같이 고온열처리영역에서 이상입자 성장하는 결정립 방위는 결정방위 선택성이 상대적으로 약하기 때문에, 랜덤방위로 되는 것이 특징이지만, 어디까지나 이상입자 성장의 일종이므로, 1 차 재결정립의 정상입자 성장에 대한 성장 억제력의 존재는 불가결하며, 강한 인히비터 작용을 필요로 한다.

즉, 약제를 도포하거나 고온 장시간의 열처리에 의한 종래부터의 방법은, 석출 인히비터를 조대화시켜 억제력을 저하시키기 때문에, 이상입자 성장이 잘 일어나지 않게 되어 정상입자 성장에 의한 다수의 미세입자의 발생을 야기시키는 결과로 되므로 부적절하며, 본 발명의 방법과는 본질적으로 다르며 기피되어야할 방법이다.

상술한 바와 같이 인위적으로 미세입자를 생성시키기 위해서는 미세입자의 성장을 의도하는 영역내에서 결정방위 선택성을 초월하는 레벨까지 이상입자 성장의 구동력을 높이는 것이 필수조건임을 이미 기술하였다.

여기서 이상입자 성장의 구동력으로서는,

(1) 변형의 존재,

(2) 1 차 재결정립의 미세화, 및

(3) 인히비터의 억제력 강화에 의한 결정립 직경에 대한 과열량의 증대,

등을 들 수 있는데, (3) 의 방법은 랜덤방위 입자의 발생제어가 어려워서 자주 고스방위에 가까운 결정방위의 입자가 성장하여, 미세입자의 생성을 의도하는 영역을 넘어 조대하게 성장하기 때문에 미세입자의 사이즈 제어가 매우 어려워진다.

따라서, 이상입자 성장을 위한 구동력을 높이는 방법으로서는, (1) 변형을 존재시키는 것 또는 (2) 1 차 재결정립의 사이즈를 작게 하는 것이 유리한 방법이며, 특히 변형을 존재시키는 방법이 가장 유리한 기술임이 여러 가지 실험을 통해 판명되었다.

예를 들면, 상술한 순간적인 고온열처리에 있어서는, 조사결과 가열처리가 순간적이기 때문에 고온도라 하더라도 결정립 직경의 증가나 석출 인히비터의 조대화라는 결정학적인 변화가 작으므로, 열변형을 다량으로 존재시키는 것이 이상입자 성장의 구동력을 높이는 데 유리하게 작용하였음이 판명되었다. 즉, 급격한 승온과 강온에 의해 결정학적인 조직변화를 억제하여 물리적인 변형만을 강판내로 도입할 수 있는 것이 유리하게 작용한 것이다. 단, 약간의 결정립 직경의 증가나 석출 인히비터의 조대화는, 이것이 이상입자 성장의 핵생성수의 증가를 억제하는 성질이 있어서, 영역내에 생성되는 미세입자의 개수를 단일한 것으로 제한하는 작용이 있기 때문에, 이상입자 성장의 구동력을 저감시키지 않는 한에서는 바람직하다고 생각된다.

상술한 열처리 이외에도 결정학적인 조직변화를 억제하여 물리적인 변형을 강판내로 도입하는 방법은 여러 가지로 생각할 수 있으나, 발명자들이 수많은 실험을 통해 가장 유리한 방법으로서 개발한 것은 표면에 작은 돌기를 가지는 강판보다 단단한 물체를 강판표면에 압압하는 방법, 고전압을 인가하여 강판표면과 국소적으로 통전 또는 방전하는 방법 및 펄스 레이저를 국소적으로 인가하는 방법 등이다.

또한, 이상입자 성장의 구동력을 높이기 위한 다른 방법인 1 차 재결정립의 미립화 방법으로서는, 실험결과 강판표면에서 국소적으로 침탄 (浸炭) 시키고, 열처리에 있어서의 α-γ 변태를 이용하여 국소적으로 미립화하는 방법이 특히 효과적이었다.

그리고 인히비터의 억제력을 강화하는 방법으로서는, 국소적으로 강판표면에서 침질 (浸窒) 시켜 질화규소나 질화알루미늄을 생성시켜 억제력을 국소적으로 증대시키는 방법이 효과의 안정성은 낮지만 유효했다.

또한, 상술한 처리 이외에도 미세입자를 얻기 위해서는 여러 가지 방법으로 인히비터의 억제력을 소실시키면 원리적으로는 가능하며, 예를 들면 강판표면에 MnO₂나 Fe₂O₃등의 인히비터 분해화합물을 점형상으로 도포하는 방법이 있다.

그리고, 금속 Sn 이나 Sb 를 점형상으로 강판표면에 도포하여 최종 마무리 소둔중에 성장하는 2 차 재결정립의 성장을 억제하는 방법을 사용하여도 미세입자를 점형상으로 발생시킬 수는 있다.

그런데, 종래부터 제품의 결정조직에 있어서의 미세립에 관하여 연구된 예는 존재하며, 예를 들면 일본 특허공고 소 6-80172 호 공보에는 1.0 ㎜ 이상 2.5 ㎜ 이하의 미세입자를 입경 : 5.0 ㎜ 이상 10.0 ㎜ 이하의 결정립에 혼립상으로 존재시킴으로써 철손이 저감되는 효과를 발견하여, 최소의 철손치를 얻기 위한 미세입자의 존재비율과 조대입자의 존재비율을 최적화하는 기술이 개시되어 있다. 또한 일본 특허공고 소62-56923 호 공보에는 2 ㎜ 이하의 미세입자의 개수비율을 15 ∼ 70 % 로 억제하여 철손치를 줄이는 기술이 개시되어 있다.

그러나, 이들은 모두 자구 세분화 처리의 기술이 일반적이지 않았던 당시의 기술로서, 자속밀도의 값을 적극적으로 높이기 위하여 의도된 것이 아니므로, 따라서 2 차 재결정립의 평균입경의 적정치도 본 발명에 있어서의 적정범위보다 작다.

또한, 이들 미세입자는 어디까지나 자연적으로 발생하는 2 차 재결정립의 생성을 촉진시킨 것으로서, 인위적으로 생성시킨 미세입자가 아니므로 그 방위는 고스방위에 가까우며, 본 발명과 같은 재료로 인정되는 내변형특성 및 실기특성을 향상시키는 기능은 매우 약하다.

또한, 일본 특허공개 소56-130454 호 공보에는 2 차 재결정후의 강판의 표면에 변형을 부여하고 소둔함으로써 다수의 재결정립을 생성시키고, 자구 세분화 효과에 의하여 철손을 줄이는 기술이 개시되어 있으나, 이 기술에서는 변형을 실시하는 강판은 2 차 재결정후의 강판이므로 결정방위가 고스방위에 가까운 점과, 그리고 인히비터가 강판내에 존재하지 않기 때문에, 이상입자 성장이 일어나지 않고 통상의 정상입자 성장이 일어나므로, 이 때 재결정되는 입자는 다수의 재결정립군으로 이루어지며, 또한 각 재결정립의 크기는 작아서 강판 판두께의 1/2 이하의 사이즈이기 때문에, 본 발명과 같은 효과를 가지지 않는다. 그리고, 이 기술에서는 자구 세분화를 위하여 미세입자를 강판의 판폭방향으로 선형상으로 분포시키는 것이 불가결하기 때문에, 자속밀도의 저하를 초래하며 또한 본 발명에 있어서의 미세입자와는 달리 실기화 인자의 개선효과나 내변형특성 향상효과는 얻지 못한다.

이에 비하여 본 발명의 기술에 있어서의 미세입자의 존재효과는, 제품의 철손치를 저하시킬 뿐만 아니라 고자속밀도화에 따른 2 차 재결정립의 조대화에 기인한 실기화 인자의 증대를 억제하여 변압기의 특성을 제품특성의 향상에 맞는 성능으로 하기 위한 기술이다.

상술한 바와 같이, 최근 방향성 전자강판의 철손을 줄이는 기술로서, 플라즈마 제트나 레이저광을 조사하여 국소적으로 선형상 변형을 도입하거나 강판표면에 선형상 홈을 형성하여 인공적으로 자구폭을 세분화하는 기술이 개발되었다.

본 발명에 있어서도 이와 같은 자구 세분화 기술을 함께 활용하면, 특성개선을 한층 더 기대할 수 있다.

따라서, 발명자들은 이 자구 세분화 기술의 관점을 포함하여 실기특성을 더욱 개선하기 위하여 예의 연구를 거듭한 결과, 재료특성을 실기특성에 유효하게 반영시키기 위해서는, 이들 자구 세분화 및 미세입자의 제어인자를 결정립 직경에 맞게 소정 범위로 제어하는 것이 중요함을 발견하였다.

이하, 이에 대하여 기술한다.

방향성 전자강판은 주로 변압기의 철심재료로서 작용되는데, 이 때 사용되는 자속밀도의 영역은 기기설계에 따라 다양하다. 일반적으로 고자속밀도의 재료라면 어느 정도 고자속밀도에서의 사용이 유리해지기 때문에 고자속밀도 영역에서의 실기특성이 뛰어남이 요구된다.

상술한 바와 같이 고자속밀도의 방향성 전자강판은 재료의 자기특성에 비하여 실기특성이 열화됨이 잘 알려져 있다. 여기서, 전자강판을 구성하는 결정립 직경은 재료특성이 고자속밀도화되면 필연적으로 조대화되는데, 결정립 직경에 맞게 홈의 깊이 혹은 국소적 변형의 영역 등을 변경함으로써, 유리하게 실기화 인자를 줄일 수 있다. 즉, 재료특성을 실기특성에 반영할 수 있음이 판명되었다.

이 실험에 대하여 다음에 기술한다.

C : 0.08 wt%, Si : 3.40 wt%, Mn : 0.07 wt%, Al : 0.025 wt%, Se : 0.018 wt%, Sb : 0.040 wt%, Ni : 0.12 wt%, Bi : 0.004 wt% 및 N : 0.008 wt% 를 함유하며 (Bi 함유강), 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지는 방향성 전자강용 열연판을, 750 ℃, 3 초간의 탄화물 조정을 위한 열연소둔후, 산세척하고, 이어서 압하율 : 30 % 의 냉간압연을 실시한 후, 중간소둔으로서 1050 ℃ 에서 45 초간의 균열 (均熱) 과 40 ℃/s 의 급랭을 통한 열처리를 실시하고 나서, 다시 산세척하고, 이어서 150 ∼ 200 ℃ 의 온간에서 압하율 : 87 % 의 압연을 실시하여 최종 판두께 : 0.22 ㎜ 의 강판으로 하였다.

또한, C : 0.05 wt%, Si : 3.20 wt%, Mn : 0.15 wt%, Al : 0.014 wt%, S : 0.008 wt%, Sb : 0.005 wt%, B : 0.0005 wt% 및 N : 0.007 wt% 를 함유하며 (B 함유강), 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지는 방향성 전자강용 열연판을, 800 ℃, 3 초간의 열연판 소둔후, 산세척하고, 이어서 170 ℃ 의 온간에서 압하율 : 87 % 압연을 실시하여 최종 판두께 : 0.34 ㎜ 의 강판으로 하였다.

이어서, 이들 강판을 탈지처리한 후, Bi 함유강 및 B 함유강 모두 a) ∼ g) 기호의 작은 코일로 각 7 분할하고, 각각 다음 처리를 실시하였다.

a) 코일은 자구 세분화 처리로서, 강판표면에 깊이 : 25 ㎛ 이며 폭 : 250 ㎛ 인 선형상 홈을 판폭방향에서 10°기울어진 방향으로, 길이방향에 대한 반복피치 : 3 ㎜ 의 조건으로 형성하고, 그 후 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄·1 차 재결정 소둔을 실시한 후, 강판표면에 Bi 함유강인 경우에는 1.5 ㎜ 직경 사이즈로 점형상으로 판폭방향으로 30 ㎜, 길이방향으로 60 ㎜ 의 피치라는 성긴 분포로 65 Ws 의 에너지 투여조건하의 방전처리에 의하여 수밀리초 동안의 순간적인 가열처리를 실시하는 한편, B 함유강인 경우에는 1.5 ㎜ 직경 사이즈로 점형상으로 판폭방향으로 15 ㎜, 길이방향으로 30 ㎜ 의 피치라는 치밀한 분포로 65 Ws 의 에너지 투여조건하의 방전처리에 의하여 수밀리초 동안의 순간적인 가열처리를 실시하였다.

b) 의 코일은 자구 세분화 처리로서 강판표면에 깊이 : 10 ㎛ 이며 폭 : 50 ㎛ 인 선형상 홈을 판폭방향에서 10°기울어진 방향으로 길이방향에 대한 반복피치 : 3 ㎜ 의 조건으로 형성하고, 그 후 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄·1 차 재결정 소둔을 실시한 후, 강판표면에 Bi 함유강인 경우에는 1.5 ㎜ 직경 사이즈로 점형상으로 판폭방향으로 30 ㎜, 길이방향으로 60 ㎜ 의 피치라는 성긴 분포로 65 Ws 의 에너지 투여조건하의 방전처리에 의하여 수밀리초 동안의 순간적인 가열처리를 실시하는 한편, B 함유강인 경우에는 1.5 ㎜ 직경 사이즈로 점형상으로 판폭방향으로 15 ㎜, 길이방향으로 30 ㎜ 의 피치라는 치밀한 분포로 65 Ws 의 에너지 투여조건하의 방전처리에 의하여 수밀리초 동안의 순간적인 가열처리를 실시하였다.

c) ∼ e) 의 코일은 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄·1 차 재결정 소둔을 실시한 후, 강판표면에 Bi 함유강인 경우에는 1.5 ㎜ 직경 사이즈로 점형상으로 판폭방향으로 30 ㎜, 길이방향으로 60 ㎜ 의 피치라는 성긴 분포로 65 Ws 의 에너지 투여조건하의 방전처리에 의하여 수밀리초 동안의 순간적인 가열처리를 실시하는 한편, B 함유강인 경우에는 1.5 ㎜ 직경 사이즈로 점형상으로 판폭방향으로 15 ㎜, 길이방향으로 30 ㎜ 의 피치라는 치밀한 분포로 65 Ws 의 에너지 투여조건하의 방전처리에 의하여 수밀리초 동안의 순간적인 가열처리를 실시하였다.

f) 의 코일은 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄·1 차 재결정 소둔을 실시한 후, 강판표면에 Bi 함유강인 경우에는 1.5 ㎜ 직경 사이즈로 점형상으로 판폭방향으로 15 ㎜, 길이방향으로 30 ㎜ 의 피치라는 치밀한 분포로 65 Ws 의 에너지 투여조건하의 방전처리에 의하여 수밀리초 동안의 순간적인 가열처리를 실시하는 한편, B 함유강인 경우에는 1.5 ㎜ 직경 사이즈로 점형상으로 판폭방향으로 30 ㎜, 길이방향으로 60 ㎜ 의 피치라는 성긴 분포로 65 Ws 의 에너지 투여조건하의 방전처리에 의하여 수밀리초 동안의 순간적인 가열처리를 실시한다.

g) 의 코일은 비교재로서 단지 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄·1 차 재결정 소둔을 실시하였다.

이어서, a) ∼ g) 의 코일은 모두 표면에 TiO₂: 10 wt% 및 Sr(OH)₂: 2 wt% 를 첨가한 MgO 를 소둔 분리제로서 도포한 후, 코일형상으로 감아 최종 마무리 소둔을 실시하였다.

최종 마무리 소둔은 850 ℃ 까지 N₂중에서, 1150 ℃ 까지 H₂와 N₂의 혼합분위기 중에서 2 차 재결정을 목적으로 한 처리와, 계속해서 1150 ℃ 부터 H₂에서 5 시간 유지하는 순화를 목적으로 하는 처리를 동시에 실시하였다.

최종 마무리 소둔후, 미반응 소둔 분리제를 제거한 후, 50 wt% 의 콜로이달실리카와 인산마그네슘으로 이루어지는 장력코팅을 도포하여 제품으로 하였다.

단, c) 의 코일에 대해서는 자구 세분화 처리로서 0.5 ㎜ 폭의 플라즈마 제트 (PJ) 를 강판 폭방향으로 선형상으로 압연방향에 대한 반복간격 : 10 ㎜ 로 조사하여 국소적인 선형상 변형영역을 형성하고 나서 제품으로 하였다.

또한, d) 의 코일에 대해서는 자구 세분화 처리로서 1.5 ㎜ 폭의 플라즈마 제트 (PJ) 를 강판 폭방향으로 선형상으로 압연방향에 대한 반복간격 : 3 ㎜ 로 조사하여 국소적인 선형상 변형영역을 형성하고 나서 제품으로 하였다.

이와 같이 하여 얻어진 각 제품판으로부터 시료를 잘라내서 고(高)자장에서 자주 사용되는 Bi 함유강을 위하여 W_18/50의 철손치를, 또한 저(低)자장에서 자주 사용되는 B 함유강을 위하여 W_15/50의 철손치를 각각 측정하였다.

또한, 각 제품을 사용하여 슬릿가공, 전단가공 및 적층가공에 의하여 모델변압기를 작성해서 W_15/50및 W_18/50의 값을 측정하고, 그 후 강판을 매크로 에칭하여 결정립 직경을 측정하였다.

그리고, 상기한 슬릿가공, 전단가공 및 적층가공시에는 세심한 주의를 기울여 변형의 부여를 최대한 억제하였다.

얻어진 결과를 정리하여 표 3 에 나타낸다.

강종	처리기호	방전처리분포	자구 세분화 처리	제품의 자기특성	변압기의 실기화인자	제품 매크로 결정조직
강종	처리기호	방전처리분포	종류	조건	B₈(T)	W_15/50(W/㎏)	W_18/50(W/㎏)	W_15/50(W/㎏)	W_18/50(W/㎏)	3.0㎜ 이하의 개수비율(%)	3.0㎜ 이상인 입자의 평균입경(㎜)
Bi함유강	a	성김	홈	25 ㎛	1.947	0.84	1.26	1.15	1.19	79.6	74.2
	b	성김	홈	10 ㎛	1.953	0.85	1.27	1.14	1.16	81.2	70.6
	c	성김	P.J.	10 ㎜	1.965	0.86	1.22	1.15	1.16	80.3	86.4
	d	성김	P.J.	4 ㎜	1.966	0.86	1.25	1.15	1.18	79.8	82.5
	e	성김	없음	－	1.965	0.86	1.26	1.15	1.17	79.5	76.3
	f	치밀	없음	－	1.963	0.88	1.22	1.14	1.16	92.3	92.6
	g	없음	없음	－	1.964	0.92	1.34	1.35	1.42	12.5	96.5
B함유강	a	치밀	홈	25 ㎛	1.893	0.81	1.36	1.15	1.17	83.2	8.6
	b	치밀	홈	10 ㎛	1.901	0.83	1.36	1.18	1.16	82.6	8.9
	c	치밀	P.J.	10 ㎜	1.923	0.83	1.34	1.18	1.17	86.5	9.7
	d	치밀	P.J.	4 ㎜	1.925	0.85	1.33	1.15	1.17	83.6	10.3
	e	치밀	없음	－	1.924	0.86	1.37	1.15	1.16	84.7	9.9
	f	성김	없음	－	1.926	0.84	1.38	1.14	1.16	74.2	8.3
	g	없음	없음	－	1.925	0.88	1.42	1.37	1.21	2.5	10.5

표 3 에서 알 수 있는 바와 같이 고자장에서의 철손 (W_18/50) 이 낮은 것이 요청되는 B₈의 값이 높은 Bi 함유강에 있어서는, 미세입자의 개수비율이 높은 편 (f) 이 철손이나 실기화 인자가 뛰어나며, 또한 미세입자의 개수비율이 낮은 경우에도홈을 얕게 하거나 (b), PJ 조사영역의 간격을 길게 하는 (c) 것과의 복합효과로 고자장에서의 철손이나 실기화 인자는 줄일 수 있다.

또한, 반대로 저자장에서의 철손 (W_15/50) 이 낮은 것이 요청되는 B₈이 낮은 B 함유강에 있어서는, 미세입자의 개수비율이 낮은 편 (f) 이 철손이 뛰어나며, 또한 미세입자의 개수비율이 높은 경우에도 홈을 깊게 하거나 (a), PJ 의 조사간격을 짧게 하는 (d) 것과의 복합효과로 고자장에서의 철손이나 실기화 인자를 줄일 수 있음을 알 수 있다.

그런데, 재료의 자장특성은 거의 결정립 직경에 의존하므로, 고자장에서의 특성이 양호한 고자속밀도 재료일수록 결정립 직경은 커진다. 그러나, 조대한 결정립중에 존재하는 본 발명의 특징을 이루는 3 ㎜ 이하의 미세입자는 재료의 자속밀도에 큰 영향을 미치지 않으므로 제외하여 생각할 필요가 있다.

따라서, 재료의 자속밀도 특성을 대표하는 입경으로서, 강판을 구성하는 결정립중, 3 ㎜ 이하의 결정립을 제외한 잔여, 즉 입경이 3 ㎜ 를 넘는 결정립의 평균입경 : D (㎜) 를 사용하여 고자장 특성의 지표로 하였다.

상기한 바에 의거하여 양호한 실기화 인자를 얻기 위한

1) 강판의 단위면적에 있어서 홈의 적정한 체적밀도의 범위,

2) 강판의 단위면적에 있어서 국소적 변형부여 영역의 적정한 밀도의 범위,

3) 강판금속 표면의 적정한 조도의 범위, 및

4) 결정방위 강조처리에 있어서 결정립계 단차 (BS : Boundary Step) 의 적정한 영역이 D 의 값에 대응하여 어떻게 변화하는지를 실험에 의해 구하였다.

얻어진 결과를 도 4, 도 5, 도 6 및 도 7 에 나타낸다.

여기서, V 는 일정면적의 강판표면에 존재하는 홈의 체적 (㎣) 을 강판의 면적 (㎟) 으로 나눈 값, 즉 단위 강판면적당 홈의 용적비 (㎜) 이고, S 는 일정면적의 강판표면에 존재하는 국소적 변형을 부여한 영역 (㎟) 을 강판의 표면적으로 나눈 값, 즉 단위 강판면적당 국소적 변형의 합계 영역비 (S) (무차원수) 이고, Ra 는 강판의 비금속 피막을 제거한 후의 금속표면의 평균조도 (㎛) 이고, BS 는 결정방위 강조처리를 실시하였을 때의 결정립계의 장소에서 발생하는 강판면 단차 (㎛) 의 평균치이다.

또한, 강판을 구성하는 결정립중 3 ㎜ 이하의 입자를 제외한 평균치인 상술한 D 의 값을 사용하여, Bm(최대자속밀도) = 0.2 × logD ＋ 1.4 식으로부터 Bm 을 산출하고, 산출한 Bm 에 대한 변압기의 철손을 측정하여 실기화 인자를 구하였다.

도 4, 도 5, 도 6 및 도 7 에서 알 수 있는 바와 같이, 3 ㎜ 를 넘는 결정립의 평균입경 (D) 에 대응하여,

(1) 강판 표면적에 대한 홈의 체적비 (V) (단위 : ㎜) 를 다음 식 (1) 의 관계를 만족하는 범위로 하거나,

log₁₀V ≤ -2.3 － 0.01 × D … (1)

(2) 강판 표면적에 대한 국소변형 부여의 영역비 (S) 를 다음 식 (2) 의 관계를 만족하는 범위로 하거나,

log₁₀S ≤ -0.7 ＋ 0.005 × D … (2)

(3) 강판금속 표면과 비금속 피막의 계면의 평균조도 (Ra) 를 다음 식 (3) 의 관계를 만족하는 범위로 하거나,

Ra ≤ 0.3 － 0.1 × log₁₀D … (3)

(4) 강판금속 표면에 실시되는 결정방위 강조처리에 대하여 그 입계 평균단차 (BS) 가 다음 식 (4) 의 관계를 만족하는 범위로 함

BS ≤ 3.0 － log₁₀D … (4)

으로써 방향성 전자강판의 실기화 인자를 더욱 향상시킬 수 있었다.

상술한 바와 같이 미세입자의 형성기술과 자구 세분화 기술을 조합하면, 제품의 철손치를 저하시킬 수 있을 뿐만 아니라, 고자속밀도화에 따른 2 차 재결정립의 조대화에 기인한 실기화 인자의 증대를 효과적으로 억제하여 변압기의 특성을 제품특성의 향상에 맞는 성능으로 향상시킬 수 있다.

본 발명은 상술한 다수의 실험·조사에 근거하여 예의 연구를 거듭한 끝에 완성된 것이다.

S 가 다음 식 (4) 의 관계를 만족하는 범위로 되는

BS ≤ 3.0 － log₁₀D … (4)

것이 바람직하며, 이와 같이 하여 철손특성 뿐만 아니라 내변형특성 및 실기특성의 더욱 유리한 향상이 실현되는 것이다.

여기서, V (단위 : ㎜) 는 홈 단면적 × 홈의 길이 × 홈의 개수에 상당하는합계용적 (㎣) 을 대상으로 하는 강판의 표면적 (㎟) 으로 나눈 값이고,

S (단위 : 무차원) 는 선형상의 국소변형의 폭 × 길이 × 개수에 상당하는 국소변형 영역의 합계면적 (㎟) 을 대상으로 하는 강판의 표면적 (㎟) 으로 나눈 값이고,

Ra 는 강판의 금속표면의 중심선 평균조도를 측정한 값 (㎛) 이고,

BS 는 결정방위 강조처리를 강판표면에 실시하였을 때에 결정립계에 발생하는 단차의 평균치 (㎛) 이다.

즉, 본 발명의 요지구성은 다음과 같다.

1. Si : 1.5 ∼ 7.0 wt%,

Mn : 0.03 ∼ 2.5 wt%

를 함유하며 또한 C, S 및 N 의 불순물로서의 혼입을 각각

C : 0.003 wt% 이하,

S : 0.002 wt% 이하,

N : 0.002 wt% 이하로 억제한 전자강판으로서, 강판의 판두께 방향으로 관통하고 있는 결정립중, 강판표면에 있어서의 입경이 3 ㎜ 이하인 결정립의 개수비율이 65 % 이상, 98 % 이하인 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.

2. 상기 1 에 있어서, 판두께 방향으로 관통하며 또한 강판표면에 있어서의 입경이 3 ㎜ 이하인 결정립으로서, 인위적으로 규칙배치시킨 것을 포함하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.

3. 상기 1 또는 2 에 있어서, 판두께 방향으로 관통하고 있는 결정립 전체의 강판표면에서의 입경 평균치가 8 ㎜ 이상, 50 ㎜ 이하인 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.

4. 상기 1, 2 또는 3 에 있어서, 강판표면에 자구 세분화 처리가 실시되어 있는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.

5. 상기 4 에 있어서, 자구 세분화 처리가,

(1) 강판표면에 두께 : 50 ㎛ 이하이며 폭 : 350 ㎛ 이하인 홈을 압연방향으로 반복하여 형성하는 것,

(2) 강판 표층부에 선형상의 국소적 변형 함유영역을 압연방향으로 반복하여 형성하는 것,

(3) 강판금속 표면과 비금속 피막의 계면을 평균조도 (Ra) 로 0.3 ㎛ 이하로 평활화하는 것,

(4) 강판금속 표면에 결정방위 강조처리를 실시하는 것

중 어느 하나인 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.

6. 상기 5 에 있어서, 강판을 구성하는 결정립중 판두께 방향으로 관통하고 있는 결정립으로 입경이 3 ㎜ 를 넘는 크기의 결정립의 평균입경을 D (㎜) 라 하였을 때,

(1) 압연방향으로 반복하여 형성하는 홈에 대하여 강판의 단위면적당 홈의 합계 용적비 (V) (단위 : ㎜) 가 다음 식 (1) 의 관계를 만족하는 범위로 되거나,

log₁₀V ≤ -2.3 － 0.01 × D … (1)

(2) 압연방향으로 반복하여 형성하는 선형상의 국소변형에 대하여 강판의 단위면적당 국소변형의 합계 영역비 (S) (단위 : 무차원) 가 다음 식 (2) 의 관계를 만족하는 범위로 되거나,

log₁₀S ≤ -0.7 ＋ 0.005 × D … (2)

(3) 강판금속 표면과 비금속 피막의 계면의 평균조도 (Ra) 에 대하여 이 Ra 가 다음 식 (3) 의 관계를 만족하는 범위로 되거나,

Ra ≤ 0.3 － 0.1 × log₁₀D … (3)

(4) 강판금속 표면에 실시되는 결정방위 강조처리에 대하여 그 입계 평균단차 (BS) 가 다음 식 (4) 의 관계를 만족하는 범위로 되는

BS ≤ 3.0 － log₁₀D … (4)

것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.

그리고, 상기한 강판을 제조하는 방법으로서 본 발명의 요지구성은 다음과 같다.

7. C : 0.010 ∼ 0.120 wt%, Si : 1.5 ∼ 7.0 wt% 및 Mn : 0.03 ∼ 2.5 wt% 를 함유하며, 또한 소정량의 인히비터 성분을 함유하는 조성으로 이루어지는 규소함유 강슬래브를 열간압연하고, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한 후, 1 회 또는 중간소둔을 포함한 2 회 이상의 냉간압연에 의하여 최종 판두께로 하고, 그 후 1차 재결정 소둔에 이어서 2 차 재결정 소둔을 실시하는 일련의 공정으로 방향성 전자강판을 제조할 때, 1 차 재결정 소둔 도중부터 2 차 재결정 개시까지의 사이에 있어서, 강판 내부에

1) 이상입자 성장의 구동력을 증가시킨 영역 또는

2) 인히비터 억제력 소실화 처리영역 또는

3) 2 차 재결정립 성장억제 영역

을, 강판면에 대한 투영영역이 원 상당 직경으로 0.05 ∼ 3.0 ㎜ 인 크기로 인위적이면서 이산적으로 형성하는 것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.

8. 상기 7 에 있어서,

1) 이상입자 성장의 구동력을 증가시킨 영역 또는

2) 인히비터 억제력 소실화 처리영역 또는

3) 2 차 재결정립 성장억제 영역

을 규칙적으로 배치시킨 것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.

9. 상기 7 또는 8 에 있어서, 이상입자 성장의 구동력을 증가시킨 영역이 1 차 재결정립을 미립화한 영역 또는 변형도입 영역인 것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.

10. 상기 9 에 있어서, 이상입자 성장의 구동력을 증가시킨 영역이 변형도입 영역인 경우, 그 영역에 대하여 최대 변형량으로서 0.005 ∼ 0.70 의 변형을 도입한 것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.

11. 상기 7, 8, 9 또는 10 에 있어서, 이상입자 성장의 구동력을 증가시키기 위한 변형의 도입수단이, 표면에 작은 돌기를 가지는 강판보다 단단한 물체를 강판표면에 압압하는 방법, 강판표면과 전극 사이에 고전압을 인가하여 국소적으로 통전 또는 방전하는 방법, 고온 스폿 레이저를 순간적으로 조사하는 방법 및 펄스 레이저를 국소적으로 조사하는 방법 중 어느 하나인 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.

12. C : 0.010 ∼ 0.120 wt%, Si : 1.5 ∼ 7.0 wt% 및 Mn : 0.03 ∼ 2.5 wt% 를 함유하며, 또한 인히비터 성분으로서 Al, B, Bi, Sb 및 Te 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를, Al, Sb, Te 에 있어서는 0.005 ∼ 0.060 wt%, B 에 있어서는 0.0003 ∼ 0.0025 wt%, Bi 에 있어서는 0.0003 ∼ 0.0090 wt% 함유하는 방향성 전자강용 열연강판을, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한 후, 최종 냉간압연의 압하율을 80 ∼ 95 % 로 하여 1 회 또는 중간소둔을 포함한 2 회 이상의 냉간압연에 의해 최종 판두께로 한 후에, 1 차 재결정 소둔을 실시하고, 이어서 최종 마무리 소둔을 실시하여 2 차 재결정시킨 후의 강판표면에, 0.1 ∼ 4.5 ㎜ 사이즈의 영역에 변형을 점형상으로 부여하고, 그 후 700 ℃ 이상의 온도에서 소둔하여 3 ㎜ 이하 사이즈의 미세입자를 발생시키는 것을 특징으로 하는 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.

13. 상기 12 에 있어서, 2 차 재결정시킨 후의 강판표면에 변형을 부여하는영역을 인위적으로 규칙배치시킨 것을 특징으로 하는 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법. 및

14. 상기 1, 2 또는 3 에 있어서, 강판 판두께 방향으로 관통하지 않는 미세결정립이 판두께 방향으로 관통하는 전체 결정립 수에 대하여 4 배 이상의 개수를 차지하는 것을 특징으로 하는 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.

다른 본 발명의 상세한 내용은 다음 설명, 실시예 및 도면에 의하여 명확해질 것이다.

(발명의 실시형태)

이하, 본 발명에 대하여 구체적으로 설명한다.

우선, 본 발명의 전자강판에 대하여 그 성분조성을 다음 범위로 한정한 이유에 대하여 설명한다.

Si : 1.5 ∼ 7.0 wt%,

Si 는 제품의 전기저항을 높여서 철손을 줄이는 데 유효한 성분이며, 때문에 1.5 wt% 이상을 함유시키는데, 7.0 wt% 를 넘으면 경도가 높아져서 제조나 가공이 어려워지므로 1.5 ∼ 7.0 wt% 의 범위로 한정하였다.

Mn : 0.03 ∼ 2.5 wt%

Mn 도 Si 와 마찬가지로 전기저항을 높이는 작용이 있으며, 또한 제조시 열간가공을 용이하게 하는 작용이 있기 때문에, 적어도 0.03 wt% 를 함유시킬 필요가 있는데, 2.5 wt% 를 넘으면 열처리시 γ 변태를 유발하여 자기특성를 열화시키므로, 0.03 ∼ 2.5 wt% 의 범위로 함유시키는 것으로 하였다.

C : 0.003 wt% 이하, S : 0.002 wt% 이하, N : 0.002 wt% 이하

C, S 및 N 은 모두 자기특성상 유해한 작용이 있고, 특히 철손을 열화시키기 때문에 각각, C : 0.003 wt% 이하, S : 0.002 wt% 이하, N : 0.002 wt% 이하로 제한하는 것으로 하였다.

그리고, 전자강판의 제조시에는 강중에 상기한 원소 외에 2 차 재결정을 유발하기 위한 인히비터 성분을 함유시키는 것이 불가결하며, 이들 인히비터 성분으로서는 Al, B, Bi, Sb, Mo, Te, Se, S, Sn, P, Ge, As, Nb, Cr, Ti, Cu, Pb, Zn 및 In 등이 유리하게 적합하며, 이들 원소를 단독 또는 복합하여 함유시킬 수 있다.

이어서, 강판을 구성하는 결정립에 대한 한정이유를 설명한다.

본 발명에 있어서 중요한 결정립은 판두께 방향으로 관통하고 있는 것이다. 왜냐하면, 이러한 관통입자는 결정립계에 많은 자극을 생성시켜서 큰 정자기 에너지의 증가가 예상되기 때문이다.

여기서, 각 결정립의 입경은 강판표면에 있어서의 결정립 면적과 동일한 면적을 가지는 원의 직경 (원 상당 직경) 으로 표시한다. 또한, 평균 결정입경은 일정면적중에 포함되는 이러한 결정립의 개수로 상기 면적을 나누고, 이 값의 원 상당 직경으로 표시하는 것으로 한다.

그런데, 본 발명에서 소기의 내변형특성이 뛰어나며 또한 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판을 얻기 위해서는, 이러한 관통입자의 분포에 관하여 입경이 3 ㎜ 이하인 결정립의 개수비율을 65 % 이상, 98 % 이하로 하는 것이 필수요건으로 된다. 왜냐하면, 3 ㎜ 이하의 미세 결정립의 개수비율이 65 % 미만이면, 미세입자의 존재에 의한 정자기 에너지 증가작용을 얻을 수 없으며, 내변형특성의 열화나 실기화 인자의 증대를 초래하여 변압기의 철손이 열화되기 때문이며, 한편 3 ㎜ 이하의 미세입자의 개수비율이 98 % 를 넘으면 제품의 자속밀도가 저하되어 철손이 열화되기 때문이다. 그리고, 미세입자의 개수비율에 대해서는 75 % 이상에서 특히 현저한 실기화 인자의 저감 및 내변형특성의 향상효과가 인정된다.

또한, 이러한 3 ㎜ 이하의 미세입자의 결정립은 자연적으로 발생하는 미세한 결정을 이용할 수도 있으나, 이와 더불어 입계에 존재하는 자극이 강판중에 균등하게 분포하여, 정자기 에너지의 분포가 일률적으로 되도록 인위적이고 규칙적으로 배치시키는 것이 더욱 바람직하다. 그럼으로써 자속의 흐름이 균일해져서 와전류 손실이 국부적으로 이상하게 증대되는 철손의 증가현상이 억제된다.

따라서, 상기한 바와 같은 미세입자를 발생시키기 위한 각종 처리를 실시하는 영역은, 강판면내에서 도 8 에 나타낸 바와 같이 이산적으로 분포시키는 것이 유효한데, 특히 균일하게 분산시키는 편이 자속밀도를 저하시키는 등의 해가 적고 또한 변형 감수성이 저하되는 효과도 증가되므로, 각종 처리영역을 강판면내에 확률적으로 분산시켜 존재시키는 것이 아니라, 도 9 나 도 10 에 나타내는 바와 같이 인위적으로 규칙배치시키는 것이 당연히 가장 뛰어난 효과를 얻을 수 있게 된다.

이 점에서, 예를 들면 도 11 에 나타내는 바와 같은 선형상으로 길게 연장된 인공적 결정립을 생성시킨 경우에는 제품의 자속밀도의 대폭적인 열화를 초래하여 철손은 반대로 증가한다.

여기서, 미세입자를 이산적으로 존재시키는 간격은 5 ㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그리고, 도 8 내지 도 11 에 있어서, 9 는 압연방향, 10 은 이상입자 성장의 구동력 증가처리의 압연방향에 대한 반복처리 간격, 11 은 이상입자 성장의 구동력 증가처리의 압연방향에 대하여 직각방향에 대한 반복처리 간격이다.

그리고, 강판의 평균 결정입경에 대해서는 8 ㎜ 이상, 50 ㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 평균입경이 8 ㎜ 미만인 경우, 결정방위의 집적도의 저하 나아가서는 자속밀도의 저하를 일으키는 경우가 있기 때문에 안정되게 뛰어난 철손치를 얻기가 어렵고, 반대로 평균입경이 50 ㎜ 를 넘으면 실기화 인자가 열화되거나 내변형특성이 열하되는 경우가 많아지기 때문이다.

이상과 같이 하여 강중에 3 ㎜ 이하의 미세입자를 15 ㎜ 이상의 조대입자와 혼재시킴으로써, 자속밀도가 높으면서 철손이 낮고 또한 내변형특성 및 실기특성도 뛰어난 방향성 전자강판을 얻을 수 있다. 그러나, 철손특성을 더욱 줄이기 위해서는 자구 세분화 처리를 실시하는 것이 더욱 유리하다.

따라서, 본 발명에서는 자구 세분화 기술로서 선형상 변형의 부여, 선형상 홈의 형성, 표면 평활화 처리 및 결정방위 강조처리 등을 병용하도록 하였다.

그런데, 발명자들의 연구에 의하면, 상기한 바와 같은 자구 세분화 기술은 모두 강판의 결정립의 크기, 특히 입경이 3 ㎜ 를 넘는 크기의 결정립의 평균입경과 강한 상관이 있으며, 이 결정립의 평균입경에 대응하여 바람직한 범위가 있음이 구명되었다.

즉, 강판을 구성하는 결정립중 판두께 방향으로 관통하고 있는 결정립으로 입경이 3 ㎜ 를 넘는 크기의 결정립의 평균입경을 D (㎜) 라 하였을 때,

log₁₀V ≤ -2.3 － 0.01 × D … (1)

log₁₀S ≤ -0.7 ＋ 0.005 × D … (2)

Ra ≤ 0.3 － 0.1 × log₁₀D … (3)

BS ≤ 3.0 － log₁₀D … (4)

것이 바람직하며, 이와 같이 하여 철손특성 뿐만 아니라 내변형특성 및 실기특성의 보다 유리한 향상이 실현되는 것이다.

여기서, V (단위 : ㎜) 는 홈 단면적 × 홈의 길이 × 홈의 개수에 상당하는 합계용적 (㎣) 을 대상으로 하는 강판의 표면적 (㎟) 으로 나눈 값이고,

그리고, 홈의 형성방법으로서는 강판표면을 에칭하는 방법이나 기어 롤을 꽉 눌러서 홈을 형성하는 방법이, 또한 국소변형의 도입방법으로서는 회전체에 의한 압압, 레이저 조사 및 플라즈마 제트 조사 등, 종래 공지의 모든 방법이 적합하다.

또한, 강판금속 표면과 비금속 피막의 계면의 평활화 방법으로서는, 포오스테라이트 (forsterite) 피막의 형성을 억제하거나, 포오스테라이트 피막을 제거한 후, 산세척, 연마, 화학연마 또는 연삭 등의 수법으로 강판표면의 조도를 줄이는 방법 모두가 적합하다.

그리고 결정방위 강조처리란, 포오스테라이트 피막의 형성을 억제하거나, 포오스테라이트 피막을 제거한 후, 할로겐 화합물의 수용액 중에서 강판표면을 전해처리하여 특성의 결정방위면만을 우선적으로 잔존시키는 방법으로서, 본 발명에서는 이 방법도 유리하게 적합하다.

또한, 강판 판두께 방향으로 관통하지 않는 미세 결정립은 결정립계에 생성되는 자극량이 적기 때문에, 본 발명에 따른 효과는 기대할 수 없으나, 자구 세분화 효과는 기대할 수 있으므로 제품의 철손치 저감에 기여할 수 있다. 이러한효과를 얻기 위해서는 강판 판두께 방향으로 관통하지 않는 미세 결정립이 판두께 방향으로 관통하는 전체 결정립수에 대하여 4 배 이상의 개수를 차지하는 것이 바람직하다.

그리고, 이러한 방향성 전자강판의 표면은 필요에 따라 절연물을 존재시킨 상태에서 사용된다. 이 때, 최종 마무리 소둔시에 형성되는 포오스테라이트 (Mg₂SiO₄) 를 주성분으로 하는 절연피막을 존재시켜도 되고, 또한 그 위에 장력코팅을 피막형성하여도 된다.

이어서, 본 발명에 따른 방향성 전자강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

우선, 소재의 성분조성에 대하여 그 한정이유를 기술한다.

C : 0.010 ∼ 0.120 wt%

C 함유량이 0.010 wt% 를 만족시키지 않으면 조직개선 효과를 얻을 수 없으며, 2 차 재결정이 불완전해져서 자기특성이 열화되는 한편, 0.120 wt% 를 넘으면 탈탄소둔으로 충분히 제거할 수 없어서, 역시 자기특성의 열화를 초래하므로 C 량은 0.010 ∼ 0.120 wt% 의 범위로 한정하였다.

Si : 1.5 ∼ 7.0 wt%

Si 는 전기저항을 증가시켜 철손을 줄이는 데 유효하게 기여하는데, 1.5 wt% 를 만족시키지 않으면 그 첨가효과가 떨어지는 한편, 7.0 wt% 를 넘으면 가공성이 열화되어 제조 그 자체나 제품의 가공이 매우 어려우므로 1.5 ∼ 7.0 wt% 의 범위로 한정하였다.

Mn : 0.03 ∼ 2.5 wt%

Mn 도 Si 와 마찬가지로 전기저항의 향상에 유용할 뿐만 아니라 열간가공성의 개선에도 유효하게 기여하는데, 0.03 wt% 를 만족시키지 않으면 그 첨가효과가 떨어지는 한편, 2.5 wt% 를 넘으면 열처리시 γ 변태를 유발하여 자기특성의 열화를 초래하므로 0.03 ∼ 2.5 wt% 의 범위로 한정하였다.

강중에는 상기한 원소외에 2 차 재결정을 유발하기 위한 인히비터 성분을 함유시키는 것이 불가결하며, 특히 뛰어난 고자속밀도를 가지는 방향성 전자강판을 제조하는 데 적합한 인히비터 성분으로서는 Al, B, Bi, Sb 및 Te 중 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소가 바람직하다.

여기서 Al, Sb 및 Te 에 대해서는 0.005 ∼ 0.060 wt%, B 에 대해서는 0.0003 ∼ 0.0025 wt%, Bi 에 대해서는 0.0003 ∼ 0.0090 wt% 의 범위로 함유시킬 필요가 있다. 왜냐하면, 모든 원소에 대해서도 하한을 만족시키지 못하면 인히비터로서 소기의 1 차 재결정립 성장의 억제효과를 얻을 수 없고, 반대로 상한을 넘으면 입계분할이라는 악영향이 발생하여 제품의 표면성상이 열화되기 때문이다.

그리고, 인히비터로서는 이 외에도 Se, S, Sn, P, Ge, As, Nb, Cr, Ti, Cu, Pb, Zn 및 In 등이 알려져 있으며, 0.005 ∼ 0.3 wt% 의 범위에서 적절히 첨가할 수 있다. 또한, 인히비터 원소로서는 1 종류만의 단독첨가로도 작용을 발휘시킬 수 있으나, 바람직하게는 2 종류 이상의 복합첨가가 더욱 바람직하다.

그 외의 첨가원소에 대해서는 고자속밀도를 얻기 위하여 반드시 필요한 것은 아니지만, 예를 들면 Mo 등은 강판의 표면성상을 개선하는 효과가 있으므로 적절히함유시키는 것은 유리하다.

그런데, 원하는 바람직한 성분조성으로 조정된 강편은 공지의 열연방법에 의하여 열연강판으로 된 후, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시하고, 1 회 또는 중간소둔을 포함한 2 회 이상의 냉간압연에 의하여 최종 판두께로 된다.

이 최종 냉간압연에서는 그 압하율을 조정함으로써 2 차 재결정시에 성장하는 결정의 방위를 제어하는 것인데, 압하율이 80 % 미만이면 방위가 열화되는 결정립이 다수 재결정되기 쉬워 높은 자속밀도를 얻을 수 없는 경우가 있는 한편, 95 % 를 넘으면 2 차 재결정립의 핵생성의 확률이 극단적으로 저하되어 2 차 재결정이 불안정해지는 경향이 있으므로 최종 냉간압연의 압하율은 80 ∼ 95 % 로 하는 것이 바람직하다.

그리고, 상기한 압연시에 공지의 온간압연이나 패스간 시효처리를 조합하는 것은 자속밀도를 더욱 향상시키는 데 유리하다.

또한, 열연판 소둔이나 중간소둔에 있어서 약탈탄처리를 실시할 수도 있다.

그리고, 자구 세분화 처리로서 선형상 홈을 이용하는 경우에는 이 최종 냉연후에 강판표면에 선형상의 홈을 형성하는 것이 바람직하다.

이어서, 1 차 재결정 소둔을 실시하는데, 이 때 필요에 따라 동시에 탈탄처리도 겸비시켜 C 량을 소정치 이하까지 줄인다.

이 1 차 재결정 소둔 도중으로부터 2 차 재결정 개시까지의 사이에서 본 발명의 가장 중요한 기술로서, 이상입자 성장의 구동력을 증가시키는 영역을 강판내부에 국소적으로 형성한다.

여기서, 판두께 방향에 대한 결정성장은 비교적 용이하게 일어나므로, 이러한 영역이 강판 판두께 방향에 있어서 반드시 판두께 전체에 걸쳐 형성될 필요는 없으며, 판두께 방향에 있어서 그 일부 영역에 형성되어 있어도 그 효과에서는 동등하다.

단, 이 영역의 강판표면에 대한 투영영역으로서는, 원 상당 직경으로 0.05 ㎜ 이상 3.0 ㎜ 이하로 하여야 한다. 왜냐하면, 0.05 ㎜ 미만이면 자주 나중에 발생하는 통상의 2 차 재결정립에 의하여 최종적으로 잠식되어 소멸되는 예가 많아지는 한편, 3.0 ㎜ 를 넘으면 생성되는 미세입자의 크기도 3.0 ㎜ 를 넘으므로 자속밀도의 저하를 초래하여 철손이 증대되기 때문이다.

이와 같은 처리를 실시하는 영역은 3.0 ㎜ 이하의 협소한 영역이어야만 하며, 예를 들면 길게 연장된 영역에 처리한 경우에는, 처리영역에 방위가 열화되는 결정립이 생성되고, 재료의 자속밀도의 대폭적인 열화를 초래하여 철손의 증가를 초래한다.

이와 같은 영역을 형성하는 제조공정상의 시기로서는, 1 차 재결정 개시전에서는 새로운 1 차 재결정립의 생성에 의하여 이와 같은 영역이 소멸되므로 효과가 없는 한편, 2 차 재결정 개시후에서는 미세입자가 영역내에서 핵생성 - 입자성장할 사이도 없이 2 차 재결정립에 의하여 잠식되므로 역시 효과가 상실된다.

이상입자 성장의 구동력을 증가시키기 위한 방법으로서는, 상술한 바와 같이,

(1) 변형을 도입하는 방법,

(2) 1 차 재결정립을 미세화하는 방법,

(3) 인히비터의 억제력 강화에 의한 방법

등이 있는데, 이 중 (1), (2) 의 방법이 뛰어나며, 그 중에서도 (1) 의 방법이 인위적으로 미세입자를 발생시켜 제어하는 데 특히 뛰어나다.

또한, 강판에 도입하는 변형량으로서는, 0.005 미만인 경우, 미세입자의 생성이 일어나지 않는 경우도 있어서 작용이 불안정해지는 한편, 0.70 을 넘으면 동일위치에 다수의 미세입자가 생성되는 경향이 강해서 노력에 비하여 그 효과가 적으므로 도입 변형량은 0.005 ∼ 0.70 의 범위로 하는 것이 바람직하다.

공업적으로 이와 같은 이상입자 성장의 구동력을 증가시킨 영역을 고능률이면서 안정되게 형성하는 방법으로서, 특히 뛰어난 방법은 도 13 에 나타낸 바와 같은 표면에 작은 돌기를 가지는 물체로서, 강판보다 강한 물체를 강판표면에 압압하는 방법이나, 도 14 에 나타내는 바와 같은 강판표면과 전극 사이에 고전압을 인가하여 국소적으로 통전 또는 방전하는 방법, 또한 고온의 스폿 레이저를 순간적으로 조사하는 방법이나 펄스 레이저를 국소적으로 조사하는 방법 등이 있다.

여기서, 고온의 스폿 레이저란, 탄산가스 레이저 등과 같은 연속발진하지만 대용량인 레이저로서, 강판표면의 국소를 수백밀리초 이하의 단시간 동안만 조사하여 가열하는 것이다. 또한 펄스 레이저란, Q 스위치 등을 사용하여 단시간 고밀도의 광속화로 한 것으로서, 매우 강력한 충격력을 강판의 국소에 부여할 수 있는 것이다.

또한, 이상입자 성장의 구동력을 높이기 위한 다른 방법인 1 차 재결정립의미립화 방법으로서는, 실험결과 강판표면에서 국소적으로 침탄시켜 열처리에 있어서의 α-γ 변태를 이용하여 국소적으로 미립화하는 방법이 가능하다.

그리고 인히비터의 억제력을 강화하는 방법으로서는, 국소적으로 강판표면에서 침질시켜 질화규소나 질화알루미늄을 생성시켜 억제력을 국소적으로 증대시키는 방법도 가능하다.

또한, 상술한 열처리 이외에도 미세입자를 얻기 위해서는 여러 가지 방법으로 인히비터의 억제력을 소실시키면 원리적으로는 가능하며, 예를 들면 강판표면에 MnO₂나 Fe₂O₃등의 인히비터 분해화합물을 점형상으로 도포하는 방법이 있다.

상술한 바와 같이 하여 이상입자 성장의 구동력을 증가시킨 영역을 인위적으로 형성한 후에는, 필요에 따라 소둔 분리제를 도포한 후, 최종 마무리 소둔을 실시하여 2 차 재결정시킨다. 최종 마무리 소둔은 1200 ℃ 전후의 고온까지 승온시켜, 순화소둔과 포오스테라이트질의 기초피막을 형성시켜도 된다.

그 후, 강판표면에 절연코팅을 도포하여 제품으로 하는데, 코팅도포전에 강판표면을 경면화 (鏡面化) 하거나, 결정방위 강조처리를 실시하여도 된다. 또한, 절연코팅으로서 장력코팅을 사용하여도 된다.

그리고, 미세입자 발생제어법의 다른 방법으로서, 2 차 재결정후의 강판표면에 점형상으로 변형을 부여한 후, 700 ℃ 이상에서 소둔하는 방법이 있다.

이 때 변형의 부여영역으로서는, 0.1 ∼ 4.5 ㎜ 의 사이즈가 적절하다. 왜냐하면, 이 영역이 0.1 ㎜ 미만이면 그 후의 700 ℃ 이상의 소둔에 의하여 재결정에 이르지 않고 변형이 제거되기 때문에, 3 ㎜ 이하 사이즈의 미세입자를 발생시킬 수 없고, 반대로 4.5 ㎜ 를 넘는 사이즈에서는 새로이 재결정되는 결정립의 사이즈가 3 ㎜ 를 넘으므로 제품의 자속밀도가 열화되기 때문이다.

이러한 영역에 변형을 부여하여 소둔을 실시함으로써, 새로이 재결정된 미세입자를 얻을 수 있는데, 이 때 소둔온도는 700 ℃ 이상으로 하여야 한다. 왜냐하면, 700 ℃ 를 만족시키지 않는 온도에서는 새로운 재결정립이 발생하지 않을 뿐만 아니라 강판중에 변형이 잔류하여, 반대로 제품의 자기특성을 열화시키기 때문이다.

그리고, 이러한 700 ℃ 이상의 소둔으로서 절연코팅을 베이킹하기 위한 소둔을 이용하여도 된다.

또한 2 차 재결정후의 강판에는, 철손저감 효과를 한층 더 얻기 위하여, 공지의 자구 세분화 처리, 즉 플라즈마 제트나 레이저 조사를 선형상 영역에 실시하거나, 돌기 롤에 의한 선형상의 오목영역을 형성하는 처리를 실시할 수도 있다.

여기서 자구 세분화 처리로서, 플라즈마 제트나 레이저 조사를 이용할 경우에는, 2 차 재결정후의 강판표면에 소정 처리를 실시하면 된다. 또한, 이 단계에서 돌기 롤로 선형상의 홈 영역을 형성할 수도 있다.

또한, 계면평활화 처리나 결정방위 강조처리를 이용할 경우에는, 포오스테라이트 피막의 형성을 억제하거나 포오스테라이트 피막을 제거한 후에 소정 처리를 실시하고, 그 후에 절연코팅을 실시하면 된다.

상술한 제조방법에 의하여 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 고자속밀도의 방향성 전자강판을 얻을 수 있고, 특히 3 ㎜ 이하의 미세입자를 15 ㎜ 이상의 조대입자와 함께 혼재시킴으로써, 자속밀도가 높고 철손이 낮은 제품으로 하며, 또한 실기의 철손이 매우 낮고 뛰어난 변압기를 조립할 수 있다.

(실시예)

실시예 1

C : 0.08 wt%, Si : 3.35 wt%, Mn : 0.07 wt%, Al : 0.02 wt%, Sb : 0.05 wt% 및 N : 0.008 wt% 를 함유하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강슬래브를 1410 ℃ 로 가열한 후, 통상의 방법으로 2.2 ㎜ 두께의 열연강판으로 하였다. 이어서, 1000 ℃, 30 초의 열연판 소둔후, 산세척하여 1.5 ㎜ 두께로 냉간압연하였다. 그 후, 1080 ℃ 에서 50 초간의 중간처리를 실시한 후, 220 ℃ 의 강판온도에서의 온간압연으로 0.22 ㎜ 의 최종 판두께로 하였다. 이어서, 탈지처리후, 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔을 실시한 후, 강판을 2 분할하여, 일측은 그대로 MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (비교예). 또한 나머지 일측에는 도 12 에 나타낸 장치를 사용하여 강판표면에 1.5 ㎜ 사이즈의 영역에 1 ㎸ 로 순간적인 방전처리를 실시하고, 이러한 순간적인 고온열처리에 의하여 이상입자 성장의 구동력 증가처리를 실시하였다. 그리고, 이러한 영역을 도 11 에 나타내는 패턴으로 코일 길이방향의 피치 : 10 ㎜, 폭방향의 피치 :15 ㎜ 로 반복하여 형성한 후, 마찬가지로 MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (발명예).

그리고, 도 12 에 있어서 1 은 처리시간을 결정하는 게이트 펄스, 2 는 고전압 전원, 3 은 전극, 4 는 이상입자 성장의 구동력 증가처리영역, 5 는 대전극, 6 은 강판이다.

이어서, 얻어진 코일은 최종 마무리 소둔으로서, N₂중에서 850 ℃ 까지 30 ℃/h 의 승온속도로 승온시켜 850 ℃ 로 25 시간 유지한 후, 25 % 의 N₂와 75 % 의 H₂의 혼합분위기중에서 15 ℃/h 의 승온속도로 1200 ℃ 까지 승온시키고, 다시 H₂ 중에서 5 시간 유지한 후에 강온시켰다.

그 후, 이들 코일은 미반응 소둔 분리제를 제거한 후, 50 % 콜로이달실리카를 함유하는 장력코팅을 도포하여 베이킹하고, 플라즈마 제트로 자구 세분화 처리를 실시하여 제품으로 하였다.

여기서, 플라즈마 제트의 조사는 판폭방향으로 선형상으로 조사폭 : 0.05 ㎜, 압연방향에 대한 반복간격 ; 5 ㎜ 의 조건으로 실시하였다.

이들 강판을 사용하여 슬릿가공, 전단가공, 적층고정가공을 실시하고, 각각 다리폭 : 250 ㎜, 높이 : 900 ㎜, 두께 : 300 ㎜ 의 3 상 (相) 의 변압기를 각 2 대씩 제조하였다. 이 때, 1 대는 가능한 한 변형이 가해지지 않도록 제조하고, 다른 1 대는 변형부여의 효과를 실험적으로 평가하기 위하여, 가공시에 50 ㎜ 직경의 구체를 가지는 캐스터를 5 ㎏ 의 하중으로 눌러 의도적으로 변형을 부여하여 제조하였다.

이들 변압기의 철손특성과 실기화 인자의 값에 대하여 조사한 결과를 재료의 자기특성에 대하여 조사한 결과와 함께 표 4 에 나타낸다.

또한, 표 4 에는 재료를 매크로 에칭하여 측정한 3 ㎜ 이하의 결정립의 개수비율과 3 ㎜ 를 넘는 결정립의 평균입경 (D) 에 대한 조사결과도 함께 나타낸다.

입자성장 구동력의 증가처리	제품자성	제품 매크로 조직	변압기 철손 W_17/50
	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자비율(%)	3㎜ 를 넘는 결정립의 평균입경 D(㎜)	무변형가공	변형부여가공
	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자비율(%)	3㎜ 를 넘는 결정립의 평균입경 D(㎜)	(W/㎏)	실기화 인자	(W/㎏)	실기화 인자
있음(발명예)	1.978	0.673	89.5	17.3	0.787	1.17	0.794	1.18
없음(비교예)	1.982	0.672	23.2	34.7	0.860	1.28	1.062	1.58

표 4 에서 알 수 있는 바와 같이 본 발명의 방향성 전자강판을 사용한 변압기의 실기특성은, 실기화 인자도 낮고 내변형특성도 매우 양호하여 실제 변압기의 철심재료로서 매우 뛰어났다.

실시예 2

C : 0.08 wt%, Si : 3.35 wt%, Mn : 0.07 wt%, Al : 0.02 wt%, Bi : 0.005 wt% 및 N : 0.008 wt% 를 함유하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강슬래브를 1400 ℃ 로 가열한 후, 통상의 방법으로 2.6 ㎜ 두께의 열연강판으로 하였다. 이어서, 1100 ℃ 에서 30 초의 열연판 소둔후, 산세척하고 250 ℃ 의 강판온도에서의 온간압연으로 0.34 ㎜ 의 최종 판두께로 하였다. 이어서 탈지처리후, 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔을 실시한 후에 강판을 2 분할하여, 일측은 그대로 MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (비교예). 또한 나머지 일측은 2 차 재결정립의 성장억제를 위하여 강판표면에 0.1 ∼ 2.0 ㎜ 사이즈의 영역에 Sn 을 부착시켰다. 이 Sn 의 부착은 Sn 의 용융액 방울을 강판표면에 비산시킴으로써 실시하였다. 그 후, 마찬가지로 MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (발명예).

그 후, 얻어진 코일은 최종 마무리 소둔으로서 N₂중에서 850 ℃ 까지 30 ℃/h 의 승온속도로 승온시키고, 이어서 25 % 의 N₂와 75 % 의 H₂의 혼합분위기중에서 15 ℃/h 의 승온속도로 1200 ℃ 까지 승온시키고, 다시 H₂ 중에서 5 시간 유지한 후에 강온시켰다.

그 후, 이들 코일은 미반응 소둔 분리제를 제거한 후, 50 % 의 콜로이달실리카를 함유하는 장력코팅을 도포하여 베이킹하고, 플라즈마 제트로 자구 세분화 처리를 실시하여 제품으로 하였다.

이들 강판을 사용하여 슬릿가공, 전단가공, 적층고정가공을 실시하고, 각각 다리폭 : 300 ㎜, 높이 : 1100 ㎜, 두께 : 250 ㎜ 의 3 상의 변압기를 각 2 대씩 제조하였다. 이 때, 1 대는 가능한 한 변형이 가해지지 않도록 제조하고, 다른 1 대는 변형부여의 효과를 실험적으로 평가하기 위하여, 이들의 가공시에 50 ㎜ 직경의 구체를 가지는 캐스터를 5 ㎏ 의 하중으로 눌러 의도적으로 변형을 부여하여 제조하였다.

이들 변압기의 철손특성과 실기화 인자의 값에 대하여 조사한 결과를 재료의 자기특성에 대하여 조사한 결과와 함께 표 5 에 나타낸다.

또한, 표 5 에는 재료를 매크로 에칭하여 측정한 3 ㎜ 이하의 결정립의 개수비율과 평균입경에 대한 조사결과도 함께 나타낸다.

점형상 방전1 차입자조대화 처리	제품자성	제품 매크로 조직	변압기 철손 W_17/50
	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자 비율 (%)	평균입경(㎜)	무변형가공	변형부여가공
	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자 비율 (%)	평균입경(㎜)	(W/㎏)	실기화 인자	(W/㎏)	실기화 인자
있음(발명예)	1.983	1.073	86.5	17.3	1.245	1.16	1.255	1.17
없음(비교예)	1.984	1.066	14.7	38.6	1.354	1.27	1.354	1.63

표 5 에서 알 수 있는 바와 같이 본 발명의 방향성 전자강판을 사용한 변압기의 실기특성은, 실기화 인자도 낮고 내변형특성도 매우 양호하여 실제 변압기의 철심재료로서 매우 뛰어났다.

실시예 3

표 6 에 나타내는 성분조성으로 이루어지는 강슬래브를 1430 ℃ 로 가열한 후, 통상의 방법으로 2.66 ㎜ 두께의 열연강판으로 하였다. 이어서, 1000 ℃ 에서 30 초의 열연판 소둔후, 산세척하여 1.8 ㎜ 두께로 냉간압연한 후, 1050 ℃ 에서 50 초간의 중간처리를 실시하고, 230 ℃ 의 강판온도에서의 온간압연으로 0.26 ㎜ 의 최종 판두께로 하였다. 이어서 탈지처리후, 자구 세분화 처리로서 50 ㎛ 의 폭으로 깊이 : 25 ㎛ 의 홈을 코일 폭방향에서 15°각도의 선형상으로 코일 길이방향의 반복피치 : 4 ㎜ 의 조건으로 형성한 후, 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔을 실시하였다.

이어서, 이 강판을 2 분할하여, 일측은 그대로 MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (비교예).

또한 나머지 일측에는 강판표면에 1.5 ㎜ 사이즈의 영역에 Fe₂O₃의 분말을 부착시켜 인히비터의 억제력 소실영역을 형성하였다. 그리고, 이러한 영역은 코일 길이방향의 피치 : 5 ㎜, 폭방향의 피치 : 10 ㎜ 로 반복하여 형성하였다. 그 후, 마찬가지로 MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (발명예).

이들 코일은 최종 마무리 소둔으로서, N₂중에서 850 ℃ 까지 30 ℃/h 의 승온속도로 승온시켜 850 ℃ 로 25 시간 유지한 후, 25 % 의 N₂와 75 % 의 H₂의 혼합분위기중에서 15 ℃/h 의 승온속도로 1200 ℃ 까지 승온시키고, 다시 H₂ 중에서 5 시간 유지한 후에 강온시켰다.

그 후, 이들 코일은 미반응 소둔분리제를 제거한 후, 50 % 콜로이달실리카를 함유하는 장력코팅을 도포하고 베이킹하여 제품으로 하였다.

이들 강판을 사용하여 슬릿가공, 전단가공, 적층고정가공을 실시하고, 각각 다리폭 : 200 ㎜, 높이 : 800 ㎜, 두께 : 350 ㎜ 의 3 상의 변압기를 각 2 대씩 제조하였다. 이 때, 1 대는 가능한 한 변형이 가해지지 않도록 제조하고, 다른 1 대는 변형부여의 효과를 실험적으로 평가하기 위하여, 이들의 가공시에 50 ㎜ 직경의 구체를 가지는 캐스터를 5 ㎏ 의 하중으로 눌러 의도적으로 변형을 부여하여 제조하였다.

이들 변압기의 철손특성과 실기화 인자의 값에 대하여 조사한 결과를 재료의 자기특성에 대하여 조사한 결과와 함께 표 7 에 나타낸다.

또한, 표 7 에는 재료를 매크로 에칭하여 측정한 3 ㎜ 이하의 결정립의 개수비율과 평균입경에 대한 조사결과도 함께 나타낸다.

강종	성 분 조 성 (%)*
강종	C	Si	Mn	P	Al	S	Se	Sb	Bi	Te	B	N
AⅠ	0.075	3.34	0.07	0.002	0.023	0.003	0.02	0.05	tr	0.015	3	85
AⅡ	0.082	3.35	0.07	0.005	0.022	0.005	0.02	tr	0.008	tr	2	82
AⅢ	0.085	3.32	0.07	0.002	0.026	0.003	0.02	tr	tr	tr	15	84
AⅣ	0.079	3.36	0.07	0.003	0.005	0.004	0.02	tr	tr	tr	35	55
* : B, N 은 ppm

강종	1차입자조대화처리	제품자성	제품 매크로 조직	변압기 철손 W_17/50	비고
강종	1차입자조대화처리	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하개수비율(%)	비고	평균입경(㎜)	무변형가공실기화인자	변형가공실기화인자
AⅠ	있음	1.932	0.684	87.2	21.5	1.15	1.16	발명예
AⅠ	없음	1.933	0.685	20.3	42.3	1.28	1.49	비교예
AⅡ	있음	1.945	0.673	80.5	14.7	1.16	1.16	발명예
AⅡ	없음	1.946	0.674	22.7	45.5	1.28	1.52	비교예
AⅢ	있음	1.936	0.683	85.3	19.8	1.14	1.14	발명예
AⅢ	없음	1.934	0.684	24.2	39.6	1.27	1.46	비교예
AⅣ	있음	1.902	0.783	89.8	13.2	1.12	1.13	발명예
AⅣ	없음	1.904	0.784	32.4	27.5	1.27	1.45	비교예

표 7 에서 알 수 있는 바와 같이 본 발명의 방향성 전자강판을 사용한 변압기의 실기특성은, 실기화 인자도 낮고 내변형특성도 매우 양호하여 실제 변압기의 철심재료로서 매우 뛰어났다.

실시예 4

C : 0.08 wt%, Si : 3.35 wt%, Mn : 0.07 wt%, Al : 0.02 wt%, Sb : 0.05 wt%, Te : 0.006 wt% 및 N : 0.008 wt% 를 함유하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강슬래브를, 1390 ℃ 로 가열한 후, 통상의 방법으로 2.2 ㎜ 의 열연강판으로 하였다. 이어서, 1000 ℃ 에서 30 초의 열연판 소둔후, 산세척하여 1.5 ㎜ 두께로 냉간압연하였다. 그 후, 1080 ℃ 에서 50 초간의 중간처리를 실시한 후에 200 ℃ 의 강판온도에서의 온간압연으로 0.22 ㎜ 의 최종 판두께로 하였다. 이어서, 탈지처리후, 850 ℃ 에서 2 분간 탈탄소둔을 실시한 후, MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고 나서 최종 마무리 소둔을 실시하였다.

최종 마무리 소둔은 N₂중에서 850 ℃ 까지 30 ℃/h 의 승온속도로 승온시켜 850 ℃ 로 25 시간 유지한 후, 25 % 의 N₂와 75 % 의 H₂의 혼합분위기중에서 15 ℃/h 의 승온속도로 1200 ℃ 까지 승온시키고, 다시 H₂ 중에서 5 시간 유지한 후에 강온시켰다.

이어서, 얻어진 코일은 미반응 소둔 분리제를 제거한 후, 3 분할하여, 1 개는 그대로 50 % 콜로이달실리카를 함유하는 장력코팅을 도포한 후에 800 ℃ 에서 베이킹하였다 (비교예).

다른 1 개는 강판표면에 2.5 ㎜ 사이즈의 영역에 압압을 가하는 변형도입처리를 실시하였다 (발명예 A1).

또한 나머지 1 개는 동일한 변형도입처리를 가하고 자구 세분화 처리를 위하여 돌기 롤로 판폭방향으로 폭 : 0.5 ㎜ 의 선형상으로 연장된 변형부여영역을 형성하였다 (발명예 A2). 이들 코일도 비교예와 동일한 50 % 콜로이달실리카를 함유하는 장력코팅을 도포한 후, 800 ℃ 에서 베이킹하여 제품으로 하였다.

이들 강판을 사용하여 슬릿가공, 전단가공, 적층고정가공을 실시하고, 각각 다리폭 : 250 ㎜, 높이 : 900 ㎜, 두께 : 300 ㎜ 의 3 상의 변압기를 각 2 대씩 제조하였다. 이 때, 1 대는 가능한 한 변형이 가해지지 않도록 제조하고, 다른 1 대는 변형부여의 효과를 실험적으로 평가하기 위하여, 이들의 가공시에 50 ㎜ 직경의 구체를 가지는 캐스터를 5 ㎏ 의 하중으로 눌러 의도적으로 변형을 부여하여 제조하였다.

이들 변압기의 철손특성과 실기화 인자의 값에 대하여 조사한 결과를 재료의 자기특성에 대하여 조사한 결과와 함께 표 8 에 나타낸다.

또한, 표 8 에는 재료를 매크로 에칭하여 측정한 3 ㎜ 이하의 결정립의 개수비율과 평균입경에 대한 조사결과도 함께 나타낸다.

점형상 방전1 차입자조대화 처리	제품자성	제품 매크로 조직	변압기 철손 W_17/50
	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자 비율 (%)	평균입경(㎜)	무변형가공	변형부여가공
	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자 비율 (%)	평균입경(㎜)	(W/㎏)	실기화 인자	(W/㎏)	실기화 인자
있음(발명예 A1)	1.965	0.683	81.3	15.8	0.779	1.14	0.785	1.15
있음(발명예 A2)	1.953	0.665	82.7	16.2	0.758	1.14	0.765	1.15
없음(비교예)	1.967	0.685	28.4	31.3	0.863	1.26	1.007	1.47

표 8 에 나타낸 바와 같이 본 발명의 방향성 전자강판을 사용한 변압기의 실기특성은, 실기화 인자도 낮고 내변형특성도 매우 양호하여 실제 변압기의 철심재료로서 뛰어났다.

또한, 발명예 A2 에서는 매크로 에칭후의 조직에 있어서 돌기 롤로 선형상으로 변형을 부여한 영역에 강판 판두께의 1/2 에 도달하지 않는 사이즈의 다수의 결정립군이 선형상으로 보였다.

실시예 5

C : 0.08 wt%, Si : 3.40 wt%, Mn : 0.04 wt%, Al : 0.02 wt%, Cu : 0.15 wt%, Mo : 0.010 wt%, Bi : 0.005 wt% 및 N : 0.008 wt% 를 함유하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강슬래브를 1410 ℃ 로 가열한 후, 통상의 방법으로 2.6 ㎜ 두께의 열연강판으로 하였다. 이어서, 1125 ℃ 에서 30 초의 균열처리와 미스트수(水)의 분사에 의한 40 ℃/s 의 급랭으로 이루어지는 열연판 소둔을 실시한 후, 산세척하고 250 ℃ 의 강판온도에서의 온간압연으로 0.34 ㎜ 의 최종 판두께로 하였다. 이어서 탈지처리후, 강판을 3 분할하여 1 개는 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔을 실시한 후, MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (비교예 1). 또 다른 1 개는 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔을 실시할 때, 850 ℃ 로 승온시킨 직후에 도 14 에 나타내는 형상의 세라믹제 롤을 강판의 주행속도와 동기시켜 회전시키면서 강판을 압압하고, 도 11 에 나타내는 바와 같은 패턴으로 폭 : 2.0 ㎜ 의 판폭방향으로 연장되는 선형상의 이상입자 성장의 구동력 증가처리를 압연방향으로 20 ㎜ 의 반복피치로 실시하였다. 탈탄소둔후, 비교예 1 과 마찬가지로 MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (비교예2). 나머지 1 개는 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔을 실시할 때, 마찬가지로 850 ℃ 로 승온시킨 직후에 도 13 에 나타낸 형상의 세라믹제 롤을 강판의 주행속도와 동기시켜 회전시키면서 강판을 압압하고, 도 10 에 나타내는 바와 같은 패턴으로 2.0 ㎜ 사이즈의 국소적인 입자성장의 구동력 증가처리를 강판에 실시하였다. 그리고, 이와 같은 처리를 코일 길이방향의 피치 : 25 ㎜, 폭방향의 피치 : 20 ㎜ 로 반복하여 실시하였다.

그리고, 도 13 에 있어서 7 은 작은 돌기, 도 14 에 있어서 8 은 선형상 돌기이다.

도 15 에 작은 돌기로 압압된 부분의 표면형상의 예를 3 차원 조도표시로 나타낸다.

이들 코일은 최종 마무리 소둔으로서 N₂중에서 850 ℃ 까지 30 ℃/h 의 승온속도로 승온시키고, 이어서 25 % 의 N₂와 75 % 의 H₂의 혼합분위기중에서 15 ℃/h 의 승온속도로 1200 ℃ 까지 승온시키고, 다시 H₂ 중에서 5 시간 유지한 후에 강온시켰다.

그 후, 이들 코일은 미반응 소둔 분리제를 제거한 후, 50 % 콜로이달실리카를 함유하는 장력코팅을 도포하고 베이킹하여 제품으로 하였다.

이들 강판을 사용하여 슬릿가공, 전단가공, 적층고정가공을 실시하고, 각각 다리폭 : 300 ㎜, 높이 : 1100 ㎜, 두께 : 250 ㎜ 의 3 상의 변압기를 각 2 대씩 제조하였다. 이 때, 1 대는 가능한 한 변형이 가해지지 않도록 제조하고, 다른1 대는 변형부여의 효과를 실험적으로 평가하기 위하여, 가공시에 50 ㎜ 직경의 구체를 가지는 캐스터를 5 ㎏ 의 하중으로 눌러 의도적으로 변형을 부여하여 제조하였다.

이들 변압기의 철손특성과 실기화 인자의 값에 대하여 조사한 결과를 재료의 자기특성에 대하여 조사한 결과와 함께 표 9 에 나타낸다.

또한, 표 9 에는 재료를 매크로 에칭하여 측정한 3 ㎜ 이하의 결정립의 개수비율과 평균입경에 대한 조사결과도 함께 나타낸다.

입자성장 구동력의 증가처리	제품자성	제품 매크로 조직	변압기 철손 W_17/50
	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자비율(%)	평균입경(㎜)	무변형가공	변형부여가공
	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자비율(%)	평균입경(㎜)	(W/㎏)	실기화 인자	(W/㎏)	실기화 인자
있음(발명예)	1.983	1.126	86.5	17.3	1.306	1.16	1.317	1.17
없음(비교예)	1.984	1.254	14.7	38.6	1.605	1.28	2.069	1.65

표 9 에서 알 수 있는 바와 같이, 이상입자 성장의 구동력 증가처리를 실시한 영역이 선형상인 비교예 2 에서는, 제품의 자속밀도가 대폭 저하되었으며, 또한 실기화 인자도 높아서 변압기 특성이 떨어졌다.

이에 비하여 본 발명의 방향성 전자강판을 사용한 변압기의 실기특성은, 실기화 인자도 낮고 내변형특성도 매우 양호하여 실제 변압기의 철심재료로서 매우 뛰어났다.

실시예 6

표 10 에 나타내는 성분조성으로 이루어지는 강슬래브를 1430 ℃ 로 가열한 후, 통상의 방법으로 2.66 ㎜ 두께의 열연강판으로 하였다. 이어서, 1000 ℃ 에서 30 초의 열연판 소둔후, 산세척하여 1.8 ㎜ 두께로 냉간압연한 후, 1050 ℃ 에서 50 초간 중간처리를 실시하고, 230 ℃ 의 강판온도에서의 온간압연으로 0.26 ㎜ 의 최종 판두께로 하였다. 이어서 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔을 실시하였다.

또한 나머지 일측에는 도 13 에 나타낸 형상의 고(高) C 담금질 강제의 롤을 강판의 주행속도와 동기시켜 회전시키면서 강판을 압압하고, 도 9 에 나타내는 바와 같은 패턴으로 최대 변형량으로서 0.15 를 가지는 1.5 ㎜ 사이즈의 영역에 대하여 국소적인 입자성장의 구동력 증가처리를 강판에 실시하였다. 그리고, 이와 같은 영역을 코일 길이방향의 피치 : 25 ㎜, 폭방향의 피치 : 20 ㎜ 로 반복하여 형성하였다. 그 후, 마찬가지로 MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (발명예).

이들 코일은 최종 마무리 소둔으로서 N₂중에서 850 ℃ 까지 30 ℃/h 의 승온속도로 승온시켜 850 ℃ 로 25 시간 유지한 후, 25 % 의 N₂와 75 % 의 H₂의 혼합분위기중에서 15 ℃/h 의 승온속도로 1200 ℃ 까지 승온시키고, 다시 H₂ 중에서 5 시간 유지한 후에 강온시켰다.

이들 변압기의 철손특성과 실기화 인자의 값에 대하여 조사한 결과를 재료의 자기특성에 대하여 조사한 결과와 함께 표 11 에 나타낸다.

또한, 표 11 에는 재료를 매크로 에칭하여 측정한 3 ㎜ 이하의 결정립의 개수비율과 평균입경에 대한 조사결과도 함께 나타낸다.

강종	성 분 조 성 (%)*
강종	C	Si	Mn	P	Al	S	Se	Sb	Bi	Te	B	N
BⅠ	0.075	3.34	0.07	0.002	0.023	0.003	0.02	0.05	tr	0.015	3	85
BⅡ	0.082	3.35	0.07	0.005	0.022	0.015	tr	tr	0.25	tr	2	82
BⅢ	0.085	3.32	0.07	0.002	0.026	0.003	0.02	tr	tr	tr	15	84
BⅣ	0.079	3.36	0.07	0.003	0.005	0.014	tr	tr	tr	tr	25	65
* : B, N 은 ppm

강종	입자성장 구동력의 증가처리	제품자성	제품 매크로 조직	변압기 철손 W_17/50	비고
강종	입자성장 구동력의 증가처리	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하개수비율(%)	비고	평균입경(㎜)	무변형가공실기화인자	변형부여가공실기화인자
BⅠ	있음	1.928	0.723	79.1	12.4	1.15	1.16	발명예
BⅠ	없음	1.927	0.806	25.7	23.6	1.24	1.37	비교예
BⅡ	있음	1.947	0.705	84.6	14.7	1.16	1.16	발명예
BⅡ	없음	1.946	0.784	12.1	47.2	1.26	1.49	비교예
BⅢ	있음	1.932	0.735	87.1	13.2	1.15	1.16	발명예
BⅢ	없음	1.930	0.818	13.7	33.8	1.29	1.44	비교예
BⅣ	있음	1.932	0.747	91.9	8.3	1.14	1.14	발명예
BⅣ	없음	1.934	0.832	33.2	17.9	1.26	1.41	비교예

표 11 에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 방향성 전자강판을 사용한 변압기의 실기특성은, 실기화 인자도 낮고 내변형특성도 매우 양호하여 실제 변압기의 철심재료로서 매우 뛰어났다.

실시예 7

C : 0.08 wt%, Si : 3.40 wt%, Mn : 0.09 wt%, Al : 0.02 wt%, Cu : 0.05 wt%, Nb : 0.005 wt%, Ni : 0.2 wt%, Sb : 0.045 wt% 및 N : 0.008 wt% 를 함유하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강슬래브를 1430 ℃ 로 가열한 후, 통상의 방법으로 2.2 ㎜ 두께의 열연강판으로 하였다. 이어서, 산세척후 냉간압연에 의하여 1.5 ㎜ 의 중간두께로 한 후, 1100 ℃ 에서 30 초의 균열처리와 미스트수의 분사에 의한 40 ℃/s 의 급랭으로 이루어지는 중간소둔을 실시하고, 이어서 산세척후, 250 ℃ 의 강판온도에서의 온간압연에 의하여 0.22 ㎜ 의 최종 판두께로 하였다. 이어서 탈지처리후, 강판을 2 분할하여 일측은 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔을 실시한 후, SiO₂를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (비교예).

또한, 나머지 일측 강판은 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔후, 펄스 레이저를조사하여, 강판표면에 2.0 ㎜ 사이즈로 0.01 ∼ 0.08 의 변형을 가지는 입자성장의 구동력 증가처리를 강판에 실시한 영역을, 2 ∼ 30 ㎜ 간격으로 이산적으로 강판에 형성하였다. 이어서, 비교예와 마찬가지로 SiO₂를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (발명예).

이들 코일은 최종 마무리 소둔으로서 N₂중에서 850 ℃ 까지 30 ℃/h 의 승온속도로 승온시켜 850 ℃로 25 시간 유지한 후, 25 % 의 N₂와 75 % 의 H₂의 혼합분위기중에서 15 ℃/h 의 승온속도로 1200 ℃ 까지 승온시키고, 다시 H₂ 중에서 5 시간 유지한 후에 강온시켰다. 그리고, 이와 같이 하여 얻어진 코일에는 표면산화물 피막의 생성은 보이지 않았다.

그 후, B₂O₃를 함유하는 장력코팅을 도포하고 베이킹하여 제품으로 하였다.

이들 강판을 사용하여 슬릿가공, 전단가공, 적층고정가공을 실시하고, 각각 다리폭 : 300 ㎜, 높이 : 1100 ㎜, 두께 : 250 ㎜ 의 3 상의 변압기를 각 2 대씩 제조하였다. 이 때, 1 대는 가능한 한 변형이 가해지지 않도록 제조하고, 다른 1 대는 변형부여의 효과를 실험적으로 평가하기 위하여 가공시에 50 ㎜ 직경의 구체를 가지는 캐스터를 5 ㎏ 의 하중으로 눌러 의도적으로 변형을 부여하여 제조하였다.

이들 변압기의 철손특성과 실기화 인자의 값에 대하여 조사한 결과를 재료의 자기특성에 대하여 조사한 결과와 함께 표 12 에 나타낸다.

또한, 표 12 에는 재료를 매크로 에칭하여 측정한 3 ㎜ 이하의 결정립의 개수비율과 평균입경에 대한 조사결과도 함께 나타낸다.

점형상 방전1 차입자조대화 처리	제품자성	제품 매크로 조직	변압기 철손 W_17/50
	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자 비율 (%)	평균입경(㎜)	무변형가공	변형부여가공
	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자 비율 (%)	평균입경(㎜)	(W/㎏)	실기화 인자	(W/㎏)	실기화 인자
있음(발명예)	1.978	0.623	85.4	13.2	0.729	1.17	0.735	1.18
없음(비교예)	1.976	0.684	11.8	42.6	0.862	1.26	0.971	1.42

표 12 에 나타낸 바와 같이 본 발명의 방향성 전자강판을 사용한 변압기의 실기특성은, 실기화 인자도 낮고 내변형특성도 매우 양호하여 실제 변압기의 철심재료로서 매우 뛰어났다.

실시예 8

C : 0.08 wt%, Si : 3.40 wt%, Mn : 0.04 wt%, Al : 0.02 wt%, Cu : 0.15 wt%, Ni : 0.10 wt%, Bi : 0.005 wt%, Sb : 0.04 wt% 및 N : 0.008 wt% 를 함유하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강슬래브를 1430 ℃ 로 가열한 후, 통상의 방법으로 2.6 ㎜ 두께의 열연강판으로 하였다. 이어서, 750 ℃ 에서 3 초의 균열처리로 이루어지는 탄화물 조정처리를 실시하고, 산세척한 후, 냉연압연으로 1.8 ㎜ 의 중간두께로 한 후, 1125 ℃ 에서 30 초의 균열처리와 미스트수의 분사에 의한 40 ℃/s 의 급랭으로 이루어지는 중간소둔을 실시하였다.

이어서 산세척후, 230 ℃ 의 강판온도에서의 온간압연으로 0.26 ㎜ 의 최종판두께로 하였다. 이어서 탈지처리후, 강판을 5 분할하고, 1 개는 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔을 실시한 후, MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (비교예).

또한, 나머지 4 개는 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔을 실시할 때, 850 ℃ 로 승온시킨 직후에 도 12 에 나타낸 형상의 세라믹제 롤을 강판 주행속도와 동기시켜 회전시키면서 강판을 압압하고, 도 10 에 나타내는 바와 같은 패턴으로 2.0 ㎜ 사이즈의 국소적인 입자성장의 구동력 증가처리를 코일 길이방향의 피치 : 25 ㎜, 폭방향의 피치 : 20 ㎜ 로 강판에 실시하였다. 이 때, 3 개의 코일에 대해서는 탈탄소둔 전에 강판표면에 도 15 에 나타내는 선형상 돌기를 가지는 세라믹제 롤을 주행하는 코일과 동기시켜 회전시키고, 2 개는 깊이 : 5 ㎛, 폭 : 100 ㎛ 의 판폭방향으로 연장하고, 압연방향의 피치 : 5 ㎜ 홈을, 또한 다른 1 개는 깊이 : 30 ㎛, 폭 : 500 ㎛ 의 판폭방향으로 연장하고, 압연방향의 피치 : 2 ㎜ 홈을 형성하였다. 탈탄소둔후, 이들 4 코일은 비교예와 마찬가지로 MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (발명예).

그 후, 이들 코일은 미반응 소둔 분리제를 제거한 후, 50 % 의 콜로이달실리카를 함유하는 장력코팅을 도포하고 베이킹하여 제품으로 하였다. 단, 깊이 : 5 ㎛ 의 홈을 형성한 2 개의 코일중, 1 개에 대해서는 장력코팅을 도포하고 베이킹한 후, 0.1 ㎜ 직경의 레이저 빔을 0.3 ㎜ 간격으로 판폭방향으로 조사하여 (압연방향에 있어서의 피치 : 10 ㎜), 선형상의 국소 변형영역을 형성하였다.

이들 강판을 사용하여 슬릿가공, 전단가공, 적층고정가공을 실시하고, 각각 다리폭 : 300 ㎜, 높이 : 1100 ㎜, 두께 : 250 ㎜ 의 3 상의 변압기를 각 2 대씩 제조하였다. 이 때, 1 대는 가능한 한 변형이 가해지지 않도록 제조하고, 다른 1 대는 변형부여의 효과를 실험적으로 평가하기 위하여, 가공시에 50 ㎜ 직경의 구체를 가지는 캐스터를 5 ㎏ 의 하중으로 눌러 의도적으로 변형을 부여하여 제조하였다.

이들 변압기의 철손특성과 실기화 인자의 값에 대하여 조사한 결과를 재료의 자기특성에 대하여 조사한 결과와 함께 표 13 에 나타낸다.

또한, 표 13 에는 재료를 매크로 에칭하여 측정한 3 ㎜ 이하의 결정립의 개수비율과 3 ㎜ 를 넘는 결정립의 평균입경 (D) 에 대한 조사결과도 함께 나타낸다.

그리고, 변압기의 철손측정을 위한 Bm 으로서는, 이들 제품의 D 값의 평균치 = 56 ㎜ 로부터, Bm = 0.2 × log₁₀56 ＋ 1.4 = 1.75 로부터, Bm = 1.75 T 에 있어서의 값으로 하였다.

입자성장 구동력의 증가처리 의 유무	홈합계용적율VlogV	국소변형부여의 영역비SlogS	제품자성	제품 매크로 조직	변압기 철손의 실기화 인자	비고
입자성장 구동력의 증가처리 의 유무	홈합계용적율VlogV	국소변형부여의 영역비SlogS	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자비율 (%)	비고	3㎜ 이상인 결정립의 평균입경D(㎜)	무변형가공시의 실기화인자	변형부여가공시의 실기화인자
없음	없음	없음	1.986	1.012	18.3	56.3	1.28	1.75	비교예
있음	없음	없음	1.985	0.926	85.7	55.4	1.19	1.21	비교예
	7.2×10^-4-3.14	없음	1.923	0.783	88.2	55.8	1.15	1.17	발명예
	7.2×10^-4-3.14	2.6×10^-3-2.59	1.924	0.762	84.3	56.1	1.14	1.15	발명예
	5.1×10^-3-2.29	없음	1.912	0.827	87.6	56.4	1.17	1.26	발명예

표 13 에서 알 수 있는 바와 같이, 이상입자 성장의 구동력 증가처리를 실시한 발명예는 제품의 철손이 비교예에 비하여 대폭 저하되었으며, 또한 실기화 인자도 낮아서 변압기 특성이 뛰어났다.

특히, 홈의 용적을 평균입경 (D) 에 대하여 적정한 범위로 한 경우에는, 변압기의 실기화 인자가 가장 작고 내변형특성도 매우 양호하여 실제 변압기의 철심재료로서 매우 뛰어났다.

실시예 9

C : 0.05 wt%, Si : 3.15 wt%, Mn : 0.35 wt%, Al : 0.017 wt%, Sb : 0.005 wt%, B : 0.0005 wt% 및 N : 0.008 wt% 를 함유하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강슬래브를 1180 ℃ 로 가열한 후, 통상의 방법으로 2.4 ㎜ 두께의 열연강판으로 하였다. 이어서, 800 ℃ 에서 30 초의 열연판 소둔을 실시하고, 산세척후, 195 ℃ 의 강판온도에서의 온간압연으로 0.34 ㎜ 의 최종 판두께로 하였다. 이어서 탈지처리후, 820 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔을 실시하였다.

이어서, 이 강판을 4 분할하여 1 개는 1000 ℃ 에서 3 분간의 2 차 재결정 소둔을 실시한 후, 코팅처리액을 도포하고 베이킹하여 제품으로 하였다 (비교예).

또 나머지 3 코일은 1000 ℃, 3 분간의 2 차 재결정 소둔 도중, 2 차 재결정 개시전의 승온과정에서, 로 (爐) 내에서 스폿 레이저를 조사하여 도 10 에 나타내는 바와 같은 패턴으로 2.5 ㎜ 사이즈의 국소영역에 대하여 입자성장의 구동력 증가처리를 강판에 실시하였다. 그리고, 이와 같은 영역을 코일 길이방향의 피치 : 30 ㎜, 폭방향의 피치 : 25 ㎜ 로 반복하여 형성하였다. 그 후, 코팅처리액을 도포하고 베이킹하여 제품으로 하였으나, 3 코일중 2 개에 대해서는 코팅처리액 도포전에 화학연마하여, 강판의 표면조도를 1 개는 0.07 ㎛, 다른 1 개는 0.26 ㎛ 로 하였다.

이들 강판을 사용하여 슬릿가공, 전단가공, 적층고정가공을 실시하고, 각각 다리폭 : 200 ㎜, 높이 : 800 ㎜, 두께 : 350 ㎜ 의 3 상의 변압기를 각 2 대씩 제조하였다. 이 때, 1 대는 가능한 한 변형이 가해지지 않도록 제조하고, 다른 1 대는 변형부여의 효과를 실험적으로 평가하기 위하여, 가공시에 50 ㎜ 직경의 구체를 가지는 캐스터를 5 ㎏ 의 하중으로 눌러 의도적으로 변형을 부여하여 제조하였다.

이들 변압기의 철손특성과 실기화 인자의 값에 대하여 조사한 결과를 재료의자기특성에 대하여 조사한 결과와 함께 표 14 에 나타낸다.

또한, 표 14 에는 재료를 매크로 에칭하여 측정한 3 ㎜ 이하의 결정립의 개수비율과 3 ㎜ 를 넘는 결정립의 평균입경 (D) 에 대한 조사결과도 함께 나타낸다.

그리고, 변압기의 철손특정을 위한 Bm 으로서는, 이들 제품의 D 값의 평균치 = 10 ㎜ 로부터, Bm = 0.2 × log₁₀10 ＋ 1.4 = 1.60 으로부터, Bm = 1.60 T 에 있어서의 값으로 하였다.

입자성장 구동력의 증가처리의 유무	강판금속표면조도Ra(㎛)	제품자성	제품 매크로 조직	변압기 철손의 실기화 인자	비고
입자성장 구동력의 증가처리의 유무	강판금속표면조도Ra(㎛)	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자 비율(%)	비고	3㎜ 이상인 결정립의 평균입경D(㎜)	무변형가공시의 실기화인자	변형부여가공시의 실기화인자
없음	0.78	1.886	1.17	18.3	9.5	1.24	1.65	비교예
없음	0.74	1.882	1.12	79.9	10.2	1.17	1.20	발명예
있음	0.07	1.904	1.06	80.5	10.1	1.13	1.14	발명예
있음	0.26	1.897	1.11	81.3	10.3	1.16	1.19	발명예

표 14 에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 따른 방향성 전자강판을 사용하여 조립한 변압기의 실기특성은, 실기화 인자도 낮고 내변형특성도 매우 양호하여 실제 변압기의 철심재료로서 매우 뛰어났다.

실시예 10

C : 0.08 wt%, Si : 3.40 wt%, Mn : 0.09 wt%, Al : 0.02 wt%, Cu : 0.10wt%, Mo : 0.010 wt%, Ni : 0.2 wt%, Sb : 0.045 wt% 및 N : 0.008 wt% 를 함유하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강슬래브를 1440 ℃ 로 가열한 후, 통상의 방법으로 2.2 ㎜ 두께의 열연강판으로 하였다. 이어서 산세척후, 냉간압연에 의하여 1.8 ㎜ 의 중간두께로 한 후, 1100 ℃ 에서 30 초의 균열처리와 미스트수의 분사에 의한 40 ℃/s 의 급랭으로 이루어지는 중간 소둔후, 산세척하고 다시 200 ℃ 의 강판온도에서의 온간압연으로 0.22 ㎜ 의 최종 판두께로 하였다.

이어서 탈지처리후, 강판을 6 분할하고, 1 개는 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔을 실시한 후, MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (비교예).

또한, 나머지 5 개의 코일은 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔후, 펄스 레이저를 조사하고, 강판표면에 2.0 ㎜ 사이즈로 0.01 ∼ 0.08 의 변형을 가지는 입자성장의 구동력 증가처리를 실시한 영역을, 간격 : 2 ∼ 30 ㎜ 로 이산적이면서 국소적으로 강판에 형성하였다. 이어서, 5 코일중 3 코일은 비교예와 마찬가지로 MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였으나, 나머지 2 코일은 피막의 생성을 억제하기 위하여 SiO₂를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (발명예).

이들 코일은 최종 마무리 소둔으로서, N₂중에서 850 ℃ 까지 30 ℃/h 의 승온속도로 승온시키고, 이어서 25 % 의 N₂와 75 % 의 H₂의 혼합분위기중에서 15 ℃/h 의 승온속도로 1200 ℃ 까지 승온시키고, 다시 H₂ 중에서 5 시간 유지한 후에강온시켰다.

그 후, 이들 코일에는 B₂O₃를 함유하는 장력코팅을 도포하고 베이킹하여 제품으로 하였다.

단, 발명예 중 SiO₂를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 것은 표면산화물 피막의 생성은 보이지 않았으며, 따라서 그 후에 염화나트륨 수용액중에서 결정방위 강조처리를 실시한 후에, 상기 장력코팅을 도포하고 베이킹하였다. 이 때, 2 코일중 일측은 결정립계 단차의 평균치 : 2.5 ㎛, 타측은 0.9 ㎛ 로 하였다.

또한, 발명예 중 MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 것은 강판표면에 생성된 포오스테라이트 피막상에 상기 장력코팅을 도포하고 베이킹하였으나, 이러한 장력코팅을 도포하고 베이킹한 후, 3 코일중 2 코일은 플라즈마 제트를 판폭방향으로 선형상으로 조사하였다. 이 때, 1 개는 국소 변형영역의 폭을 0.05 ㎜ 로 하여 강판압연방향으로 15 ㎜ 의 피치로 조사 (S=3.3×10^-3) 하였으나, 다른 1 개는 국소 변형영역의 폭을 0.8 ㎜ 로 하여 강판압연방향으로 5 ㎜ 의 피치로 조사 (S=1.6×10^-1) 하였다.

이들 변압기의 철손특성과 실기화 인자의 값에 대하여 조사한 결과를 재료의 자기특성에 대하여 조사한 결과와 함께 표 15 에 나타낸다.

또한, 표 15 에는 재료를 매크로 에칭하여 측정한 3 ㎜ 이하의 결정립의 개수비율과 3 ㎜ 를 넘는 결정립의 평균입경 (D) 에 대한 조사결과도 함께 나타낸다.

그리고, 변압기의 철손측정을 위한 Bm 으로서는 이들 제품의 D 값의 평균치 = 100.5 ㎜ 로부터, Bm = 0.2 × log₁₀100.5 ＋ 1.4 = 1.80 으로부터 Bm = 1.80 T 에 있어서의 값으로 하였다.

입자성장 구동력의 증가처리의 유무	결정방위강조처리 입계단차BS(㎛)	플라즈마제트 조사 변형영역비 S	제품자성	제품 매크로 조직	변압기 철손의 실기화 인자	비고
입자성장 구동력의 증가처리의 유무	결정방위강조처리 입계단차BS(㎛)	플라즈마제트 조사 변형영역비 S	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자 비율(%)	비고	3㎜ 이상인 결정립의 평균입경D(㎜)	무변형가공시의 실기화인자	변형부여가공시의 실기화인자
없음	없음	없음	1.975	1.142	27.3	102.4	1.37	1.69	비교예
있음	없음	없음	1.973	0.926	87.1	98.5	1.21	1.24	비교예
	2.5	없음	1.969	0.913	88.5	101.2	1.19	1.21	발명예
	0.9	없음	1.976	0.901	87.3	104.1	1.17	1.19	발명예
	없음	3.3×10^-3	1.975	0.911	86.3	98.3	1.18	1.20	발명예
	없음	1.6×10^-1	1.974	0.903	85.8	98.6	1.17	1.19	발명예

표 15 에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 따른 방향성 전자강판을 사용하여 조립한 변압기의 실기특성은, 실기화 인자도 낮고 내변형특성도 매우 양호하여 실제 변압기의 철심재료로서 매우 뛰어났다.

실시예 11

C : 0.08 wt%, Si : 3.45 wt%, Mn : 0.07 wt%, Al : 0.02 wt%, Ge : 0.015 wt%, Mo : 0.010 wt%, Ni : 0.1 wt%, Sb : 0.050 wt%, Cr : 0.05 wt% 및 N : 0.008 wt% 를 함유하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강슬래브를 1400 ℃ 로 가열한 후, 통상의 방법으로 2.4 ㎜ 두께의 열연강판으로 하였다. 이어서 산세척후, 냉간압연에 의하여 1.5 ㎜ 의 중간두께로 한 후, 1100 ℃ 에서 30 초의 균열처리와 미스트수의 분사에 의한 40 ℃/s 의 급랭으로 이루어지는 중간 소둔후, 산세척하고 다시 200 ℃ 의 강판온도에서의 온간압연으로 0.17 ㎜ 의 최종 판두께로 하였다.

이어서 탈지처리후, 강판을 4 분할하여 1 개는 850 ℃ 에서 2 분간의 탈탄소둔을 실시한 후, MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다 (비교예 1).

또 다른 1 개는 탈탄소둔의 승온 직후에 도 14 에 나타낸 바와 같은 선형상 돌기를 가지는 롤을 주행하는 코일과 동기시켜 회전시킴으로써, 강판표면에 깊이 : 30 ㎛, 폭 : 35 ㎛ 의 홈을 압연방향의 피치 : 4 ㎜ 로 형성하였다 (비교예 2).

그리고, 다른 1 개는 탈탄소둔의 승온 직후에 마찬가지로 도 14 에 나타낸 바와 같은 선형상 돌기를 가지는 롤을 주행하는 코일과 동기시켜 회전시킴으로써, 강판표면에 깊이 : 10 ㎛, 폭 : 80 ㎛, 압연방향의 반복간격 : 5 ㎜ 로 홈을 형성하였다 (비교예 3).

나머지 1 개는 탈탄소둔의 승온 직후에 마찬가지로 도 14 에 나타낸 바와 같은 선형상 돌기를 가지는 롤을 주행하는 코일과 동기시켜 회전시킴으로써, 강판표면에 깊이 : 10 ㎛, 폭 : 80 ㎛, 압연방향의 반복간격 : 5 ㎜ 로 홈을 형성하고, 이어서 탈탄소둔후에 이번에는 도 13 에 나타낸 바와 같은 작은 돌기를 가지는 롤을 주행하는 코일과 동기시켜 회전시킴으로써, 강판표면에 사이즈 : 1.5 ㎜ 로 도 9 에 나타낸 바와 같은 패턴으로 압연방향으로 500 ㎜ 의 반복간격으로 국소적이고 이산적으로 0.03 ∼ 0.15 의 변형을 가지는 이상입자 성장의 구동력 증가처리를 실시하였다.

이어서, 이들 3 코일에는 모두 MgO 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하였다.

이들 코일은 최종 마무리 소둔으로서 N₂중에서 850 ℃ 까지 30 ℃/h 의 승온속도로 승온시켜 850 ℃ 로 20 시간 유지한 후, 25 % 의 N₂와 75 % 의 H₂의 혼합분위기중에서 15 ℃/h 의 승온속도로 1200 ℃ 까지 승온시키고, 다시 H₂ 중에서 5 시간 유지한 후에 강온시켰다.

그 후, 이들 코일에는 콜로이달실리카를 함유하는 장력코팅을 도포하고, 평탄화 소둔을 겸하여 800 ℃ 로 베이킹하였다.

이들 변압기의 철손특성과 실기화 인자의 값에 대하여 조사한 결과를 재료의 자기특성에 대하여 조사한 결과와 함께 표 16 에 나타낸다.

또한, 표 16 에는 재료를 매크로 에칭하여 측정한 3 ㎜ 이하의 결정립의 개수비율과 3 ㎜ 를 넘는 결정립의 평균입경 (D) 에 대한 조사결과도 함께 나타낸다.

입자성장 구동력의 증가처리의 유무	홈합계용적비VlogV	제품자성	제품 매크로 조직	변압기 철손의 실기화 인자	비고
입자성장 구동력의 증가처리의 유무	홈합계용적비VlogV	자속밀도B₈(T)	철손W_17/50(W/㎏)	3㎜ 이하의 미세입자 비율(%)	비고	3㎜ 이상인 결정립의 평균입경D(㎜)	무변형가공시의 실기화인자	변형부여가공시의 실기화인자
없음	없음	1.957	0.956	14.9	56.4	1.25	1.36	비교예1
없음	2.6×10^-3-2.59	1.895	0.914	12.5	8.4	1.33	1.59	비교예2
있음	1.2×10^-4-3.92	1.949	0.864	17.2	58.7	1.28	1.42	비교예3
있음	1.2×10^-4-3.92	1.948	0.634	81.4	59.1	1.17	1.19	발명예

제품의 매크로 에칭 결과는, 비교예 1 과 비교예 3 은 통상의 결정조직이었으나, 비교예 2 는 탈탄승온 직후에 깊이 25 ㎛ 의 홈을 형성한 장소에서, 그 바로 아래에 홈을 따른 가늘고 긴 결정립이 생성되어 있으며, 이 입자에 의하여 통상의 2 차 재결정립이 분단되어 있었다.

이에 비하여 발명예에서는 이상입자 성장촉진 처리를 실시한 영역에 미세입자가 생성되어 있으며, 변압기의 실기특성은 물론 내변형특성도 뛰어난 재료를 얻을 수 있었다.

이와 같이 하여 본 발명에 의하면 제품강판이 가지는 뛰어난 재료특성을 변압기에 그대로 반영시킬 수 있으며, 그 결과 조립후에도 뛰어난 실기특성을 가지는 변압기를 얻을 수 있다.

Claims

Si : 1.5 ∼ 7.0 wt%,

Mn : 0.03 ∼ 2.5 wt%

를 함유하며, 또한 C, S 및 N 의 불순물로서의 혼입을 각각

C : 0.003 wt% 이하,

S : 0.002 wt% 이하,

N : 0.002 wt% 이하

로 억제한 전자강판으로서, 강판의 판두께 방향으로 관통하고 있는 결정립중, 강판표면에 있어서의 입경이 3 ㎜ 이하인 결정립의 개수비율이 65 % 이상, 98 % 이하인 것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.
제 1 항에 있어서, 판두께 방향으로 관통하며 또한 강판표면에 있어서의 입경이 3 ㎜ 이하인 결정립으로서, 인위적으로 규칙배치시킨 것을 포함하는 것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 판두께 방향으로 관통하고 있는 결정립 전체의 강판표면에서의 입경 평균치가 8 ㎜ 이상, 50 ㎜ 이하인 것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 강판표면에 자구 (磁區) 세분화 처리가 실시되어 있는 것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.
제 4 항에 있어서, 자구 세분화 처리가

(1) 강판표면에 깊이 : 50 ㎛ 이하이며 폭 : 350 ㎛ 이하인 홈을 압연방향으로 반복하여 형성하는 것,

(2) 강판 표층부에 선형상의 국소적 변형 함유영역을 압연방향으로 반복하여 형성하는 것,

(3) 강판금속 표면과 비금속 피막의 계면을 평균조도 (Ra) 로 0.3 ㎛ 이하로 평활화하는 것,

(4) 강판금속 표면에 결정방위 강조처리를 실시하는 것

중 어느 하나인 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.
제 5 항에 있어서, 강판을 구성하는 결정립중 판두께 방향으로 관통하고 있는 결정립으로 입경이 3 ㎜ 를 넘는 크기의 결정립의 평균입경을 D (㎜) 라 하였을 때,

(1) 압연방향으로 반복하여 형성하는 홈에 대하여 강판의 단위면적당 홈의 합계 용적비 (V) (단위 : ㎜) 가 다음 식 (1) 의 관계를 만족하는 범위로 되거나,

log₁₀V ≤ -2.3 － 0.01 × D … (1)

(2) 압연방향으로 반복하여 형성하는 선형상의 국소변형에 대하여 강판의 단위면적당 국소변형의 합계 영역비 (S) (단위 : 무차원) 가 다음 식 (2) 의 관계를 만족하는 범위로 되거나,

log₁₀S ≤ -0.7 ＋ 0.005 × D … (2)

(3) 강판금속 표면과 비금속 피막의 계면의 평균조도 (Ra) 에 대하여 이 Ra 가 다음 식 (3) 의 관계를 만족하는 범위로 되거나,

Ra ≤ 0.3 － 0.1 × log₁₀D … (3)

(4) 강판금속 표면에 실시되는 결정방위 강조처리에 대하여 그 입계 평균단차 (BS) 가 다음 식 (4) 의 관계를 만족하는 범위로 되는

BS ≤ 3.0 － log₁₀D … (4)

것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.
C : 0.010 ∼ 0.120 wt%, Si : 1.5 ∼ 7.0 wt% 및 Mn : 0.03 ∼ 2.5 wt% 를 함유하며, 또한 소정량의 인히비터 성분을 함유하는 조성으로 이루어지는 함규소 강슬래브를 열간압연하고, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한 후, 1 회 또는 중간소둔을 포함한 2 회 이상의 냉간압연에 의하여 최종 판두께로 하고, 그 후 1 차 재결정 소둔에 이어서 2 차 재결정 소둔을 실시하는 일련의 공정으로 방향성 전자강판을 제조할 때, 1 차 재결정 소둔 도중부터 2 차 재결정 개시까지의 사이에 있어서, 강판 내부에

1) 이상입자 성장의 구동력을 증가시킨 영역 또는

2) 인히비터 억제력 소실화 처리영역 또는

3) 2 차 재결정립 성장억제 영역

을, 강판면에 대한 투영 영역이 원 상당 직경으로 0.05 ∼ 3.0 ㎜ 인 크기로 인위적이면서 이산적(離散的)으로 형성하는 것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.
제 7 항에 있어서,

1) 이상입자 성장의 구동력을 증가시킨 영역 또는

2) 인히비터 억제력 소실화 처리영역 또는

3) 2 차 재결정립 성장억제 영역

을 규칙적으로 배치시킨 것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.
제 7 항 또는 제 8 항에 있어서, 이상입자 성장의 구동력을 증가시킨 영역이 1 차 재결정립을 미립자화한 영역 또는 변형도입 영역인 것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.
제 9 항에 있어서, 이상입자 성장의 구동력을 증가시킨 영역이 변형도입 영역인 경우, 그 영역에 대하여 최대 변형량으로서 0.005 ∼ 0.70 의 변형을 도입한 것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.
제 7 항 또는 제 8 항에 있어서, 이상입자 성장의 구동력을 증가시키기 위한 변형의 도입수단이, 표면에 작은 돌기를 가지는 강판보다 단단한 물체를 강판표면에 압압하는 방법, 강판표면과 전극 사이에 고전압을 인가하여 국소적으로 통전 또는 방전하는 방법, 고온 스폿 레이저를 순간적으로 조사하는 방법 및 펄스 레이저를 국소적으로 조사하는 방법 중 어느 하나인 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.
C : 0.010 ∼ 0.120 wt%, Si : 1.5 ∼ 7.0 wt% 및 Mn : 0.03 ∼ 2.5 wt% 를 함유하며 또한 인히비터 성분으로서 Al, B, Bi, Sb 및 Te 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를, Al, Sb, Te 에 있어서는 0.005 ∼ 0.060 wt%, B 에 있어서는 0.0003 ∼ 0.0025 wt%, Bi 에 있어서는 0.0003 ∼ 0.0090 wt% 함유하는 방향성 전자강용 열연강판을 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한 후, 최종 냉간압연의 압하율을 80 ∼ 95 % 로 하여 1 회 또는 중간소둔을 포함한 2 회 이상의 냉간압연에 의해 최종 판두께로 한 후에, 1 차 재결정 소둔을 실시하고, 이어서 최종 마무리 소둔을 실시하여 2 차 재결정시킨 후의 강판표면에 0.1 ∼ 4.5 ㎜ 사이즈의 영역에변형을 점형상으로 부여하고, 그 후 700 ℃ 이상의 온도로 소둔하여 3 ㎜ 이하 사이즈의 미세입자를 발생시키는 것을 특징으로 하는 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.
제 12 항에 있어서, 2 차 재결정시킨 후의 강판표면에 변형을 부여하는 영역을 인위적으로 규칙배치시킨 것을 특징으로 하는 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 강판 판두께 방향으로 관통하지 않는 미세결정립이 판두께 방향으로 관통하는 전체 결정립 수에 대하여 4 배 이상의 개수를 차지하는 것을 특징으로 하는 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.
제 3 항에 있어서, 강판표면에 자구 세분화 처리가 실시되어 있는 것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.
제 15 항에 있어서, 자구 세분화 처리가

(1) 강판표면에 깊이 : 50 ㎛ 이하이며 폭 : 350 ㎛ 이하인 홈을 압연방향으로 반복하여 형성하는 것,

(2) 강판 표층부에 선형상의 국소적 변형 함유영역을 압연방향으로 반복하여 형성하는 것,

(3) 강판금속 표면과 비금속 피막의 계면이 평균조도 (Ra) 로 0.3 ㎛ 이하로 평활화하는 것,

(4) 강판금속 표면에 결정방위 강조처리를 실시하는 것

중 어느 하나인 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.
제 16 항에 있어서, 강판을 구성하는 결정립중 판두께 방향으로 관통하고 있는 결정립으로 입경이 3 ㎜ 를 넘는 크기의 결정립의 평균입경을 D (㎜) 라 하였을 때,

(1) 압연방향으로 반복하여 형성하는 홈에 대하여 강판의 단위면적당 홈의 합계 용적비 (V) (단위 : ㎜) 가 다음 식 (1) 의 관계를 만족하는 범위로 되거나,

log₁₀V ≤ -2.3 － 0.01 × D … (1)

(2) 압연방향으로 반복하여 형성하는 선형상의 국소변형에 대하여 강판의 단위면적당 국소변형의 합계 영역비 (S) (단위 : 무차원) 가 다음 식 (2) 의 관계를 만족하는 범위로 되거나,

log₁₀S ≤ -0.7 ＋ 0.005 × D … (2)

(3) 강판금속 표면과 비금속 피막의 계면의 평균조도 (Ra) 에 대하여 이 Ra 가 다음 식 (3) 의 관계를 만족하는 범위로 되거나,

Ra ≤ 0.3 － 0.1 × log₁₀D … (3)

(4) 강판금속 표면에 실시되는 결정방위 강조처리에 대하여 그 입계 평균단차 (BS) 가 다음 식 (4) 의 관계를 만족하는 범위로 되는

BS ≤ 3.0 － log₁₀D … (4)

것을 특징으로 하는 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.
제 9 항에 있어서, 이상입자 성장의 구동력을 증가시키기 위한 변형의 도입수단이, 표면에 작은 돌기를 가지는 강판보다 단단한 물체를 강판표면에 압압하는 방법, 강판표면과 전극 사이에 고전압을 인가하여 국소적으로 통전 또는 방전하는 방법, 고온 스폿 레이저를 순간적으로 조사하는 방법 및 펄스 레이저를 국소적으로 조사하는 방법 중 어느 하나인 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.
제 10 항에 있어서, 이상입자 성장의 구동력을 증가시키기 위한 변형의 도입수단이, 표면에 작은 돌기를 가지는 강판보다 단단한 물체를 강판표면에 압압하는 방법, 강판표면과 전극 사이에 고전압을 인가하여 국소적으로 통전 또는 방전하는 방법, 고온 스폿 레이저를 순간적으로 조사하는 방법 및 펄스 레이저를 국소적으로 조사하는 방법 중 어느 하나인 철손이 낮고 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판의 제조방법.
제 3 항에 있어서, 강판 판두께 방향으로 관통하지 않는 미세결정립이 판두께 방향으로 관통하는 전체 결정립 수에 대하여 4 배 이상의 개수를 차지하는 것을 특징으로 하는 내변형특성 및 실기특성이 뛰어난 방향성 전자강판.