KR100484989B1

KR100484989B1 - 자기특성이 우수한 전자강판 및 그 제조방법

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Publication number: KR100484989B1
Application number: KR10-2000-7000532A
Authority: KR
Inventors: 마쓰자끼아끼히로; 곤도오사무; 야마시따다까꼬; 다까조시게아끼
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 1998-05-18
Filing date: 1999-05-18
Publication date: 2005-04-22
Also published as: US6322639B1; WO1999060182A1; CN1274393A; TW476790B; KR20010021967A; CN1094523C; EP1001042A1; EP1001042A4

Abstract

교류자심에 사용되며, 압연방향 및 그것에 대하여 직교하는 방향의 2 방향의 자기특성이 우수한 전자강판 및 그의 제조방법이다. 재결정 냉간압연판 조직의 ｛100｝<001> 방위강도/랜덤방위강도의 비가 2.0 이상이고 또한 ｛011｝<100> 방위강도/랜덤방위강도의 비가 2.0 ∼ 10.0 인 것을 특징으로 하는 전자강판이다. 또한, <111> // ND 방위강도/랜덤방위강도의 비가 2.0 이하인 것이 바람직하다. 또, 규소강 슬래브를 열간압연하여, 재결정 열간압연판 조직의 (015) [100] 방위강도/랜덤방위강도의 비가 3.0 이상이 되도록 하는 것을 특징으로 하는 전자강판의 제조방법이고, 열간 조압연후의 조직, 열간 마무리압연조건, 열간 마무리압연기의 최종 스탠드의 출측에서의 강판조직, 열간 마무리압연기의 최종 스탠드에 들어갈 때의 강판의 유효축적변형량 등을 적정화하는 것이 유효하다.

Description

자기특성이 우수한 전자강판 및 그 제조방법 {ELECTRICAL SHEET OF EXCELLENT MAGNETIC CHARACTERISTICS AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은, 교류자심에 사용되며, 압연방향 (이하, 「L 방향」 이라 함) 및 그것에 대하여 직교하는 방향 (이하, 「C 방향」 이라 함) 의 2 방향의 자기특성이 우수한 전자강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

변압기나 전동기의 철심재료로서는, 이들 기기의 고효율화나 소형화를 도모하기 위해, 자속밀도가 높고 철손이 낮은 것이 요구된다.

이 종류의 철심재료로 제공되는 자성 합금으로서는, Fe-Si 합금 등이 알려져 있으며, 무방향성 전자강판으로서 널리 실용화되어 있다. 즉, Si 나 Al 등의 첨가량을 높이는 방법은 고유저항을 증가시켜, 와전류손을 저하시키는 효과가 있는 방법으로서 알려져 있으며, 널리 사용되고 있다. 그러나, Si 나 Al 등의 합금성분을 첨가하면, 포화자속밀도는 감소한다. 따라서, Si 나 Al 등의 첨가량을 높이는 방법에서는 저철손과 고자속밀도 쌍방을 만족시키는 것은 어려웠다.

또, Si 나 Al 등의 합금성분을 첨가하지 않고 철손을 개선하는 방법으로서는, 예컨대 냉연ㆍ소둔판에 수 % 의 스킨패스압연을 행하고, 유저로 펀칭가공을 한 후, 응력제거소둔을 행하는 방법이 있다. 그러나, 이러한 방법은 마무리 열간압연온도를 800 ℃ 이상으로 하고, 75 % 이상의 냉간압연을 행하고, 또한 고온 단시간 소둔을 실시함에 더하여, 추가로 수 % 의 스킨패스압연을 행할 필요가 있다. 또, 열간압연후의 권취온도가 낮고, 재결정이 충분히 진행되어 있지 않은 경우에는, 열연판 소둔을 행할 필요도 있다. 이와 같이, 제조공정이 현저하게 복잡해지고, 제조비용이 증가한다는 불이익이 있었다.

또, 제조공정을 복잡하게 하지 않고 자기특성의 개선을 도모한 방법으로서는, 일본 특허공보 평7-23509 호에 개시가 있다. 동 공보의 기재에 의하면, Si 량을 1 % 이하로 하고, 열간 조압연으로부터 열간 마무리압연까지의 열간압연단계에서 페라이트 조대입자를 압연함으로써, 철손과 자속밀도 쌍방을 개선할 수 있는 것이 기재되어 있다. 그러나, 이 방법에서는 Si 함유량이 1 % 이하로 소량이므로, 고유저항 상승은 작아 철손을 충분히 저감시킬 수는 없었다. 또, 이 방법을 Si 함유량이 1 % 를 초과하는 강에 적용해도 충분한 자기특성의 개선효과가 얻어지지 않는 것이 본 발명자들의 검토에 의해 명확해졌다.

또한, 집합조직을 개선하는 여러 가지 시도도 행해져 왔다. 그 중에서도, ｛011｝<100> 방위, 즉 고스방위의 결정입자를 많게함으로써 철손이 저감되고, 특히 자속밀도가 증가하는 것이 일본 공개특허공보 소54-110121 호 등에 기재되어 있다. 통상, 고스방위는 L 방향의 자기특성을 개선하고, 결과적으로 C 방향도 포함시킨 평균적인 자기특성도 개선한다. 그러나, C 방향의 자기특성은 어느정도 개선되는 것에 지나지 않기 때문에, 평균적인 자기특성의 향상에는 한계가 있었다.

한편, ｛100｝<001> 방위, 즉 면상입방방위는 L 방향 및 C 방향의 2 방향의 자기특성을 동시에 개선하는 것이 알려져 있다. 그러나, 면상입방방위에만 집적한 조직을 얻기 위해서는, 일본 특허공보 소46-23814 호에 기재되어 있는 고온영역 중간소둔법, 일본 공개특허공보 평5-271883 호에 기재되어 있는 2 방향 압연법, 일본 공개특허공보 평5-306438 호에 기재되어 있는 급냉박대법, 일본 공개특허공보 평1-108345 호에 기재되어 있는 탈탄에 수반되는 γ→α변태법 등과 같이, 모두 복잡하고 장시간이 소요되며 고비용으로 되는 공정을 필요로 했기 때문에, 공업적인 실용성을 확립하기에는 이르지 않았다.

또한, 자기특성을 향상시키는 수단으로서는, 자기특성을 향상시키는 방위의 결정입자생성을 촉진하는 것에 더해, 자기특성을 열화시키는 방위의 결정입자생성을 억제하는 것이 유용하다. 자기특성을 열화시키는 방위의 결정입자로서는, 특히 <111> // ND (강판면에 수직인 방향) 방위의 결정입자가 있다. 이러한 방위의 결정입자생성을 억제하는 것은 바람직하지만, 상술한 특수한 수단으로 고비용의 공정이 필요하고, 통상의 무방향성 전자강판의 제조공정에서는 <111> // ND 방위의 결정입자를 감소시키는 것은 곤란했다.

즉, 이들 방법으로 제조한 전자강판은, 현재 상황의 지구환경 및 에너지환경을 위해 요구되고 있는 저철손을 만족시킬 수 없었다.

도 1 은 표 3 의 데이터에 대하여 철손과 자속밀도의 LC 방향의 평균치로 도시한 도면이다.

도 2 는 마무리압연기의 각 압연 스탠드에서의 압하율 (R) 에 대한 두께감소 변형속도 (Z) 의 비율 (Z/R) 과 Si 함유량과의 관계를 나타내는 도면이다.

도 3 은 유효축적변형량 (Q) 및 열간 마무리압연기의 최종 스탠드에서의 압하율을 변화시킨 경우에 얻어지는 강판의, 랜덤강도에 대한 (015) [100] 방위의 강도의 비를 측정한 결과를 도시한 것이다.

본 발명의 목적은, 열간압연을 적정조건하에서 행함으로써, 집합조직의 적정화를 도모하고, L 방향 및 C 방향에서의 저철손과 고자속밀도 쌍방을 달성하고, 제조공정의 간소화에 의한 비용의 삭감을 도모하는 것에 있다.

즉, 본 발명은, 재결정 냉간압연판 조직의 ｛100｝<001> 방위강도/랜덤방위강도의 비가 2.0 이상이고 또한 ｛011｝<100> 방위강도/랜덤방위강도의 비가 2.0 ∼ 10.0 인 것을 특징으로 하는 L 방향 및 C 방향의 자기특성이 우수한 전자강판이다. 또한, 재결정 냉간압연판 조직의 <111> // ND 방위강도/랜덤방위강도의 비가 2.0 이하인 것이 바람직하다. 또, 본 발명은, 규소강 슬래브를 열간압연하여, 재결정 열간압연판 조직의 (015) [100] 방위강도/랜덤방위강도의 비가 3.0 이상이 되도록 하는 것을 특징으로 하는, 재결정 냉간압연판 조직의 ｛100｝<001> 방위강도/랜덤방위강도의 비가 2.0 이상이고 또한 ｛011｝<100> 방위강도/랜덤방위강도의 비가 2.0 ∼ 10.0 인 L 방향 및 C 방향의 자기특성이 우수한 전자강판의 제조방법이다. 재결정 열간압연판 조직의 (015) [100] 방위강도/랜덤방위강도의 비가 3.0 이상이 되도록 하기 위해서는, 열간 조압연후의 조직, 열간 마무리압연조건, 열간 마무리압연기의 최종 스탠드의 출측에서의 강판 조직, 열간 마무리압연기의 최종 스탠드에 들어갈 때의 강판의 유효축적변형량 (Q) 을 적정화한다.

본 발명자들은, 무방향성 전자강판의 자기특성을 실용적으로 향상시키기 위한 수단을 널리 연구하였다. 그 결과, 열간압연에서의 1 패스의 압하율을 충분히 크게 설정한 경우에, 면상입방방위로의 집적도가 높아지는 것을 발견하여, 일본 특허출원 평9-244216 호에서 제안하였다. 이 연구를 더욱 진전시켜, 실용적인 집합조직의 선정과 현행의 전자강판의 제조공정을 적용할 수 있는 제조방법에 대하여 예의 검토하였다.

실용적인 집합조직 선정의 검토에서, 고스방위 (｛011｝<100> 방위) 와 면상입방방위 (｛100｝<001> 방위) 쌍방의 집적도를 높임으로써, L 방향 및 C 방향의 평균 자기특성이 매우 양호한 전자강판이 얻어지는 것을 발견하였다. 또한, <111> // ND 방위의 집적도를 억제하는 것이, 보다 바람직한 것도 발견하였다.

｛100｝<001> 방위는 L 방향 및 C 방향의 자기특성향상에 바람직한 방위이다. 또, ｛011｝<100> 방위는 L 방향의 자기특성향상에 바람직한 방위이다. 한편, <111> // ND 방위는 면내의 자기특성을 가장 저하시키는 방위이다. 종래의 기술에서는, ｛100｝<001> 방위입자 및 ｛011｝<100> 방위입자 쌍방을 높은 집적도로 얻을 수는 없었다. 본 발명자들은, 이들 2 방위에 집적한 강판을 여러 가지 조건으로 시험제작하여 성능을 평가한 결과, 이들 2 방위의 결정입자의 집적강도를 제어함으로써, L 방향 및 C 방향의 자기특성을 비약적으로 개선할 수 있는 것을 발견하였다. 또한, 이들 2 방위의 집적강도를 유지함과 동시에, <111> // ND 방위입자의 집적강도를 동시에 억제한 강판을 제조할 수 있는 것도 발견하였다. 이들 3 방위를 제어함으로써, L 방향 및 C 방향의 자기특성을 보다 더 개선할 수 있는 것에 대해서도 발견하였다.

더욱이, 이와 같은 집합조직을 형성하기 위해, 마무리 열연조건과, 미세조직, 집합조직의 관계를 상세하게 조사하고, 현행의 전자강판의 제조공정을 적용할 수 있는 제조방법을 확립하였다.

이와 같은 전자강판 및 그 제조방법은, 이하의 지견에 기초하여 얻어진 것이다.

종래의 지견에서는 조대입자를 압연하는 경우에는 입자내에 전단대 등의 불균일 변형대가 형성되기 쉽고, 그 후의 재결정 과정에서는 입자내의 불균일 변형대로부터의 재결정이 촉진되었다. 본 발명자들은, 적당한 마무리 열연조건에 의하면, 입자내의 불균일 변형대가 감소하고, 그 후의 재결정 과정에서 입자내로부터의 재결정이 억제되는 것을 발견하였다. 동시에, 입계로부터의 재결정은 촉진되는 것도 발견하였다. 또, 이와 같은 입계상의 재결정 입자에서는 (015) [100] 방위입자의 존재빈도가 높은 것도 발견하였다. 또, 이 방위입자의 존재가 냉연소둔후의 (001) [100] 의 증가를 초래하는 것, 및 <111> // ND 방위입자를 감소시키는 경향이 있는 것도 발견하였다. 또한, 우수한 자기특성을 발휘하기 위한 (015) [100] 방위의 필요량을 명확하게 했다.

그리고, (015) [100] 방위입자는, 냉간압연과 재결정 소둔을 거침으로써, (001) [100] 을 발생시키는 점에 대해서는, 이미 공지문헌 (타오까 등 : 철과 강, 54(1968) 162.) 에 개시되어 있다. 그러나, 공업적으로 (015) [100] 을 발현할 수 있는 조성, 제조방법, 및 최종적인 자기특성이나 집합조직에 끼치는 (015) [100] 입자의 영향에 관해서는 전혀 명확하지 않았다.

본 발명자들은, (015) [100] 입자의 발현에 필요한 열간압연조건 및 열연조직의 제어를 새로 발견하였다. 즉, 이하에 나타내는 (a)(b)(c) 조건을 동시에 만족하는 것이다.

(a) 열간 마무리 압연전에 있어서의 등축 페라이트입자의 체적분율을 80 % 이상으로 하고, 등축 페라이트입자의 평균입경이 300 ㎛ 이상이고 또한 입경이 100 ㎛ 이하의 등축 페라이트입자의 체적분율을 20 % 이하로 하는 것.

(b) 열간 마무리 압연기에 들어갈 때의 강판온도를, 상변태를 발생시키는 성분조성을 갖는 강에 대해서는 A_r1 변태점 이하이고 또한 900 ℃ 이하 500 ℃ 이상의 범위, 상변태를 발생시키지 않는 성분조성을 갖는 강에 대해서는 900 ℃ 이하 500 ℃ 이상의 범위로 하는 것.

(c) 마무리압연에서의 압하율을 적어도 30 % 로 하는 것.

또한, 마무리압연조건으로서 (A) ∼ (D) 중 어느 하나의 조건을 만족하는 것이 바람직한 것도 발견하였다.

(A) 마무리압연 스탠드에서의 압하율 (R) 에 대한 두께감소 변형속도 (Z) 의 비율이 식 1 을 만족하는 것.

Z/R ≥0.51 - 0.04 [Si] --- 식 1

(B) 마무리압연기의 제 1 스탠드에서의 압하율을 15 % 이상 30 % 이하로 하는 것.

(C) (ⅰ) 열간 마무리 압연에서의 총압하율을 70 % 이상 90 % 미만으로 하는 것.

(ⅱ) 열간 마무리 압연기의 최종 스탠드의 출측에서의 강판중의 미재결정 연신된 페라이트입자의 평균 층간격이 250 ㎛ 이상인 것.

(D) (ⅰ) 열간 마무리 압연기의 최종 스탠드에 들어갈 때의 강판은, 식 2 로 정의되는 스탠드 사이에서의 회복에 의한 변형에너지의 해방을 고려한 유효축적변형량 (Q) 이 1.0 이상인 것.

(ⅱ) 열간 마무리 압연기의 최종 스탠드에서의 압하율이 20 % 이상인 것

본 발명의 각 구성요건에 대하여 실험결과에 기초하여 설명한다.

먼저, 제품판의 집합조직에 대하여 설명한다.

L 방향 및 C 방향의 자기특성을 동시에 향상시키려면, ｛100｝<001> 방위 및 ｛011｝<100> 방위의 집적강도를 랜덤조직 집적강도의 각각 2.0 배 이상의 범위 및 2.0 배 이상 10.0 배 이하의 범위로 하는 것이 필요하다. 또한, 보다 바람직하게는, <111> // ND 방위의 평균집적강도를 랜덤조직 집적강도의 2.0 배 이하의 범위로 하는 것이 바람직한 것을 본 발명자들은 발견하였다. 그 실험결과에 대하여 이하에 나타낸다.

진공 소형 용해로에서, Si : 2.1 wt% 를 함유하는 조성이 되는 50 ㎏ 강괴를 용해시키고, 열간 조압연에 의해 판두께 : 3.5 ㎜ 로 압연하였다. 이 강판을 1150 ℃ 에서 30 분간 가열한 후, 압하율 35 %/패스로 2 패스의 열간 마무리압연을 행하고, 그 후 공냉하여 1.5 ㎜ 두께의 열연판을 제조하였다. 이 때, 열연온도 및 압연속도를 여러 가지로 변화시켜, 마무리 소둔후의 집합조직이 다른 강판을 제조하였다. 그리고, 어느 강판도, 열간 마무리 압연전의 페라이트입자는 100 % 가 등축입자이고, 평균 페라이트입경은 1000 ㎛, 또 100 ㎛ 이하의 입자의 체적분율은 1 % 이하이었다. 그 후, 이 열연판을 1000 ℃ 에서 1 분간의 열연판 소둔을 행하고, 산세후에 냉간압연하여 최종 판두께를 0.5 ㎜ 로 하고, 그 후 900 ℃ 에서 30 초의 마무리 소둔을 행하였다. 이와 같이 하여 제조한 강판의 집합조직 및 자기특성을 평가한 결과를 표 1 에 나타낸다.

표 1 로부터, ｛100｝<001> 방위 및 ｛011｝<100> 방위의 집적강도가 랜덤조직 집적강도의 각각 2.0 배 이상 및 2.0 배 이상 10.0 배 이하인 강 (G ∼ J 및 L ∼ Q) 은 이들 방위중 적어도 일측 방위의 집적강도비가 2.0 배보다도 작은 강 (A ∼ F) 에 비교하여, L 방향 및 C 방향의 자기특성, 즉 LC 방향의 평균자기특성이 우수한 것을 알 수 있다. 또, ｛011｝<100> 방위의 집적강도비가 10 배를 초과하는 강 (K) 은, L 방향의 특성에 대해서는 우수하지만 C 방향의 자기특성이 나쁘기 때문에, 결과적으로는 LC 평균특성은 개선되어 있지 않은 것을 알 수 있다. 또한, <111> // ND 방위의 집적강도가 랜덤조직 집적강도의 2.0 배 이하인 강 (H ∼ J) 은 2.0 배를 초과하는 강 (G) 과 비교하여, LC 평균특성이 보다 더 개선되는 것도 명확하다.

다음으로, ｛100｝<001> 방위 및 ｛011｝<100> 방위의 집적강도를 랜덤조직 집적강도의 각각 2.0 배 이상의 범위 및 2.0 배 이상 10.0 배 이하의 범위로 하는 것, 또한, 보다 바람직하게는, <111> // ND 방위의 평균집적강도를 랜덤조직 집적강도의 2.0 배 이하로 하는 것, 이들 집합조직의 조건을 달성하기 위한 제조조건에 대하여 검토하였다. 그 실험결과에 대하여 이하에 나타낸다.

표 2 에 공시강에 대하여, 강중의 화학성분 (wt%), 열간 마무리압연 직전에서의 입경 100 ㎛ 이하의 재결정 페라이트입자의 체적분율 (%), 열간 마무리압연의 합계압하율 (%), 열간 마무리압연온도 (℃) 및 A_r1 변태점 (℃) 을 나타낸다. 이들 재료의 연속주조 주편을 1250 ℃ 로부터 1000 ℃ 의 범위에서 재가열하고나서, 열간 조압연과 계속되는 열간 마무리압연에 의해 판두께 2.5 ㎜ 의 열연판으로 마무리하였다. 그 후, 냉간압연에 의해 0.5 ㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 냉간압연후의 재결정 처리는 800 ∼ 900 ℃ ×1 분의 연속소둔에 의해 행하였다. 일부의 재료에 대해서는, 700 ∼ 1000 ℃ ×10 분의 연속 열연판 소둔을 실시하였다. 이와 같이 제조한 각 공시강판에 대해서, L, C 양방향의 철손 (W15/50) 및 자속밀도 (B50) 를 측정하고, 자기특성을 평가하였다. 이들 평가결과를 표 2 에 나타낸다. 또, 재결정 처리를 실시한 열연판 및 냉연소둔판의 집합조직을 조사한 결과도 표 2 에 나타냈다.

강 No.1 ∼ 11 은 모두 Si 량이 1.17 wt% 이다. 그 중, No.1 ∼ 4 및 No.6 ∼ 8 의 강은, 모두 Si 량이 동일한 No.5 및 No.9 ∼ 11 의 강에 비교하여 자기특성이 우수했다. No.5 의 강은 마무리압연에서의 합계압하율이 30 % 이하였다. No.9 및 No.10 은 마무리압연 직전에서의 입경이 100 ㎛ 이하의 재결정 페라이트입자의 체적분율이 20 % 를 초과하고 있었다. No.11 은 마무리압연온도가 A_r1 변태점보다도 높았다. 또, No.12 및 No.13 은 Si 량이 본 발명의 바람직한 범위보다도 적고, 마무리압연 직전에서의 입경 100 ㎛ 이하의 재결정 페라이트입자의 체적분율이 각각 0 % 와 35 % 이었다. 자기특성은 모두 개선되어 있지 않았다. No.14 와 15 의 강은 모두 Si 량이 1.65 % 로 본 발명의 적정 범위내에 있으며, 마무리압연 직전에서의 입경 100 ㎛ 이하의 재결정 페라이트입자의 체적분율이 각각 0 % 와 23 % 이었다. 자기특성은, 체적분율이 20 % 이하인 No.14 의 강 쪽이 20 % 를 초과하는 No.15 의 강에 비교하여 우수했다. No.16 ∼ 20 은 모두 페라이트 단상 강이다. No.16 과 17 은 모두 Si 량이 1.85 % 로 본 발명의 바람직한 범위내에 있다. No.16 과 17 의 강은 마무리압연에서의 압하율의 합계가 각각 97 % 와 25 % 이었다. 자기특성은, 압하율의 합계가 30 % 이상인 No.16 의 강 쪽이 30 % 미만인 No.17 의 강에 비교하여 우수했다. No.18 ∼ 20 의 강은 Si 량이 각각 2.10 %, 3.20 %, 3.40 % 로 높기 때문에, 특히 철손의 개선효과가 현저했다. 또, No.18 ∼ 20 의 강의 자속밀도도 Si 량이 0.82 % 로 적은 No.12 및 No.13 의 강과 동등 레벨을 유지하고 있었다. No.21 로부터 No.24 의 강은 모두 본 발명의 예이고, No.21 은 C 량을 바람직한 범위내 (0.005 %) 로 한 경우, No.22 는 C 량을 더욱 바람직한 범위내 (0.002 %) 로 한 경우, No.23 은 P 량을 바람직한 범위내 (0.130 %) 로 한 경우, 그리고 No.24 는 C 량 (0.002 %) 및 P 량 (0.120 %) 의 쌍방을 바람직한 범위내로 한 경우이다. No.21 과 No.22 의 강을 비교하면, C 량을 0.002 % 까지 저감시킨 No.22 의 강의 자기특성이 보다 우수했다. 또, No.21 과 No.23 의 강을 비교하면, P 량을 바람직한 범위내로 한 No.23 의 강의 자기특성이 보다 우수했다. 또한 No.22 또는 No.23 의 강과 No.24 의 강을 비교하면, C 량 및 P 량의 쌍방을 바람직한 범위내로 한 No.24 의 강 쪽이 비약적으로 자기특성이 향상되어 있었다.

집합조직에 관하여 고찰하면, 특성이 향상된 강에서는 모두 재결정 열연판의 (015) [100] 방위강도비가 3 이상이 되어 있었다. 또, 재결정 냉연판에서는 ｛100｝<001> 방위 및 ｛011｝<100> 방위의 집적강도비가 랜덤조직 집적강도의 각각 2.0 배 이상 및 2.0 배 이상 10.0 배 이하이고, <111> // ND 방위의 집적강도가 랜덤조직 집적강도의 2.0 배 이하였다.

이상과 같이, 본 발명자들은, 오스테나이트-페라이트 변태를 발생시키는 조성을 갖는 강에 대하여, A_r1 변태점 이하의 온도영역에서 행하는 압연전의 입경과 압연후의 재결정 집합조직 및 제품판 집합조직의 관계를 상세하게 조사하였다. 그 결과, 미세 재결정 입자의 체적분율을 어느 값 이하로 제한하고, 또한 마무리압연온도와 그 압하율을 소정 범위로 제어함으로써, 자기특성에 있어서 바람직하다고 여겨지는 ｛100｝<001> 방위가 강하게 발달한 집합조직을 갖는 제품판을 제조할 수 있는 것을 발견하였다.

종래, 조대입자를 압연한 경우에 생성되는 재결정 입자의 방위는 ｛110｝방위가 주체라고 보고되어 있다. 본 발명자들은, 이와 같은 조대입자 조직중의 미세입자 체적분율과 열간 마무리압연온도와 그 압하율이 재결정 집합조직에 끼치는 영향을 상세하게 조사하였다. 그 결과, 어느 특정한 조건범위에서 조대입자의 열간 마무리압연을 행하면, 재결정 집합조직의 주방위가 ｛015｝<100> 방위가 되는 것을 발견하였다. ｛015｝<100> 방위입자가 주방위이면, 그 후, 냉연, 소둔이 실시된 최종제품의 집합조직이, 자기특성이 특히 유리한 ｛100｝<001> 방위를 주방위로 하는 집합조직이 되는 것을 발견한 것이다. 냉간압연전의 강판중의 ｛015｝<100> 방위입자의 밀도가 증가하면, 냉간압연, 마무리 소둔후의 정(正) Cube (면상입방방위) 의 밀도가 증가함과 동시에, <111> // ND 방위가 감소하고, 자기특성이 향상된다. 그 때문에, 냉간압연전의 강판중의 ｛015｝<100> 방위의 집적강도는 랜덤조직의 집적강도의 3.0 배 이상의 범위로 하는 것이 보다 바람직하다.

즉, A_r1 변태점 이하에서 행하는 마무리압연 직전의 강중에 존재하는 재결정 페라이트입자의 입경분포가 그 후의 집합조직 형성에 큰 영향을 주고, 입경이 100 ㎛ 이하인 재결정 페라이트입자의 체적분율이 20 % 이하인 조직을 적정한 압연온도 및 압하율 하에서 열간 마무리 압연함으로써, 최종제품의 자성이 현저하게 향상되는 것을 발견한 것이다.

또한, 이와 같은 제조방법은, 변태를 발생시키지 않는 조성을 갖는 페라이트 단상 강에 대해서도, 미세 재결정 입자의 체적분율을, 변태를 발생시키는 조성을 갖는 강과 동일한 범위로 하고, 또한 마무리압연온도와 그 압하율을 소정 범위로 하면, 상술한 변태를 발생시키는 조성을 갖는 강과 동일하게 최종제품의 자성이 현저하게 향상될 수 있는 것도 발견하였다.

이상의 지견으로부터, 본 발명의 제조방법은, 강 슬래브를 마무리압연 직전에 있어서 소정의 강 조직으로 한 후에, 소정의 압연조건으로 마무리압연을 행하는 것을 주된 특징으로 한다.

먼저, 열간 마무리압연전의 강 조직은, 등축 페라이트입자의 체적분율이 80 % 이상이고, 등축 페라이트입자의 평균입경이 300 ㎛ 이상이고 또한 입경이 100 ㎛ 이하인 등축 페라이트입자의 체적분율이 20 % 이하인 것이 필요하다. 즉, 미재결정 연신된 입자의 입계는, 열간 조압연후에 국소적인 재결정을 발생시키고 있고, 열간 마무리압연후의 입계로부터의 (015) [100] 방위입자의 생성에는 기여하지 않는다. 따라서, 열간 조압연후에 재결정한 등축 페라이트입자의 체적분율은 큰 것, 구체적으로는 80 % 이상인 것이 보다 바람직하다. 또, 열간 마무리압연전의 등축 페라이트 평균입경이 300 ㎛ 이상이면, 열간압연이나 소둔후의 (015) [100] 방위입자가 증가하므로, 상기 페라이트 평균입경은 300 ㎛ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, 상기 페라이트 평균입경을 300 ㎛ 이상으로 해도, 입경이 100 ㎛ 이하인 미세입자가 다수 혼재하면, 조대입자로부터의 (015) [100] 방위입자의 성장이 억제됨으로써 자기특성이 열화된다. 따라서, 미세입자의 체적분율도 동시에 억제하는 것, 구체적으로는 상기 체적분율을 20 % 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 그리고, 페라이트입경은, 클수록 상기 효과가 더욱 현저해짐과 동시에, 열간 마무리압연후의 재결정 과정에서 입계로부터의 <111> // ND 방위입자의 생성이 감소하고, 제품의 집합조직이나 자기특성이 더욱 개선된다. 또 페라이트입경이 큰 경우에는 열연후의 재결정이 억제되므로, 압연 스탠드 사이에서의 재결정 미세화에 의한 조대입자효과의 저감이 억제되고, 또한 자기특성의 향상에 연결된다. 그를 위해서는 상기 평균 페라이트입경을 650 ㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 평균 페라이트입경을 650 ㎛ 이상으로 하면, 집합조직, 자기특성이 상승효과적으로 향상되기 때문이다. 그리고, 여기에서 말하는 등축 페라이트입자란, 그 장경의 단경에 대한 비가 2 이하인 페라이트입자를 의미한다. 이상과 같은 조직을 얻는 수단으로서는, 예컨대 열간 조압연후, 강판을 적당한 온도로 유지하여 재결정 처리를 실시해도 되고, 또, 한번 냉각하고나서 다시 적당한 온도에서 가열하여 재결정시켜도 된다.

마무리압연조건에 대해서는, 첫째로 먼저 열간 마무리압연기에 들어갈 때의 강판온도가, 상변태를 발생시키는 성분조성을 갖는 강에 대해서는 A_r1 변태점 이하이고 또한 900 ℃ 이하 500 ℃ 이상의 온도영역, 상변태를 발생시키지 않는 성분조성을 갖는 강에 대해서는 900 ℃ 이하 500 ℃ 이상의 온도영역으로 하는 것이 필요하다.

열간 마무리압연전의 조대입자의 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 압연 스탠드 사이에서의 재결정에 의한 미세화를 억제하는 것이 중요하고, 그를 위해서는 압연을 저온에서 행하는 것이 유효하다. 따라서, 마무리 열연온도의 상한은, 오스테나이트상 (상변태) 을 발생시키는 성분조성을 갖는 강에 대해서는, A_r1 변태점 이하이고 또한 900 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 또, 오스테나이트상 (상변태) 을 발생시키지 않는 성분조성을 갖는 강에 대해서는, 마무리 열연온도의 상한은 900 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 즉, 상변태를 발생시키는 성분조성을 갖는 강에 대해서는, 2 상 영역 또는 오스테나이트 영역에서의 압연은 그 후의 변태에 의해 효과가 소실하므로, 이것을 방지하기 위해, 마무리 열연온도영역은 페라이트상 영역, 즉 A_r1 변태점보다도 저온일 필요가 있기 때문이다. 또한, 본 발명의 제조방법에 있어서, 필수의 발명특정사항인 열간 마무리압연전의 조대입자를, 마무리압연의 전체 스탠드에서 유지하기 위해서는, 마무리압연중의 재결정에 의한 미세화를 억제하는 것이 중요하다. 그를 위해서는, 최대한 저온영역에서 압연하는 것이 유효하며, 그 상한은 900 ℃ 로 한다. 또, 마무리 열연온도의 하한은, 어느 강이라도 500 ℃ 미만의 저온영역에서 압연하면, 축적변형량이 증대하고, 재결정 집합조직이 열화되므로, 그 하한은 500 ℃ 로 하였다.

또한, 마무리압연조건에 대하여 둘째로는 마무리압연에서의 압하율을 적어도 30 % 로 할 필요가 있다. 마무리압연에서의 압하율은 30 % 미만이면 조대 페라이트입자는 압연에 의해 파괴되지 않고, 변형유기로 입자 성장하기 때문에, 압연전의 집합조직을 유지하여, 본 발명에 의한 자기특성개선의 효과가 발휘되지 않는다. 따라서, 마무리압연에서의 압하율의 하한은 30 % 로 하였다.

또한, 마무리압연조건으로서 (A) 에서 (D) 중 어느 하나의 조건을 만족하는 것이 바람직하다. 이들에 대하여 상세하게 설명한다.

(A) 마무리압연 스탠드에서의 압하율 (R) 에 대한 두께감소 변형속도 (Z) 의 비율이 식 1 을 만족하는 것

Z/R ≥0.51 - 0.04 [Si] --- 식 1

마무리압연기의 각 압연 스탠드에서의 압하율 : R (%) = (1-t/t₀) ×100,

두께감소 변형속도 : Z(s^-1) = ln(t₀/t) / [｛(d/2) ×cos^-1((d-t₀+t)/d)｝/ ｛V ×1000/60｝],

t₀ 및 t : 각각 각 압연 스탠드의 입측 및 출측 판두께 (㎜),

d : 각 스탠드의 워크롤의 외경 (㎜),

V : 각 스탠드의 출측에서의 강판반송속도 (m/분)

본 발명자들은 이하에 나타내는 사항을 발견하였다.

1. 압연속도, 즉 두께감소 변형속도 (Z) 가 큰 경우에는, 입자내의 불균일 변형이 억제되고, 입계로부터의 재결정이 촉진되는 것.

2. 두께감소 변형속도 (Z), 압하율 (R) 및 Si 량이 어느 관계식을 만족하는 경우에는, 입계로부터의 재결정 입자에 (015) [100] 방위입자의 존재빈도가 높은 것.

3. (015) [100] 방위입자는, 그 후의 냉연, 마무리 소둔에 의해, ｛100｝<001> 로 성장함과 동시에 <111> // ND 방위입자의 억제에 연결되며, 자기특성을 비약적으로 향상시키는 것.

이하에, 두께감소 변형속도 (Z), 압하율 (R) 및 Si 량의 관계식을 발견한 실험에 대하여 서술한다.

진공 소형 용해로에서, Si : 0.5, 1.0, 1.5, 2.1, 3.2 wt% 를 함유하는 조성이 되는 50 ㎏ 강괴를 용해시키고, 열간 조압연에 의해 판두께 : 10 ㎜ 로 압연하였다. 또, 열연판의 최종 판두께를 1.5 ㎜ (일정) 로 하기 때문에, 기계절삭에 의해 열간 마무리압연전의 판두께를 열연조건에 따라 조정하였다. 이 절삭강판을 1150 ℃ 에서 30 분간 가열한 후, 850 ℃ 에서 1 패스의 열간 마무리압연을 행하고, 그 후 공냉하여 1.5 ㎜ 두께의 열연판을 제조하였다. 이 때, 압하율 (R) 및 두께감소 변형속도 (Z) 를 여러 가지로 변화시켰다. 그리고, 열간 마무리압연 직전의 평균 페라이트입경은 1000 ㎛ 이었다. 그 후, 이 열연판을 성분계에 따라 850 ∼ 1000 ℃ 사이의 페라이트 단상영역에서 열연판 소둔을 행하고, 산세후에 냉간압연하여 최종 판두께를 0.5 ㎜ 로 하고, 그 후, 850 ∼ 1000 ℃ 에서 30 초의 마무리 소둔을 행하였다.

이와 같이 하여 제조한 강판의 집합조직 및 자기특성을 평가한 결과를 표 3 에 나타낸다. 또, 표 3 의 결과에 대하여, 추가로 철손과 자속밀도의 LC 방향 평균치를 플롯하여 정리한 것을 도 1 에 나타낸다. 그리고, 도 1 중의 「」는 본 발명의 제조방법에 따라 제조한 강판을 나타내고, 「」는 본 발명의 적정 범위외의 제조조건에서 제조한 강판을 나타낸다. 도 1 에 의하면, 자기특성은, 도면중의 경계선을 경계로 하여 특성이 우열 이분된다. 또, 표 3 및 도 1 로부터 명확한 바와 같이, 열간 마무리압연, 소둔후의 (015) [100] 방위입자의 집적강도비 및 자기특성은, Si 량 및 압하율, 변형속도에 의해 크게 변화한다. 변형속도의 압하율에 대한 비가 클수록, 열연시의 입자내 불균일 변형이 작고, 입계로부터의 재결정이 발생하기 쉽기 때문이라고 생각된다.

또한, Si 량도 이와 같은 변형조직의 형성과 재결정 거동에 밀접하게 관계하고 있다. 그래서, 본 발명자들은 이들 관계를 여러 가지로 해석하였다. 결과를 도 2 에 나타낸다. 명확하게, 변형조직의 형성과 재결정 거동은, 압하율 (R) 에 대한 두께감소 변형속도 (Z) 의 비율 (Z/R) 과 Si 함유량에 의해 설명할 수 있다. 도 2 는, 표 3 의 조건을 기초로, 도 1 중에서 양호한 자기특성을 나타내는 것을 「」, 자기특성 불량재를 「」로 나타내고 있다. 이로부터, 본 발명의 제조방법에서는, 양호한 자기특성을 나타내기 위한 조건으로서, 도 2 에 나타낸 경계선보다 위에 위치하는 것, 즉 마무리압연기의 각 압연 스탠드에서의 압하율 (R) 및 두께감소 변형속도 (Z) 와 Si 량이 식 1 을 만족하는 것이 있는 것을 알았다.

(B) 마무리압연기의 제 1 스탠드에서의 압하율을 15 % 이상 30 % 이하로 하는 것

열간 마무리압연기의 초단(初段) 스탠드에서의 압하율은, 통상 사용되는 탠덤 압연기의 경우에는 30 ∼ 50 % 정도이다. 초단 스탠드에서의 압하율이 30 % 를 초과하면, 통상의 압연속도에서는 열연속도/압하율의 비가 작아지고, 집합조직이나 자기특성이 열화된다. 그 때문에, 제 1 스탠드에서의 압하율은 30 % 이하로 하였다. 그리고, 제 1 스탠드에서의 압하율은, 집합조직이나 자기특성이 열화된다는 악영향이 거의 나타나지 않는 25 % 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

한편, 제 1 스탠드에서의 압하율을 15 % 미만으로 하면, 제 2 스탠드 이후에서의 압하율을 크게하지 않을 수 없게 된다. 이에 따라, 제 2 스탠드 이후의 압연속도/압하율의 비가 작아지며, 결과로서 자기특성이 열화되는 경향이 있다. 그 때문에, 제 1 스탠드에서의 압하율은 15 % 이상으로 한다.

그리고, 이 조건이 자기특성 향상에 바람직한 것은 실시예 2 에서 나타낸다.

(C) (ⅰ) 열간 마무리압연에서의 총압하율을 70 % 이상 90 % 미만으로 하는 것

열간 마무리압연에서의 총압하율은, 그 후의 재결정 과정에서의 (015) [100] 방위입자의 생성, 및 다른 방위의 형성에 영향을 주며, 자기특성에 영향을 끼친다. 그 때문에, 열간 마무리압연에서의 총압하율은 70 % 이상 90 % 미만으로 하는 것이 바람직하다. 열간 마무리압연에서의 총압하율이 70 % 미만이면, (015) [100] 방위입자가 재결정하므로 충분한 변형이 축적되지 않기 때문에, 자기특성이 열화되는 경향이 있다. 또, 열간 마무리압연에서의 총압하율이 90 % 이상이면, (015) [100] 방위 이외의 방위를 갖는 입자의 재결정이 증가하므로, 오히려 자기특성을 열화시키는 경향이 있다.

(ⅱ) 열간 마무리압연기의 최종 스탠드의 출측에서의 강판중의 미재결정 연신된 페라이트입자의 평균 층간격이 250 ㎛ 이상인 것

열간 마무리압연기의 최종 스탠드의 출측에서의 강판중의 미재결정 연신된 페라이트입자의 평균 층간격이 250 ㎛ 이상으로 큰 경우에는, 그 후의 재결정 과정에서 입계상에 생성된 (015) [100] 방위입자의 안정도가 증가한다. 따라서, 전면 재결정시에도 (015) [100] 방위입자는 잔존하여, 집합조직 및 자기특성을 향상시킨다. 그리고, 여기에서 말하는 층간격이란 두께방향의 층간격을 의미한다. 즉, 미재결정 연신된 페라이트입자의 평균 층간격은 250 ㎛ 이상, 바람직하게는 250 ∼ 500 ㎛ 의 범위가 바람직하다.

그리고, 미재결정 연신된 페라이트입자의 층간격과 (015) [100] 방위입자의 안정성에 관한 야금적 관계는 반드시 명료하지는 않다. 그러나, 본 발명자들은 다음과 같이 이해할 수 있다고 생각했다.

본 발명자들은 여러 가지 검토한 결과, 열간압연후의 재결정 과정에서 생기는 (015) [100] 방위입자는 주로 연신된 입계로부터 생성되는 것을 발견하였다. 그러나, 통상의 열간압연 및 재결정후의 조직에는 이 방위입자는 거의 관찰되지 않는다. 즉, (015) [100] 방위입자는 본래 불안정한 방위라고 추리된다. (015) [100] 방위입자가 불안정한 것은, 열간압연후의 재결정 과정에서 재결정 입자끼리의 맞물림이 생기게 되면, (015) [100] 방위입자는 다른 방위입자에 먹히기 쉬워, 소멸하기 때문이라고 생각된다. 그러나, 연신된 입계상에 생성된 (015) [100] 방위입자가 인접한 재결정 입자와의 맞물림이 생기기 전에 충분히 큰 사이즈가 된 경우에는, 사이즈 효과에 의해 안정하게 되므로, 맞물림 과정에서도 잔존하기 쉬워진다. 즉, (015) [100] 방위입자가 잔존하기 위한 임계사이즈가 있다고 생각된다. 한편, 본 발명자들의 연구에 의하면, 본 발명의 대상이 되는 강의 열간압연후의 연신된 입계로부터의 핵 생성빈도는 그다지 크지 않다. 종래의 제조조건의 경우, 층간격은 통상 50 ㎛ 이하이다. 따라서, 종래의 제조방법의 경우에는, 동일 입계상의 인접 재결정 입자보다도, 인접하는 연신된 입계로부터의 재결정 입자와의 맞물림이 먼저 일어난다. 즉, 맞물림이 생길 때의 재결정 입자 사이즈는, 연신된 입자의 층간격에 의해 제어되어 있게 된다.

미재결정 연신된 페라이트입자의 층간격이 250 ㎛ 이상이고 (015) [100] 방위입자가 잔존하기 쉽다는 것은, 이러한 층간격이 임계사이즈의 생성조건에 대응하고 있는 것이라고 추리된다.

그리고, 이들 조건이 자기특성향상에 바람직한 것은 실시예 3 에서 나타낸다.

(D) (ⅰ) 열간 마무리압연기의 최종 스탠드에 들어갈 때의 강판은, 식 2 로 정의되는 스탠드 사이에서의 회복에 의한 변형에너지의 해방을 고려한 유효축적변형량 (Q) 이 1.0 이상인 것

τR = 7 ×10^-27ㆍexp(65110 ×T_i)

ε_i (0) : 강판이 열간 마무리압연기의 제 i 번째의 스탠드에서 받는 변형량

t_i : 강판이 제 i 번째의 스탠드로부터 최종 스탠드에 들어가기까지의 시간 (초)

f : 열간 마무리압연기를 구성하는 스탠드의 총수 (대)

T_i : 제 i 번째의 스탠드에서의 강판의 압연온도 (K)

(ⅱ) 열간 마무리압연기의 최종 스탠드에서의 압하율이 20 % 이상인 것

(015) [100] 방위입자는 미재결정의 페라이트 입계로부터 생성되는 것이고, 거기로부터 생성되는 (015) [100] 방위입자는 원래의 페라이트입자의 방위에 의하지 않고, 새로 발현되는 특이한 결정방위이다. 한편, 결정입계에는 열간압연을 행함으로써 변형에너지가 도입되어 축적된다. 이 축적된 변형에너지를, 열간압연기를 구성하는 스탠드 사이에서 회복에 의해 해방한 경우에는, 입계가 만곡하고, 스트레치기구 (벌징 : bulging) 에 의해 서브그레인, 곧 재결정이 생기게 된다. 벌징에 의해 생성된 재결정 입자는, 그 생성기구로부터 원래의 페라이트입자의 결정방위를 그대로 이어받는 경향이 있다. 따라서, 이 프로세스에서는 (015) [100] 방위입자를 생성할 수는 없다.

그래서, 본 발명자들은 페라이트입자를 미재결정 그대로 하고, 또한 회복에 의한 변형에너지의 해방을 일으키지 않고 페라이트 입계에 변형을 축적시키면, 이 축적된 변형에너지를 구동력으로 하여 (015) [100] 방위입자를 생성할 수 있다고 생각했다. 수많은 실험을 행한 결과, 실험식으로서, 열간 마무리압연시의 스탠드 사이에서의 회복에 의한 변형에너지의 해방을 고려한 축적변형량, 즉 최종 스탠드에 들어갈 때의 유효축적변형량 (Q) 을 나타내는 식 2 를 유도하는 것에 성공한 것이다. 그리고, 본 발명자들은 더욱 실험을 거듭한 결과, 이 변형량 (Q) 을 1.0 이상으로 함으로써, 최종 스탠드에 들어갈 때의 입계의 회복이 억제됨과 동시에, 변형에너지가 축적되며, (015) [100] 방위입자가 보다 강하게 발현될 수 있는 것을 발견하였다.

이상을 실험결과에 따라 설명한다. Si 를 2.0 wt% 함유하는 강 슬래브를 열간 조압연하고, 그 후에 열간 마무리압연으로 식 2 에서 구한 유효축적변형량 (Q) 및 열간 마무리압연기의 최종 스탠드에서의 압하율을 변화시켜, 열연판을 얻었다. 얻어진 열연판에 소둔을 실시하고, 재결정시켜 랜덤강도에 대한 (015) [100] 방위의 강도의 비를 측정하였다.

도 3 은 적용한 유효축적변형량 (Q) 및 열간 마무리압연기의 최종 스탠드에서의 압하율에 대응하는 위치에 결과를 플롯한 것이다. 도면중의 숫자는 (015) [100] 방위의 강도의 비, 기호는 (015) [100] 방위입자의 집적도를 나타내고 있다. 는 집적도 대, △ 는 집적도 중, ×는 집적도 소를 나타낸다. 도 3 으로부터도 명확한 바와 같이, 유효축적변형량 (Q) 이 1.0 이상이고, 열간 마무리압연기의 최종 스탠드에서의 압하율이 20 % 이상인 경우에 (015) [100] 방위강도비가 3.0 배 이상이 되는 것을 알 수 있다. 최종 스탠드에서의 압하율이 20 % 이상이어야 하는 것은, 벌징이 발생하고 있지 않은 입계로부터의 (015) [100] 방위가 핵 생성하기 위한 구동력을 부여하는데 필요하기 때문이다. 그리고, L 방향 및 C 방향의 자기특성을 보다 더 향상시킬 필요가 있는 경우에는, 상기 압하율을 30 % 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 유효축적변형량 (Q) 을 1.0 이상으로 하기 위한 구체적인 제조조건으로서는, 예컨대 열연온도를 저하시키는 것, 고속열간압연에 의해 스탠드 사이에서의 체재시간을 단축시키는 것 등을 들 수 있다.

성분 및 상술한 것 이외의 제조조건의 바람직한 범위를 이하에 나타낸다.

C : 0.050 wt% 이하

C 는 결정입계로의 편석 또는 탄화물의 형성에 의해 마무리압연기의 패스 사이에서의 재결정을 억제한다. 즉, 본 발명의 제조방법에서 필수사항의 하나인 열간 마무리압연전의 조대입자의 유지에 유효하게 작용하는 원소이다. 그러나, C 함유량이 0.050 wt% 를 초과하면, 제품에서 자벽이동이 억제되어 자기특성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, C 함유량의 상한은 0.050 wt% 가 바람직하다.

Si : 4.0 wt% 이하

Si 는 비저항을 증대시키고, 와전류손을 저감시키는 효과가 있으며, 본 발명에서는 필수의 첨가원소이다. 그러나, Si 함유량이 4.0 % 를 초과하면, 자속밀도의 저하가 커짐과 동시에 가공성이 저하된다. 따라서, Si 함유량은 4.0 wt% 이하가 바람직하다. 또, 비저항을 증가시키고, 집합조직을 보다 더 개선할 필요가 있는 경우에는, 1.0 wt% 초과한 Si 함유량으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그리고, 강중의 Si 함유량은, 전자강판의 제조조건과의 관계에서는 자기특성에 있어 바람직한 집합조직을 얻기 위해, 마무리열연시의 압하율과 변형속도와의 관계에서 한정되는 경우도 있다.

P : 0.35 wt% 이하

P 는 철손의 개선효과가 있지만, 0.35 wt% 를 초과하면 가공성이 악화되고, 열연균열이나 펀칭성의 열화 등이 발생할 우려도 있다. 따라서, P 함유량의 상한은 0.35 wt% 가 바람직하다. 그리고, P 함유량이 0.02 wt% 이상 0.2 wt% 이하의 경우, 열간 마무리압연 직전에서의 강 조직중에 존재하는 미세한 페라이트 재결정 입자의 체적분율이 작아져, 자기특성이 비약적으로 개선된다. 따라서, P 함유량을 0.02 wt% 이상 0.2 wt% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

S : 0.050 wt% 이하

S 는 MnS 를 형성하며, 열간 마무리압연패스 사이에서의 재결정을 억제한다. 따라서, 본 발명의 제조방법에서 필수의 발명특정사항의 하나인 열간 마무리압연전의 조대입자의 유지에 유효하게 작용한다. 그러나, S 함유량이 0.050 wt% 를 초과하면, 제품에서 자벽이동이 억제되는 작용에 의해, 자기특성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, S 함유량의 상한은 0.050 wt% 가 바람직하다.

Al : 2.0 wt% 이하, Mn : 2.0 wt% 이하

Al 과 Mn 은 모두 강의 탈산제이며, 또 비저항을 증대시켜 와전류손을 저감시키는 효과도 있다. 그러나, Al 과 Mn 의 함유량이 각각 2.0 wt% 를 초과하면, 자속밀도나 가공성이 크게 저하된다. 따라서, Al 과 Mn 의 함유량은 모두 2.0 wt% 의 범위가 바람직하다.

Cr : 10.0 wt% 이하

Cr 은 비저항을 증대시키고, 와전류손을 저감시키는 효과가 있다. 그러나, Cr 함유량이 10.0 wt% 를 초과하면, 자속밀도나 가공성이 크게 저하된다. 따라서, Cr 함유량은 10.0 wt% 이하의 범위가 바람직하다.

Mo : 2.0 wt% 이하, W : 2.0 wt% 이하, Cu : 2.0 wt% 이하

Mo, W 및 Cu 는 모두 비저항을 증대시키고, 와전류손을 저감시키는 효과가 있다. 그러나, 이들 각 함유량이 2.0 wt% 를 초과하면, 자속밀도나 가공성이 크게 저하된다. 따라서, Mo, W 및 Cu 의 각 함유량은 2.0 wt% 이하의 범위가 바람직하다.

Ni : 2.0 wt% 이하

Ni 는 비저항을 증대시키고, 와전류손을 저감시키는 효과가 있다. 그러나, Ni 함유량이 2.0 wt% 를 초과하면, 자속밀도가 크게 저하된다. 따라서, Ni 함유량은 2.0 wt% 이하의 범위가 바람직하다.

Co : 1.0 wt% 이하

Co 는 비저항을 증대시키고, 와전류손을 저감시키는 효과가 있다. 그러나, Co 함유량이 1.0 wt% 를 초과하면, 자속밀도의 저하나 비용상승이 현저하다. 따라서, Co 함유량은 1.0 wt% 이하의 범위가 바람직하다.

또, 미세입자의 생성을 보다 더 억제할 필요가 있는 경우에는, 추가로 Ti : 0.20 wt% 이하, V : 0.20 wt% 이하, Nb : 0.20 wt% 이하, Zr : 0.20 wt% 이하, Ta : 0.50 wt% 이하, As : 0.20 wt% 이하, Sb : 0.20 wt% 이하, Sn : 0.20 wt% 이하, B : 0.010 wt% 이하, N : 0.010 wt% 이하, O : 0.010 wt% 이하 중에서 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것이 보다 바람직하다.

Ti : 0.20 wt% 이하, V : 0.20 wt% 이하, Nb : 0.20 wt% 이하, Zr : 0.20 wt% 이하, Ta : 0.50 wt% 이하

Ti, V, Nb, Zr 및 Ta 는 모두 C 나 N 과 결합하며, 미세한 탄질화물로서 강 중에 석출된다. 이와 같은 석출물은 열간 마무리압연패스 사이에서의 재결정을 억제하기 때문에, 본 발명의 제조방법에 필수의 발명특정사항의 하나인 열간 마무리압연전의 조대입자의 유지에 유효하게 작용한다. 그러나, Ti, V, Nb 및 Zr 의 각 함유량이 0.20 wt% 를 초과하거나, 또는 Ta 함유량이 0.50 wt% 를 초과하면, 제품에서 자벽이동이 억제되어 자기특성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, Ti, V, Nb 및 Zr 의 각 함유량의 상한은 0.20 wt% 로 하고, Ta 함유량의 상한은 0.50 wt% 로 하는 것이 바람직하다.

As : 0.20 wt% 이하, Sb : 0.20 wt% 이하, Sn : 0.20 wt% 이하

As, Sb 및 Sn 은 모두 결정입계에 편석하고, 열간 마무리압연패스 사이에서의 재결정을 억제하기 때문에, 본 발명의 제조방법에서 필수의 발명특정사항의 하나인 열간 마무리압연전의 조대입자의 유지에 유효하게 작용한다. 그러나, As, Sb 및 Sn 의 각 함유량이 0.20 wt% 를 초과하면, 제품에서 자벽이동이 억제되어 자기특성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, As, Sb 및 Sn 의 각 함유량의 상한은 0.20 wt% 로 하는 것이 바람직하다.

B : 0.010 wt% 이하

B 는 결정입계로의 편석 또는 질화물을 형성하여 강중에 석출됨으로써 열간 마무리압연패스 사이에서의 재결정을 억제하기 때문에, 본 발명의 제조방법에서 필수의 발명특정사항의 하나인 열간 마무리압연전의 조대입자의 유지에 유효하게 작용한다. 그러나, B 함유량이 0.010 wt% 를 초과하면, 제품에서 자벽이동이 억제되어 자기특성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, B 함유량의 상한은 0.010 wt% 로 하는 것이 바람직하다.

N : 0.010 wt% 이하

N 은 질화물을 형성하고, 열간 마무리압연패스 사이에서의 재결정을 억제하기 때문에, 본 발명의 제조방법에서 필수의 발명특정사항의 하나인 열간 마무리압연전의 조대입자의 유지에 유효하게 작용한다. 그러나, N 함유량이 0.010 wt% 를 초과하면, 제품에서 자벽이동이 억제되어 자기특성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, N 함유량의 상한은 0.010 wt% 로 하는 것이 바람직하다.

O : 0.010 wt% 이하

O 는 산화물을 형성하고, 열간 마무리압연패스 사이에서의 재결정을 억제하기 때문에, 본 발명의 제조방법에서 필수의 발명특정사항의 하나인 열간 마무리압연전의 조대입자의 유지에 유효하게 작용한다. 그러나, O 함유량이 0.010 wt% 를 초과하면, 제품에서 자벽이동이 억제되어 자기특성이 열화되는 경향이 있다. 따라서, O 함유량의 상한은 0.010 wt% 로 하는 것이 바람직하다.

또, 본 발명의 전자강판은, 열간압연전의 가열영역에서도 페라이트 단상인 강, 즉 상변태를 발생시키지 않는 성분조성을 갖는 강으로 이루어지는 것이 바람직하다.

페라이트 형성원소의 함유량이 적을 때에는, 고온에서 오스테나이트상이 생성되고, 열간 마무리압연전에 페라이트 변태가 생겨 결정입자가 미세화되기 쉬워진다. 즉, 열간 마무리압연전의 평균 페라이트입경을 200 ㎛ 이상의 조대입자로 하는 것이 어려워지고, 자기특성의 개선효과가 충분히 얻어지지 않게 될 우려가 있다. 따라서, 열연 도중에서 무변태 강이 바람직한 것이다.

여기에서, 무변태 강을 얻기 위한 조성조건으로서는, 식 3 을 만족할 필요가 있다.

f = (1.5[Si] + 2[P] + 2.5[Al] + [Cr] + [Mo] + [W]) - (30[C] + 30[N] + 0.5[Mn] + 0.5[Cu] + [Ni]) ≥2.5 --- 식 3

단, f 는 무변태 지수, [ ] 는 wt% 를 의미한다.

또, 이제까지 나타낸 제조조건에 더하여, 이하에 나타내는 제조조건으로 한정하는 것이 보다 바람직하다.

(ⅰ) 슬래브 가열온도 : 1100 ∼ 1500 ℃ 의 범위

슬래브 가열온도가 높을수록, 가열시의 결정입자는 조대화한다. 슬래브 결정입자 조대화에 수반하여, 열간 마무리압연전의 결정입자도 조대화하기 쉬워진다. 따라서, 슬래브 가열온도를 높게 하는 것은 자기특성을 향상시키기에는 유효하다. 충분한 효과를 얻기 위해서는, 슬래브 가열온도는 1100 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 과도하게 고온으로 하는 것은 스케일 증가에 의한 수율 저하 등의 문제를 초래하기 때문에, 슬래브 가열온도의 상한은 1500 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

(ⅱ) 열간 마무리압연전의 가열 내지 보온 : 1000 ℃ 이상 1150 ℃ 이하의 온도범위

본 발명에서는 열간 마무리압연을 행하기 전에 있어서 조대입자를 얻는 것이 필요하다. 따라서, 열간 조압연후, 열간 마무리압연기에 들어갈 때까지, 강판온도로 1000 ℃ 이상 1150 ℃ 이하로 가열 내지 보온하여 결정입자를 조대화시켜 두는 것이 보다 바람직하다. 그리고, 이 가열시에 오스테나이트상이 되는 강은 그 후의 냉각시에 페라이트 변태가 생기는데, 초기 오스테나이트 입경이 크므로 마무리압연기에 들어갈 때의 페라이트입경의 조대화에 유효하며, 역시 바람직하다.

(ⅲ) 냉간압연에서의 압하율 : 50 ∼ 85 %

열간압연에 의해 형성된 조직을 냉간압연할 때, 냉간압연으로 지나치게 압하하면, <111> // ND 방위입자의 증가를 초래할 경향이 있다. 따라서, 냉간압연에서의 압하율의 상한은 85 % 로 하는 것이 바람직하다. 또, 냉간압연에서의 압하율이 너무 작으면, 정 Cube 입자가 감소하므로 냉연율은 50 % 이상인 것이 바람직하다.

본 발명에서, 열간압연 그대로 바로 냉연공정에 사용해도, 동일 성분의 재료를 종래의 프로세스에서 제조한 경우에 비교하여, 철손특성을 현저하게 향상시킬 수 있는데, 열간압연후에 열연판 소둔을 행하면, 철손특성의 향상은 보다 더 현저하게 나타남과 동시에 자속밀도도 향상된다.

상술한 것은 본 발명의 실시형태의 일례를 나타낸 것에 지나지 않고, 청구의 범위에서 여러 가지의 변경을 더할 수 있다. 예컨대, 본 발명에서는, 상기 구성에 더하여, 추가로 2 ∼ 10 % 의 스킨패스압연을 행하여 세미프로세스재로서 사용하고 응력제거소둔을 행할 수도 있으며, 이에 의해 보다 더 자속밀도와 철손의 개선효과를 기대할 수 있다.

(실시예 1)

표 4 및 표 5 에 나타내는 강을 전로에서 용제하고, 연속주조에 의해 200 ㎜ 두께의 슬래브로 하였다. 슬래브 1 ∼ 5 는 Si 함유량이 4 wt% 이하이며, 기본조성의 것이다. 슬래브 6 은 Si 함유량이 본 발명의 바람직한 범위를 일탈하고 있다. 슬래브 7 ∼ 19 는 전기저항증가에 의한 철손치의 개선을 목표로 하여 제 2 원소를 첨가한 조성으로 이루어진다. 그리고 슬래브 14 ∼ 17 은 적어도 1 종의 제 2 원소의 첨가량이 본 발명의 바람직한 범위를 초과하고 있는 것이다. 슬래브 18, 19 는 무변태 지수 (f) 의 영향을 조사한 것이다. 슬래브 20 ∼ 29 는 입계 편석 또는 석출물 형성원소를 첨가한 조성으로 이루어진다. 슬래브 21, 25, 28 은 이들 원소가 본 발명의 바람직한 범위를 일탈한 것이고, 각각 슬래브 20, 24, 27 에 대한 비교예이다. 또, 표 5 에는 무변태 지수 (f) 도 부기되어 있다.

이어서, 이들 슬래브를 재가열하고, 열간 조압연에 이어 열간 마무리압연을 행하였다. 슬래브 가열조건, 열간 마무리압연전 조건, 열간 마무리압연 조건 및 냉간압연 조건을 표 6 에 나타낸다. 그리고, 열간 조압연후 및 열간 마무리압연후의 판두께는 냉연판의 판두께가 0.50 ㎜ 가 되도록 설정하였다. 또한, 열간 마무리압연후의 소둔은 성분계에 따라 850 ∼ 1000 ℃ 의 페라이트 단상영역에서 행하였다. 또, 냉간압연후의 마무리 소둔은 850 ∼ 1000 ℃ 에서 행하였다. 각 제조조건과 함께, 오스테나이트상을 발생시키는 조성을 갖는 강에 대해서는 A_r1 변태점 (℃), 열간 마무리압연 직전의 등축 페라이트 체적분율 (%), 평균 페라이트입경 (㎛) 및 100 ㎛ 이하의 입경의 체적분율 및 냉간압연전의 ｛015｝<100> 방위의 집적강도비를 표 6 에 나타낸다. 또, 마무리 소둔후의 ｛100｝<001> 방위, ｛011｝<100> 방위, 및 <111> // ND 방위의 평균집적강도비와 자기특성을 표 7 에 나타낸다.

이하에, 표 6 및 표 7 에 기초하여 본 발명에 의한 자기특성의 개선결과에 대하여 서술한다. 여기에서, 본 발명에는 철손개선을 위한 비저항 증가성분도 포함되어 있다. 따라서, 표 6 및 표 7 에서의 본 발명의 효과는 철손과 자속밀도의 균형으로 종합적으로 판단하였다.

발명 강 1 ∼ 5 의 비교로부터, Si 량이 본 발명의 적정 범위내이면, 양호한 집합조직 및 자기특성이 얻어지는 것을 알 수 있다. 또, Si 량이 1 wt% 이하인 발명 강 1 및 2 와, Si 량이 1 wt% 초과인 발명 강 3 ∼ 5 의 비교로부터, Si 량이 1 % 를 초과하면 본 발명의 효과가 보다 더 발휘되는 것을 알 수 있다. 또한, Si 량이 본 발명의 적정 범위외 (4.2 wt%) 인 비교 강 6 은 자기특성이 열화되어 본 발명의 기대하는 효과가 얻어지고 있지 않다.

강 7 과 8 및 24 와 25 는, 각각 동일조성을 갖는 슬래브를 사용하여 종래제법과 본 발명의 제법에 의해 제조한 것이다. 이들 비교로부터, 본 발명법에 의해 제조한 강판은, 종래법에 의해 제조한 강판에 비교하여 현격히 우수한 자기특성을 갖는 것을 알 수 있다.

또, 발명 강 8 과 발명 강 21 ∼ 24, 26 및 27 의 비교로부터, 철손개선을 위해 Al, Mn 등의 제 2 원소를 첨가해도 우수한 집합조직 및 자기특성이 얻어지는 것을 알 수 있다.

발명 강 8, 21 ∼ 24, 26 및 27 과, 비교 강 28 ∼ 31 의 비교로부터, 철손개선을 위한 Al, Mn 등의 제 2 원소가 본 발명의 바람직한 범위를 일탈하면, 집합조직 및 자기특성이 저하되고, 본 발명의 효과는 발휘되지 않는 것을 알 수 있다.

편석 및 석출물 형성원소를 본 발명의 적정 범위내로 함유하는 발명 강 34, 36 ∼ 38, 40, 41 및 43 은 발명 강 8 과 동일하게 우수한 자기특성이 얻어지고 있는 것을 알 수 있다.

한편, 발명 강 8, 34, 36 ∼ 38, 40, 41 및 43 과, 편석 및 석출물 형성원소가 본 발명의 바람직한 범위를 일탈하는 발명 강 35, 39 및 42 의 비교로부터, 후자는 전자에 비교하여 자기특성의 개선효과가 작은 것을 알 수 있다.

발명 강 1 ∼ 5 의 비교, 및 발명 강 8 과 발명 강 32 및 33 의 비교로부터, 고온에서 오스테나이트로 변태하지 않는 무변태 강은 본 발명의 효과가 보다 더 강하게 발휘되고 있는 것을 알 수 있다.

발명 강 8 과 발명 강 10 의 비교로부터, 슬래브 가열온도가 본 발명의 바람직한 범위보다도 낮아지면, 열간 마무리압연전의 입경이 작아지고, 본 발명의 효과가 작아지는 것을 알 수 있다.

발명 강 8 과 발명 강 11 의 비교로부터, 열간 마무리압연전의 가열ㆍ보온공정의 채택에 의해, 슬래브 가열온도가 낮은 경우에도 열연전 입경이 조대화하고, 본 발명의 효과가 충분히 발휘되는 것을 알 수 있다.

발명 강 8 과, 열간 마무리압연온도가 본 발명의 적정범위보다도 높은 비교 강 12 및 13 의 비교로부터, 후자는 열간 마무리압연시의 패스 사이에서의 재결정에 의해 조대입자효과가 소멸하므로, 본 발명의 효과가 발휘되지 않는 것을 알 수 있다.

비교 강 15, 16 은, 열간 조압연 조건의 변경에 의해 열간 마무리압연전의 입경을 본 발명의 적정 범위외로 한 것이다. 발명 강 8 과의 비교로부터, 열간압연전의 페라이트입자가 본 발명의 조건을 만족하지 않는 경우에는 본 발명의 효과가 발휘되지 않는 것을 알 수 있다.

또, 발명 강 8, 9, 11 과, 열간 마무리압연전의 입경이 본 발명의 바람직한 범위 (650 ㎛ 이상) 외인 발명 강 10, 14 의 비교로부터, 후자의 경우에는 본 발명의 효과가 작아지는 것을 알 수 있다.

발명 강 8 과, Z/R 값이 본 발명의 범위외인 비교 강 17, 18 의 비교로부터, 후자의 경우에는 집합조직이 열화되고, 본 발명의 효과가 발휘되지 않는 것을 알 수 있다.

이상의 것으로부터, 본 발명의 제조방법의 필수요건을 모두 만족하고 있는 경우에만 우수한 자기특성이 얻어지는 것을 알 수 있다.

발명 강 8 과, 냉간압연에서의 압하율이 본 발명의 바람직한 범위외인 발명 강 19, 20 의 비교로부터, 후자의 경우에는 집합조직이 열화되고, 본 발명의 효과가 작아지는 것을 알 수 있다.

(실시예 2)

표 8 에 나타내는 강을 전로에서 용제하고, 연속주조에 의해 200 ㎜ 두께의 슬래브로 하였다. 이들 슬래브를 1200 ℃ 로 재가열하고, 열간 조압연을 행하여 40 ㎜ 두께의 시트 바 (sheet bar) 로 하고, 이어서 열간 마무리압연을 행하였다. 열간 마무리압연의 조건 및 그 압연직전의 입경을 표 9 에 나타낸다. 열간 마무리압연후의 판두께는 2.3 ㎜ 로 하였다. 열간 마무리압연후에 850 ∼ 1000 ℃ 에서 재결정 처리를 행하였다. 그 후, 냉간압연을 행하여 판두께 0.50 ㎜ 로 하고, 그리고 850 ∼ 1000 ℃ 에서 마무리 소둔을 행함으로써 전자강판 (강 No.1 ∼ 21) 을 제조하였다. 표 9 에 각 제조조건을 나타냄과 동시에, 마무리 소둔후의 집합조직 및 자기특성에 대해서도 병기하였다.

이하에, 본 발명에 의한 자기특성의 개선효과에 대하여 표 9 에 기초하여 서술한다. 여기에서, 본 발명에는 철손개선을 위한 비저항 증가성분도 포함되어 있다. 따라서, 표 9 에 나타내는 자기특성은 철손과 자속밀도 쌍방의 결과로부터 종합적으로 평가하였다.

본 발명에 따라 제조한 강 No.1, 5 와 6, 11, 15 와 16 과, 이들에 각각 사용한 것과 동일한 강 슬래브 종류를 사용하며, 본 발명 제조조건의 적어도 하나가 적정 범위외인 강 No.2 ∼ 4, 7 ∼ 10, 12 ∼ 14, 17 ∼ 19 를 비교하면, 전자는 후자에 비교하여 자기특성이 우수한 것을 알 수 있다.

그리고, Si 함유량이 본 발명의 적정 범위외인 것 이외에는 본 발명에 따라 제조한 강 No.20 은, 본 발명의 적정 범위외인 강 No.21 과 비교하여 자기특성에 현저한 차이가 관찰되지 않았다.

또, 제 1 스탠드에서의 압하율이 본 발명의 바람직한 범위내에서 제조한 강 No.5, 15 는, 본 발명의 적정 범위내이기는 하지만 바람직한 범위로부터는 벗어난 조건에서 제조한 강 No.6, 16 에 비교하여, 보다 더 자기특성이 우수한 것을 알 수 있다. 그리고, 표 9 중의 열간압연 및 재결정후의 (015) [100] 의 집적도의 랜덤조직에 대한 비율은 3.0 배 이상일 때, 또 마무리 소둔후의 면상입방방위의 집적도의 상기 비율은 2.0 배 이상일 때, 고스방위의 집적도의 상기 비율은 2.0 ∼ 10.0 배 이상일 때, 그리고 <111> // ND 방위의 집적도의 상기 비율은 2.0 배 이하일 때 양호한 자기특성을 갖고 있는 것을 알 수 있다.

따라서, 본 발명에서는, 열간압연 및 재결정후의 (015) [100] 의 집적도의 랜덤조직에 대한 비율을 3.0 배 이상, 마무리 소둔후의 면상입방방위의 집적도의 상기 비율을 2.0 배 이상, 고스방위의 집적도의 상기 비율을 2.0 ∼ 10.0 배 이상, 그리고 <111> // ND 방위의 집적도의 상기 비율을 2.0 배 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

(실시예 3)

표 10 에 나타내는 강을 전로에서 용제하고, 연속주조에 의해 200 ㎜ 두께의 슬래브로 하였다. 이들 슬래브를 1200 ℃ 로 재가열하고나서 열간 조압연을 행하고, 이어서 열간 마무리압연을 행하였다. 열간 마무리압연의 조건 및 열간 마무리압연후의 미재결정 연신된 페라이트입자의 층간격을 표 11 에 나타낸다. 열간 마무리압연의 판두께는 2.3 ㎜ 로 하였다. 층간격 및 총압하율은 열간 조압연 조건 및 열간 조압연후의 판두께에 의해 조정하였다.

그리고, 열간 마무리압연후에 850 ∼ 1000 ℃ 에서 재결정 처리를 행하고, 그 후 냉간압연을 행하여 판두께를 0.50 ㎜ 로 하고, 그리고 850 ∼ 1000 ℃ 에서 마무리 소둔을 행함으로써 전자강판 (강 No.1 ∼ 17) 을 제조하였다.

표 11 에 각 제조조건을 나타냄과 동시에, 마무리 소둔후의 집합조직 및 자기특성에 대해서도 병기하였다.

이하에, 본 발명에 의한 자기특성의 개선효과에 대하여 표 11 에 기초하여 서술한다. 여기에서, 본 발명에는, 철손개선을 위한 비저항 증가성분도 포함되어 있다. 따라서, 표 2 에 나타내는 자기특성은 철손과 자속밀도 쌍방의 결과로부터 종합적으로 평가하였다.

본 발명에 따라 제조한 강 No.1, 5, 9, 14 와, 본 발명의 제조조건 중 적어도 하나가 적정 범위외인 조건에서 제조한 강 No.2 ∼ 4, 6 ∼ 8, 10 ∼ 13, 15 를 강 종류마다 비교하면, 전자는 후자에 비교하여 자기특성이 우수한 것을 알 수 있다.

그리고, Si 함유량이 본 발명의 적정 범위외인 것 이외에는 본 발명에 따라 제조한 강 No.16 은 본 발명의 제조조건도 적정 범위외인 조건에서 제조한 강 No.17 과 비교하여, 자기특성에 현저한 차이가 관찰되지 않았다.

그리고, 표 2 중의 열간압연 및 재결정후의 (015) [100] 의 집적도의 랜덤조직에 대한 비율은 3.0 배 이상일 때, 또 마무리 소둔후의 면상입방방위의 집적도의 상기 비율은 2.0 배 이상일 때, 고스방위의 집적도의 상기 비율은 2.0 ∼ 10.0 배 이상일 때, 그리고 <111> // ND 방위의 집적도의 상기 비율은 2.0 배 이하일 때 양호한 자기특성을 갖고 있는 것을 알 수 있다.

(실시예 4)

표 12 에 나타내는 강을 전로에서 용제하고, 연속주조에 의해 200 ㎜ 두께의 강편 (강 슬래브) 으로 하였다. 이들 강 슬래브를 1200 ℃ 로 재가열하고, 40 ㎜ 두께의 시트 바로 열간 조압연을 행하고, 이어서 열간 마무리압연을 행하였다. 열간 마무리압연조건을 표 13 에 나타낸다. 열간 마무리압연후의 판두께는 2.3 ㎜ 로 하였다. 열간 마무리압연후에 850 ∼ 1000 ℃ 에서 재결정 처리를 행하고, 이어서 냉간압연을 행하여 판두께를 0.50 ㎜ 로 하였다. 그 후, 850 ∼ 1000 ℃ 에서 마무리 소둔을 행함으로써 전자강판 (강 No.1 ∼ 27) 을 제조하였다.

표 13 에 각 제조조건과 함께 집합조직 및 자기특성을 병기하였다.

그리고, 집합조직의 측정은 슐츠 X선 회절법에 의해 (110), (200), (211) 극점도를 구하고, 3 차원 방위 분포밀도를 계산하는 방법에 의해 행하였다.

이하에, 본 발명에 의한 자기특성의 개선효과에 대하여 표 13 에 기초하여 서술한다. 여기에서, 본 발명에는, 철손개선을 위한 비저항 증가성분도 포함되어 있다. 따라서, 표 13 에 나타내는 자기특성은 철손과 자속밀도 쌍방의 결과로부터 종합적으로 평가하였다.

본 발명에 따라 제조한 강 1 ∼ 3, 7 ∼ 10, 14 ∼ 17, 22 ∼ 24 와, 본 발명의 제조조건 중 적어도 하나가 적정 범위외인 조건에서 제조한 강 No.4 ∼ 6, 11 ∼ 13, 18 ∼ 21, 25 ∼ 27 을 강 종류마다 비교하면, 전자는 후자에 비교하여 자기특성이 현저하게 우수한 것을 알 수 있다.

또, 표 13 중의 열간압연 및 재결정후의 (015) [100] 의 강도의 랜덤조직의 강도에 대한 비율은 3.0 배 이상으로 함으로써, 마무리 소둔후의 면상입방방위의 강도의 상기 비율은 2.0 배 이상, 또한 고스방위의 강도의 상기 비율은 2.0 ∼ 10.0 배의 범위가 되고, 그리고 <111> // ND 방위의 강도의 상기 비율은 2.0 배 이하가 되고, 양호한 자기특성을 갖고 있는 것을 알 수 있다.

따라서, 본 발명에서는, 열간압연 및 재결정후의 (015) [100] 의 집적도의 랜덤조직에 대한 비율을 3.0 배 이상으로 하고, 마무리 소둔후의 면상입방방위의 강도의 상기 비율을 2.0 배 이상, 또한 고스방위의 강도의 상기 비율을 2.0 ∼ 10.0 배의 범위로 하고, 그리고 <111> // ND 방위의 강도의 상기 비율을 2.0 배 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

본 발명의 전자강판은, 강 조성 및 집합조직의 적정화를 도모함으로써, 종래의 전자강판에 비교하여 현격히 우수한 자기특성을 실현할 수 있다.

또, 본 발명의 전자강판의 제조방법에 의해, 종래의 제조방법에서는 실현이 곤란했던 L 방향 및 C 방향의 어느 방향의 자기특성 모두 우수한 고자속밀도 전자강판을, 특수한 냉간압연 및 소둔공정에 의지하지 않고, 공업적 또한 저렴하게 제조할 수 있다.

Claims

C : 0.050 wt% 이하, Si : 4.0 wt% 이하, P : 0.35 wt% 이하, S : 0.050 wt% 이하, Al : 2.0 wt% 이하, Mn : 2.0 wt% 이하, Cr : 10.0 wt% 이하, Ni : 2.0 wt% 이하, Co : 1.0 wt% 이하, Mo : 2.0 wt% 이하, W : 2.0 wt% 이하, Cu : 2.0 wt% 이하, Ti : 0.20 wt% 이하, V : 0.20 wt% 이하, Nb : 0.20 wt% 이하, Zr : 0.20 wt% 이하, Ta : 0.50 wt% 이하, As : 0.20 wt% 이하, Sb : 0.20 wt% 이하, Sn : 0.20 wt% 이하, B : 0.010 wt% 이하, N : 0.010 wt% 이하, O : 0.010 wt% 이하, 잔부 Fe 및 불순물로 이루어지고, 재결정 냉간압연판 조직의 ｛100｝<001> 방위강도/랜덤방위강도의 비가 2.0 이상이고 또한 ｛011｝<100> 방위강도/랜덤방위강도의 비가 2.0∼10.0 인 것을 특징으로 하는 L 방향 및 C 방향의 자기특성이 우수한 전자강판.
제 1 항에 있어서, 재결정 냉간압연판 조직의 <111> // ND 방위강도/랜덤방위강도의 비가 2.0 이하인 것을 특징으로 하는 L 방향 및 C 방향의 자기특성이 우수한 전자강판.
규소강 슬래브를 열간 조압연하여 강판을 형성하는 단계와,

상기 열간 조압연판을 열간 마무리압연하는 단계와,

상기 열간 마무리압연판을 임의로 소둔하는 단계와,

상기 열간 마무리압연판 또는 임의의 소둔판을 냉간압연하는 단계와,

상기 냉간압연판을 마무리 소둔하여 전자강판을 제조하는 단계로 이루어지며,

상기 열간 마무리압연판 또는 임의의 소둔판이 재결정 열간압연판이고,

상기 재결정 열간압연판 조직의 (015) [100] 방위강도/랜덤방위강도의 비가 3.0 이상이 되고, 또한

상기 재결정 냉간압연판 조직의 ｛100｝<001> 방위강도/랜덤방위강도의 비가 2.0 이상이고, {011｝<100> 방위강도/랜덤방위강도의 비가 2.0∼10.0 인 것을 특징으로 하는 L 방향 및 C 방향의 자기특성이 우수한 전자강판의 제조방법.
제 3 항에 있어서, 열간 조압연후의 조직이, 등축 페라이트입자의 체적분율 : 80 % 이상, 등축 페라이트입자의 평균입경 : 300 ㎛ 이상 또한 입경 : 100 ㎛ 이하의 재결정 페라이트입자의 체적분율이 20 % 이하이고, 열간 마무리압연기 입측의 강판온도를, 오스테나이트상을 발생시키는 성분조성을 갖는 강에 대해서는 A_r1 변태점 이하이고 또한 900 ℃ 이하 500 ℃ 이상, 오스테나이트상을 발생시키지 않는 성분조성을 갖는 강에 대해서는 900 ℃ 이하 500 ℃ 이상으로 하고, 열간 마무리압연 총압하율을 30 % 이상으로 하는 전자강판의 제조방법.
제 4 항에 있어서, 마무리압연 스탠드에서의 압하율 (R) 에 대한 두께감소 변형속도 (Z) 의 비율이 식 1 을 만족하는 전자강판의 제조방법.

Z/R ≥0.51 - 0.04 [Si] --- 식 1

마무리압연기의 각 압연 스탠드에서의 압하율 : R (%) = (1-t/t₀) ×100

두께감소 변형속도 : Z(s^-1) = ln(t₀/t) / [｛(d/2) ×cos^-1((d-t₀+t)/d)｝/ ｛V ×1000/60｝]

t₀ 및 t : 각각 각 압연 스탠드의 입측 및 출측 판두께 (㎜)

d : 각 스탠드의 워크롤의 외경 (㎜)

V : 각 스탠드의 출측에서의 강판반송속도 (m/분)
제 4 항에 있어서, 마무리압연기의 제 1 스탠드에서의 압하율을 15 % 이상 30 % 이하로 하는 전자강판의 제조방법.
제 4 항에 있어서, 열간 마무리압연에서의 총압하율을 70 % 이상 90 % 미만으로 하고, 열간 마무리압연기의 최종 스탠드의 출측에서의 강판중의 미재결정 연신된 페라이트입자의 평균 층간격을 250 ㎛ 이상으로 하는 전자강판의 제조방법.
제 4 항에 있어서, 강편을 열간 조압연하고나서, 열간 마무리압연기의 제 1 스탠드에 들어갈 때의 강판 조직을 페라이트 단상 조직으로 하고, 열간 마무리압연기의 최종 스탠드에 들어갈 때의 강판의 유효축적변형량 (Q) 이 1.0 이상이고, 열간 마무리압연기의 최종 스탠드에서의 압하율이 20 % 이상인 전자강판의 제조방법.

유효축적변형량 (Q) : 식 2 로 정의되며, 스탠드 사이에서의 회복에 의한 변형 에너지의 해방을 고려함

τR = 7 ×10^-27ㆍexp(65110 ×T_i)

ε_i (0) : 강판이 열간 마무리압연기의 제 i 번째의 스탠드에서 받는 변형량

t_i : 강판이 제 i 번째의 스탠드로부터 최종 스탠드에 들어가기까지의 시간 (초)

f : 열간 마무리압연기를 구성하는 스탠드의 총수 (대)

T_i : 제 i 번째의 스탠드에서의 강판의 압연온도 (K)