KR100675744B1 - 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법 - Google Patents

고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 최상의 기계적 마그네틱 성질을 갖는 전기강철에서 만들어지는 고투자율 결정을 생산하기 위한 방법을 제공하는 것이다. 약 1.5㎜ 에서 4㎜의 두께를 갖는 핫밴드는 약 2.0 에서 4.5％의 실리콘, 약 0.1 에서 1.2％ 이상의 크롬미늄, 약 0.02 에서 0.08％의 카본, 약 0.01 에서 0.05％의 알루미늄, 0.1％ 이상의 황, 약 0.14％ 이상의 셀레늄, 약 0.03％에서 0.15％의 망간, 약 0.2％ 이상의 주석 및 약 1％ 구리 및 철을 포함하고 무게에 의한 모든 비율로 조합된 조성물을 갖는다. 상기 밴드는 약 45μΩ-㎝의 볼륨저항율, 약 20％의 감마철부피율(τ1150℃) 및 최종 콜드롤링 전의 표면에 스트립의 전체두께의 약 2％ 등정형층 두께를 갖는다. 상기 밴드는, 875-900℃ 에서 400℃ 사이의 온도에서 적어도 30℃/sec의 비율로 콜드롤링에 앞서 아닐링 후 빠르게 냉각된다. 상기 밴드는 적어도 80％의 최종 감소, 아닐링, 디카브리제이션 및 적어도 일측면에 아닐링 세퍼레이터와 코팅되는 하나 또는 그 이상의 스테이지 내에서 냉각감소된다. 최종 아닐링은 안정한 제2 결정성장 및 적어도 1840(H/m)의 796 A/m 에서 측정된 투자율을 제공한다.
마그네틱, 강철, 밴드, 감마철, 스트립, 롤링, 아닐링

Description

고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법{METHOD FOR PRODUCING A HIGH PERMEABILITY GRAIN ORIENTED ELECTRICAL STEEL}
본 발명은 약 2.0 에서 4.5％의 실리콘, 약 0.1 에서 1.2％의 크롬미늄, 적어도 약 0.01％의 카본 및 약 0.01 에서 0.05％의 알루미늄을 포함하는 열처리된 스트립 또는 밴드로부터 전기강철에서 만들어지는 고투자율(高透磁率) 결정을 생산하는 방법에 관한 것이다. 상기 강철스트립은 일반적으로 약 45μΩ-㎝의 볼륨저항율, 약 20％의 감마철부피율(τ1150℃) 및 최종 콜드롤링 전의 표면에 스트립의 전체두께의 약 2％ 등정형(ISOMORPHIC, 等晶形)층 두께를 갖는다.
전기강철은 크게 두가지 분류로 특성화된다. 순수하지 않은 전기강철은 모든 분야에서 일정한 마그네틱 성질을 제공하도록 설계된다. 상기 강철은 철, 실리콘 및 강철판의 보다 높은 볼륨저항률을 분배하는 알루미늄을 포함하여 코어손실(CORE LOSS)이 보다 낮다. 순수하지 않은 전기강철은 망간, 인 및 보다 높은 볼륨저항율을 제공하는 분야에서 공통적으로 알려진 다른 요소를 함유하고 자기화되는 동안에 보다 낮은 코어의 손실이 일어난다.
전기강철에서 만들어지는 결정은 우선 결정 방향(ORIENTATION)의 발달을 위해 높은 마그네틱 성질을 갖음과 동시에 높은 볼륨저항률을 갖도록 설계된다. 상기 강철은 결정 성장 억제제가 이용되어 차별화되고, 상기 공정과 결정방향의 질(QUALITY)은 796A/m 에서 측정되는 고투자율에 의해 나타나는 것에 의해 이루어진다. 종래 전기강철에서 만들어지는 결정은 적어도 1780의 투자율을 갖는 반면에 전기강철에서 만들어지는 투자율 결정은 적어도 약 1840(H/m)의 투자율과 1880(H/m)보다 크다. 일반적으로 상업적인 볼륨저항률은 45-55μΩ-㎝ 범위의 전기강철에서 만들어지는 결정을 생산하고, 상기 결정은 2.95%에서 3.45%의 실리콘을 포함하는 철과 제철 방법에서 일어나는 다른 불순물이 더 해져서 제공된다. 상기 주요한 공정은 용해(MELTING), 슬랩(SLAB) 또는 스트립 캐스팅(STRIB CASTING), 슬랩 재가열(SLAB REHEATING), 핫롤링(HOT ROLLING), 아닐링(ANNEALING), 콜드롤링(COLDING ROLLING)을 포함한다.
전기강철에서 만들어지는 결정에서 원하는 마그네틱 성질을 얻기 위해서는, 큐브-온-에지(CUBE-ON-EDGE) 결정방향은 제2차 결정성장 분야에서 이루어지는 공통적인 공정에 의해 강철의 최종 높은 온도 아닐에 의해 발전된다. 제2 결정성장은, 작은 큐브-온-에지가 다른 방향의 결정을 소비한 우선적으로 성장한 결정을 만드는 공정이다. 활발한 제2 결정성장은 기본적으로 두가지 요소에 의존한다. 첫째, 결정구조 및 강철의 투명한 조직, 특히 표면과 강철표면의 근접한 표면은 제2 결정성장을 위해 적합한 조건을 제공한다. 둘째, 알루미늄 니트라이드(ALUMIUM NITRIDE), 망간설파이드(MANGANESE SULFIDES), 망간셀레나이드(MANGANESE SELENIDE) 또는 그와 같은 제1의 결정 성장을 제한하는 성장 억제제 분산은, 제2 성장이 완료될 때 까지 제공되어야 한다.
상기 강철의 조성물 및 그 공정은 결정성장 억제제의 조직, 미세조직 및 투명결정조직에 영향을 준다. 상기 전기강철에서 만들어지는 높은 투자율결정을 생산하는 일반적인 방법은 알루미늄 니트라이드 침전 또는 망간설파이드와 조합되는 알루미늄 니트라이드 침전, 및/또는 제1 결정성장 억제를 위한 망간셀레나이드와 조합되는 알루미늄 니트라이드 침전에 의존한다. 다른 침전은 구리와 구리와 같은 알루미늄 니트라이드와의 조합을 포함한다. 밴드가 열처리 되는 공정에서 표면의 특성과 강철표면의 가까운 표면층은 전기강철에서 만들어지는 높은 투자율 결정의 발달에 매우 중요하다. 카본의 소모, 감마철의 실질적인 부족 및 감마철의 분해가 일어나는 표면의 일정영역은 단상 또는 등정형(ISOMORPHIC), 페라이트 미세구조가 제공되고, 표면 디카브리제이션(DECARBURIZATION)층으로 해당분야에 알려져 있다. 여하튼 상기 표면의 일정영역은 등정형(ISOMORPHIC)과 자른 밴드 및 그와 같은 다형(POLYMORPHIC), 페라이트와 감마철의 혼합된 위상 또는 생성물의 분해 내부층 사이에 제한영역으로 정의된다. 활력적인 성장을 지지하는 가장 높은 가능성과 함께 큐브-온-에지 제2 결정 핵과 큐브-온-에지 제2 결정 방향의 높은 등급을 생산하는 것은 등정형 또는 등정형 표면층과 다형 내면측 사이에 제한영역을 포함한다.
낮은 코어손실(CORE LOSS)를 갖는 전기강철에서 만들어지는 결정의 발달에서 보다 높은 강철 저항율의 강철은 탐구된다. 일반적으로 보다 높은 실리콘 레벨은 감마철과 페라이트 위상 사이에 적합한 비율 또는 위상밸런스를 유지하는 감마철 형태의 요소의 높은 레벨을 요구하는 것이 이용된다. 카본은 감마철 레벨의 증가를 위해 가장 공통적으로 더해진다.
강철에서 만들어지는 높은 투자율 결정의 생산에서 상기 실리콘과 카본의 보다 높은 레벨의 이용은 곤란하고 많은 생산비용을 증가시켜 제조상 문제점의 원인이된다. 결점에 중대한 영향을 미치는 실리콘이 보다 높은 레벨이 되고 카본이 보다 낮은 고상선온도가 되는 것은 응결, 슬랩 또는 스트립 캐스팅, 슬랩 또는 스트립 리히팅 및/또는 핫롤링과 같은 높은 온도공정에서 일어난다. 상기 실리콘의 높은 레벨의 사용, 보다 낮은 각을 갖는 카본의 사용은 물리적인 유연성이 감소되고 불안정이 증가되고, 보다 어렵게 철을 제조하고 많은 비용이 소요된다. 보다 높은 레벨의 실리콘과 낮은 범위의 카본은 제2 결정성장의 안정을 해치는 요소가 된다. 따라서 상기 실리콘 레벨이 증가함에 따라, 질소(NITROGEN)의 열역학적 활성의 증가 및 가용성 알루미늄 니트라이드 결정 성장 억제제는 감소한다. 보다 높은 용해 온도는 아닐링한 밴드를 생산함에 있어 낮은 생산성과 높은 생산비용이 요구된다. 높은 레벨의 카본은 보다 어렵고 비용이 많이 드는 아닐링을 디카브리제이션하기 때문에 실리콘은 카본제거를 위해 필요한 시간을 증가시킨다.
상술한 여러가지 단점을 극복하기 위해, 높은 볼륨저항율 및 개선된 공정을 갖는 전기강철에서 만들어지는 고투자율 결정을 생산하기 위한 개선된 방법이 요구되는 현실이다. 본 발명의 방법에서 실리콘, 크롬미늄 및 카본의 적합한 비율이 활발하게 제공되고 제2 결정성장 및 최상의 마그네틱 성질을 위해 안정되게 제공된다. 본 발명에 의한 방법은 디카브리제이션 공정을 개선하는 것이다.
발명의 요약
전기강철에서 만들어지는 고투자율결정은 크롬미늄으로 조성되는 실리콘 강철로부터 생산된다. 상기 결정성장 억제제는 제1 알루미늄 니트라이드 또는 망간설파이드/ 망간셀렌나이드의 하나 또는 그이상과 조합되는 알루미늄 니트라이드 또는 다른 억제제와 조합되는 알루미늄 니트라이드이다. 상기 강철은 적어도 1840(H/m)의 796 A/m 에서 측정된 투자율을 갖는 최상의 마그네틱 성질을 가지고 있다. 상기 강철은 개선된 공정성 및 생산성을 가지고 있고, 특히 아닐링하는 때에 디카브리제이션(DECARBURIZATION)에서 카본제거에 필요한 시간이 현저하게 감소된다.
열처리되는 밴드는 약 2.0 에서 4.5％의 실리콘, 약 0.1 에서 1.2％의 크롬미늄, 약 0.01％ 이상의 카본, 약 0.01 에서 0.05％의 알루미늄 및 철을 균형되게 포함하고 조합하는 단계가 제공된다. 첨가제는 0.1%의 황, 약 0.14% 이상의 셀레니움, 약 0.03에서 약 0.45%의 망간, 약 0.2%의 주석 및 약0.1% 이상의 구리를 포함한다. 다른 첨가제는 약 0.2% 이상의 몰리브덴, 약 0.2% 이상의 안티몬, 약 0.02% 이상의 붕소, 약 1% 이상의 니켈, 약 0.2% 이상의 창연, 약 0.2% 이상의 3가의 인, 약 0.1% 이상의 비소, 약 3% 이상의 바나듐을 포함한다. 상기 함유량의 범위는 예시된 바람직한 범위 내에서 이루지거나 바람직한 범위 보다 넓게 조합되어 이용될 수 있다.
상기 강철은 적어도 약 45μΩ-㎝의 볼륨저항율을 갖고, 적어도 약 20%의 감마철부피율이 열처리공정에 존재하고 적어도 강철의 표면이 열처리된 강철의 적어도 약 2%의 두께를 되는 등정형 층을 갖도록 적어도 약 0.01%의 카본을 갖는다.
상기 강철은, 상기 스트립이 디카브리제이션 된 후에 최종 두께를 위한 적어도 하나의 냉각감소 스테이지를 이용한 공정이다. 상기 디카브리제이션된 강철은 세퍼레이터 코팅 아닐링과 함께 적어도 하나의 표면에 코팅되고, 제2 결정성장을 얻을 수 있고 포스테라이트 코팅(a forsterite coating)을 발전시킬 수 있고, 강철의 순도를 올리는 아닐링되는 높은 온도이다.
상기 알루미늄 니트라이드의 용해생성물을 감소하는 질소의 열역학 활성을 보다 낮게 하는 크롬미늄의 첨가는 결정성장 억제제를 형성하는데 이용된다. 따라서 본 발명에 의한 강철은 핫롤링 후에 알루미늄 니트라이드의 이른 침전이 숩게 되지 않는다. 부가하여 낮은 아닐링 온도 및/또는 짧은 아닐링 시간이 콜드롤링에 앞서 알루미늄 니트라이드의 비교되는 양이 공급될 때 이용되고, 제조비용이 낮은 에너지 사용으로 감소하고 아닐링 생산성이 증가하여 매우 효과적이다.
상기 열처리된 밴드는 적어도 20%의 감마철 부피율을 갖고 제1 감마철 분해 생산으로써 야금형성을 보호하기 위해 최종 두께를 위해 콜드롤링에 앞서 빠르게 냉각된다. 본 발명에 의한 상기 크롬미늄 함유 강철은 마텐자이트 및/또는 유지되는 감마철으로 변형되는게 쉽지 않다. 매우 빠른 담금질은, 감마철이 유지되는 감마철 및/또는 마텐자이트로써 고정된 제2 위상으로 변화되는 것이 확보되어야 하고, 원하는 큐브-원-에지 결정 방향 및 마그네틱 성질 적정한 발달이 필요하게 된다. 약 0.60% 상승한 크롬미늄은 담금질시작온도를 증가시킨다.
본 발명에 의한 강철은 최종 생성물인 마그네틱의 성질을 잃게 하지 않고 상 술한 범위 내에서 개선되는 것이 실현될 것이다.
바람직한 실시예의 설명
본 발명은 높은 볼륨 저항비를 갖는 전기강철에서 만들어지는 고투자율 결정을 생산하고 그 개선된 공정을 제공하는 것으로, 특히 본 발명은 디카브리제이션 아닐링에서 생산성을 확실하게 개선할 수 있는 방법을 제공하는 것이다. 본 발명의 방법으로부터 생산되는 고투자율 전기강철은, 결정성장 억제제 형상을 이용한 알루미늄 니트라이드의 용해 생성물을 감소하는 질소의 열역학적 활성이 낮은 크롬미늄을 부가한 종래 기술의 방법보다 큰 장점이 있다. 본 발명의 강철은 개선된 제어를 제공하는 핫롤링 후에 알루미늄 니트라이드 침전이 빠르게 일어나지 않는다. 부가하여 보다 낮은 아닐링 온도 및/또는 보다 짧은 아닐링 시간은, 콜드롤링에 앞서 알루미늄 니트라이드의 비교할 수 있는 양이 제공되는 동안에 보다 적은 에너지의 이용으로 생산 비용이 적게 들고 아닐링 내에서의 생산성이 증가되기 때문에 이용된다.
본 발명은, 전기강철에서 만들어지는 고투자율 결정이 약 1.5에서 약 4mm 두께의 열처리된 밴드로부터 생산되는 공정을 제시한다. 상기 롤링에 앞서 상기 밴드는 약 2.0 에서 4.5％의 실리콘, 약 0.1 에서 1.2％의 크롬미늄, 약 0.01％ 이상의 카본, 약 0.01 에서 0.05％의 알루미늄 및 철을 균형되게 포함하고 무게에 의한 모든 비율로 조합된 조성물을 갖는다. 첨가제는 0.1%의 황, 약 0.14% 이상의 셀레니움, 약 0.03에서 약 0.45%의 망간, 약 0.2%의 주석 및 약0.1% 이상의 구리를 포함한다. 다른 첨가제는 약 0.2% 이상의 몰리브덴, 약 0.2% 이상의 안티몬, 약 0.02% 이상의 붕소, 약 1% 이상의 니켈, 약 0.2% 이상의 창연, 약 0.2% 이상의 3가의 인, 약 0.1% 이상의 비소, 약 3% 이상의 바나듐을 포함한다. 상기 함유량의 범위는 예시된 바람직한 범위 내에서 이루지거나 바람직한 범위 보다 넓게 조합되어 이용될 수 있다. 상기 모든 퍼센트 및 사양은 무게%이고 언급하지 않았으면 콜드롤링에 앞선 것으로 결정된다.
바람직한 조성물은 2.75-3.75％의 실리콘, 0.25 보다 크고 약 0.75％ 정도의 크롬미늄, 약 0.03％ 에서 약 0.06％의 카본, 약 0.02 에서 0.03％의 알루미늄, 약 0.005％ 에서 약 0.01％의 질소, 약 0.05 에서 0.15％의 망간, 약 0.05 에서 0.1%의 주석, 약0.02에서 0.03%의 황 및/또는 셀레니움, 약 0.05 에서 0.25%의 구리 및 철을 효과적으로 밸런스을 맞출 수 있는 요소롤 구성된다. 또 다른 바람직한 조성물의 범위는 특이하거나 넓게 조합하거나 바람직한 범위 내에서 이용될 수 있다. 더욱 바람직한 조성물은 3.0-3.5%의 Si 이다. 높은 실리콘이 더 높은 볼륨저항률을 공급하여 코어손실를 개선할 수 있는 반면에, 형상 및/또는 페라이트 위상의 안정과 감마철 부피율(τ1150℃)에서의 감소에 대한 실리콘의 효과는 설정위상밸런스, 미세구조특성 및 기계적성질을 유지할 수 있도록 고려되어야 한다.
콜드롤링에 앞선 열처리된 밴드의 조성물은 약 0.01％ 이상의 카본, 바람직하게는 약 0.02 에서 0.08％의 카본과 보다 바람직하게는 약 0.03 에서 0.06％의 카본이다. 콜드롤링에 앞선 열처리된 밴드의 약 0.01%이하의 카본레벨은 제2 의 재결정화가 불안정하고 생산에서 큐브-온-에지 방향의 양이 불충분하기 때문에 바람직하지 않다. 카본의 0.08% 이상의 높은 퍼센트는 등정형 층이 얇아져서 약한 제2 결정 성장을 초래하고 보다 낮은 양의 큐브-온-에지 방향을 제공하고 아닐링의 디카브리제이션에서 0.003% 보다 낮은 카본을 얻는 어려움이 중가하는 결과를 초래하기 때문에 바람직하지 않다. 본 발명에서 카본의 양은 아닐링의 디카브리제이션이 감소되는 동안 제거되도록 필요하고, 아닐링의 디카브리제이션 동안 보다 적은 시간을 사용하기 위해 필요하고 개선된 생산성 및 제조비용을 줄이기 위해 필요하다.
본 발명의 초기의 강철은 열처리된 밴드로부터 제조된다. 상기 "열처리된 밴드"는, 주괴(鑄塊)캐스팅(INGOT CASING), 두꺼운슬랩캐스팅(THICK SLAB CASTING), 얇은슬랩캐스팅(THIN SLAB CASTING), 스트립캐스팅(STRIP CASTING) 또는 카본, 실리콘, 크롬미늄, 알루미늄 및 질소를 포함하는 철을 함유한 용해 조성물을 이용하여 컴팩트한 스트립 생산물을 만드는 다른 방법을 이용하게 생산되는 긴 강철로 이해하면 될 것이다.
실리콘, 크롬미늄 및 카본은 본 발명에 의한 방법에서 제1 직접적으로 관계하고 있는 요소이고, 다른 요소 역시 양이 정해지는 것에 따라 감마철의 양에 영향을 줄 것이다. 상기 등정형 층의 두께 및 감마철 부피율은 최종 두께에서 콜드롤링 전의 카본 함유량의 변화에 의해 영향을 받게 될 것이다.
방정식(1)은 철의 볼륨저항비(ρ)에 합금된 첨가제의 영향을 계산하기 위해 사용되는 방정식이다.
(1) ρ,μΩ-㎝ = 13 + 6.25(%Mn) + 10.52(%Si) + 11.82(%Al) + 6.5(%Cr) + 14(%P)
여기서 Mn,Al, Cr 및 P 는 강철의 조성물을 포함하는 망간, 실리콘, 알루미늄, 크롬미늄 및 인의 퍼센트이다. 높은 볼륨저항율을 갖는 전기강철이 요구되는 가운데, 종래 기술에 의한 일반적인 방법은 합금에 있는 실리콘의 퍼센트를 증가시키는 것에 의존했다. 종래 기술에서 보는 바와 같이 실리콘 퍼센트의 증가는 상대적인 감마철과 페라이트 비율에서 위상 밸런스가 별경할 수 있다.
방정식(2)는 Sadayori의 "Development of Grain Oriented Si Steel Sheets with Low Iron Loss", Kawasaki Seietsu Giho, vol. 21, No. 3, pp.93-98, 1989 에 기재된 방정식의 확장된 형태로 실리콘 3.0-3.6% 를 함유하고 0.030-10.065%의 카본을 함유한 철의 1150℃(τ1150℃)에서 감마철 부피율의 피크를 계산하기 위한 방정식이다.
(2) τ1150℃ = 64.8 - 23(%Si) - 61(%Al) + 9.89(%Mn + %Ni) + 5.06(%Cr + %Ni + %Cu) + 694(%C) + 347(%N)
위상밸런스는 강철에서 만들어지는 고투자율 결정에서 매우 중요하며 일반적으로 강철은 적어도 약20% 감마철, 다르게는 20 에서 50%, 그리고 바람직하게는 약 30 에서 40%의 감마철을 함유하고 있다.
공정동안에의 감마철 위상의 프로비젼은 전사공정 아닐링 동안에 알루미늄 니트라이드 용해도를 높이기 위해 그리고 자른 <111> 재결정화 조직을 발달시키기 위해(마텐자이트 및/또는 유지되는 감마철과 같은 고정위상을 갖는 변화) 일반 결정 성장을 제어하는 것을 제공한다; 일반적으로 높은 실리콘 레벨은 방정식(2)에서 보여지는 바와 같이 설정된 위상 밸런스을 지속하도록 더 높은 카본 함유량을 필요로 한다. 실리콘과 카본의 높은 퍼센트는 전기강철 내에서 무리적인 성질을 없애는데 쓰여지고, 원칙적으로 부서지기 쉽게되고 디카브리제이션 동안에 카본을 제거하는 어려움이 증가한다. 본 발명은 최상의 마그네틱 성질을 제공하고 크롬미늄의 첨가에 의한 실리콘 및 카본의 레벨을 감소하는 공정이다.
본 발명에 의한 강철에 의해 만들어지는 고투자율 결정은 약 0.1% 에서 약 1.2% 범위의 크롬미늄을 함유하고, 보다 바람직하게는 0.25% 보다 크고 약 0.6% 정도 이고, 더욱 바람직하게는 0.3%보다 크고 약 0.5% 정도가 가장 바람직하다. 약 1.2% 보다 적은 크롬미늄은 감마철의 형태를 촉진시키고 반면에 약 1.2% 이상의 크롬미늄은 디카브리제이션과 유리필름에 반대적인 효과를 준다.
상기 열처리된 등정형 층의 두께는 안정한 제2 성장을 얻기 위해 중요하다. 상기 실리콘, 카본 또는 크롬미늄을 더 많이 사용하는 것은 상기 층의 두께를 감소한다. 일반적으로 상기 열처리된 밴드는, 최종 두께에 콜드롤링에 앞서 30초 이상의 담금시간 동안 1000-1200℃ 의 산화기압 하에서 핫롤되고 아닐링된다. 냉각감소 앞서서 불충분한 카본의 제거는 보다 얇아진 표면의 등정형 층을 초래하다. 본 발명에서, 상기 카본, 실리콘 및 크롬미늄레벨은, 최종 냉각 감소에 앞서서 카본 제거에 적게 의존하는 안정한 제2 결정 성장을 생산하는 등정형 층의 적정한 두께를 제공하는 것을 조절한다. 과도한 카본의 제거는 감마철 부피율을 감소한다.
본 발명의 가장 중요한 특징은 합금의 위상 밸런스이다. 일반적으로 보다 높은 실리콘 레벨은 감마철 및 페라이트의 설정비율을 유지하기 위해 보다 높은 카본 함유를 필요로 한다; 그러나 제2 결정성장은 표면 등정형 층의 두께의 감소 때문에 반대 효과가 있다. 본 발명의 방법에 따른 크롬미늄의 첨가를 이용하는 것은 표면 등정형 층이 얇아지는 것 없이 감마철과 페라이트의 높은 저항율과 적합한 비율을 제공하기 위한 방법을 제공한다.
본 발명에서, 크롬미늄의 첨가는 감마철 분해 활성에 영향을 주는 것을 결정하고 냉각동안에 마텐자이트를 만들거나 또는 감마철 형성을 유지한다. "고정위상"은 즉, 마텐자이트, 유지되는 감마철 또는 베이나이트(bainite)는, 전기강철에서 만들어지는 고투자율결정에서 큐브-온-에지 방향의 최적의 발달을 위해 최종 두께를 콜드롤링하기에 앞선 열처리된 밴드에서의 미세구조특성을 설정한다. 본 발명의 바람직한 실시예에서 크롬미늄의 높은 레벨은 담금질시작온도를 증가한다. 초기 밴드의 빠른 냉각은, 밴드가 일초마다 30℃ 씩 증가하는 비율에서 870℃ 에서450℃ 사이의 온도로부터 냉각되고 보다 바람직하게는 감마철이 야금으로 분해되는 것을 방지하기 위해 초마다 40℃ 증가하는 비율에서 냉각되어 최종 두께에 콜드롤링보다 우선적으로 이용된다. 450℃ 하에서 냉각비는 약간 감소한다. 적어도 20℃/초의 냉각비가 이용되는데 이것은 마텐자이트의 성질을 보호하기 위해서이다. 상기 열처리된 밴드는 제1 감마철 분해생성물과 같은 마텐자이트 및/또는 감마철를 제공하기 위해 초마다 30℃ 씩 증가하는 비율로 냉각된다.
금속이 녹아서 열처리된 밴드로 전환하는 동안 카본은 변화가 일어난다. 본 발명에서 최종 두께로 콜드롤링하기전에 강철밴드에서의 카본, 실리콘 및 크롬미늄은 안정한 발달과 구성의 제2 성장을 위해 필요한 감마철의 설정된 퍼센트를 충분히 제공하는 것이 필요하다.
표면 등정형 층의 두께는 방정식(3)을 이용하여 계산될 수 있다.
(3) I = 1/t2[5.38-4.47×10-2τ1150℃ + 1.19(%Si)]
표면 등정형 층의 두께 I 는 mm 이고, τ1150℃ 는 방정식(2) 마다에서의 콜드롤링전에 밴드 내에 계산된 감마철볼륨 편이고, t는 밴드의 두께이고, %Si는 합금내에 함유된 실리콘의 퍼센트 무게이다. 상기 열처리된 밴드의 적어도 하나의 표면에 등정형 층의 두께는 적어도 2% 이어야 하고, 열처리된 밴드의 전체 두께는 바람직하게는 4% 이어야 한다. 상기 카본의 첨가는 콜드롤링 전에 초기밴드 내에 적어도 2%의 두께의 표면 등정형 레이어 두께를 갖도록 설정된 감마철볼륨 편을 제공하도록 제어된다. 바람직하게는 약 20 내지 40%의 감마철 볼륨과 약 4%의 등정형 층 두께가 제공되어야 한다.
본 발명에 의한 전기강철에서 만들어진 크롬미늄-베어링 고투자율 결정은, 알루미늄 니트리드 결정 성장 억제제를 제공하기 위해 약 0.01 에서 0.05％의 양을 갖는 알루미늄, 바람직하게는 0.020% 에서 0.030％, 약 0.015% 에서 0.010％의 양을 갖는 질소, 바람직하게는 0.006%에서 0.008%를 함유한다. 상술한 바와 같이, 본 발명의 철강에서 질소의 감소된 열역학적 활성은 알루미늄 용해가 높아져서 바람직하고 핫롤링과 핫밴드 아닐링 내에서 그 이상의 적응력을 제공한다.
최종 아닐링에서 조기의 알루미늄 니트라이드 용해는 불안정한 제2 결정 성장을 초래한다라고 숙련된 기술자들에 의해 알려져 있다. 상기 알루미늄 니트라이드 억제제가 안저오디기에 불충분하다면, 높은 분해능의 알루미늄은 용해 생성물을 재조정하는데 이용될 수 있다.
본 발명의 부가적인 효과는 디카브리제이션 아닐링 동안에 요구되는 시간이 현저하게 감소되었다는 것이다. 본 발명의 강철에서의 합금 밸런스은 카본과 실리콘늬 낮은 퍼센트와 사용된 크롬미늄의 높은 퍼센트를 허용한다.
산업계에서 시도하고 있는 것은, 디카브리제이션 아닐링 생산성이 강철에서 만들어진 결정의 두께를 0.27mm 으로하여 30% 증가시키는 것이다.
더 높은 크로미늄 레벨의 이용은 내부의 분리를 감소하도록 캐스트 스랩의 내부 양을 증가시키는 효과가 있다. 특히 구리가 강철에 존재할 때 더욱 탁월한 효과가 있다. 상기 입증된 유연성은 결정 한계에 구리의 구분을 억제하는 것과 연관된다. 상기 용해 온도는 높은 스랩 재가열 온도를 이용했을 때, 표면의 산화를 감소하기 위해 증가한다.
본 발명에 의한 높은 투자율 전기강철의 생산은 종래 기술에서 알려진 공정을 포함하고, 콜드롤링의 연속적인 단계들 사이에 아닐링 처리를 이용하는 하나 또는 그 이상의 콜드롤링 단계; 콜드롤링 동안의 인터패스 정도; 디카브리제이션 동안 또는 그 이전 시트의 초고속 아닐링; 디카브리제이션 동안 또는 그 이후 강철로 질소의 주입; 벽 영역에서 불순물을 제거하고 코어손실을 개선하도록 전기강철 스트립에서 만들어지는 고투자율 결정을 마무리하는 레이저 스크리빙과 같은 영역 불순물처리 이용단계; 또는 전기강철 스트립에서 만들어지는 고투자율 결정내에서 잔여신장력을 분배하고 코어손실을 보다 개선하기 위해 마무리된 스트립으로의 제2 코팅의 이용; 를 포함하되 반드시 한정하지는 않는다;
니트라이드을 위한 밴드조성물은 약 2.0 에서 4.5％의 실리콘, 약 0.1 에서 1.2％의 크롬미늄, 약 0.02 에서 0.045％의 카본, 약 0.01 에서 0.05％의 알루미늄 및 철의 균형적인 양을 포함한다. 상기 밴드조성물은 0.05에서 0.5%의 Mn, 0.001 에서 0.013%의 N, 0.005 에서 0.045％의 P, 0.005에서 0.3%의 Sn, 0.3% 이상의 Sb, As, Bi 또는 Pb 단일물 또는 혼합물을 포함한다. 상기 조성물은 디카브리제이션 동안에 또는 디카브리제이션 후에 니트라이드되는 전기강철에서 만들어지는 고투자율 결정을 위해 특별한 설비를 갖는다. 상기 강철조성물의 공정은 1880(H/m) 투자율 및 일반적인 1900(H/m) 이상의 796 A/m에서 측정되는 최상의 투자율을 제공한다.
니트라이딩을 위한 또 하나의 밴드조성물은 약 2.0 에서 4.5％의 실리콘, 약 0.1 에서 1.2％의 크롬미늄, 약 0.01 에서 0.03％의 카본, 약 0.01 에서 0.05％의 알루미늄 및 철의 균형적인 양을 포함한다. 상기 밴드조성물은 0.05에서 0.5%의 Mn, 0.001 에서 0.013%의 N, 0.005 에서 0.045％의 P, 0.005에서 0.3%의 Sn, 0.3% 이상의 Sb, As, Bi 또는 Pb 단일물 또는 혼합물을 포함한다. 상기 조성물은 디카브리제이션 동안에 또는 디카브리제이션 후에 니트라이드되는 전기강철에서 만들어지는 고투자율 결정을 위해 특별한 설비를 갖는다. 상기 강철조성물의 공정은 1880(H/m) 투자율 이상의 796 A/m에서 측정되는 최상의 투자율을 제공한다.
도1은 전기강철에서 만들어지는 고투자율 결정에서 H=796 A/m 일 때, 투자율에 최종 콜드롤링을 하기 전에 낮은 냉각비(≤15℃/second)의 영향을 도시한 것이다.
도2는 본 발명에 의한 전기강철에서 만들어지는 고투자율 결정에서 H=796 A/m 일 때, 투자율에 최종 콜드롤링을 하기 전에 빠른 냉각비(≥50℃/second)의 영향을 도시한 것이다.
도3은 본 발명에 의한 빠른 냉각비 및 종래 기술에 의한 낮은 냉각비를 이용하여 만들어지는 전기강철에서의 고투자율 결정의 0.23mmm 두께 샘플의 제2 결정 구조를 비교한 사진을 도시한 것이다.
실시예 1
표1은 전기강철에서 만들어지는 고투자율 결정을 위해 크롬미늄, 실리콘 및 카본 함유 범위에서 미세구조 특성을 요약한 것이다.
50μΩ-㎝의 볼륨저항비 및 2.29 mm의 초기밴드두께를 갖는 전기강철에서 만들어지 고투자율 결정의 조성물 요약
ID %Si 용해%C %Cr τ1150℃ 최종 냉각감소 전의 %C 등정형 레이이 층 두께 (mm) I/t
본 발명에 의한 합금 A 3.19 0.0610 0.20 29.7％ 0.0501 0.069 3.0％
B 3.13 0.0560 0.30 29.1％ 0.0464 0.099 4.3％
C 3.07 0.0520 0.40 29.0％ 0.0436 0.121 5.3％
D 3.01 0.0485 0.50 29.2％ 0.0412 0.139 6.1％
E 2.94 0.0440 0.60 29.1％ 0.0379 0.165 7.2％
F 2.75 0.0320 0.90 29.1％ 0.0294 0.231 10.1％
G 2.57 0.0240 1.20 29.9％ 0.0225 0.283 12.4％
상기 실시예1의 결과는 2.29 mm의 두께를 갖는 시작 스트립으로부터 처리되는 동일한 저항율 또는 50μΩ-㎝ 보다 큰 볼륨저항률을 갖는 강철에 의한 것이다. 상기 A에서 G 까지의 강철은 본 발명에서 제시하고 있는 조성물로서, 1.2% 이상의 크롬미늄이 초기밴드의 2%의 두께보다 큰 20%이상의 감마철부피율(τ1150℃) 및 등정형 층 두께(I/t)를 얻는 동안에 이용된다. 상기 미세구조의 특성은 콜드롤링에 앞선 초기밴드에서 카본함유가 감소된 것을 이용하는 동안에 얻어진다.
실시예2
종래 기술의 조성물의 인더스트리얼-스케일(INDUSTRIAL-SCALE) 가열과 본 발명에 의한 방법에서, 표2에서의 각각의 강철 H 및 I는 용해되고, 연속적으로 200mm의 두께를 갖는 슬랩으로 캐스트되고, 약 1200℃로 가열되며 약 150mm 두께로 열감속을 제공하고, 부가적으로 1400℃로 가열되고 약 2.0mm 과 약 2.3mm 의 초기밴드 두께로 핫롤된다. 표3에 도시되는 바와 같이 상기 미세구조특성은 강철 H 및 I 가 활발한 제2 결정성장이 되는 특성을 보이고 있다.
조성물 용해의 요약
방법 열 화학
C Mn P S Si Cr Ni Mo Cu Sn Ti Al N
종래 기술 H 0.066 0.079 0.005 0.024 3.27 0.10 0.11 0.034 0.15 0.07 0.0016 0.029 0.0076
본원 발명 I 0.054 0.078 0.005 0.025 3.14 0.33 0.11 0.034 0.15 0.07 0.0019 0.030 0.0071
상기 강철 H 및 I로부터 핫롤된 밴드는 1150℃의 온도에서 아닐링되고, 875-975℃의 온도내에서 냉각되고, 100℃ 또는 15℃/sec 보다 낮은 비율 또는 50℃/sec를 넘는 비율로 최종 냉각된다. 상기 강철 H 및 I로부터 열처리된 밴드는 아닐링없이 약 2.0mm 와 약 0.28mm 사이의 최종 두께로 직접 콜드롤링된다. 상기 최종 콜드롤링된 스트립은,0.003% 또는 그 보다 나은 강철에서 카본레벨를 감소하는 0.40-0.45의 H2O2/H2 비를 갖는 습한 하이드로겐-질소 대기에서 초당 500℃의 과도한 비율에서 25℃ 내지 740℃로부터 빠르게 가열하는 것을 이용하여 815℃ 온도에서 디카브리제이션 아닐린된다. 상기 디카브리제이션 스트립은, 상기 스트립이 100% 건조 하이드로겐 내에서 적어도 15 시간 담금 상태 하에서 코팅한 MgO를 제공하고 1200℃ 의 담금온도로 질소 하이드로겐 대기에서 히팅에 의해 최종 아니링되고, 후에 최종 아닐링된 스트립이 과도한 MgO를 제거하기 위해 세정하고 질소-하이드로겐 대기의 비산화 상태에서 2시간 동안 830℃에서 아닐링되게 스트레스를 가한다. 상기 샘플은 큐브-에지-온의 방향의 양을 결정하도록 H=796 A/m 에서 투자율을 위해 연속적으로 시험된다.
종래 기술과 본 발명의 열에 의한 미세구조 특성
특성 H I
볼륨저항률,P 49.82 50.12
감마철 부피율, % 29% 28%
최종 냉각감소 전의 %C 0.0527 0.0465
표면 등정형 층 두께, I(mm) 0.058 0.106
초기밴드 두께,t(mm) 2.29 2.29
고상선온도,℃ 1471 1476
I/t 2.60% 4.60%
핫롤링 후의 N-as-Al 0.0031 0.0021
핫 밴드 아닐링 및 담금질 후의 N-as-Al 0.0067 0.0065
도1은 상기 강철 H 및 I의 초기밴드가 초마다 15℃의 냉각비율 또는 그보다 낮은 미율로 제공되는 최종 구께에 대한 796A/m 에서의 투자율을 도시한 것이다. 매우 좋고 견고한 성질의 강철 H가 최종 두께 또는 0.25mm 로 얻어진다. 그러나 0.25mm 이하에서의 최종두께는 조화롭지 못하다. 본 발명에 의한 조성을 이용한 전기강철에서 만들어지는 고투자율 결정의 생산이 어렵다는 것을 보여준다.
도2는 본 발명의 바람직한 방법에 따라서 동일한 냉각비율 또는 50℃/sec 보다 큰 냉각비가 제공될 때, 강철 H 및 I의 결과를 도시한 것이다. 상기 빠른 냉각비율은 큐브-온-에지 결정 방향의 발달에 기여한 미세구조를 갖는 강철 I 를 제공하는 것이다. 강철I 를 갖는 개선된 결과는, 최종 두께 또는 0.27mm 이하를 갖는 전기강철에서 만들어지는 고투자율 결정을 생산하기 위해 이용될 수 있는 본 발명이 바람직하다는 것을 나타내고 있다.
도3은 안정성에서 시작 스트립의 빠른 냉각 효과를 나타내기 위해 2.3mm 에서 0.23mm 의 최종두께를 갖는 초기밴드로부터 처리되고 제2 결정성정을 완전하게 하는 강철I 의 제2 결정 구조를 나타내는 것이다. 도3에 도시된 바와 같이 본 발명의 바람직한 방법의 빠른 냉각없이 만들어진 작은 결정의 큰 영역은 제2 결정 성장 동안 소비되지 않고, 본 발명의 바람직한 냉각의 이용이 제2 결정 성장의 완전함과 결고함을 제공하는 반면에 투자율의 부족함을 초래한다.
실시예3
최종 두께 0.27에서 조성물과 마그네틱 성질의 요약
열 노미널 조성물, 무게% H10 Perm 60Hz 50
용해%C 최종 냉각감소 전의 %C Si Cr Al N P15;60, W/lb P17;60, W/lb P15;50, W/kg P17;50, W/kg
J 0.0649 0.0574 3.23 0.10 0.0288 0.0074 1921 0.384 0.512 0.65 0.86
K 0.0644 0.0571 3.25 0.12 0.0289 0.0077 1927 0.388 0.516 0.65 0.87
L 0.0660 0.0584 3.22 0.10 0.0290 0.0081 1924 0.381 0.509 0.64 0.86
M 0.0658 0.0583 3.21 0.11 0.0290 0.0074 1924 0.383 0.513 0.65 0.87
N 0.0655 0.0580 3.25 0.10 0.0304 0.0080 1927 0.376 0.500 0.63 0.84
O 0.0664 0.0590 3.21 0.14 0.0317 0.0075 1916 0.384 0.515 0.65 0.87
P 0.0545 0.0469 3.07 0.33 0.0270 0.0074 1917 0.385 0.519 0.65 0.88
Q 0.0547 0.0470 3.13 0.33 0.0282 0.0070 1919 0.385 0.517 0.65 0.87
R 0.0533 0.0459 3.09 0.33 0.0289 0.0082 1920 0.386 0.520 0.65 0.88
S 0.0544 0.0468 3.09 0.33 0.0296 0.0074 1922 0.380 0.508 0.64 0.86
T 0.0515 0.0445 3.09 0.33 0.0303 0.0077 1925 0.381 0.509 0.64 0.86
U 0.0538 0.0463 3.09 0.33 0.0310 0.0080 1920 0.387 0.519 0.65 0.88
상기 표4에 도시된 일련의 열은 표2의 강철 H 및 I 와 유사한 구성을 가지게 한다. 상기 강철은 시작 두께 2.3mm 에서 최종두께 0.27mm 에서 처리된다. 상기 공정은, 강철 J 에서 O 까지의 초기밴드가, P 에서 U 까지 강철이 870-980℃에서 100℃ 또는 동일한 비율보다 낮게 또는 50℃/sec 이상에서 냉각되는 반면에 870-100℃에서 또는 동일한 비율보다 낮게 또는 150℃/sec 이하에서 냉각되는 것을 제외한 실시예2의 공정을 따라 처리된 것이다. 상기 디카브리제이션 아닐링 공정에서 강철 J 에서 O는, 강철 P 에서 U가 130-135초 사이에 홀드되는 반면에 195-200 초 동안에 815℃ 이상에서 홀드된다. 상기 강철들의 샘플은, 분산이 표5에서 요약되바와 같이 카본의 제거를 입증하기 위해 테스트된다. 상기 아닐링된 스트립의 디카브리제이션은 MgO 아닐링 세퍼레이터 코팅과 최종 아닐링된 온도로 제공된다. 이후에 상기 강철은 과도한 MgO를 제거하기 위해 세정되고 제2 코팅되고 열적으로 825℃의 온도에서 평평해지고 레이저 스크립된다. 마지막으로 강철은 ASTM A 804의 하나의 시트 테스트 방법을 이용하여 코어손실을 위해 테스트된다.
최종 두께 0.27에서 디카브리제이션 후에 카본레벨의 요약
강철 815 ℃ 에서 또는 그 이상에서의 담금시간 생산비 mpm 잔여카본의 분포
5% 25% 50% 75% 90% 95% 100%
J에서 O 까지 200초 33.5 0.0015 0.0018 0.0021 0.0023 0.0025 0.0027 0.0033
P에서 U 까지 135초 44.2 0.0017 0.0019 0.0020 0.0022 0.0024 0.0025 0.0028
강철 J에서 O 까지를 위한 표4에서 보여지는 마그네틱 성질이 비교될 때, 본 결과는, 본 발명의 바람직한 방법에 따라 만들어진 P에서 U 까지의 강철이 J에서 O 까지의 강철보다 디카브리제이션되기 쉽다는 것과 개선된 생산성과 감소된 제조비용을 나타낸다.
일련의 열은, 표2의 강철 M과 N에 유사한 조성물을 갖는 종래 기술의 방법과 본 발명에 의한 방법에 따라 만들어진다. 상기 공정은, 시작 스트립의 아닐릴 동안을 제외한 실시예2의 공정에 따라 처리되고, 종래 기술의 강철은 875-950℃에서 100℃ 또는 동일한 비율보다 낮게 또는 15℃/sec 이하에서 냉각되고 반면에 본 발명에 의한 강철은 동일한 비율 또는 50℃/sec 보다 큰 비율에서 냉각된다. 상기 두강철은 0.003% 또는 그보다 낮게 스트립에 함유된 카본를 감소시키기 위해 아닐링된 디카브리제이션에 의해 시작 두께 2.3 mm 에서 최종 0.27 mm로부터 90%의 감 소되어 냉각된다.상기 디카브리제이션 아닐링 공정에서, 상기 두 강철은, 상기 밴드가 815℃로 가열한 실시예2의 공정을 이용한 공정이다; 그러나 강철 M은 195-200 초 동안에 815℃ 상에서 홀드되는 반면에 강철 N은 카본제거 효과를 주기 위해 130-135 초 동안에 홀드된다. 상기 디카브리제이션 아닐링된 후에, 상기 샘플은, 분산이 표5에서 요약된 바와 같이 카본의 제거를 입증하기 위해 지켜진다. 상기 아닐링된 스트립의 디카브리제이션은 MgO 아닐링 세퍼레이터 코팅과 최종 아닐링된 온도로 제공된다. 이후에 상기 강철은 과도한 MgO를 제거하기 위해 세정되고 제2 코팅되고 열적으로 825℃의 온도에서 평평해지고 미국특허 제4,456,812호에 따라 레이저 스크립된다. 마지막으로 강철은 ASTM A 804의 하나의 시트 테스트 방법을 이용하여 코어손실을 위해 테스트된다.
상기 표4에 나타나는 종래의 M형과 본 발명의 N형의 양강철의 마그네틱 성질이 비교될 때, 상기 표5에서 보여지는 결과는, 본 발명에 의해 만들어지는 강철이 종래 기술에 의한 강철보다 디카브리젠이션되기 쉽고 개선되 생산성과 제조비용의 감소를 보인다.
참고로, 여기에서 개시되는 실시예는 여러가지 실시 가능한 예 중에서 당업자의 이해를 돕기 위하여 가장 바람직한 실시예를 선정하여 제시한 것일 뿐, 본 발명의 기술적 사상이 반드시 이 실시예에만 의해서 한정되거나 제한되는 것은 아니고, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위내에서 다양한 변화와 부가 및 변경이 가능함은 물론, 균등한 타의 실시예가 가능함을 밝혀 둔다.

Claims (29)

  1. 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법에 있어서,
    1.5㎜ 에서 4㎜의 두께를 갖는 밴드를 제공하는 단계와;
    2.0 에서 4.5％의 실리콘, 0.25 에서 1.2％ 이상의 크롬미늄, 0.01 에서 0.08％의 카본, 0.01 에서 0.05％의 알루미늄 및 철을 포함하고 밴드조성물을 구성하는 단계;
    적어도 45μΩ-㎝의 볼륨저항율 및 적어도 20％의 감마철부피율(τ1150℃)을 갖도록 하는 단계;
    열처리되는 밴드의 전체두께를 2％의 등정형층 두께로 제공하도록 밴드를 열처리로 롤하는 아닐링단계;
    냉각롤 스트립을 제공하여 하나 또는 그 이상의 스테이지 내에서 밴드를 콜드롤링하고 상기 콜드롤링은 적어도 80％의 최종 감소를 제공하는 단계;
    냉각 감소스트립을 아닐링하는 단계;
    마그네틱화 되는 것을 방지하기 위해 충분히 냉각감소스트립을 디카부리제이션 아닐링하는 단계;
    세퍼레이터 코팅을 아닐링함과 동시에 아닐링된 스트립의 표면을 코팅하는 단계;
    및
    제2 결정성장을 이루도록 코팅된 스트립을 최종 아닐링하여 적어도 1840(H/m)의 796 A/m 에서 측정된 투자율을 제공하는 단계를 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 조성물은 0.1％ 이상의 황, 0.14％ 이상의 셀레늄, 0.03％에서 0.15％의 망간, 0.2％ 이상의 주석 및 1％ 구리를 포함하는 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 등정형층은 상기 스트립의 적어도 일측면에 4％ 두께를 갖는 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 감마철은 20％ 에서 40％ 인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 감마철은 25％ 에서 35％ 인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 콜드롤링은 하나의 스테이지에서 이루어지고 최종 냉각감소는 적어도 85％ 인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  7. 제1항에 있어서,
    최종 두께를 콜드롤링하기 이전의 스트립 미세구조는 1vol.％ 이상의 마텐자이트 또는 감마철을 갖는 페라이트 메트릭스(MATRIX)로 구성되고 최종 두께를 콜드롤링하기 이전의 스트립은 적어도 0.020％의 카본을 함유하고 있는 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 볼륨저항율은 적어도 50μΩ-㎝ 인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 카본은 0.03％ 에서 0.06％ 인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  10. 제1항에 있어서,
    상기 크롬미늄은 0.25％ 에서 0.75％ 이상인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  11. 제1항에 있어서,
    상기 크롬미늄은 0.3％ 에서 0.5％ 이상인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  12. 제1항에 있어서,
    상기 실리콘은 2.75％ 에서 3.75％ 이상인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  13. 제1항에 있어서,
    상기 실리콘은 3.0％ 에서 3.5％ 이상인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  14. 제1항에 있어서,
    상기 알루미늄은 0.02％ 에서 0.03％ 인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  15. 제1항에 있어서,
    상기 망간은 0.05％ 에서 0.09％ 인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  16. 제1항에 있어서,
    상기 주석은 0.05％ 에서 0.1％ 인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  17. 제1항에 있어서,
    상기 황 또는 셀레늄은 0.02％ 에서 0.03％ 인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  18. 제1항에 있어서,
    상기 구리는 0.05％ 에서 0.15％ 인 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  19. 제1항에 있어서,
    상기 카본은 0.003％ 이하의 레벨로 디카브리제이션되는 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  20. 제1항에 있어서,
    상기 아닐을 디카브리제이션 후의 아닐링은 100℃/second 보다 큰 비율에서 빠른 가열을 포함하는 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  21. 고투자율 방향성결정 전기강철을 아닐닝하는 방법에 있어서,
    2.0 에서 4.5％의 실리콘, 0.1 에서 1.2％ 의 크롬미늄, 0.01 에서 0.08％의 카본, 0.01 에서 0.05％의 알루미늄, 0.003 에서 0.013％의 질소 및 철을 포함하고 전기강철밴드에서 만들어지는 결정을 제공하는 단계;
    1150℃ 이상의 온도에서 밴드를 가열하는 단계;
    1150℃ 이상의 피크온도에서 적어도 1초 동안 담금을 하는 단계;
    상기 담금온도에서 1000℃ 에서 870℃ 사이의 온도로 상기 밴드를 서냉하는 단계;
    및
    크롬미늄 함유에 기초하여 선택된 담금질시작온도에서 최종 서냉온도로부터 마텐자이트의 섞임을 방지하기 위한 400℃ 이하의 온도까지에서 30℃/second 보다 큰 비율로 상기 밴드를 담금질하는 단계;를
    포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 아닐닝하는 방법.
  22. 제21항에 있어서,
    상기 밴드는 400℃에서 100℃ 사이의 온도에서 20℃/second 보다 큰 비율로 냉각되는 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 아닐닝하는 방법.
  23. 제21항에 있어서,
    상기 밴드는 400℃ 이하의 담금질시작온도에서 최종 서냉 온도로부터 40℃/second 보다 큰 비율로 냉각되는 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 아닐닝하는 방법.
  24. 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법에 있어서,
    1.5㎜ 에서 4㎜의 두께를 갖는 밴드를 제공하는 단계와;
    2.0 에서 4.5％의 실리콘, 0.1 에서 1.2％ 이상의 크롬미늄, 0.01 에서 0.03％의 카본, 0.01 에서 0.05％의 알루미늄 및 철을 포함하고 밴드조성물을 구성하는 단계;
    적어도 45μΩ-㎝의 볼륨저항율 및 적어도 20％의 감마철부피율(τ1150℃)을 갖도록 하는 단계;
    열처리되는 밴드의 전체두께를 2％의 등정형층 두께로 제공하도록 밴드를 열처리로 롤하는 아닐링단계;
    냉각롤 스트립을 제공하여 하나 또는 그 이상의 스테이지 내에서 밴드를 콜드롤링하고 상기 콜드롤링은 적어도 80％의 최종 감소를 제공하는 단계;
    냉각 감소스트립을 아닐링하는 단계;
    마그네틱화 되는 것을 방지하기 위해 충분히 냉각감소스트립을 디카부리제이션 아닐링하는 단계;
    상기 디카부리제이션 스트립을 니트라이딩(NITRIDING)하는 단계;
    세퍼레이터 코팅을 아닐링함과 동시에 아닐링된 스트립의 표면을 코팅하는 단계;
    및
    제2 결정성장을 이루도록 코팅된 스트립을 최종 아닐링하여 적어도 1840(H/m)의 796 A/m 에서 측정된 투자율을 제공하는 단계를 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  25. 제24항에 있어서,
    상기 크롬미늄 함유는 0.25％ 에서 1.2％ 보다 큰 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  26. 제24항에 있어서,
    상기 크롬미늄 함유는 0.30％ 에서 1.2％ 보다 큰 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  27. 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법에 있어서,
    1.5㎜ 에서 4㎜의 두께를 갖는 밴드를 제공하는 단계와;
    2.0 에서 4.5％의 실리콘, 0.1 에서 1.2％ 이상의 크롬미늄, 0.02 에서 0.045％의 카본, 0.01 에서 0.05％의 알루미늄 및 철을 포함하고 밴드조성물을 구성하는 단계;
    적어도 45μΩ-㎝의 볼륨저항율 및 적어도 20％의 감마철부피율(τ1150℃)을 갖도록 하는 단계;
    열처리되는 밴드의 전체두께를 2％의 등정형층 두께로 제공하도록 밴드를 열처리로 롤하는 아닐링단계;
    냉각롤 스트립을 제공하여 하나 또는 그 이상의 스테이지 내에서 밴드를 콜드롤링하고 상기 콜드롤링은 적어도 80％의 최종 감소를 제공하는 단계;
    냉각 감소스트립을 아닐링하는 단계;
    마그네틱화 되는 것을 방지하기 위해 충분히 냉각감소스트립을 디카부리제이션 아닐링하는 단계;
    상기 디카부리제이션 스트립을 니트라이딩(NITRIDING)하는 단계;
    세퍼레이터 코팅을 아닐링함과 동시에 아닐링된 스트립의 표면을 코팅하는 단계;
    및
    제2 결정성장을 이루도록 코팅된 스트립을 최종 아닐링하여 적어도 1840(H/m)의 796 A/m 에서 측정된 투자율을 제공하는 단계를 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  28. 제27항에 있어서,
    상기 크롬미늄 함유는 0.25％ 에서 1.2％ 보다 큰 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
  29. 제27항에 있어서,
    상기 크롬미늄 함유는 0.30％ 에서 1.2％ 보다 큰 것을 특징으로 하는 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법.
KR1020037014340A 2001-05-02 2002-04-23 고투자율 방향성결정 전기강철을 생산하는 방법 KR100675744B1 (ko)

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Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4548049B2 (ja) * 2004-09-01 2010-09-22 株式会社日立製作所 回転電機
US10351922B2 (en) 2008-04-11 2019-07-16 Questek Innovations Llc Surface hardenable stainless steels
US8808471B2 (en) * 2008-04-11 2014-08-19 Questek Innovations Llc Martensitic stainless steel strengthened by copper-nucleated nitride precipitates
KR101246335B1 (ko) * 2011-06-21 2013-03-21 포항공과대학교 산학협력단 선철의 고체 탈탄을 이용하여 제조한 강판 및 그 제조 방법
JP5780013B2 (ja) * 2011-06-28 2015-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
CN103834856B (zh) 2012-11-26 2016-06-29 宝山钢铁股份有限公司 取向硅钢及其制造方法
EP3039164B1 (en) * 2013-08-27 2024-06-26 Cleveland-Cliffs Steel Properties Inc. Grain oriented electrical steel with improved forsterite coating characteristics
EP3165615B1 (en) * 2014-07-03 2022-12-21 Nippon Steel Corporation Use of a laser processing apparatus for refining magnetic domains of a grain-oriented electromagnetic steel sheet
CN105855299B (zh) * 2014-12-22 2019-03-15 苏州苏信特钢有限公司 一种钢的轧制方法及使用该方法获得的钢
EP3822391A4 (en) * 2018-07-13 2022-03-16 Nippon Steel Corporation GRAIN-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET BASE SHEET, GRAIN-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET USING A GRAIN-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET BASE SHEET MATERIAL, METHOD FOR PRODUCING A GRAIN-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET BASE SHEET GRAIN ORIENTED ELECTRICAL STEEL, AND A METHOD FOR PRODUCING GRAIN ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEETS
EP3693496A1 (de) 2019-02-06 2020-08-12 Rembrandtin Lack GmbH Nfg.KG Wässrige zusammensetzung zur beschichtung von kornorientiertem stahl
US20230212720A1 (en) 2021-12-30 2023-07-06 Cleveland-Cliffs Steel Properties Inc. Method for the production of high permeability grain oriented electrical steel containing chromium
CN114807559B (zh) * 2022-05-09 2023-07-18 国网智能电网研究院有限公司 一种低损耗低磁致伸缩取向硅钢材料及其制备方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4456812A (en) 1982-07-30 1984-06-26 Armco Inc. Laser treatment of electrical steel
JPH0578743A (ja) 1991-09-26 1993-03-30 Nippon Steel Corp 磁気特性、被膜特性ともに優れた方向性電磁鋼板の製造方法
US5288736A (en) * 1992-11-12 1994-02-22 Armco Inc. Method for producing regular grain oriented electrical steel using a single stage cold reduction
US5421911A (en) * 1993-11-22 1995-06-06 Armco Inc. Regular grain oriented electrical steel production process
US5643370A (en) * 1995-05-16 1997-07-01 Armco Inc. Grain oriented electrical steel having high volume resistivity and method for producing same
JP3390109B2 (ja) 1995-08-07 2003-03-24 新日本製鐵株式会社 低鉄損高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH10102150A (ja) 1996-08-08 1998-04-21 Kawasaki Steel Corp 一方向性けい素鋼板の製造方法
US5702539A (en) * 1997-02-28 1997-12-30 Armco Inc. Method for producing silicon-chromium grain orieted electrical steel
US20050000596A1 (en) 2003-05-14 2005-01-06 Ak Properties Inc. Method for production of non-oriented electrical steel strip

Also Published As

Publication number Publication date
BR0209419A (pt) 2004-07-06
CA2445895A1 (en) 2002-11-14
US7887645B1 (en) 2011-02-15
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