KR100702875B1 - 철손이 낮고 또 자속밀도가 높은 무방향성 전자강판 및 그제조방법 - Google Patents

Abstract

이 발명은, 주로 전기기기 철심재료에 사용되는 무방향성 전자강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 발명자들은, 저철손과 고자속밀도를 동시에 달성하는 새로운 무방향성 전자강판 및 그 제조방법을 개발하기에 이르렀다. 즉, 본 발명은 Si: 1.5 ∼ 8.0 mass% 및 Mn: 0.005 ∼ 2.50 mass% 를 함유하고, 또 C, S, N, O 및 B 의 함유량을 각각 50 ppm 이하로 억제한 성분조성으로, 결정방위 파라미터: <Γ> 가 0.200 이하인, 철손이 낮고 또 자속밀도가 높은 무방향성 전자강판이다. 또한 평균결정입경이 50 ∼ 500 ㎛, 결정면 방위가 <111> 축에서 15°이내인 결정입자의 강판표면에서의 면적율이 20 % 이하인 것이 바람직하다. 또한, 미량의 Al, Sb, Ni, Sn, Cu, P 및 Cr 등을 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 상기의 무방향성 전자강판의 제조방법이다.

무방향성 전자강판

Description

철손이 낮고 또 자속밀도가 높은 무방향성 전자강판 및 그 제조방법 {NON-ORIENTED MAGNETIC STEEL SHEET HAVING LOW IRON LOSS AND HIGH MAGNETIC FLUX DENSITY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

도 1 은 <Γ> 의 산출에 필요한 벡터 (u_ij, v_ij, w_ij) 를 설명하는 도면이다.

도 2 는 자속밀도 및 철손에 미치는 Al 함유량의 영향을 나타내는 도면이다.

도 3 은 {100} <001> 결정입자의 각 방향에서의 Γ_ij 를 나타내는 도면이다.

도 4 는 제품판의 각 방향에서의 B₅₀ ^J, Γ(J) 및 I{100}/I{111} 의 방향변동을 나타내는 도면이다.

도 5 는 제품판의 각 방향에서의 자속밀도(B₅₀ ^J)와 Γ(J) 의 관계를 나타내는 도면이다.

도 6 은 제품판의 링시료에서의 자속밀도와 결정입자방위측정에서 구해진 면내에서의 평균치 <Γ> 의 관계를 나타내는 도면이다.

도 7 은 제품판의 링시료에서의 자속밀도와 I{100}/I{111} 의 관계를 나타내는 도면이다.

도 8 은 제품판의 <Γ> 에 미치는 소재 Al 양의 영향을 나타내는 도면이다.

도 9 는 제품판의 <Γ> 에 미치는 열연판 소둔후의 냉각속도의 영향을 나타내는 도면이다.

도 10 은 제품판의 철손 및 자속밀도에 미치는 재결정 소둔조건의 영향을 나타내는 도면이다.

도 11 은 제품판의 <Γ> 에 미치는 재결정 소둔조건의 영향을 나타내는 도면이다.

도 12 는 제품판 입경에 미치는 재결정 소둔조건의 영향을 나타내는 도면이다.

도 13 은 제품판의 철손에 미치는 제품판의 P{111} 의 영향을 나타낸 그래프이다.

도 14 는 제품판의 철손 및 P{111} 에 미치는 냉간압연온도의 영향을 나타낸 그래프이다.

도 15 는 제품판의 철손 및 P{111} 에 미치는 열연판 소둔후의 평균입경의 영향을 나타낸 그래프이다.

이 발명은 주로 전기기기 철심재료에 사용되는 무방향성 전자강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

근래, 세계적인, 전력으로 대표되는 에너지 절감의 움직임 속에서, 전기기기 의 고효율화가 절실히 요망되고 있다. 또 전기기기의 소형화때문에, 철심의 소형화도 요망되고 있다. 이러한 요망에 답하기 위하여, 전기기기 철심재료인 무방향성 전자강판에는, 저철손이며 고효율인 것이 요구되고 있다.

종래, 무방향성 전자강판의 철손을 저감하기 위하여, Si, Al 및 Mn 등의 함유량을 높이는 수법이 일반적으로 사용되어 왔다. 이 수법은, 강판의 전기저항을 증가시킴으로써 와전류손을 저하시키는 것을 목적으로 하고 있다. 그러나, 이 수법으로는, 비자성 성분을 증가시키기 때문에, 자속밀도의 저하를 피할 수 없다는 문제가 있었다.

또, Si 혹은 Al 의 함유량을 단순히 높일뿐 아니라, C, S 저감, B 첨가 또는 Ni 첨가 등의, 합금성분을 증가시키는 방법도 알려져 있다. B 첨가는 일본 공개특허공보 소 58-15143 호 공보에 개시되어 있다. Ni 첨가는 일본공개특허공보 평 3-281758 호 공보에 개시되어 있다. 이들의 합금성분을 첨가하는 방법으로는, 철손은 개선되지만, 자속밀도의 개선효과는 작다. 게다가, 이들 방법으로는, 합금첨가에 따라 강판의 경도가 상승하여 가공성이 열화한다. 즉, 무방향성 전자강판을 가공하여 전기기기에 사용할 수 없는 경우가 있다. 따라서, 용도가 극히 한정되어 범용성이 떨어지는 것이었다.

또, 제조 프로세스를 변경하여, 강판을 구성하고 있는 결정입자의 방위집적의 정도 (강판집합조직) 를 개선하고, 자기특성을 향상시키는 방법도 알려져 있다. 예컨대, 일본 공개특허공보 소 58-181822 호 공보에는, Si: 2.8 ∼ 4.0 mass% 및 Al: 0.3 ∼ 2.0 mass% 를 함유하는 강에 200 ∼ 500 ℃ 의 온도범위내에서 온간압 연을 행하고, {100}<UVW> 방위를 발달시키는 방법이 개시되어 있다. 또, 일본 공개특허공보 평 3-294422 호에는, Si: 1.5 ∼ 4.0 mass% 및 Al: 0.1 ∼ 2.0 mass% 를 함유하는 강을 열간압연한후, 1000 ℃ 이상 1200 ℃ 이하의 열연판 소둔을 행하고, 압하율: 80 ∼ 90 % 의 냉간압연을 행하고, {100}<UVW> 방위를 발달시키는 방법이 개시되어 있다. 그러나 이들의 방법에 의한 자기특성의 개선은 현저하지 않다. 예컨대, 일본 공개특허공보 소 58-181822 호 중의 실시예 2 에서는, Si: 3.40 mass%, Al: 0.60 mass% 를 함유하고, 판두께 0.35 ㎜ 의 제품판의 자속밀도는 B₅₀ 이 1.70 T, 철손은 W_15/50 이 2.1 W/㎏ 이었다. 일본 공개특허공보 평 3-294422 호에서는 Si: 3.0 mass%, Al: 0.30 mass% 및 Mn: 0.20 mass% 를 함유하고, 판두께 0.50 ㎜ 의 제품판의 자속밀도는 B₅₀ 에서 1.71 T, 철손은 W_15/50 에서 2.5 W/㎏ 이었다.

그 밖에도, 제조프로세스를 개선하는 제안이 이루어져 왔다. 그러나 어떤 제안으로도, 충분히 저철손이면서 고자속밀도인 제품은 얻을 수 없었다.

이 발명은, 종래기술에서 얻어진 자기특성을 능가하는, 우수한 자속밀도 및 철손을 갖는 무방향성 전자강판 및 그 제조방법을 제공하려는 것이다.

본 발명자들은, 저철손과 고자속밀도를 동시에 달성하기 위하여, 종래기술에서의 문제점에 대하여 예의 검토를 거듭하였다. 그리고 새로운 무방향성 전자강판 및 그 제조방법을 개발하기에 이르렀다. 즉, 이 발명의 요지구성은, 다음 과 같다.

즉, 본 발명은 Si: 1.5 ∼ 8.0 mass% 및 Mn: 0.005 ∼ 2.50 mass% 를 함유하고, 또 C, S, N, O 및 B 의 함유량을 각각 50 ppm 이하로 억제한 성분조성으로, 식 (1) 에서 부여되는 결정방위 파라미터: <Γ> 가 0.200 이하인, 철손이 낮고 또 자속밀도가 높은 무방향성 전자강판이다.

…(1)

여기서, (u_ij, v_ij, w_ij) 는 결정방위가 (hkl)<uvw> 로 표시되는 결정입자 j 로 구해지는, 압연방향에서 압연직각방향을 향하여, 압연면상을 90×i/(m-1) 도 기울어진 방향에 평행인 i 번째의 단위백터이다. (i=1,2 …m, j=1,2 …n, u_ij ²+ v_ij ²+ w_ij ²=1) 또 v_j 는 전측정 결정입자에 대한 결정입자 j 의 면적율이다.

또한 평균결정입경이 50 ∼ 500 ㎛, 결정면 방위가 <111> 축에서 15 °이내인 결정입자의 강판표면에서의 면적율이 20 % 이하인 것이 바람직하다. 또한 Al: 0.0010 ∼ 0.10 mass% 를 함유하고 또 <Γ> 가 0.195 이하인 것, Sb: 0.01 ∼ 0.50 mass% 를 함유하는 것, 혹은 나아가서는 Ni: 0.01 ∼ 3.50 mass%, Sn: 0.01 ∼ 1.50 mass%, Cu: 0.01 ∼ 1.50 mass%, P: 0.005 ∼ 0.50 mass% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.50 mass% 중 어느 적어도 1 종을 함유하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명은, Si: 1.5 ∼ 8.0 mass% 및 Mn: 0.005 ∼ 2.50 mass% 를 함유하고, 또 S, N, O 및 B 의 함유량을 각각 50 ppm 이하로 억제한 성분의 용강을 슬라브로 하고, 그 슬라브를 열간압연하고, 이어서 열연판 소둔을 실시한후, 1 회 혹은 중간소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간압연을 실시하여 최종판두께로 마무리 하고, 그 후 재결정 소둔을 행하여, 필요에 따라서 절연코팅을 실시하는 공정에 있어서, 용강시 혹은 재결정 소둔전의 어느 한 공정에서 강판의 C 양을 50 ppm 이하로 조정하고, 열연판 소둔을 800 ∼ 1200 ℃ 의 온도범위에서 실시하고, 그 후의 냉각의 800 ∼ 400 ℃ 의 온도역을 5 ∼ 80 ℃/s 로 냉각하는, 철손이 낮고 또 자속밀도가 높은 무방향성 전자강판의 제조방법이다. 또한 재결정 소둔을, 700 ℃ 이상의 온도역에서의 승온을 100 ℃/h 이하로 하고, 750 ℃ 이상 1200 ℃ 이하의 온도역까지 도달시킴으로써 행하는 것이 바람직하다. 혹은, 재결정 소둔을, 500 ∼ 700 ℃ 의 온도역에서의 승온을 2 ℃/s 이상으로 하고, 700 ℃ 이상으로 승온하여 재결정을 완료시키며, 그 후 700 ℃ 이하의 온도역까지 냉각하고, 재차 승온을 700 ℃ 이상의 온도역에서 100 ℃/h 이하로 행하고, 750 ℃ 이상 1200 ℃ 이하의 온도역까지 도달시킴으로써 행하는 것이 바람직하다. 또한, 최종냉간압연 전의 평균결정입경을 100 ㎛ 이상으로 함과 동시에, 최종냉간압연의 적어도 1 패스를 150 ∼ 350 ℃ 의 압연온도로 행하는 것도 바람직하다. 소재의 용강이 또한 Al: 0.0010 ∼ 0.10 mass%, Sb: 0.01 ∼ 0.50 mass%, 또는 나아가서는 Ni: 0.01 ∼ 3.50 mass%, Sn: 0.01 ∼ 1.50 mass%, Cu: 0.01 ∼ 1.50 mass%, P: 0.005 ∼ 0.50 mass% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.50 mass% 중 어느 적어도 1 종을 함유하는 것이 바람직하다.

본 발명자들은, 종래의 고 Si 무방향성 전자강판의 자기특성향상에 대한 종래기술의 한계를 타파하기 위하여 예의 검토를 행하였다. 그 결과, 강판을 구성하는 결정입자의 방위를 적절히 제어함으로써, 자기특성을 대폭 향상시킬 수 있음을 발견하였다. 특히, 이 결정방위제어의 지표로서, <Γ> 을 사용하는 것이 유리하다는 것을 전혀 새롭게 발견하였다. 또 <Γ> 의 적정화를 실현하기 위한, 열연판 소둔조건 및 재결정 소둔조건에 대해서도 검토하고, 특히 유리한 조건을 새롭게 발견하였다.

여기서, 식 (1) 에 의하여 정해지는 결정방위 파라미터 <Γ> 는, 구체적으로는 이하의 방법에 따라서 구할 수 있다.

우선, Electron Back Scattering Pattern (이하, EBSP 라고 함) 등을 사용하여, 강판압연면에서의 개개의 결정입자의 방위를 측정한다. 결정입자 방위는 (hkl)<uvw> 로 표시된다. 여기서 (hkl) 은 측정결정입자에서의 강판압연면의 밀러지수표시이다. 또 벡터 (u,v,w) 는 측정결정입자에서의 압연방향에 평행이다.

각 결정입자 j 에서의 강판압연면내의 압연방향에서 압연직각방향의 사이의 i 번째 방향의 단위벡터 (u_ij, v_ij, w_ij) 는 도 1 에 나타내듯이 구할 수 있다. 결정입자 j 의 방위가 (hkl)<uvw> 인 경우에, (u_lj, v_lj, w_lj) 는 압연방향의 단위벡터: (u,v,w)/(u²+ v²+ w²) 에 일치한다. (u_mj, v_mj , w_mj) 는 압연직각방향의 단위벡터에 일치한다.

이어서, Γ_ij 를 (2) 에 따라서, 산출한다.

Γ_ij = u_ij ²v_ij ²+ v_ij ²w _ij ²+ w_ij ²u_ij ² …(2)

여기서 Γ_ij 는, 각 결정입자에 있어서 압연방향에서 압연직각방향까지의 범위에서 적어도 15 °마다의 방향, 즉 7 개의 방향에 대하여 구하는 것이 바람직하다. 이와같이 구해진 각 결정입자의 압연면내의 각각의 방향에 대한 Γ_ij 을 기초로, 면내평균 (

) 을 구한다.

또한, 측정한 n 개의 결정입자에 대하여, 그 면적율 (V_j) 로 가중평균한 것을 <Γ> 로 한다.

즉,

그리고, 통계적으로 의미있는 값을 얻기 위해서는, 1000 개 이상의 결정입자 방위에 대하여 측정하는 것이 바람직하다.

이 <Γ> 을 결정하는 Γ_ij 는, 결정방향으로 고유의 값이 된다. 예컨대, 정(正) 큐브방위인 {100}<001> 결정입자에 관하여, 각 방향의 Γ_ij 을 계산한 결과를 도 3 에 나타낸다. 정 큐브방위 결정입자에서의 압연방향의 단위벡터는 (0,0,1) 이기 때문에, Γ_ij = 0 이다. 압연직각방향의 단위벡터는 (0,1,0) 이기 때문에 Γ_ij = 0 이다. 압연방향에서 45°기울어진 방향의 단위벡터는

(0,1,1) 이기 때문에 Γ_ij = 0.25 이고, 최대값을 취한다.

또, <Γ> 는, X 선 회절에 의하여 측정된 극점도에서 방위분포함수 (ODF) 를 계산하여 구할수도 있다. 즉, 이 ODF 의 결과에서는, 강판의 특정방향에 대하여, 특정 밀러지수의 결정면을 갖는 결정입자의 체적분율을 계산할 수 있다. 점유율로서 체적분율을 적용하면, 체적분율과 밀러지수로부터 정해지는 Γ_ij 을 곱하고, 이 값을 각 밀러 지수별로 모두 합하여, 이것을 면내의 압연방향에서 압연직각방향까지의 각 방향에 대하여 구하면, 그 평균이 <Γ> 가 된다.

이하, 이 발명을 이끌어낸 실험결과에 대하여 상술한다.

우선, Al 및 Sb 의 영향에 대하여 실험을 행하였다. 강괴군 (A) 은, Si: 3.5 mass% 및 Mn: 0.10 mass% 를 함유하고, C, S, N, O 및 B 를 각각 20 ppm 이하로 저감하고, 함유하는 Al 양을 다양하게 변화시킨 성분으로 용제하였다. 강괴군 (B) 에는, 강괴군 (A) 에 부가로 Sb: 0.04 mass% 를 첨가하여 용제하였다. 이들의 강괴는, 1040 ℃ 로 가열하여, 열간압연으로 2.3 ㎜ 두께로 마무리하였다. 상기 열연판에, 1075 ℃ ×5 분간의 열연판 소둔을 행하고, 그후, 800 ∼ 400 ℃ 사이를 20 ℃/s 로 냉각하였다. 또한, 상기 열연소둔판을 산세정하고, 250 ℃ 의 온도에서 냉간압연을 행하여, 0.35 ㎜ 의 최종판두께로 마무리하였다. 상기 냉연판을 500 ∼ 700 ℃ 사이는 12 ℃/s 로 승온시키고, 1050 ℃ ×10 분간의 재결정 소둔을 행하고, 제품판으로 만들었다. 이들 제품으로부터 내경 100 ㎜ 및 외경 150 ㎜ 의 링상 시험편을 채취하고, 각 강판의 자속밀도: B₅₀ (T) 및 철손: W_15/50 (W/㎏) 을 측정하였다.

도 2 에, 제품판의 자속밀도 및 철손에 미치는 소재의 Al 함유량의 영향을 나타낸다. 도 2 에 나타나듯이, 자기특성은 소재의 Al 함유량에 의하여 크게 변동된다. Al 이 0.0010 mass% 이상 0.10 mass% 이하의 범위에서 B₅₀ 이 1.68 T 이상이면서 또한 W_15/50 가 2.1 W/㎏ 이하의 양호한 값이 얻어진다. 특히, Al 이 0.005 mass% ∼ 0.020 mass% 의 범위에서 B₅₀ 이 1.70 T 이상, W_15/50 가 1.9 W/㎏ 이하인 매우 우수한 값이 얻어진다. 또 부가적으로 Sb 를 첨가한 강괴군 (B) 에서는, 자기특성의 현저한 향상이 인정되었다.

이 실험에서, 우수한 자기특성이 얻어진 이유를 발견하기 위하여, 또한 각 제품판의 결정입경을 조사하였다. 통상, 무방향성 전자강판에서는, 제품판의 결정입경이 조대화 (粗大化) 하면 철손이 향상된다. 또, 결정입경은 재결정 소둔시의 입자성장 거동에 의한다. 이 실험에서는 제품판의 결정입경에 미치는 소재 Al 양 및 Sb 첨가의 영향은 작고, 어떤 강판이라도, 입경은 200 ∼ 300 ㎛ 였다. 즉, 자기특성치와 재결정 소둔시의 입자성장 거동과는 거의 무관계였다.

따라서, Al 함유량이 0.0010 ∼ 0.10 mass% 의 범위에서의 자기특성의 향상 및 Sb 첨가에 의한 한층 높은 자기특성의 향상은, 결정방위의 개선에 의한 것이라고 생각된다. 그리하여, 제품판의 결정입자방위의 측정을, EBSP 에 의하여 행한다. 그리고 강판표면의 10 ㎜ ×10 ㎜ 각의 영역에서의 약 2000 개의 결정입 자의 방위를 측정하였다.

여기서, 발명자들은, 새롭게 창출한, 상술한 <Γ> 를 사용하여 해석하였다. 그 결과, <Γ> 와 자속밀도 사이에 매우 강한 상관이 있음을 신규로 발견하였다.

우선 제품판에서의 약 2000 개의 각 결정입자방위 측정결과에 의거하여, 주목하는 방향 J (예컨대 압연방향) 에 있어서, 식 (2) 에서 정의된 Γ_ij 를 계산하고, 입면적에 대한 가중평균하여, 그것을 Γ(J) 로 한다. Γ(J) 와 제품판의 방향 J 의 자속밀도와의 관계를 조사한 결과, 강한 상관이 있음을 신규로 발견하였다. 그리고, 비교로서 종래 사용되어 온 X 선 회절법에 의한, {111} 면 강도 (이하 Ⅰ{111} 라고 함) 와 {100} 면 강도 (이하 Ⅰ{100} 라고 함) 의 강도비 Ⅰ {100}/Ⅰ{111} 에 관한 조사도 행하였다. 또 Ⅰ{100}/Ⅰ{111} 는, 일본 공개특허공보 평 8-134606 호에 개시되어 있는 집합조직의 평가법이다.

우선, 강괴군 (A) 에 속하는 Al 양이 0.01 mass% 인 제품판의 압연방향 (0°) 에서 압연직각방향 (90°) 까지의 사이의 각 방향에 대한 자속밀도 (B₅₀ ^J) 를 조사하였다. 조사는, 압연방향 (0°) 에서 압연직각방향 (90°) 까지의 사이의 15°마다의 방향에서 엡스타인 시료를 절출하여, 자기측정하였다. 도 4 에 B₅₀ ^J 와 Γ(J) 의 방향변동을 나타낸다. 도 4 에 나타내듯이, B₅₀ ^J 및 Γ(J) 는 각 방향에 의하여 변동하고 있다. 또한 도 5 에, B₅₀ ^J 와 Γ(J)의 관계를 나타낸다. 도 5 에 나타내듯이, B₅₀ ^J 와 Γ(J) 의 사이에는 강한 상관이 있음을 알수 있다.

도 4 에는, Ⅰ{100}/Ⅰ{111} 의 값도 함께 나타내었다. Ⅰ{100}/Ⅰ{111} 값은 면강도를 반영하고 있기 때문에, 도 4 에 나타나듯이, 측정시료의 각 방향에서의 값은 거의 일정하고, 자속밀도의 변화는 반영되지 않는 것이 확인되었다.

계속해서, 각 강괴군의 제품판에 대하여, 결정입자방위측정과 X 선회절을 행하고, 링시료에서의 자속밀도의 측정결과와 압연면내에서의 Γ(J) 의 평균치 및 I{100}/I{111} 의 관계에 대하여 조사를 행하였다. 그리고 면내에서의 Γ(J) 의 평균: <Γ> 은, 압연방향 (0°) 에서 압연직각방향 (90°) 까지의 15°씩의 각 방향에서의 Γ(J) 를 각 결정방위에서의 측정결과를 사용하여 계산하고, 이들의 평균치로 한다.

도 6 에 제품판의 링 시료에서의 자속밀도와 결정입자방위측정으로부터 구한 면내에서의 평균치 <Γ> 의 관계를 나타낸다. 양자에는 강한 상관이 인정되었다. B₅₀ > 1.65 T 가 높은 자속밀도를 얻기 위해서는 <Γ> 를 0.200 이하로 할 필요가 있는 것을 알았다. 한편, 도 7 에 동일 시료를 사용하여 조사한 I{100}/I{111} 와 제품판의 링시료에서의 자속밀도의 관계를 나타내었다. 양자의 사이에는 명료한 관계가 인정되지 않는다. 이들의 결과가 얻어진 이유에 대해서는 명확하지 않으나, 다음과 같이 추정된다. I{111}/I{100} 을 평가하는 방법에서는, 거의 {111} 또는 {100} 근방의 극히 일부의 결정면의 결정입자만의 강도를 평가하고 있다. 즉, 이들 이외의 비교적 중요한 결정면, 예컨대 {544}, {221}, {332} 등 많은 방위면의 결정입자의 강도가 자기특성에 미치는 기여를 평가범위에서 제외하고 있다. 이것에 대하여, 이 발명에 의한 평가방법에서는, 각 결정입자의 방위에서 직접 강판의 각 방향에서의 Γ(J) 를 구하고, 이들 값으로부터 면내의 평균치를 산출한다. 즉, 중요한 결정면을 갖는 결정입자를 제외하지 않는 것이 양호한 결과를 산출한 것으로 추정된다.

또 <Γ> 를 사용하는 이점은 또 있다. 일반적으로 철 이외의 원소의 함유량에 따라서, 강판의 포화자속밀도는 변화한다. 그리하여, 제품판이, 예컨대 같은 결정입자의 방위집적도를 갖는다고 해도, 그 자속밀도의 값은 변화한다. 따라서, 성분이 상이한 성분계의 제품의 방위집적도를 비교할 경우, 자속밀도의 값으로는 단순히 비교할 수 없다. 그러나 <Γ> 는 결정방위자체로 정해지기 때문에, 합금성분에 관계없이 제품판의 결정입자방위의 집적상태를 평가가능하다. 이와 같이, <Γ> 은 매우 유효한 지표이다.

다음은, Al 함유량과 불순물량의 관계에 대하여 검토한 결과를 서술한다.

강괴군 (B)(발명범위내) 으로서, Si: 3.5 mass%, Mn: 0.10 mass% 및 Sb: 0.03 mass% 를 함유하고, 또 C, S, N, O 및 B 를 각각 50 ppm 이하로 저감하고, Al 양을 다양하게 변경한 강괴를 용제하였다. 또 강괴군 (C) (발명범위외) 으로서, Si: 3.5 mass% 및 Mn: 0.12 mass% 를 포함하고, 또 C, S, N, O 및 B 의 각 함유량이 50 ppm 이상이고, 그 합계량도 350 ppm 이상이며 또 Al 양을 다양하게 변경한 강괴를 용제하였다. 이들의 강괴를 1100 ℃ 로 가열하고, 열간압연으로 2.4 ㎜ 두께로 마무리하였다. 이어서, 1100 ℃ × 5 분간의 열연판 소둔을 행하고, 그중, 800 ∼ 400 ℃ 사이를 15 ℃/s 로 냉각하였다. 또한, 이들의 소둔판을 산세정하고, 200 ℃ 에서의 냉간압연으로 최종판두께 0.35 ㎜ 로 마무리하였다. 이들의 냉간압연판에 1050 ℃ ×10 분의 재결정 소둔을 실시하고, 제품판으로 만들었다. 이렇게 얻어진 제품판의 결정입자방위의 측정을, EBSP 로, 강판표면에서의 10 ㎜ ×10 ㎜ 각의 영역에서의 약 2000 개의 결정입자에 대하여 행하였다. 이 결과로부터, 압연면내의 평균치 <Γ> 를 구하였다.

도 8 에, 각 강괴군에서의 Al 함유량과 <Γ> 의 관계를 나타낸다. 불순물 원소 C, S, N, O 및 B 를 저감한 강괴군 (B) 에서는, <Γ> 은 0.200 이하이다. 그러나, 불순물원소 C, S, N, O 및 B 가 많이 포함되는 강괴군 (C) 에서는, <Γ> 는 0.200 을 초과한다. 또한 강괴군 (B) 에서는, Al 양이 10 ∼ 1000 ppm 의 범위에서는, <Γ> 은 0.195 이하이고, 특히 자속밀도향상에 유리해진다.

이 실험을 기초로 더욱 예의연구를 진행하였다. 그 결과 <Γ> 가 0.195 이하이고, 자속밀도의 향상에 유리한, 특히 양호한 집합조직을 얻기위해서는, Al 함유량을 제어할뿐 아니라, 불순물원소 C, S, N, O 및 B 를 각각 50 ppm 이하로 저감하는 것이 필수라는 것을 알았다.

한편, 종래부터 Si 양의 높은 고급 무방향성 전자강판에서는, 철손개선을 위해서는, 고유전기저항을 증가시키는 수법이 채용되어왔다. 또 이 고유전기저항을 증가시키는 방법은, 결정입자의 입자성장을 촉진시키는 효과도 있다. 이것은, 결정입자 성장을 억제하는 강중 석출물인 AIN 을 응집 조대화시키기 위한 것이다. 이 결정입자 성장을 억제하는 효과를 얻기 위해서는, Al 의 함유량은 일정 량 이상 확보하는 것이 필요하다. 종래, Al 의 함유량은 적어도 0.1 mass% 를 초과하는 양으로 규제되고, 통상은 0.4 ∼ 1.0 mass% 정도의 함유량으로 되어있다. 그러나, 발명자들의 실험에 의하여 얻어진 결과에서는, 특히 0.0010 ∼ 0.10 mass% 의 범위에서 가장 바람직하게 집합조직이 발달하였다. 그 결과, <Γ> 는 0.195 이하가 되어 자속밀도 및 철손 모두 최량값을 나타내었다. 이 Al 범위는 종래기술의 범위보다도 훨씬 낮은 범위이다.

이와같이, 소재성분에서의 불순물원소 C, S, N, O 및 B 를 각각 50 ppm 이하로 저감하여, Al 의 함유량을 억제함으로써 <Γ> 이 낮은 양호한 집합조직이 발달하는 것을 알았다. 이 이유에 대해서는 반드시 명확하지 않으나, 발명자들은 결정입계 이동을 불순물이 억제하는 것에 관련이 있는 것이라고 생각하고 있다. 즉, 우선, 소재의 고순도화에 의하여, 불순물 원소의 영향이 배제되어, 입계이동이 용이해진다. 불순물 원소라도, 특히 입계편절경향이 강한 C, S, N, O 및 B 에 대하여 저감하면, 이 효과가 현저하다. 또 Al 을 0.10 mass% 이하로 저감함으로써, 더욱 순철에 가까운 결정격자의 배열상태에 가까워진다. 이 경우에는, 입계이동속도차는 입계구조에 의존한다는 본래의 기구가 현저해진다. 즉, 재결정에 따른 입자성장과정에서는, 집합조직에만 의존하여, 일부의 입계만이 우선적으로 이동한다. 그 결과, {111}, {554}, {321} 등 자기적으로 불리한 결정면을 갖는, 수많은 결정입자의 성장이 억제된다. 즉 <Γ> 이 감소하는 방향으로 집합조직변화를 일으켜, 자기특성이 향상된다.

Sb 첨가에 관해서는, 재결정핵 생성시에 자기특성에 유리한 {100} 근방면을 갖는 결정방위가 우선적으로 재결정하는 영향이 인정된다. Al 저감효과와 조합함으로써, 자기특성이 크게 향상하는 것으로 추정된다.

또 Al 이 10 ppm 미만인 경우에는, 불순물 원소 C, S, N, O 및 B 의 저감에 의한 자기특성개선의 효과가 작아진다. 이 경우, 강중에 조대한 질화규소가 형성되어 있는 것이 관찰되고 있다. 이 질화규소에 의하여 냉간압연시의 변형거동이 변화하는 것이 예상된다. 그 결과, 재결정 소둔후의 조직에서의 <Γ> 가, 다소 증가하는 것으로 추정된다. 따라서 불순물 원소저감에 의하여 <Γ> 가 감소하지만, 결과적으로 자기특성의 개선은 작아져 있는 것으로 생각된다. 이것에 비하여, Al 양이 10 ppm 이상 포함되는 경우에는, 이 조대한 질화규소의 형성은 억제된다. 따라서, 상기와 같은 냉간압연시의 변형거동의 변화에 의한 <Γ> 의 증가를 회피할 수 있다. 즉, Al 양이 10 ppm 이상 함유되는 경우의 불순물원소 C, S, N, O 및 B 의 저감은, 자기특성의 개선에 특히 유리하다.

이와 같이, <Γ> 을 0.200 이하로 하기 위해서는, 불순물원소 C, S, N, O 및 B 를 각각 50 ppm 이하로 하는 것이 중요하다. 또한 Al 함유량을 0.001 ∼ 0.10 mass% 로 억제하고, 필요에 따라서 소정량의 Sb 를 함유시킴으로써, <Γ> 을 0.195 이하로 저감할 수 있고, 자기특성을 더욱 개선하는 것이 가능하다.

또, 이 발명의 Al 을 다량 첨가하지 않고, 집합조직을 개선하여 자기특성을 개선하는 수법으로는, 합금원소의 첨가량이 적기 때문에 포화자속밀도가 높다는 이점이 있다. 또한 부가로, 경도의 상승이 회피되어 제품의 가공성이 확보되기 때문에, 범용 전기제품으로의 적용이 촉진되는 이점도 있다.

또한, 집합조직을 개선하여 <Γ> 값을 0.200 이하로 하는 것을 가능하게 하는, 성분조정과는 별도의 수법을 확립하기 위하여, 열연판 소둔조건에 관한 실험을 행하였다.

Si: 3.6 mass%, Mn: 0.13 mass%, Al: 0.009 mass% 및 Sb: 0.06 mass% 를 함유하고, 또 C, S, N, O 및 B 를 각각 20 ppm 이하로 저감한 강괴를 용제하였다. 이 강괴는, 1120 ℃ 로 가열하여, 열간압연으로 2.8 ㎜ 로 마무리하였다. 이어서, 1100 ℃ × 5 분간의 열연판 소둔을 행하여, 그후, 냉각속도를 다양하게 변경하여 냉각을 행하였다. 또한, 이들 소둔판을 산세정하여, 230 ℃ 의 냉간압연으로, 최종판두께 0.50 ㎜ 로 마무리하였다. 냉간압연판에, 1070 ℃ ×10 초간의 재결정 소둔을 행하고, 제품판으로 만들었다. 이렇게 얻어진 제품판에서, 내경 100 ㎜, 외경 150 ㎜ 의 링 시험편을 채취하고, 각 강판의 자속밀도 및 철손을 측정하였다. 또 제품판의 결정입자방위의 측정을, EBSP 로 강판표면에서의 10 ㎜ ×10 ㎜ 각의 영역에서의 약 2000 개의 결정입자에 대하여 행하였다. 그 결과로부터 <Γ> 을 구하였다.

도 9 에, 열연판 소둔후의 800 ∼ 400 ℃ 의 온도역에서의 냉각속도와 <Γ> 의 관계를 나타낸다. 냉각속도를 5 ∼ 80 ℃/s 의 범위로 함으로써, <Γ> 가 0.195 이하의 특히 양호한 집합조직을 얻을 수 있음을 알 수있다. 냉각속도를 규제함으로써, 미량으로 존재하는 AlN 석출물의 분산상태가 성기게 된다. 그 결과, 냉간압연시의 불균일 변형이 촉진되고, 재결정조직이 개선되는 것으로 추정된다. 그러나, 집합조직개선의 본질적인 기구는 명확하지 못하다.

다음은, 철손 및 자속밀도를 더욱 개선하기 위한 요건으로서, 재결정 소둔조건을 조사하기 위하여 다음과 같은 실험을 행하였다.

강괴 (D) 로서, Si: 3.6 mass%, Mn: 0.13 mass% 및 Al: 0.30 mass% 를 함유하고, C, S, N, O 및 B 를 각각 20 ppm 이하로 저감한 강괴를 용제하였다. 또 강괴 (E) 로서, Si: 3.6 mass%, Mn: 0.13 mass%, Al: 0.009 mass% 및 Sb: 0.06 mass% 를 함유하고, C, S, N, O 및 B 를 각각 20 ppm 이하로 저감한 강괴를 용제하였다. 각 강괴를 1070 ℃ 로 가열하여 열간압연으로 2.5 ㎜ 의 두께로 마무리하였다. 상기 열연판에, 1170 ℃ ×5 분의 열연판 소둔을 실시하고, 그 후, 800 ∼ 400 ℃ 사이를 10 ℃/s 로 냉각하였다. 이들의 소둔판을 산세정하고, 200 ℃ 에서 냉간압연을 행하여, 최종판두께 0.35 ㎜ 로 마무리하였다. 상기 냉간압연판에서 시료를 채취하여, 이하 3 조건으로 재결정 소둔을 별도로 행하여 제품판으로 만들었다.

[소둔 1]

승온속도: 상온에서 500 ℃ 사이에서 평균 30 ℃/s

500 ∼ 700 ℃ 사이에서 평균 15 ℃/s

700 ∼ 900 ℃ 사이에서 평균 8 ℃/s

균열조건: 900 ℃ × 10 초

냉각속도: 균열에서 상온까지 평균 10 ℃/s

소둔분위기: 수소 50 %, 질소 50 %, 노점 -30 ℃

[소둔 2]

승온속도: 상온에서 500 ℃ 사이에서 평균 100 ℃/h

500 ∼ 900 ℃ 사이에서 50 ℃/h

균열조건: 900 ℃ ×10 시간

냉각속도: 균열에서 상온까지 평균 100 ℃/h

소둔분위기: Ar 노점 -30 ℃

[소둔 3]

소둔 1 을 행한 후, 소둔 2 를 행한다.

각 제품판에서 내경 100 ㎜, 외경 150 ㎜ 의 링 시험편을 채취하고, 각 시험편의 자속밀도 및 철손을 측정하였다. 또, 제품판의 결정입자방위의 측정을, EBSP 로, 강판표면의 10 ㎜ × 10 ㎜ 각의 영역에 있는 약 2000 개의 결정입자에 대하여 행하여 <Γ> 를 구하였다.

도 10 에 재결정 소둔조건과 자기특성의 관계를 나타낸다. 또, 도 11 에 재결정 소둔조건과 <Γ> 의 관계를 나타낸다.

철손에 대해서는, 어느 강괴도, 소둔 1 에 비하여 소둔 2 를 거친 강판이 양호하였다. 또한 소둔 3 을 거친 강판의 철손이 소둔 1 및 소둔 2 를 거친 강판에 비하여 양호하였다. 또 Sb 를 첨가한 강괴 (E) 쪽이 무첨가인 것에 비하여, 철손이 양호하다.

한편, 자속밀도에 대해서는, Al, Sb 를 첨가한 강괴 (E) 에 있어서, 소둔 1 에 비교하여 소둔 2, 그리고 소둔 3 이 향상되었다. 그러나, Sb 를 함유하지 않고, Al 을 0.3 mass% 로 함유하는 강괴 (D) 에서는 변화가 없었다. 또 <Γ> 에 관해서는, 자속밀도의 변화에 대응한 변화를 나타내고 있다. 강괴 (E) 에 있어서, 가장 낮은 <Γ> 와 높은 자속밀도가 얻어졌다.

또, 도 12 에 재결정 소둔후의 입경과 재결정 소둔조건의 관계를 나타낸다. 도 12 에 나타내듯이, 급열인 소둔 1 에 비하여, 완열인 소둔 2 로 약간이지만 입자성장이 진행되었다. 그리고, 각 소둔조건에 있어서 최고도달온도는 900 ℃ 로 동일하다. 또, 급열후에 완열을 행한 소둔 3 에서는, 소둔 1, 2 에 비하여, 입자성장이 진행되어 있었다. 특히 강괴 (E) 에 있어서 입자성장은 현저하였다. 소둔 2 에서는, 급열인 소둔 1 과 도달온도는 동일하지만, 균열시간이 상이하기 때문에, 입자성장이 진행된 것이라고 생각된다. 또 소둔 3 에 대해서는 소둔 2 에 비하여 현저히 입경이 증대하고 있다. 소둔 3 은, 열효과적으로는 소둔 2 와의 차이는 약간임에도 불구하고 있다. 소둔 2 와 소둔 3 을 비교한 경우, 재결정 핵생성시의 승온속도가 상이하다. 따라서, 이 차에 기인하는 집합조직형성과정의 차이에 의거한 재결정 집합조직의 차이가, 계속되는 입자성장거동을 크게 바꾼것으로 추정된다. 단, 본질적인 기구는 명확하지 않다.

또한, 소재의 첨가원소에 대해서도 검토를 행하였다. 그 결과, Ni 를 첨가함으로써, 제품의 자속밀도가 향상되는 것을 발견하였다. 이 자속밀도의 향상에는, Ni 가 강자성체 원소인 것이 어떤 이유로 기여하고 있는 것으로 추정된다. 단, 상세한 이유는 명확하지 않다. 또, Sn, Cu, P 및 Cr 등의 첨가에 의하여 철손이 개선되는 경향이 인정되었다. 고유전기저항이 증가함으로써, 철손이 저감되었다고 추정된다.

또, 특히 철손개선에 관해서는, 결정면방위가 <111> 축에서 15°이내인 결정입자의 면적율 (이하, P{111) 로 나타냄) 을 적정화하는 것이 유효하다는 것을 발견하였다. 이하에 구체적으로 설명한다.

Si: 2.5 wt%, Mn: 0.12 wt% 를 함유하고, 또 C, S, N, O 및 B 를 각각 20 ppm 이하로 저감한 강에 Al 을 다양한 범위로 함유시킨 강괴를 용제하였다. 이어서, 이들의 강괴를 1100 ℃ 로 가열하여, 열간압연에 의하여 2.4 ㎜ 두께의 열연판으로 만들었다. 해당 열연판에 1175 ℃ × 2 분간의 열연판 소둔을 실시하고, 산세정하여, 250 ℃ 의 냉간압연으로 최종판두께: 0.35 ㎜ 의 냉연판으로 마무리하였다. 해당 냉연판에, 1100 ℃ ×5 분간의 재결정 소둔을 실시하고, 제품판으로 만들었다. Al 을 변동시킴으로써, 결정방위가 상이한 제품을 얻을 수 있다.

이들의 제품판에서 압연방향 (L 방향), 압연직각방향 (C 방향) 으로 30 ×280 ㎜ 사이즈의 엡스타인 시험편을 채취하고, L, C 방향의 평균 자속밀도와 철손을 측정하였다. 또, 제품판의 결정입자방위의 측정을 EBSP 에 의하여 행하였다. 측정은 강판표면의 10 ㎜ ×10 ㎜ 각의 영역에 있는 약 2000 개의 결정입자에 대하여 행하였다.

측정결과에 대하여, 각 결정면 방위와 <111> 축과의 최소각도차를 해석하였다. 그 결과, 결정면방위가 <111> 축에서 15°이내인 결정입자의 면적율 (이하, P{111} 라고 함) 과 자기특성 사이에 강한 상관이 있음이 판명되었다.

도 13 에, 제품판의 철손값과 P{111} 의 관계를 나타낸다. 도 13 에 나 타내듯이, 제품판의 철손과 P{111} 의 관계에는 강한 상관이 있었다. 특히, P{111} 를 20 % 이하로 함으로써 양호한 철손 (W_15/50 ≤ 2.20 W/㎏) 이 얻어지는 것을 알았다. 이 이유는, P{111} 의 산출에 있어서, 허용범위를 15°로 넓게 취하고 있기 때문에, {111} 이외의 방위 예컨대 {544}, {554}, {221}, {332} 등 많은 방위의 결정입자의 자기특성으로의 기여도 함께 평가하고 있기 때문이라고 추정된다.

또한, 집합조직의 자기특성에 미치는 영향을 명확히 하기 위하여, 다음과 같은 실험을 행하였다.

Si: 2.6 wt%, Mn: 0.13 wt%, Al: 0.009 wt% 를 함유하고, C, S, N, O 및 B 를 각각 20 ppm 이하로 저감한 강괴를 용제하였다. 이 강괴를, 1050 ℃ 로 가열하여, 열간압연에 의하여 2.6 ㎜ 두께의 열연판으로 만들었다. 상기 열연판에, 1150 ℃ ×3 분의 열연판 소둔을 행하였다. 상기 소둔판을 산세정하고, 그 후, 상온에서 400 ℃ 의 범위의 다양한 온도에서 냉간압연을 실시하여, 최종판두께: 0.35 ㎜ 로 마무리하였다. 상기 냉연판에, 1050 ℃ ×10 분의 재결정 소둔을 실시하여 제품판으로 만들었다.

얻어진 제품판에서 L 방향 및 C 방향으로 30 ×280 ㎜ 사이즈의 엡스타인 시험편을 채취하여, 각 강판의 L, C 방향의 평균 자속밀도와 철손을 측정하였다.

제품판의 결정입자방위의 측정을, EBSP 로, 강판표면의 10 ㎜ ×10 ㎜ 각의 영역에 있는 약 2000 개의 결정입자에 대하여 행하여, P{111} 를 구한다.

도 14a, 도 14b 에, 압연온도와 철손 및 P{111} 과의 관계를 나타낸다. 도 14 에 나타내듯이, 압연온도를 150 ∼ 350 ℃ 의 범위로 억제함으로써, P {111} 의 값은 낮은 값이 되고, 우수한 철손치가 얻어졌다.

다음은, 동일 성분의 강괴를 사용하여, 열연판 소둔온도를 다양하게 변화시키는 것 외에는, 동일한 처리를 행하는 실험을 행하였다.

도 15a, 도 15b 에, 열연판 소둔후의 평균입경 (D) 과 제품판의 철손특성 및 P{111} 과의 관계에 대하여 조사한 결과를 나타낸다. 도 15 에 나타내듯이, 열연판 소둔후의 평균입경 즉 최종냉연전의 평균입경을 100 ㎛ 이상으로 함으로써, P {111} 가 크게 저하하여, 철손특성이 더욱 향상하는 것이 명확해졌다.

이하, 이 발명의 각 구성요건의 한정이유에 대하여 서술한다.

이 발명의 전자강판의 성분으로서는, Si 를 함유하여 전기저항을 증대시켜 철손을 저감할 필요가 있다. 그것을 위해서는 1.5 mass% 이상의 Si 가 필요하다. 한편, 8.0 mass% 를 초과하면, 자속밀도가 저하하고, 제품의 이차가공성도 현저히 열화한다. 따라서, Si 함유량은 1.5 ∼ 8.0 mass% 로 제한한다.

Mn 은, 열간가공성을 양호하게 하기 위하여 필요한 성분이다. 0.005 mass% 미만에서는 효과가 미약하다. 한편, 2.50 mass% 를 초과하면 포화자속밀도가 저하한다. 그리하여, 0.005 ∼ 2.50 mass% 의 범위로 한다.

또, 이 발명에서 목적으로 하는 결정방위를 실현시키기 위해서는, 강판의 미량성분을 저감하는 것이 필수이다. 즉, 강판표면의 코팅을 제외한 강판전체에 있어서, C, S, N, O 및 B 의 함유량을 각각 50 ppm 이하, 바람직하게는 20 ppm 이하로 할 필요가 있다. 이 이상의 함유량에서는 제품판 결정방위에서의 <Γ> 가 증대하여 철손이 커진다.

다음은, 이 발명에서는 결정방위의 제어가 필수이다. 즉, 양호한 자기특성을 얻기 위해서는, 식 (1) 에 의하여 정해지는, Γ의 압연면내에서의 평균치 <Γ> 가 0.200 이하인 것이 중요하다. 그 이유는 이미 설명한 바와 같다.

또한, 제품판의 평균결정입경은 50 ∼ 500 ㎛ 로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는, 평균결정입경이 50 ㎛ 미만에서는, 히스테리시스손이 증가하기 때문이다. 따라서, 본 발명의 적용에 의해서도 철손의 열화는 피할 수 없다. 또 제품판의 경도가 증대하기 때문에 가공성도 열화한다. 한편 500 ㎛ 를 초과하면 와전류손의 증가가 매우 심하다. 따라서, 본 발명의 적용에 의해서도 철손의 열화를 피할 수 없다.

또 양호한 철손을 얻기 위해서는, P {111} 를 20 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는, P {111} 가 20 % 를 초과하는 경우에는 제품의 자속밀도, 철손 모두 크게 열화하기 때문이다.

그리고 양호한 블랭킹성을 확보하기 위해서는, 비커스 경도가 240 이하인 것이 바람직하다. 이것을 달성하는 방법으로서는, 여러가지를 생각할 수 있으나, 주로 Si, Al, Mn 등의 성분량의 조정에 의한 방법이 유리하다.

다음은, 본 발명의 전자강판의 제조방법에 대하여 상술한다.

우선, 용강성분으로서는, Si 를 1.5 ∼ 8.0 mass% 및 Mn 을 0.005 ∼ 2.50 mass% 로 규제하는 이유는 이미 설명한 바와 같다.

다음은, C, S, N, O 및 B 의 불순물 원소의 상한치를 각각 50 ppm, 바람직하 게는 20 ppm 으로서 규제하는 것이 필수이다. 그리고 C 에 관해서는, 적어도 재결정 소둔보다 전에 50 ppm 이하로 하는 것이 필수이다. 그러기 위해서는, 용강성분의 단계에서 50 ppm 이하로 하거나, 용강단계에서 50 ppm 을 초과하고 있으면, 도중공정에서의 탈탄처리에 의하여 50 ppm 이하로 하면 된다. 이들의 불순물의 함유량이 50 ppm 을 초과한 경우, 재결정 소둔후의 <Γ> 값이 증가하여 자기특성이 열화한다. 이것은, 특수한 결정입계의 선택적 이동이 방해받기 때문이라고 생각된다.

또, Al 양 제어는, 본 발명의 <Γ> 가 0.200 이하인 무방향성 전자강판을 얻기 위한 가장 유리한 기술이다. 특히 <Γ> 가 0.195 이하인 집합조직의 양호한 제품을 얻기위해서는, Al 이 0.0010 ∼ 0.10 mass% 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Al 이 0.10 mass% 를 초과하면, 집합조직이 변화하여 제품판에서의 <Γ> 가 증가하여, 철손 및 자속밀도가 열화한다. 한편, Al 이 0.0010 mass% 미만이 되면, 질화규소가 석출하여, 압연시의 변형거동에 영향을 미친다. 그리하여, 집합조직이 변화하여 <Γ> 가 다소 증가하여, 불순물원소 C, S, N, O 및 B 의 저감에 의한 <Γ> 감소의 효과가 작아진다. 따라서, Al 은 0.0010 mass% 이상으로 하는 것이, 철손 및 자속밀도의 개선에 유리하다.

이상의 성분조정에 의한 수법에 부가하여, 열연판 소둔의 조건제어가, <Γ> 이 0.195 이하가 되는 양호한 집합조직을 얻는데 유리하다. 이 조건으로서는, 소둔을 800 ∼ 1200 ℃ 의 온도범위에서 실시하며, 그 중 800 ∼ 400 ℃ 의 온도역을 5 ∼ 80 ℃/s 로 냉각하는 것이다.

열연판 소둔온도가 800 ℃ 미만이면, 열연판의 재결정이 불충분해지고, 자기특성의 개선도 불충분해진다. 한편, 열연판 소둔온도가 1200 ℃ 를 초과하면, 열연판의 결정입경이 지나치게 조대화하여 냉간압연시에 균열이 발생한다. 따라서, 열연판 소둔온도는 800 ∼ 1200 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 또, 냉각속도에 대해서는, 이미 설명한 바와 같다.

또한, Sb 를 부가적으로 첨가함으로써, 재결정핵 생성거동을 변화시킬 수 있다. 그 결과, 제품판의 <Γ> 를 저감하고, 양호한 자기특성을 얻을 수 있다. 여기서, Sb 의 첨가량이 0.01 mass% 미만이면 집합조직개선효과가 인정되지 않는다. 한편 0.50 mass% 를 초과하면, 취화하여 냉간압연이 곤란해진다. 따라서, 0.01 ∼ 0.50 mass% 의 범위로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 재결정 소둔시에 있어서, 700 ℃ 이상의 온도역에서의 승온속도를 100 ℃/h 이하의 서열로 하고, 750 ℃ 이상 1200 ℃ 이하로 도달시키는 것이, 입자성장을 촉진하고 자기특성을 향상시키기 때문에 유효하다. 700 ℃ 이상의 온도역에서의 승온속도가 100 ℃/h 를 초과하면, 집합조직의 개선효과가 작아진다. 따라서 승온속도는 100 ℃/h 이하로 하는 것이 바람직하다. 승온속도의 하한은 특별히 정해지지 않으나, 승온속도가 1 ℃/h 미만이면, 소둔시간이 지나치게 길어 경제적으로 불리하다. 한편, 재결정 소둔에서의 도달온도가 750 ℃ 미만이면 입자성장이 불충분하기 때문에 자기특성이 열화한다. 1200 ℃ 를 초과하면 표면산화가 진행되어 철손이 열화한다. 따라서, 재결정 소둔에서의 도달온도가 750 ℃ 이상 1200 ℃ 이하가 바람직하다. 균열시간에 관해서는 특별히 정하지 않는다. 단, 양호한 철손을 얻기 위하여, 경제적으로 허용되는 범위내에서의 장시간 균열로, 입자성장을 촉진시키는 것이 유효하다.

또한, 현저하게 입자성장을 촉진시켜 자기특성을 향상시키기 위해서는, 재결정 소둔의 전반에서, 500 ∼ 700 ℃ 사이를 2 ℃/s 이상을 급열하고, 700 ℃ 이상까지 승온하여 재결정을 완료시켜, 재결정 소둔의 후반에서, 700 ℃ 이하로 냉각한후, 재차 700 ℃ 이상의 온도역을 100 ℃/h 이하로 서열하여, 750 ℃ 이상 1200 ℃ 이하의 온도까지 도달시키는 것이 유효하다.

재결정 소둔 전반에서 500 ∼ 700 ℃ 사이를 2 ℃/s 미만에서 승열하면, 재결정 소둔 후반에서의 입자성장의 촉진효과가 작아진다. 따라서, 재결정 소둔 전반에서의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 승온은 2 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 마찬가지로, 재결정 소둔 전반의 도달온도가 750 ℃ 미만이거나 1200 ℃ 를 초과하는 경우에도, 후반의 소둔에서의 입자성장의 촉진효과가 작아진다. 그리하여 재결정 소둔 전반의 도달온도를 750 ∼ 1200 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 재결정 소둔 후반에서의 승온이 100 ℃/h 를 초과하면, 집합조직의 개선효과가 작아진다. 그리하여, 재결정 소둔 후반에서의 승온속도의 바람직한 범위는 100 ℃/h 이하로 한다. 또 재결정 소둔 후반의 도달온도가 750 ℃ 미만이면 입자성장이 불충분하고, 1200 ℃ 를 초과하면 표면산화가 진행하여, 어느 경우에도 자기특성이 열화한다. 따라서, 재결정 소둔 후반의 도달온도는 750 ℃ 이상 1200 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 그리고, 재결정 소둔 후반에서의 균열시간에 관하여 특별히 정하지 않는다. 단, 양호한 철손을 얻기 위하여, 경제적으로 허 용되는 범위내에서 장시간 균열하여, 입자성장을 촉진시키는 것이 유효하다.

500 ℃ 까지의 승온은, 재결정 거동에 큰 영향을 미치지 않기 때문에, 특별히 규제할 필요는 없다. 또 냉각조건도, 자기특성상은 특별히 규제할 필요는 없다. 단, 경제적으로는 60 ℃/min ∼ 10 ℃/hr 의 범위로 하는 것이 유리하다.

또, 자속밀도를 향상시키기 위하여 Ni 를 첨가할 수 있다. Ni 첨가량이 0.01 mass% 미만이면 자기특성의 향상량은 작다. 한편 1.50 mass% 를 초과하면, 집합조직의 발달이 불충분하여 자기특성이 열화한다. 그리하여, 첨가량은 0.01 ∼ 1.50 mass% 로 한다.

마찬가지로, 철손을 향상시키기 위하여, Sn: 0.01 ∼ 1.50 mass%, Cu: 0.01 ∼ 1.50 mass%, P: 0.005 ∼ 0.50 mass% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.50 mass% 를 첨가하는 것도 유효하다. 이 범위보다 첨가량이 적은 경우에는 철손개선효과가 없고, 첨가량이 많은 경우에는 포화자속밀도가 저하한다.

또, 본 발명성분을 갖는 용강은, 통상의 통상 조괴법 및 연속주조법으로 슬라브로 할 수도 있고, 100 ㎜ 이하의 두께의 박주편을 직접 주조법으로 제조할 수도 있다. 슬라브는 통상의 방법으로 가열하여 열간압연한다. 그리고, 주조후 가열하지 않고 곧바로 열간압연할 수도 있다. 또 박주편의 경우에는, 열간압연할 수도 있고, 열간압연을 생략하여 그대로 이후의 공정으로 진행할 수도 있다. 열연에 이어서, 열연판 소둔을 실시하고, 필요에 따라서 중간소둔을 포함하는 1 회 이상의 냉간압연을 실시한다. 그후, 재결정 소둔을 행하고, 필요에 따라서 절연코팅을 실시한다. 마지막으로, 적층한 강판의 철손을 개선하기 위하여, 강판표면에 절연코팅이 실시된다. 코팅은, 2 종류 이상의 피막으로 이루어지는 다층막일 수도 있고, 수지 등을 혼합시킨 것을 실시할 수도 있다.

또, P{111} 을 저감하기 위해서는, 최종냉연전의 냉간압연전의 평균결정입경을 100 ㎛ 이상으로 하고, 최종냉간압연공정에서의 적어도 1 패스의 압연온도를 150 ∼ 350 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 냉간압연전의 평균결정입경을 100 ㎛ 이상으로 하는 수단으로는, 열연판 소둔 및 중간소둔을 1000 ℃ 이상의 고온으로 행하는 것, 또는, 열연판 소둔에 앞서서 3 ∼ 7 % 의 냉간압연을 시행하는 수단 등이 있다.

실시예

실시예 1

표 1 에 나타내는 성분의 강슬라브를 연속주조로 제조한 후, 슬라브를 1250 ℃ 로 50 분간 가열하고, 열간압연으로 2.3 ㎜ 두께로 마무리하였다. 상기 열연판에, 열연판 소둔을 1150 ℃ ×60 초의 조건으로 실시하고, 800 ∼ 400 ℃ 사이를 150 ℃/s 로 냉각하였다. 상기 소둔판을 170 ℃ 로 냉간압연을 행하여, 0.35 ㎜ 의 최종판두께로 마무리하였다. 이어서, 수소분위기에서 1050 ℃ ×3 분의 재결정 소둔을 실시하고, 반유기 코팅액을 도포하고, 300 ℃ 에서 베이킹하여 제품으로 만들었다.

이들의 제품판에서, 외경 150 ㎜, 내경 100 ㎜ 의 링상 시료를 채취하여, 그 자기특성을 측정하였다. 또, 제품판 표면의 10 ㎜ ×10 ㎜ 각 영역에 있는 결 정입자의 방위를 EBSP 에 의하여 측정하고, <Γ> 을 산출하였다. 이들의 측정결과를 표 1 에 병기하였다. 이 발명에 따른 강판은 양호한 자기특성을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

실시예 2

C: 38 ppm, Si: 3.24 mass%, Mn: 0.15 mass%, Al: 0.013 mass%, Sb: 0.02 mass%, S: 11 ppm, O: 7 ppm, N: 9 ppm 및 B: 2 ppm 을 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe 의 성분조성인 슬라브를 연속주조로 제조하였다. 이 슬라브를, 1150 ℃ 에서 30 분 가열하고 열간압연으로 2.9 ㎜ 두께로 마무리 하였다. 그후, 열연판 소둔을 1050 ℃ 에서 60 초간 행하여, 800 ∼ 400 ℃ 사이를 8 ℃/s 로 냉각하고, 냉간압연으로 0.35 ㎜ 두께로 마무리하였다. 이어서, 재결정 소둔을 수소분위기에서, 표 2 에 나타내는 승온속도로 승온하여 최고온도에 도달시키고, 그후 냉각하도록 실시하였다. 상기 소둔판에, 무기 코팅액을 도포하고, 300 ℃ 에서 베이킹하여 제품으로 만들었다.

이들의 제품판에서, 외경 150 ㎜, 내경 100 ㎜ 의 링상 시료를 채취하여, 그 자기특성을 측정하였다. 또, 제품판 표면의 10 ㎜ ×10 ㎜ 각 영역에 있는 결정입자의 방위를 EBSP 에 의하여 측정하여 <Γ> 을 산출한다. 이들의 측정결과를 표 2 에 병기하였다. 재결정 소둔에 있어서, 상온에서 700 ℃ 까지를 200 ℃/h 로 승온하고, 700 ℃ 이상을 평균 1 ℃ ∼ 100 ℃/h 로 승온시켜, 750 ℃ 이상 1200 ℃ 이하의 온도까지 도달시키는 조건으로, 특히 자기특성이 양호한 제품을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

실시예 3

실시예 2 와 동일한 성분으로 이루어지는 판두께 4.5 ㎜ 의 박주편을 직접 주조로 제조하였다. 이어서, 열연판 소둔을 1150 ℃ ×30 초간 실시하고, 800 ∼ 400 ℃ 사이를 50 ℃/s 로 냉각하여, 실온에서의 냉간압연으로 1.6 ㎜ 두께로 하였다. 상기 냉연판에 중간소둔을 1000 ℃ ×60 초간 실시한 후, 실온에서의 냉간압연으로 0.20 ㎜ 두께로 마무리하였다. 상기 냉연판에, Ar 분위기에서 표 3 에 나타나는 조건으로 제 1 차 및 제 2 차 재결정 소둔을 행하여 제품으로 만들었다.

이들의 제품판에서, 외경 150 ㎜, 내경 100 ㎜ 의 링상 시료를 채취하여, 그 자기특성을 측정하였다. 또, 제품판 표면의 10 ㎜ ×10 ㎜ 각 영역에 있는 결정입자의 방위를 EBSP 에 의하여 측정하여 <Γ> 을 산출하였다. 이들의 측정결과를 표 3 에 병기하였다. 재결정 소둔에 있어서 700 ℃ 이상의 온도역에서 1 ℃ ∼ 100 ℃/h 로 승온하고, 750 ℃ 이상 1200 ℃ 이하의 온도까지 도달시킴으로써, 특히 자기특성이 양호한 제품을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

실시예 4

표 4 에 나타내는 성분의 슬라브를 연속주조로 제조한 후, 슬라브를 1200 ℃ 로 50 분 가열하고, 열간압연으로 2.6 ㎜ 두께로 마무리하였다. 상기 열연판에 열연판 소둔을 1180 ℃ ×120 초로 실시하고, 800 ∼ 400 ℃ 사이를 30 ℃/s 로 냉각하였다. 상기 소둔판에 150 ℃ 로 냉간압연을 행하고, 0.35 ㎜ 의 최종판두께로 마무리하였다. 상기 냉연판에 Ar 분위기에서 1150 ℃ ×1 분의 재결정 소둔을 행하고, 반유기 코팅액을 도포하고, 300 ℃ 에서 베이킹하여 제품으로 만들었다.

이 제품판에서, 외경 150 ㎜, 내경 100 ㎜ 의 링상 시료를 채취하여, 그 자기특성을 측정하였다. 또, 제품판 표면의 10 ㎜ ×10 ㎜ 각 영역에 있는 결정입자의 방위를 EBSP 에 의하여 측정하여 <Γ> 을 산출하였다. 이들의 측정결과를 표 4 에 병기하였다. 이 발명에 따른 강판은 양호한 자기특성을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

실시예 5

표 5 에 나타나는 성분조성이 되는 슬라브를 연속주조로 제조하였다. 각 슬라브는, 1150 ℃ 에서 20 분간 가열하여, 열간압연으로 2.8 ㎜ 두께로 마무리하였다. 해당 열연판에, 열연판 소둔을 1150 ℃ 에서 60 초의 조건으로 실시하였다. 상기 소둔판에 270 ℃ 로 냉간압연을 실시하고, 0.35 ㎜ 의 최종판두께로 마무리하였다. 상기 냉연판에 수소분위기중에서 1050 ℃, 2 분의 재결정 소둔을 실시하고, 반유기 코팅액을 도포하여, 300 ℃ 에서 베이킹하여 제품판으로 만들었다.

이렇게 하여 얻어진 제품판에 대하여, 자기특성 (L 방향과 C 방향의 평균) 을 측정하였다. 또, 표면의 10 ㎜ ×10 ㎜ 각 영역에 있는 결정입자의 방위를 EBSP 에 의하여 측정하고, <Γ> 및 결정면방위가 <111> 축에서 15°이내인 결정입자의 강판표면에서의 면적율 P {111} 을 산출하였다.

또한, 제품판의 경도 및 가공성에 대해서도 조사하였다. 가공성에 대해서는, 제품판을 높이 약 10 ㎜ 로 적층하여, 압출식 블랭킹기에 의하여 직경: 30 ㎜ 의 혈개 (穴開) 가공을 100 포인트 실시하고, 그때의 크랙 발생율로 평가하였다.

또, 열연판 소둔후 및 제품판에서의 평균입경에 대해서도 측정하였다. 얻어진 결과를 표 5 에 병기한다.

표 5 에서 알 수 있듯이, 본 발명의 성분범위를 만족시키는 경우에는, 자기특성뿐 아니라, 가공성이 양호한 제품을 얻을 수 있다.

실시예 6

C: 38 ppm, Si: 3.74 wt%, Mn: 0.35 wt%, Al: 0.013 wt%, S: 11 ppm, O: 7 ppm 및 N: 9 ppm 을 함유하고, 잔부는 실질적으로 Fe 의 조성이 되는 슬라브를, 연속주조로 제조하였다. 이 슬라브를, 1100 ℃ 에서 20 분 가열하고 열간압연으로 3.2 ㎜ 두께로 마무리 하였다. 상기 열연판에, 열연판 소둔을 표 6 에 나타내는 온도로 60 초간 행하였다. 상기 소둔판에는, 표 6 에 나타내는 온도에서 냉간압연을 실시하고, 0.50 ㎜ 의 최종판두께로 마무리하였다. 또한 상기 냉연판에, 표 6 에 나타나는 온도에서 120 초간의 재결정 소둔을 행하고, 무기 코팅액을 도포하여 300 ℃ 에서 베이킹하여 제품판으로 만들었다.

이렇게 얻어진 제품판의 자기특성, <Γ> , P{111}, 경도, 가공성, 열연판 소둔후 및 제품판에서의 평균입경에 대하여 측정한 결과를 표 6 에 병기한다.

표 6 에 나타나듯이, 냉연전 입경을 크게하는 것, 나아가서는 압연온도를 높게함으로써, 특히 자기특성이 양호하고 또 가공성이 양호한 제품판을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

실시예 7

표 7 에 나타나는 성분조성이 되는 박주편 (판두께: 4.5 ㎜) 을 직접 주조법으로 제조하였다. 이 박주편에, 1150 ℃, 60 초간의 열연판 소둔을 실시한 후, 실온에서의 냉간압연으로 1.2 ㎜ 의 중간두께로 하였다. 상기 냉연판에 1000 ℃, 60 초간의 중간소둔을 실시하고, 그후, 실온에서의 냉간압연으로 0.35 ㎜ 의 최종판두께로 마무리하였다. 이어서, Ar 분위기중에서 1025 ℃, 5 분간의 재결정 소둔을 실시하여 제품판으로 만들었다.

이렇게 얻어진 제품판의 자기특성, <Γ>, P{111}, 경도, 가공성 및 평균입경에 대하여 측정한 결과를 표 8 에 나타낸다.

표 8 에 나타내듯이, 본 발명을 만족하는 성분계를 사용하여 제조함으로써, 자기특성 및 가공성이 양호한 제품을 얻을 수 있다.

이 발명에 의하면, 종래기술에서 얻어지는 자기특성을 능가한, 우수한 자속밀도 및 철손을 갖는 무방향성 전자강판을 얻을 수 있다.

Claims (13)

1. 삭제
2. 삭제
3. 삭제
4. 삭제
5. 삭제
6. Si: 1.5 ∼ 8.0 mass% 및 Mn: 0.005 ∼ 2.50 mass% 를 함유하고, 또 S,N,O 및 B 의 함유량을 각각 50 ppm 이하로 억제한 성분의 용강을 슬라브로 하고, 그 슬라브를 열간압연후, 이어서 열연판 소둔을 실시한후, 1 회 혹은 중간소둔을 포함하는 2 회 이상의 냉간압연을 실시하여 최종판두께로 마무리하고, 그 후 재결정 소둔을 행하는 공정에 있어서, 용강시 혹은 재결정 소둔전의 어느 한 공정에서 강판의 C 양을 50 ppm 이하로 조정하고, 열연판 소둔을 800 ∼ 1200 ℃ 의 온도범위로 실시한후, 800 ∼ 400 ℃ 의 온도역을 5 ∼ 80 ℃/s 로 냉각을 행하는, 철손이 낮고 또 자속밀도가 높은 무방향성 전자강판의 제조방법.
7. 제 6 항에 있어서, 재결정 소둔을, 700 ℃ 이상의 온도역에서의 승온을 100 ℃/h 이하로 하고, 750 ℃ 이상 1200 ℃ 이하의 온도역까지 도달시키는, 철손이 낮고 또 자속밀도가 높은 무방향성 전자강판의 제조방법.
8. 제 6 항에 있어서, 재결정 소둔을, 500 ∼ 700 ℃ 의 온도역에서의 승온을 2 ℃/s 이상으로 하고, 700 ℃ 이상으로 승온하여 재결정을 완료시킨후, 700 ℃ 이하의 온도역까지 냉각하여, 재차 700 ℃ 이상의 온도역에서의 승온을 100 ℃/h 이하로 하고, 750 ℃ 이상 1200 ℃ 이하의 온도역까지 도달시키는, 철손이 낮고 또 자속밀도가 높은 무방향성 전자강판의 제조방법.
9. 제 6 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서, 최종냉간압연전의 평균결정입경을 100 ㎛ 이상으로 함과 동시에, 최종냉간압연의 1 패스 이상을 150 ∼ 350 ℃ 의 압연온도에서 행하는, 철손이 낮고 또 자속밀도가 높은 무방향성 전자강판의 제조방법.
10. 제 6 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서, 용강이 추가로 Al: 0.0010 ∼ 0.10 mass% 를 함유하는, 철손이 낮고 또 자속밀도가 높은 무방향성 전자강판의 제조방법.
11. 제 6 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서, 용강이 추가로 Sb: 0.01 ∼ 0.50 mass% 를 함유하는, 철손이 낮고 또 자속밀도가 높은 무방향성 전자강판의 제조방법.
12. 제 6 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서, 용강이 추가로 Ni: 0.01 ∼ 3.50 mass%, Sn: 0.01 ∼ 1.50 mass%, Cu: 0.01 ∼ 1.50 mass%, P: 0.005 ∼ 0.50 mass% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.50 mass% 의 1 종 이상을 함유하는, 철손이 낮고 또 자속밀도가 높은 무방향성 전자강판의 제조방법.
13. 제 6 항에 있어서, 상기 재결정 소둔을 행한 후에, 절연코팅을 실시하는 공정을 추가로 포함하는, 철손이 낮고 또 자속밀도가 높은 무방향성 전자강판의 제조방법.

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