KR100837129B1 - 포스테라이트를 주체로 하는 하지피막을 갖지 않는,자기특성이 양호한 방향성 전자강판과 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

질량% 로, Si: 2.0 ∼ 8.0% 를 함유하는 조성이며, 2차 재결정 입자의 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자를 2개/㎠ 이상의 빈도로 함유하고, 포스테라이트 (Mg₂SiO₄) 를 주체로 하는 하지피막을 갖지 않는, 가공성 및 자기특성이 우수하고, 또한 제조비용면에서도 유리한 방향성 전자강판. 제조수단은 인히비터를 사용하지 않고 고순도화 및 저온 최종 마무리 소둔에 의해 미세 결정입자를 얻는다.

Description

포스테라이트를 주체로 하는 하지피막을 갖지 않는, 자기특성이 양호한 방향성 전자강판과 그 제조방법 {GRAIN-ORIENTED MAGNETIC STEEL SHEET HAVING NO UNDERCOAT FILM COMPRISING FORSTERITE AS PRIMARY COMPONENT AND HAVING GOOD MAGNETIC CHARACTERISTICS}

본 발명은 변압기, 모터, 발전기 등의 철심재료 등에 사용하기에 적합한 방향성 전자강판과 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 일반적인 철심 이외에, 특히 소형 트랜스의 철심으로 사용되는 EI형 코어, 상용주파수보다 높은 100 ∼ 10000㎐ 의 주파수로 사용되는 전원용 변압기나 제어소자의 철심재료 등에도 적합하게 사용할 수 있다.

방향성 전자강판은 변압기나 모터 등의 철심재료로서 널리 사용되고 있다. 이 재료는 결정방위가 Goss 방위라고 불리는 {110}〈001〉방위에 고도로 집적된 것으로서, 그 특성은 주로 투자율이나 철손 등의 전자특성에 의해 평가된다.

일반적으로 방향성 전자강판은 그 제조공정 중에 포스테라이트 (Mg₂SiO₄) 를 주체로 한 하지피막 (글라스 피막) 이 표면에 형성되어 절연피막이나 장력부여피막으로서는 바람직한 것이 된다. 그러나, 이 피막에는 다음과 같은 문제점이 있 다.

방향성 전자강판을 변압기나 모터 등의 철심에 이용할 때에는 펀칭이나 전단에 의해 소정 형상으로 가공되어야만 한다. 따라서, 방향성 전자강판에는 상기 전자특성과 함께 이들 가공성이 양호할 것이 요구된다. 그 중에서도 전원 어댑터, 형광등 등에 사용되는 EI형 코어라고 불리는 소형 철심은 다수의 적층판으로 구성되므로, 대량생산할 경우, 전자강판의 펀칭성은 EI형 코어의 생산성을 가늠하는 중요 문제이다.

이하, EI형 코어에 대해 상세히 설명한다. EI형 코어의 형상의 예를 도 1 에 나타낸다. 이 EI형 코어는 펀칭가공에 의해 제조되고 있는데, 펀칭할 때에 발생하는 스크랩의 양이 적은 효율적인 가공방법이 이용되고 있다.

이러한 EI형 코어용 철심재료로는 현재, 무방향성 전자강판과 방향성 전자강판의 양방이 사용되고 있다.

방향성 전자강판은 압연방향의 자기특성은 양호하지만, 압연직각방향의 자기특성은 일반적으로 현저히 열등하다. 그러나, EI형 코어내에서 자속이 흐르는 방향은 압연직각방향이 되는 영역이 2할 정도 있으나, 8할 정도의 영역이 압연방향이기 때문에 EI형 코어의 철심재료로서 방향성 전자강판을 사용한 경우에는 무방향성 전자강판보다 훨씬 양호한 특성이 얻어진다. 따라서, 철손을 중시하는 경우의 대부분은 방향성 전자강판이 사용되고 있다.

상기 기술한 바와 같이, EI형 코어는 강판을 금형에 의해 펀칭가공함으로써 제조되고 있는데, 상기 포스테라이트 피막은 무방향성 전자강판에 피복되어 있는 유기 수지계 피막에 비하면 현저히 경질이어서 펀칭금형의 마모가 크다. 따라서, 금형의 재연마 또는 교환이 조기에 필요해져, 수요자에게 철심가공시의 작업효율의 저하와 비용상승을 초래시킨다. 또한, 슬릿성, 절단성도 포스테라이트 피막의 존재로 인해 열화된다.

이러한 목적을 위해 사용되는 방향성 전자강판에는 먼저 표면에 포스테라이트질의 피막이 존재하지 않을 것이 요구되어 많은 제안이 이루어져 왔다. 예컨대, 일단 포스테라이트질 피막을 형성한 후에, 산세척, 화학연마, 전해연마 등에 의해 포스테라이트질 피막을 제거하는 방법을 생각할 수 있다. 그러나, 이 방법은 비용이 많이 들뿐 아니라 표면성상이 악화되고 자기특성도 열화되는 등, 큰 문제가 있다.

또한, 최근에는 소둔 분리제의 성분을 조정함으로써 포스테라이트질 피막을 형성하지 않고, 또는 포스테라이트질 피막의 형성후, 신속하게 이것을 분해시켜 가공성이 양호한 방향성 전자강판을 제조하려는 시도가 이루어지고 있다.

예컨대, 일본 공개특허공보 소60-39123호에는 소둔 분리제의 주성분으로서 Al₂O₃ 를 사용하고, 포스테라이트질 피막의 생성을 저지하는 방법이 개시되어 있다. 또한, 일본 공개특허공보 평6-17137호에는 소둔 분리제의 주성분을 MgO 로 하면서도 Li, K, Na, Ba, Ca, Mg, Zn, Fe, Zr, Sn, Sr, Al 등의 염화물, 탄산염, 질산염, 황산염, 황화물 중에서 1종 또는 2종 이상을 첨가함으로써 형성된 포스테라이트 피막을 분해하는 방법이 개시되어 있다. 또한 일본 공개특허공보 평7-18333호에 는 소둔 분리제에 Bi 의 염화물을 0.2% ∼ 15% 함유하고, 또한 마무리 소둔 분위기의 질소분압을 25% 이상으로 함으로써 탈탄 소둔시에 형성된 SiO₂ 산화막을 제거하는 방법이 개시되어 있다.

이들 수단에 의해 포스테라이트질 피막이 존재하지 않는 방향성 전자강판을 제조할 수는 있게 된다. 그러나, 이들 방법은 일단 포스테라이트질 피막 또는 SiO₂ 를 주성분으로 하는 산화막을 생성하고 그 후에 분해시킨다는 과정을 거치고 있고, 또한 특수한 분리제 또는 보조제가 필요하기 때문에 제조공정이 번잡해질 수밖에 없어 오히려 비용이 상승된다는 문제가 있다.

또한 예컨대, 일본 특허공보 평6-49948호 및 일본 특허공보 평6-49949호에는 마무리 소둔시에 적용하는 MgO 를 주체로 하는 소둔 분리제 중에 약제를 배합함으로써 포스테라이트 피막의 형성을 억제하는 기술이, 또한 일본 공개특허공보 평8-134542호에는 Mn 을 함유하는 소재에 대해 실리카, 알루미나를 주체로 하는 소둔 분리제를 적용함으로써 포스테라이트 피막의 형성을 억제하는 기술이 각각 제안되어 있다. 그러나, 이들 방법으로는 포스테라이트 피막의 악영향은 배제할 수 있으나, 결정 입자직경이 조대하다는 방향성 전자강판의 다른 문제점이 해결되지 않은 상태로 남는다.

즉, 방향성 전자강판은 상기 Goss 방위 집합 조직을 얻는 과정에서, 일반적으로 결정입자가 조대해진다 (통상 10 ∼ 50㎜ 정도). 따라서, 통상 0.03 ∼ 0.20㎜ 의 미세 결정입자로 이루어지는 무방향성 전자강판에 비해 펀칭가공시에 시 어 드루프 등의 형상변화가 크다는 문제가 있다. 한편, 조대입자의 생성을 억제하고자 하면 통상의 방법으로는 철손 등의 자기특성이 열화된다.

따라서, 방향성 전자강판에 있어서, 양호한 펀칭성과 철손 등의 자기특성을 양립시키는 수단은 종래 확립되어 있지 않다.

또한 방향성 전자강판은 이미 기술한 바와 같이 압연방향의 자기특성은 양호하나, 압연직각방향의 자기특성은 현저히 열등하므로, 압연직각방향으로도 자속이 흐르는 EI형 코어에 적용하는 것은 방향성 전자강판의 특징을 충분히 활용하고 있다고는 할 수 없다.

이 문제에 대해, 2차 결정입자에 의해 (100)〈001〉 조직 (정큐브 조직) 을 발달시키는, 이른바 2방향성 전자강판의 제조방법도 오래전부터 검토되어 왔다.

예컨대, 일본 특허공보 소35-2657호에는 일방향으로 냉간압연한 후, 다시 이 방향과 교차하는 방향으로 냉간압연을 추가하는 크로스 압연을 실시하고, 단시간 소둔과 900 ∼ 1300℃ 의 고온 소둔을 행함으로써 2차 재결정으로 정큐브 방위입자가 집적된 집합조직을 얻는 방법이 기재되어 있다 (인히비터를 이용하고 있음). 또한 일본 공개특허공보 평4-362132호에는 열연방향에 대해 직각방향으로 50 ∼ 90% 의 압하율로 냉연하고, 이어서 1차 재결정을 목적으로 하는 소둔을 실시한 후, 2차 재결정과 순화를 목적으로 하는 최종 마무리 소둔을 실시함으로써, AlN 을 이용하여 정큐브 방위입자로 2차 재결정시키는 방법이 개시되어 있다.

자기특성적으로는 압연방향과 압연직각방향의 양방의 자기특성이 양호한 2방향성 전자강판이 가장 유리한 것으로 생각되지만, 통상 2방향성 전자강판의 제조에 는 생산성이 매우 낮은 크로스 압연을 필요로 하기 때문에 이러한 2방향성 전자강판은 아직 한번도 공업적으로 대량생산된 적이 없다.

또한, 모터의 분할형 철심에 적용하기 위해, 인히비터 성분을 감소시켜 집적도가 낮은 고스방위를 발달시키고, 방향성 전자강판의 자기특성의 이방성을 저하시키는 기술이 일본 공개특허공보 2000-87139호에 개시되어 있다. 그러나, 이 기술은 고스방위 집적도를 저하시키고 있는 점, 또한 Si 량을 3.0질량% 미만으로 제한하고 있는 점에서, 실시예에서의 철손은 압연방향의 W_15/50 에서 2.1W/㎏ 이상으로 최량의 값으로도 고급 무방향성 전자강판 정도의 값밖에 없어 방향성 전자강판 수준인 W_15/50 ＜ 1.4W/㎏ 에 비해 크게 열등하여 수요자의 요구를 만족시키지 못하고 있다.

이상, 지금까지 기술한 요청과는 별도로, 철심용 재료에서는 고주파영역에 있어서의 저철손이 요구되는 경우가 있다. 이 특성에 대해 포스테라이트 피막이 영향을 미치는지의 여부에 대해서는 종래 알려져 있지 않지만, 본 발명자들은 이 고주파 철손의 개선에, 본 발명자들이 개발한 포스테라이트 피막을 갖지 않는 강판이 매우 바람직하다는 것을 발견하였으므로, 이 분야의 기술배경도 여기서 설명한다.

고주파용 철손이 우수한 방향성 전자강판을 제조하는 방법으로는 고도로 발달된 고스조직으로 이루어지는 방향성 전자강판을 소재로 사용하고, 60 ∼ 80% 의 압하율로 냉간압연을 실시한 다음 1차 재결정 소둔을 실시함으로써, 고스조직이 발 달되고, 또한 평균 입자직경이 1㎜ 이하인 미세 결정입자를 갖는 판두께: 0.15㎜ 이하의 제품을 얻는 기술이 일본 특허공보 평7-42556호에 개시되어 있다.

그러나, 이 방법은 방향성 전자강판 제품판의 포스테라이트 피막을 제거하고, 추가로 압연, 재결정 소둔을 실시한다는 매우 비용이 많이 드는 방법이므로 대량생산에는 적합하지 않다.

또한, 인히비터를 사용하지 않고, 표면에너지를 구동력으로 하여 판두께가 얇은 방향성 전자강판을 제조하는 방법이 일본 공개특허공보 소64-55339호, 일본 공개특허공보 평2-57635호, 일본 공개특허공보 평7-76732호 및 일본 공개특허공보 평7-197126호에 개시되어 있다.

그러나, 표면에너지를 사용하기 위해서는 표면산화물의 생성을 억제한 상태에서 고온의 최종 마무리 소둔을 해야만 한다는 문제가 있다. 예컨대, 일본 공개특허공보 소64-55339호에는 1180℃ 이상의 온도에서, 최종 마무리 소둔의 분위기로서, 진공중 또는 불활성 가스 또는 수소 가스 또는 수소 가스와 질소 가스의 혼합 가스를 이용할 필요가 있다는 것이 기재되어 있다. 또한 일본 공개특허공보 평2-57635호에서는 950 ∼ 1100℃ 의 온도에서, 불활성 가스 분위기 또는 수소 가스 또는 수소 가스와 불활성 가스의 혼합분위기를 이용하고, 또한 이것들을 감압하는 것을 권장하고 있다. 또한, 일본 공개특허공보 평7-197126호에서도 1000 ∼ 1300℃ 의 온도에서, 산소분압이 0.5㎩ 이하인 비산화성 분위기 또는 진공중에서 최종 마무리 소둔을 실시하는 것이 기재되어 있다.

상기 기술한 바와 같이, 표면에너지를 이용하여 양호한 자기특성을 얻고자 하면, 최종 마무리 소둔의 분위기는 불활성 가스나 수소가 이용되고, 또한 권장되는 조건으로서 진공으로 하는 것이 요구되고 있으나, 고온과 진공의 양립은 설비적으로는 매우 어려우며, 비용이 상승된다. 또한 표면에너지를 이용한 경우에는 원리적으로는 {110}면의 선택만이 가능하고, 압연방향으로〈001〉방향이 맞추어진 고스입자의 성장이 선택되지는 않는다.

방향성 전자강판은 압연방향으로 자화 용이축〈001〉을 맞춤으로써 자기특성을 향상시키는 것이므로, {110}면의 선택만으로는 원리적으로 양호한 자기특성이 얻어지지 않는다.

따라서, 표면에너지를 이용하는 방법으로 양호한 자기특성을 얻을 수 있는 압연조건이나 소둔조건은 매우 한정된 것이 되고, 따라서 자기특성은 불안정하다.

이 같이, 양호한 고주파 철손을 얻는 비용 효율이 좋은 방법은 아직 찾아볼 수 없다.

발명의 개시

(발명이 해결하고자 하는 과제)

상기 기술한 바와 같이, 종래의 기술은 양호한 자기특성을 갖는 방향성 전자강판을 저비용으로 제조함과 동시에 표면에 포스테라이트질 피막을 형성하지 않고, 펀칭성이 좋은 방향성 전자강판을 경제적으로 제조한다는 과제를 해결하지 못하였다.

제 1 본 발명에서는 상기 실상을 감안하여 가공성 및 자기특성이 우수하고, 또한 경제적으로도 유리한 완전히 새로운 방향성 전자강판을 그 유리한 제조방법과 함께 제안하는 것을 목적으로 한다. 본 강판의 용도는 한정되지 않지만, EI형 코어와 같은 소형 트랜스의 철심재료로서 이상적이다.

제 2 본 발명에서는 EI형 코어용 재료에 적합한 2방향 자기특성을 더욱 만족하는 방향성 전자강판을 그 유리한 제조방법과 함께 제안하는 것을 목적으로 한다.

제 3 본 발명에서는 상기 실상을 감안하여 고스방위가 발달하고, 따라서 자속밀도가 높고, 또한 2차 재결정입자내에 미세입자가 적절히 존재하고, 따라서 고주파영역에서의 철손이 우수한 방향성 전자강판을 그 유리한 제조방법과 함께 제안하는 것을 목적으로 한다.

(과제를 해결하기 위한 수단)

일반적으로, 방향성 전자강판의 제조공정에서는 고스방위 결정입자를 선택적으로 성장시키기 위해 출발소재인 강슬래브에는 인히비터 원소, 예컨대 MnS, MnSe, 또는 AlN 등이 함유되어 있다. 따라서, 마무리 소둔시, 이른바 순화 소둔과정 즉 순수소기류 중에서 1200 ∼ 1300℃ 의 고온 소둔을 필요로 하기 때문에, 피막형성, 조대 입자직경 및 고비용 등의 문제를 회피하기 어려웠다.

이에 대해, 본 발명자들은 {110}〈001〉방위입자가 2차 재결정되는 이유에 대해 예의 연구를 거듭한 결과, 1차 재결정 조직에서의 방위차각 20 ∼ 45°인 입계가 중요한 역할을 하고 있는 것을 발견하여 Acta Material 45권 (1997) 1285페이지에 보고되어 있다. 이것에 따르면, 인히비터의 역할은 고에너지 입계와 다른 입계의 이동속도차를 발생시키는 데에 있으며, 인히비터를 사용하지 않고 입계의 이동속도차를 발생시킬 수 있다면 2차 재결정시킬 수 있게 된다.

상기 지견을 바탕으로 본 발명자들은 인히비터 성분을 함유하지 않는 소재에 있어서, 고스방위 결정입자를 2차 재결정에 의해 발달시키는 기술을 제안하였다 (일본 공개특허공보 2000-129356호).

제 1 본 발명은 상기 기술을 바탕으로 더욱 개선하여 EI형 코어 등의 펀칭가공성을 중시하는 소형 전기기기에 적합한 방향성 전자강판을 얻기 위해 예의 연구를 거듭한 결과 개발된 것이다.

그 요점은 포스테라이트를 주체로 하는 하지피막을 형성하지 않는 제조방법을 채용함과 동시에, 인히비터 성분을 실질적으로 함유하지 않는 강 소재를 이용하고, 최종 마무리 소둔에서의 도달온도를 1000℃ 이하로 억제하여 미세 결정입자를 잔존시킴으로써, 철손을 효과적으로 개선시킬 수 있다는 점에 있다.

즉, 제 1 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1-1. 질량% 로, Si: 1.0 ∼ 8.0%, 바람직하게는 2.0 ∼ 8.0% 를 함유하는 조성이 되는 방향성 전자강판으로서, 2차 재결정입자의 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자를 2개/㎠ 이상의 빈도로 함유하는 것을 특징으로 하는, 포스테라이트 (Mg₂SiO₄) 를 주체로 하는 하지피막을 갖지 않는, 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.

1-2. 상기 1-1 에서, 강판이 질량% 로, 추가로 Ni: 0.005 ∼ 1.50%, Sn: 0.01 ∼ 1.50%, Sb: 0.005 ∼ 0.50%, Cu: 0.01 ∼ 1.50%, P: 0.005 ∼ 0.50%, Mo: 0.005 ∼ 0.50% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.50% 중에서 선택된 적어도 1종 또는 2종 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.

또 제 1 본 발명의 방향성 전자강판에 있어서, N 함유량이 10 ∼ 100ppm 의 범위에 있는 것이 더욱 바람직하다. 제 1 본 발명의 방향성 전자강판은 특히 철손 및 펀칭가공성이 우수하다.

1-3. 질량% 로, C: 0.08% 이하, Si: 1.0 ∼ 8.0%, 바람직하게는 2.0 ∼ 8.0% 및 Mn: 0.005 ∼ 3.0% 를 함유하고, 또한 Al 을 0.020% 이하, 바람직하게는 100ppm 이하, N 을 50ppm 이하로 저감시킨 조성이 되는 강슬래브를 열간압연하고, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한 후, 1회 또는 중간 소둔을 사이에 두고 2회 이상의 냉간압연을 실시하고, 이어서 재결정 소둔을 행하고, 그 후 필요에 따라 MgO 를 함유하지 않는 소둔 분리제를 도포한 다음, 최종 마무리 소둔을 1000℃ 이하의 온도에서 실시하는 것을 특징으로 하는, 포스테라이트를 주체로 하는 하지피막을 갖지 않는, 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.

1-4. 상기 1-3 에서 강슬래브가 질량% 로, 추가로 Ni: 0.005 ∼ 1.50%, Sn: 0.01 ∼ 1.50%, Sb: 0.005 ∼ 0.50%, Cu: 0.01 ∼ 1.50%, P: 0.005 ∼ 0.50%, Mo: 0.005 ∼ 0.50% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.50% 중에서 선택된 적어도 1 종 또는 2종 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.

제 1 본 발명의 제조방법에서, 상기 재결정 소둔은 이슬점: 40℃ 이하의 저산화성 또는 비산화성 분위기 중에서 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 최종 마무리 소둔을 질소를 함유하는 분위기 및/또는 이슬점: 40℃ 이하의 저산화성 또 는 비산화성 분위기 중에서 실시하는 것이 바람직하다.

또한, 열간압연전의 슬래브 가열온도는 1300℃ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 상기 발명에서 얻어진 방향성 전자강판에 대해 추가로 절연코팅을 도포하고, 베이킹하는 것이 바람직하다.

제 1 본 발명에서는 추가로, 상기 강슬래브 중의 C 함유량을 0.006% 이하로 함으로써, 소둔에서의 탈탄공정을 생략하여 더 한층의 저비용화를 도모할 수 있다.

특히 100ppm 을 초과하는 Al 이 함유되어 있는 강슬래브를 사용하는 경우에는 상기 강슬래브가 질량비로 C: 0.006% 이하, Si: 2.5 ∼ 4.5%, Mn: 0.50% 이하를 함유함과 동시에, O 가 50ppm 이하로 억제되고, 잔부가 실질적으로 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것으로 하고, 상기 재결정 소둔에서의 분위기 이슬점을 0℃ 이하로 하고, 또한 상기 최종 마무리 소둔의 최고 가열온도를 800℃ 이상으로 함과 동시에, 이 최종 마무리 소둔에서의 300℃ 에서 800℃ 까지의 승온속도를 5 ∼ 100℃/h 로 하는 것이 바람직하다.

제 2 본 발명은 인히비터 성분을 함유하지 않는 소재를 사용한 본 발명자들의 상기 기술을 바탕으로, EI형 코어용 재료에 의해 적합한 자기특성을 얻기 위해 예의 연구를 거듭한 결과 개발된 것이다.

제 2 본 발명의 요점은 포스테라이트를 주체로 하는 하지피막을 형성하지 않는 제조방법을 채용함과 동시에, 인히비터 성분을 실질적으로 함유하지 않는 강 소재를 사용하고, 최종 마무리 소둔에서의 도달온도를 975℃ 이하로 억제하여 미세 결정입자를 소정량 잔존시킴으로써, 압연직각방향의 철손이 대폭적으로 개선되게 된다. 또한 최종 냉연전의 입자직경을 조대화시킴으로써, 압연직각방향의 자속밀도 및 철손을 더욱 향상시킬 수 있게 된다.

즉, 제 2 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

2-1 질량% 로, Si: 1.0 ∼ 8.0%, 바람직하게는 2.0 ∼ 8.0% 를 함유하는 조성이 되는 방향성 전자강판으로서, 2차 재결정입자의 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자를 2개/㎠ 이상의 빈도로 함유하고, 압연방향의 철손 (W_L15/50) 이 1.40W/㎏ 이하이고, 또한 압연직각방향의 철손 (W_C15/50) 이 압연방향의 철손 (W_L15/50) 의 2.6배 이하인 것을 특징으로 하는, 포스테라이트 (Mg₂SiO₄ ) 를 주체로 하는 하지피막을 갖지 않는, 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.

2-2. 상기 2-1 에서, 압연방향의 자속밀도 (B_L50) 가 1.85T 이상이고, 또한 압연직각방향의 자속밀도 (B_C50) 가 1.70T 이상인 것을 특징으로 하는, 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.

2-3. 상기 2-1 또는 2-2 에서, 강판이 질량% 로, 추가로 Ni: 0.005 ∼ 1.50%, Sn: 0.01 ∼ 1.50%, Sb: 0.005 ∼ 0.50%, Cu: 0.01 ∼ 1.50%, P: 0.005 ∼ 0.50%, Mo: 0.005 ∼ 0.50% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.50% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는, 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.

제 2 본 발명의 방향성 전자강판은 우수한 압연방향ㆍ압연직각방향의 철손을 가짐과 동시에 우수한 펀칭성도 겸비한다.

2-4. 질량% 로, C: 0.08% 이하, Si: 1.0 ∼ 8.0%, 바람직하게는 2.0 ∼ 8.0% 및 Mn: 0.005 ∼ 3.0% 를 함유하고, 또한 Al 을 0.020% 이하, 바람직하게는 100ppm 이하, N 을 50ppm 이하로 저감한 조성이 되는 강슬래브를 열간압연하고, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한 후, 1회 또는 중간 소둔을 사이에 두고 2회 이상의 냉간압연을 실시하고, 이어서 재결정 소둔을 실시하여 이 소둔후의 입자직경을 30 ∼ 80㎛ 로 하고, 그 후 필요에 따라 MgO 를 함유하지 않는 소둔 분리제를 도포한 다음, 최종 마무리 소둔을 975℃ 이하의 온도에서 실시하는 것을 특징으로 하는, 포스테라이트를 주체로 하는 하지피막을 갖지 않는, 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.

2-5. 질량% 로, C: 0.08% 이하, Si: 1.0 ∼ 8.0%, 바람직하게는 2.0 ∼ 8.0% 및 Mn: 0.005 ∼ 3.0% 를 함유하고, 또한 Al 을 0.020% 이하, 바람직하게는 100ppm 이하, N 을 50ppm 이하로 저감한 조성이 되는 강슬래브를 열간압연하고, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한 후, 1회 또는 중간 소둔을 사이에 두고 2회 이상의 냉간압연을 최종 냉연전의 입자직경을 150㎛ 이상으로 하여 실시하고, 이어서 재결정 소둔을 실시하여 이 소둔후의 입자직경을 30 ∼ 80㎛ 로 하고, 그 후 필요에 따라 MgO 를 함유하지 않는 소둔 분리제를 도포한 다음, 최종 마무리 소둔을 975℃ 이하의 온도에서 실시하는 것을 특징으로 하는, 포스테라이트를 주체로 하는 하지피막을 갖지 않는, 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.

2-6. 상기 2-4 또는 2-5 에서, 강판이 질량% 로, 추가로 Ni: 0.005 ∼ 1.50%, Sn: 0.01 ∼ 1.50%, Sb: 0.005 ∼ 0.50%, Cu: 0.01 ∼ 1.50%, P: 0.005 ∼ 0.50%, Mo: 0.005 ∼ 0.50% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.50% 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.

또 제 2 본 발명에서, 제 1 본 발명에 채용한 조건이나 바람직한 조건을 적용해도 된다.

제 3 본 발명은 인히비터 성분을 함유하지 않는 소재를 사용한 본 발명들의 상기 기술을 바탕으로, 고주파 변압기에 적합한 자기특성을 얻을 가능성을 발견하고, 이를 최적화하기 위해 예의 연구를 거듭한 결과 개발된 것이다.

제 3 본 발명의 요점은 포스테라이트를 주체로 하는 하지피막을 형성하지 않는 제조방법을 채용함과 동시에, 인히비터 성분을 실질적으로 함유하지 않는 강소재를 사용하고, 또한 최종 마무리 소둔에서의 도달온도를 975℃ 이하로 억제하여 2차 재결정입자내에 미세 결정입자를 잔존시킴으로써 종래의 방향성 전자강판에 비해 고주파 철손이 대폭적으로 개선되는 점에 있다. 또한, 최종 냉연전 입자직경을 150㎛ 미만으로 하는 것이 고스방위입자 면적율을 50% 이상 확보하여 양호한 고주파 철손을 얻는 데에 유효하다는 점에도 있다.

즉, 제 3 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

3-1. 질량% 로, Si: 1.0 ∼ 8.0%, 바람직하게는 2.0 ∼ 8.0% 를 함유하는 조성이 되는 방향성 전자강판으로서, 입자직경이 1㎜ 이하인 미세입자를 제외하고 측정한 강판표면에서의 2차 재결정 평균 입자직경이 5㎜ 이상이고, 또한 2차 재결정입자의 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자를 2개/㎠ 이 상의 빈도로, 또한 입자직경이 0.15㎜ 이상, 1.00㎜ 이하인 미세 결정입자를 10개/㎠ 이상의 빈도로 함유하고, 또한 {110}〈001〉방위로부터의 방위차가 20°이내인 결정입자의 면적율이 50% 이상인 것을 특징으로 하는, 포스테라이트 (Mg₂SiO₄) 를 주체로 하는 하지피막을 갖지 않는, 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.

3-2. 상기 3-1 에서, 강판이 질량% 로, 추가로 Ni: 0.005 ∼ 1.50%, Sn: 0.01 ∼ 1.50%, Sb: 0.005 ∼ 0.50%, Cu: 0.01 ∼ 1.50%, P: 0.005 ∼ 0.50%, Mo: 0.005 ∼ 0.50% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.50% 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.

제 3 본 발명의 방향성 전자강판은 고주파 철손이 낮다는 특징을 갖는다.

3-3. 질량% 로, C: 0.08% 이하, Si: 1.0 ∼ 8.0%, 바람직하게는 2.0 ∼ 8.0% 및 Mn: 0.005 ∼ 3.0% 를 함유하고, 또한 Al 을 0.020% 이하, 바람직하게는 100ppm 이하, N 을 50ppm 이하로 저감한 조성이 되는 강슬래브를 열간압연하고, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한 후, 1회 또는 중간 소둔을 사이에 두고 2회 이상의 냉간압연을 최종 냉연전의 입자직경을 150㎛ 미만으로 하여 실시하고, 이어서 재결정 소둔을 실시하여 이 소둔후의 입자직경을 30 ∼ 80㎛ 로 하고, 그 후 필요에 따라 MgO 를 함유하지 않는 소둔 분리제를 도포한 다음, 975℃ 이하의 온도에서 최종 마무리 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는, 포스테라이트를 주체로 하는 하지피막을 갖지 않는, 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.

제 3 본 발명에서, 최종 마무리 소둔시에서의 포스테라이트 피막의 형성이 억제됨으로써 평활한 표면을 얻을 수 있는데, 이것도 고주파 자기특성에 바람직하다.

3-4. 상기 3-3 에서 강슬래브가 질량% 로, 추가로 Ni: 0.005 ∼ 1.50%, Sn: 0.01 ∼ 1.50%, Sb: 0.005 ∼ 0.50%, Cu: 0.01 ∼ 1.50%, P: 0.005 ∼ 0.50%, Mo: 0.005 ∼ 0.50% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.50% 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.

또 제 3 본 발명에서 제 1 또는 제 2 본 발명에서 채용한 조건이나 바람직한 조건을 적용해도 된다.

도 1 은 소형 트랜스로서 대표적인 EI형 코어의 형상을 나타낸 도면이다.

도 2 는 방향성 전자강판에서의 최종 마무리 소둔 도달온도 및 분위기와 압연방향 자기특성과의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 3 은 도 2 의 시험재에서의 최종 마무리 소둔후의 전자강판의 결정조직을 나타낸 사진이다.

도 4 는 도 2 의 시험재에서의 최종 마무리 소둔의 도달온도와 미세입자의 존재빈도의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 5 는 도 2 의 시험재에 있어서의 미세입자의 존재빈도와 EI코어의 철손과의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 6 은 도 2 의 시험재에서의 강중 N 량과 펀칭회수와의 관계를 나타낸 그 래프이다.

도 7 은 방향성 전자강판의 1차 재결정조직에서의 방위차각이 20 ∼ 45°인 입계의 존재빈도를 나타낸 도면이다.

도 8 은 방향성 전자강판에서의 최종 마무리 소둔 도달온도 및 소둔 분리재의 유무와 압연방향 및 압연직각방향의 각 철손과의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 9 는 도 8 의 실험재에서의 최종 마무리 소둔 도달온도와 압연방향 및 압연직각방향의 철손의 비와의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 10 은 방향성 전자강판 (도 8 의 실험재) 의 표면피막의 제거전후에서의 최종 마무리 소둔 도달온도와 압연방향 및 압연직각방향의 각 철손의 추이를 비교하여 나타낸 그래프이다.

도 11 은 875℃ 로 유지후의 방향성 전자강판 (도 8 의 실험재) 의 결정조직을 나타낸 사진이다.

도 12 는 도 8 의 실험재에서의 미세입자의 존재빈도와 압연방향 및 압연직각방향의 철손의 비와의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 13 은 방향성 전자강판에서의 최종 냉연전 입자직경과 압연방향 및 압연직각방향의 자속밀도와의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 14 는 도 13 의 실험재에서의 최종 냉연전 입자직경과 압연방향 및 압연직각방향의 철손과의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 15 는 방향성 전자강판에서의 마무리 소둔 도달온도 및 소둔 분리제의 유 무와 고주파 철손 (W_10/1000) 과의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 16 은 도 15 의 실험재에서의 표면산화피막의 제거전, 제거후에서의 철손의 변화를 나타낸 그래프이다.

도 17 은 최종 마무리 소둔후의 방향성 전자강판 (도 15 의 실험재) 의 현상조직을 나타낸 사진이다.

도 18 은 도 15 의 실험재에서의 2차 재결정입자내의 미세입자 개수와 고주파 철손 (W_10/1000) 과의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 19 는 방향성 전자강판에서의 고주파 철손 (W_10/1000) 과 고스방위입자 면적율의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 20 은 도 19 의 실험재에서의 최종 냉연전의 입자직경과 고스방위입자 면적율의 관계를 나타낸 그래프이다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

(제 1 본 발명 - 작용)

먼저, 제 1 본 발명에 대해 설명한다. 제일 처음에, 제 1 본 발명을 성공에 이르게 한 실험에 대해 설명한다 (실험 1).

질량% 로, C: 0.0020%, Si: 3.5% 및 Mn: 0.04% 를 함유하고, 또한 Al 을 20ppm, N 을 8ppm, 그 밖의 성분을 각 30ppm 이하로 저감하고, 인히비터 성분을 함유하지 않는 조성이 되는 강슬래브를 연속주조에 의해 제조하였다. 이어서, 1150℃로 가열후 열간압연에 의해 3.0㎜ 두께로 한 열연판을 질소 분위기하에서 850℃ 에서 1분간 균열한 후 급냉시켰다.

이어서, 냉간압연에 의해 0.35㎜ 의 최종 판두께로 한 후, 수소: 50vol%, 질소: 50vol%, 이슬점: －30℃ 및 수소: 50vol%, 질소: 50vol%, 이슬점: 50℃ 의 2종류의 분위기 중에서 930℃ 에서 균열 20초의 재결정 소둔을 실시하였다.

그 후, 최종 마무리 소둔을 실시하였다. 이 최종 마무리 소둔은 이슬점: －20℃ 의 질소 분위기 중에서, 상온에서 875℃ 까지 50℃/h 의 속도로 승온하고, 50시간 유지한 후, 추가로 수소 분위기로 전환하여 20℃/h 의 속도로 다양한 온도까지 승온하였다.

이어서, 최종 마무리 소둔 종료후, 중크롬산 알루미늄, 아크릴 수지 에멀션 및 붕산으로 이루어지는 유기계 코팅 (막두께: 1㎛) 을 실시하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품판 (Al 은 10ppm 으로 저감하고, N 을 제외한 다른 성분은 슬래브성분과 동일하거나 그보다 감소) 을 사용하여 EI형 코어를 제작하고, 그 철손 (W_15/50) 을 측정하였다. 또한, 비교를 위해 동일한 판두께의 시판중인 방향성 전자강판을 사용하여 제작한 EI형 코어에 대해서도 동일한 조사를 하였다.

도 2 에 최종 마무리 소둔 도달온도와 자기특성과의 관계에 대해 조사한 결과를 나타낸다. 또 시판중인 방향성 전자강판의 최종 마무리 소둔 도달온도는 명확하지 않지만, 비교를 위해 동 도면중에 함께 나타낸다.

동 도면에 나타낸 바와 같이, 재결정 소둔을 이슬점: －30℃ 의 건조 분위기 중에서 행한 경우에는 최종 마무리 소둔의 도달온도가 875 ∼ 950℃ 의 범위에서 특히 양호한 철손이 얻어지고, 1000℃ 를 초과하면 열화된다는 것이 판명되었다. 그러나, 열화된 경우에도 시판중인 방향성 전자강판에 비하면 양호한 철손을 나타내었다.

이에 비해, 재결정 소둔을 이슬점: 50℃ 의 습도 분위기 중에서 행한 경우에는 건조 분위기 중에서 행한 경우에 비하면 철손이 열등하였고, 시판중인 방향성 전자강판에 가까운 철손밖에 얻어지지 않았다.

이어서, 재결정 소둔을 건조 분위기 중에서 행한 경우에 양호한 철손이 얻어진 이유를 해명하기 위해 결정조직을 조사하였다.

도 3 에 최종 마무리 소둔후의 결정조직을 나타낸다.

동 도면에 따르면 수㎝ 의 조대한 2차 재결정입자 내부에, 입자직경이 0.15 ∼ 0.50㎜ 정도의 미세 결정입자가 산재해 있음을 알 수 있다. 또한, 단면조직을 조사한 결과, 이들 미세 결정입자는 판두께를 관통하고 있음을 알 수 있었다.

이 같이, 입자직경: 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자 (이하, 특별히 기재가 없다면 판두께를 관통하고 있음) 의 존재빈도와 EI 코어의 철손 사이에 강한 상관이 있음이 판명되었다.

이어서, 최종 마무리 소둔의 도달온도와 미세입자의 존재빈도와의 관계에 대해 조사한 결과를 도 4 에 나타낸다. 또 미세입자의 존재빈도는 강판표면의 3㎝ 각의 영역내에서의 입자직경 (원 상당 직경) 이 0.15 ∼ 0.50㎜ 인 미세 결정입자의 수를 계측하여 구하였다.

동 도면에 따르면 도달온도가 높아질수록 미세입자가 감소함을 알 수 있다. 즉, 최종 마무리 소둔의 도달온도가 1000℃ 이하에서 상기 미세 결정입자의 빈도가 2개/㎠ 이상, 또한 도달온도가 950℃ 이하에서 50개/㎠ 이상이 얻어졌다.

또한, 도 5 에 미세입자의 존재빈도와 EI코어의 철손과의 관계에 대해 조사한 결과를 나타낸다.

동 도면에 나타내는 바와 같이, 미세 결정입자의 빈도가 2개/㎠ 이상, 보다 바람직하게는 50개/㎠ 이상이 되면 양호한 철손이 얻어짐이 새롭게 구명되었다.

이어서, 펀칭성을 평가하기 위해 25톤 프레스기를 이용하여 17㎜각 (재질: SKD-11), 펀칭속도: 350 스트로크/분, 클리어런스: 6% 판두께의 조건으로, 시판중인 펀칭오일을 사용하여 버 높이가 50㎛ 에 도달할 때까지 연속펀칭하였다.

표 1 에 마무리 소둔 도달온도와 펀칭회수의 관계에 대해 조사한 결과를 나타낸다.

상기 표에 나타낸 바와 같이, 재결정 소둔을 건조 분위기 중에서 행한 경우가 가장 양호한 펀칭성을 나타내고, 재결정 소둔을 습윤 분위기 중에서 행한 경우에는 그보다 열등하고, 특히 포스테라이트 피막을 갖는 시판중인 방향성 전자강판에서는 크게 열등하였다.

또한, 재결정 소둔을 건조 분위기 중에서 행한 경우에는 특히 도달온도가 1000℃ 이하에서 양호한 펀칭회수를 나타내고, 도달온도가 높아질수록 열화되는 경향이 관찰되었다.

시판중인 방향성 전자강판에는 포스테라이트를 주체로 하는 하지피막이 존재하고, 또한 재결정 소둔을 습윤 분위기 중에서 행한 경우에는 실리카를 주체로 하는 내부산화층이 형성되기 때문에, 당연히 펀칭성은 열화되지만, 재결정 소둔을 건조 분위기 중에서 행한 경우에도 펀칭회수의 도달온도 의존성이 관찰되었다.

그래서, 상기 이유를 해명하기 위해 검토한 결과, 마무리 소둔후의 강중 질소량도 펀칭성에 영향을 미친다는 것이 판명되었다.

조사결과, 강중 질소량은 875℃ 로 유지하는 동안에 증가하고, 승온시 950℃ 이상에서는 탈질이 진행하여 질소량이 감소된다는 것이 판명되었다.

도 6 에 강중 N 량과 펀칭회수의 관계를 나타내는데, 강중 N 량이 10ppm 이상이 되면 펀칭성이 더욱 현저하게 개선됨이 주목된다.

이상 기술한 바와 같이, 재결정 소둔을 건조 분위기 중에서 행함으로써, 하지피막이나 내부산화층 등의 표면산화물을 배제함과 동시에, 최종 마무리 소둔에서의 도달온도를 1000℃ 이하로 억제하여 미세 결정입자를 잔존시킴으로써 철손을 효 과적으로 개선할 수 있고, 또한 포스테라이트 (Mg₂SiO₄) 를 주체로 하는 하지피막 (글라스 피막) 을 형성하지 않고, 바람직하게는 추가로 강중에 N 을 10ppm 이상 함유시킴으로써, 펀칭성을 현격하게 향상시킬 수 있는 것이다.

본 발명에 따라, 재결정 소둔을 이슬점이 40℃ 이하인 저산화성 또는 비산화성 분위기 중에서 행함으로써, 포스테라이트 피막이나 하지피막 등의 표면산화물을 배제하고, 또한 최종 마무리 소둔에서의 도달온도를 1000℃ 이하로 억제함으로써 미세 결정입자를 잔존시키는 것이 철손의 저감에 유효하게 기여하는 이유에 대해서는 확실하지 않지만, 본 발명자들은 다음과 같이 생각한다.

먼저, 재결정 소둔 및 최종 마무리 소둔을 저산화성 또는 비산화성 분위기 중에서 행하고, 표면산화물의 형성을 배제하는 것은 자기적으로 평활한 표면을 유지하고, 자벽 (磁壁) 의 이동을 쉽게 하여 히스테리시스 손실을 저감시키는 것으로 생각된다. 또한, 2차 재결정입자의 내부의 미세 결정입자의 존재는 자구를 세분화하여 과전류손실을 저감시키는 것으로 생각된다. 통상의 인히비터를 이용하는 기술에서는 약 1000℃ 를 초과하는 고온 소둔으로 인히비터 성분 (S,Se,N 등) 을 순화시키지 않으면 저철손이 얻어지지 않지만, 본 발명과 같이 인히비터를 사용하지 않는 방법에서는 순화를 행하지 않더라도 2차 재결정이 완료되면 저철손이 얻어지므로, 마무리 소둔에서의 도달온도를 낮게 억제하고, 미세입자를 잔존시키는 방법이 유효하게 작용하는 것으로 생각된다.

또한, 본 발명에서 인히비터 성분을 함유하지 않는 강에 있어서 2차 재결정 이 발현하는 이유는 다음과 같이 생각된다.

발명자들은 고스방위입자가 2차 재결정하는 이유에 대해 예의 연구를 거듭한 결과, 1차 재결정조직에서의 방위차각이 20 ∼ 40°인 입계가 중요한 역할을 하고 있음을 발견하여 Acta Material 45권 (1997) 1285페이지에 보고하였다.

방향성 전자강판의 2차 재결정 직전의 상태인 1차 재결정 조직을 해석하여 다양한 결정방위를 갖는 각각의 결정입자 주위의 입계에 대해 입계방위차각이 20 ∼ 45°인 입계의 전체에 대한 비율 (%) 을 조사한 결과를 도 7 에 나타낸다. 도 7 에서, 결정방위공간은 오일러각 (Φ_L,Φ,Φ₂) 의 Φ₂ ＝ 45°단면을 이용하여 표시하였고, 고스방위는 주요 방위를 모식적으로 표시하였다.

도 7 은 방향성 전자강판의 1차 재결정조직에서의 방위차각이 20 ∼ 45°인 입계의 존재빈도를 나타낸 것인데, 고스방위가 가장 높은 빈도를 갖는다. 방위차각: 20 ∼ 45°의 입계는 C.G.Dunn 등에 의한 실험데이터 (AIME Transaction 188권 (1949) P.368) 에 따르면 고에너지 입계이다. 고에너지 입계는 입계내의 자유공간이 커서 난잡한 구조를 하고 있다. 입계확산은 입계를 통해 원자가 이동하는 과정이므로, 입계 중의 자유공간이 큰 고에너지 입계가 입계확산이 빠르다.

2차 재결정은 인히비터라고 불리는 석출물의 확산 율속에 의한 성장ㆍ조대화에 수반하여 발현하는 것이 알려져 있다. 고에너지 입계 상의 석출물은 마무리 소둔 중에 우선적으로 조대화가 진행되므로, 고스방위가 되는 입자의 입계가 우선적으로 핀 고정이 해제되어 입계이동을 개시하여 고스방위 입자가 성장하는 것으로 생각된다.

발명자들은 상기 연구를 더욱 발전시켜, 2차 재결정에서의 고스방위입자의 우선적 성장의 본질적 요인은 1차 재결정 조직중의 고에너지 입계의 분포상태에 있고, 인히비터의 역할은 고에너지 입계인 고스방위입자의 입계와 다른 입계의 이동속도차를 발생시키는 것에 있음을 알아 냈다. 즉, 2차 재결정 소둔 중에 고에너지 입계 상의 인히비터의 조대화가 우선적으로 진행되기 때문에, 고에너지 입계에 있어서 인히비터에 의한 핀고정이 우선적으로 해제되어 입계이동이 개시되는 것이다.

따라서, 이 이론에 따르면 인비히터를 이용하지 않아도 입계의 이동속도차를 발생시킬 수 있다면 고스방위에 2차 재결정시킬 수 있게 된다.

강중에 존재하는 불순물 원소는 입계 특히 고에너지 입계에 편석하기 쉽기 때문에, 불순물 원소를 많이 함유하는 경우에는 고에너지 입계와 다른 입계의 이동속도에 차이가 없어지는 것으로 생각된다.

따라서, 소재의 고순도화에 의해 상기와 같은 불순물 원소의 영향을 배제함으로써, 고에너지 입계의 구조에 의존하는 본래적인 이동속도차가 현재화 (顯在化) 하여 고스방위에 2차 재결정시킬 수 있게 된다.

또한, 본 발명에 따라, 강중 N 량을 10ppm 이상으로 함으로써 펀칭성이 더욱 현저히 개선되는 이유에 대해서는 침입형 고용원소인 미량 고용질소의 영향을 생각할 수 있다. 또한, N 의 잔존에 의해 증가하는 것으로 생각되는 전술한 2차 재결정입자내에 산재하는 미세 결정입자의 존재 자체가 타발성의 개선에 기여하고 있 을 가능성도 있다.

또한, 종래의 기술에서는 2차 재결정입자의 발현을 위해 인히비터를 강중에 미세 분산시킬 필요가 있기 때문에 열간압연전에 강슬래브를 1300℃ 초과 ∼ 1400℃ 이상의 고온으로 가열할 필요가 있는 것으로 알려져 있었다. 이 고온가열에서의 결정입자의 조대화를 방지하여 조직을 균일하게 하기 위해, 종래에는 C 를 0.04% ∼ 0.08% 함유시키고 있었다. 그러나, 본 발명과 같이 소재를 고순도화한 상태에서 2차 재결정을 가능하게 한다는 사고하에서는 인히비터의 강중분산은 불필요하다. 따라서 슬래브 가열온도를 저온화할 수 있다.

또한, C 를 출발소재에 함유시킬 필요도 없어지고, 1차 재결정 소둔에 있어서 탈탄을 진행시킬 필요가 없으므로, 이것을 건조분위기에서 수행할 수 있게 되고, 강판표층에 SiO₂ 의 생성을 억제할 수 있다. 그 결과, 포스테라이트질 피막의 형성을 더욱 억제할 수 있다.

또, 강슬래브 중의 Al 이 100ppm 을 초과하는 경우에는 ① 300℃ 에서 800℃ 온도까지의 승온속도를 5 ∼ 100℃/h 로 하는 것, 및 ② 최고 가열온도를 800℃ 이상으로 하는 것을 채용하는 것이 입자직경 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자를 2개/㎠ 이상 확보하여 양호한 철손을 얻는 수단으로서 바람직하다.

Al 함유량이 많은 듯한 경우에 2차 재결정 소둔의 승온속도에 따라 2차 재결정 거동이 달라지는 이유는 명확하지 않지만, 승온속도가 5℃/h 미만으로 느린 경우에는 미량으로 함유된 불순물원소가 입자성장전에 농화ㆍ석출하여 부분적으로 입 자성장을 억제시키는 경우가 있고, 승온속도가 100℃/h 초과로 빠른 경우에는 고에너지 입계가 이동하는 온도와 저에너지 입계가 이동하는 온도의 시간차가 거의 없고, 어느 입계나 거의 동시에 움직이기 때문에 정상입자성장적 거동을 나타내는 경우가 있기 때문인 것으로 추정된다.

또 슬래브 중의 Al 이 100ppm 을 초과 (0.020% 이하) 하는 경우에 상기 ①, ② 의 방법으로 철손을 개선하는 경우에는 슬래브 조성이 상기 Al, N 이외에, C: 0.0060% 이하, Si: 2.5 ∼ 4.5%, Mn: 0.50% 이하, O: 50ppm 이하 (모두 질량%) 를 만족하고, 바람직하게는 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물인 경우에 특히 유효하다. 또한, Al 은 150ppm 미만인 것이 더욱 바람직하다. 또한, 최종 마무리 소둔은 이슬점 0℃ 이하에서 수행하는 것이 바람직하다.

(제 1 본 발명 - 한정 및 바람직한 범위)

이어서, 제 1 본 발명의 구성요건의 한정이유에 대해 기술한다.

먼저, 제 1 본 발명의 전자강판의 성분으로는 질량% 로, Si: 1.0 ∼ 8.0%, 바람직하게는 2.0% ∼ 8.0% 를 함유할 필요가 있다.

그 이유는 Si 가 1.0% 미만이면 충분한 철손개선효과가 얻어지지 않고, 한편 8.0% 를 초과하면 가공성이 열화되기 때문이다. 우수한 철손개선효과를 얻기 위해서는 Si 는 2.0% ∼ 8.0% 의 범위가 바람직하다.

또한, 가공성을 확보하기 위해서는 N 을 10ppm 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 철손의 열화를 회피하기 위해서는 N 을 100ppm 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 강판에서는 2차 재결정입자의 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자를 2개/㎠ 이상, 바람직하게는 50개/㎠ 이상의 빈도로 함유시키는 것이 철손저감을 위해 필요하다.

여기에, 미세입자의 입자직경이 0.15㎜ 미만인 경우 또는 0.50㎜ 이상인 경우에는 자구의 세분화효과가 작아 철손저감에 기여하지 않으므로, 입자직경이 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 범위의 미세 결정입자의 존재빈도에 주목하는데, 이러한 미세 결정입자의 존재빈도가 2개/㎠ 미만이면 자구세분화 효과가 감소하여 충분한 철손의 개선을 바랄 수 없다. 또 이러한 미세 결정입자의 존재빈도의 상한은 특별히 한정되지는 않지만, 너무 많으면 자속밀도가 저하되므로, 상한은 1000개/㎠ 정도로 하는 것이 바람직하다.

또 양호한 펀칭성을 확보하기 위해서는 강판표면에 포스테라이트 (Mg₂SiO₄) 를 주체로 한 하지피막을 생성시키지 않는 것이 대전제이다.

이어서, 본 발명의 전자강판을 제조할 때의 소재 슬래브 성분의 한정이유에 대해 설명한다. 또 이하에 나타내는 성분조성의 % 표시는「질량%」이다.

C: 0.08% 이하

소재단계에서 C 량이 0.08% 를 초과하면 탈탄 소둔을 하더라도 C 를 자기시효가 일어나지 않는 약 50 ∼ 60ppm 이하까지 저감시키기 어려워지므로, C 량은 0.08% 이하로 제한해 둘 필요가 있다. 특히, 소재단계에서 60ppm (0.006%) 이하로 저감해 두는 것이 중간 소둔 또는 재결정 소둔을 건조 분위기 중에서 행하고 탈탄을 생략하여 평활한 제품표면을 얻는 데에 바람직하다.

즉, 탈탄처리를 행하지 않음으로써 강판표층에 SiO₂ 막이 형성되는 기회를 없애, SiO₂ 막에 의한 제품의 펀칭성의 열화나, 2차 재결정 소둔시의 상기 SiO₂ 막과 소둔 분리제의 반응에 의한 경질피막의 형성을 더욱 방지할 수 있다. 또한, 탈탄처리시에 조대입자가 생성될 가능성도 회피할 수 있다.

Mn: 0.005 ∼ 3.0%

Mn 은 열간가공성을 양호하게 하기 위해 필요한 원소인데, 0.005% 미만이면 그 첨가효과가 부족하고, 한편 3.0% 를 초과하면 자속밀도가 저하되므로, Mn 량은 0.005 ∼ 3.0% 로 한다.

자기특성이나 합금비용을 고려하면 Mn 은 0.50% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또 Si 는 제품판인 전자강판에 대해 상기 기술한 바와 동일하게 1.0 ∼ 8.0%, 바람직하게는 2.0 ∼ 8.0% 로 한다.

소둔 등의 고온영역에서의 γ변태에 의한 자기특성의 열화를 회피하는 관점에서는 Si 는 2.5% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 또한 포화자속밀도의 확보의 관점에서는 Si 량은 4.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Al: 0.020% 이하 (바람직하게는 100ppm 이하), N: 50ppm 이하

Al 은 0.020% 이하, 바람직하게는 150ppm 미만, 더욱 바람직하게는 100ppm 이하, 또한 N 은 50ppm 이하 바람직하게는 30ppm 이하까지 저감하는 것이 2차 재결 정을 양호하게 발현시키는 데에 필요하다.

또한, 인히비터 형성원소 (인히비터 형성의 목적으로 방향성 전자강판의 소재에 통상 함유되는 원소) 인 S 또는 Se 등에 대해서도 최대한 낮게 하는 것이 바람직하고, 50ppm 이하, 바람직하게는 30ppm 이하로 저감하는 것이 유리하다.

기타, 질화물 형성원소인 Ti, Nb, Ta, V 등에 대해서도 각각 50ppm 이하로 저감하는 것이 철손의 열화를 방지하고, 가공성을 확보하는 데에 유효하다. 또 B 는 질화물 형성원소이기도 하고 인히비터 형성원소이기도 하며, 소량이라도 영향을 미치므로 10ppm 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한 O 도 2차 재결정입자의 발현을 저해하는 유해원소일 수 있고, 또한 지철중에 잔존하여 자기특성을 열화시키는 경우가 있으므로, 50ppm 이하, 바람직하게는 30ppm 이하로 하는 것이 바람직하다.

이상, 필수성분 및 억제성분에 대해 설명하였는데, 본 발명에서는 그 밖에도 이하에 기술하는 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.

즉, 열연판 조직을 개선하여 자기특성을 향상시킬 목적으로, Ni 를 첨가할 수 있다. 그러나, 첨가량이 0.005% 미만에서는 철손 등의 자기특성의 향상량이 작고, 한편 1.50% 를 초과하면 2차 재결정이 불안정해져 철손 등의 자기특성이 열화되므로, Ni 첨가량은 0.005 ∼ 1.50% 로 하는 것이 바람직하다. 0.01% 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 철손을 향상시킬 목적으로, Sn: 0.01 ∼ 1.50%, Sb: 0.005 ∼ 0.50%, Cu: 0.01 ∼ 1.50%, P: 0.005 ∼ 0.50%, Mo: 0.005 ∼ 0.50% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.50% 등을 단독 또는 복합하여 첨가할 수 있다. 그러나, 각각의 첨가량이 하한 미만이면 철손향상효과가 작고, 한편 상한을 초과하면 2차 재결정입자의 발달이 억제되어 결과적으로 양호한 철손을 얻기 어려워지므로, 어느 경우에나 상기 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다.

기타 원소

상기 함유원소를 제외한 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 하는 것이 바람직하다.

또 상기 슬래브 성분 중, Mn, Si, Cr, Sb, Sn, Cu, Mo, Ni, P 대부분의 질화물 형성원소에 대해서는 슬래브에서의 조성과 제품인 방향성 전자강판에서의 조성과 거의 같다. 기타 성분은 제품판에서는 C: 50ppm 이하, Al: 100ppm 이하까지 저하되고, 지금까지 기술한 것 이외의 원소도 50ppm 이하로 감소된다. 또한 각 원소의 분석한계치는 C, N, B, S, P 에서 0.0001% 정도, 기타는 0.001% 정도이다.

이어서, 본 발명의 제조방법에 대해 설명한다.

상기 바람직한 성분조성으로 조정한 용강으로부터, 일반적으로 조괴법이나 연속주조법을 이용하여 슬래브를 제조한다. 또한, 직접주조법을 이용하여 100㎜ 이하의 두께의 박주편을 직접 제조해도 된다.

슬래브는 통상의 방법으로 가열하여 열간압연하거나, 주조후 가열하지 않고 바로 열연에 제공해도 된다. 또한 박주편의 경우에는 열간압연을 행해도 되고, 열간압연을 생략하고 그대로 이후의 공정으로 진행시켜도 된다.

일반적인 방향성 전자강판의 제조과정에서는 열간압연전의 가열온도 (슬래브 가열온도) 는 1300 초과 ∼ 1450℃ 가 채용되지만, 본 발명은 인히비터의 고용을 도모할 필요가 없으므로, 슬래브 가열온도 (주조후에 가열하지 않고 압연하는 경우에는 압연개시온도) 는 보다 저온일 수도 있고, 예컨대 1200 ∼ 1300℃ 이면 충분하다. 또 열간압연은 통상적인 방법에 따라 실시하면 된다.

이어서, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시하거나, 고스조직을 제품판에 고도로 발달시키기 위해서는 열연판 소둔온도는 800℃ 이상, 1050℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 열연판 소둔온도가 800℃ 미만에서는 열연에서의 밴드조직이 잔류하고, 한편 1050℃ 를 초과하면 열연판 소둔후의 입자직경이 너무 조대화되어 어느 경우에나 제품판의 고스조직의 발달이 저하되고, 나아가서는 자속밀도의 저하를 초래하기 때문이다.

열연판 소둔후, 냉간압연을 실시하여 최종 판두께로 한다. 이 때, 냉연을 1회의 공정으로 행하여 최종 판두께로 해도 되고, 또는 중간 소둔을 사이에 두고 2회 이상의 냉연을 행하여 최종 판두께로 해도 된다.

또 냉간압연시에는 압연온도를 100 ∼ 250℃ 로 상승시켜 행하는 것, 및 냉간압연 도중에 100 ∼ 250℃ 의 범위에서 시효처리를 1회 또는 복수회 행하는 것이 고스조직을 발달시키는 점에서 유효하다.

그 후, 재결정 소둔을 행하고, C 를 자기시효가 일어나지 않는 60ppm 이하, 바람직하게는 50ppm 이하, 더욱 바람직하게는 30ppm 이하로 저감시킨다.

최종 냉연 (상기 1회 또는 복수회의 냉간압연 중 최후의 것) 후의 재결정 소둔 (1차 재결정 소둔) 은 800 ∼ 1000℃ 의 범위에서 행하는 것이 바람직하다.

재결정 소둔의 분위기로서 예컨대, 수소 분위기, 질소 분위기 또는 아르곤분위기 등의 단일 가스의 불활성 분위기이거나, 또는 이들을 혼합한 분위기로 할 수 있다.

또 재결정 소둔의 분위기는 이슬점: 40℃ 이하 바람직하게는 0℃ 이하의 건조분위기로 하고, 또한 저산화성 또는 비산화성 분위기를 사용하는 것이 바람직하다. 이 분위기 조건에 따르면 하지피막이나 내부산화층 등의 표면산화물을 배제하는 것이 쉬워진다. 즉, 상기 조건에 따라 SiO₂ 등의 표면산화물의 생성을 최대한 억제하는 것이 평활한 표면을 유지하고, 양호한 철손을 얻는 데에 바람직한 것이다.

또한, 상기 분위기를 채용함으로써 최종 마무리 소둔 등에 있어서 전자강판표면에 경질의 피막이 생성되는 것이 방지되고, 펀칭성이 현격히 개선된다.

또 상기 최종 냉간압연후의 임의의 시기, 예컨대 최종 냉간압연후, 재결정 소둔후, 또는 최종 마무리 소둔 등에 있어서, 침규법에 의해 Si 량을 증가시키는 기술을 병용해도 된다.

그 후, 필요에 따라 소둔 분리제를 적용하는데, 그 때에는 실리카와 반응하여 포스테라이트를 생성하는 MgO 는 사용하지 않는 것이 본 발명에서 중요한 점이다.

이를 위해서는 소둔 분리제를 적용하지 않는 것이 가장 바람직하지만, 소둔 분리제를 적용하는 경우에는 콜로이드 형상 실리카, 알루미나 분말, BN 분말 등의, 실리카와 반응하지 않는 물질을 사용한다.

또한, 도포시에도 수분을 가져오지 않고 산화물 생성을 억제할 목적으로 정전도포를 행하는 것 등이 유효하다.

이어서, 최종 마무리 소둔을 실시함으로써 2차 재결정조직을 발달시킨다.

이 때, 최종 마무리 소둔의 분위기로는 질소를 함유시키는 것이 2차 재결정을 발현시키고, 또한 10ppm 이상의 고용질소를 확보하는 데에 유효하며 바람직하다.

또한, 산화생성물을 억제하기 위해, 이슬점: 40℃ 이하 바람직하게는 0℃ 이하의 저산화성 또는 비산화성 분위기를 이용하는 것이 바람직하다. 그 이유는 이슬점이 지나치게 높아지면 표면산화물의 생성량이 너무 많아 철손이 열화될 뿐만아니라, 펀칭성도 크게 열화되기 때문이다.

또한, 최종 마무리 소둔은 2차 재결정 발현을 위해 800℃ 이상에서 실시하는 것이 바람직하다. 800℃ 까지의 가열속도는 후술하는 경우를 제외하면 자기특성에 큰 영향을 미치지 않으므로 임의의 조건이면 된다. 최고 도달온도는 1000℃ 이하, 바람직하게는 950℃ 이하로 하는 것이 2차 재결정입자 내부에 원 상당 직경으로 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자를 2개/㎠ 이상, 바람직하게는 50개/㎠ 이상의 빈도로 생성시켜 철손을 저하시키기 위해 필요하다.

또 각 소둔에서의 이슬점의 하한은 한정되지 않지만, 통상 －50℃ 정도가 공정적으로 가능한 한계이다.

또 강슬래브 중의 Al 함유량이 100ppm 을 초과하는 경우에는 최종 마무리 소 둔에 있어서, ① 300℃ 내지 800℃ 까지의 승온속도를 5 ∼ 100℃/h 로 하는 것, 및 ② 최고 가열온도를 800℃ 이상으로 하는 것이 바람직한 철손값을 얻기 위해 바람직하다. 이 방법은 슬래브 조성이 C: 0.0060% 이하, Si: 2.5 ∼ 4.5%, Mn: 0.50% 이하, O: 50ppm 이하 (모두 질량%) 를 만족하는 경우에 특히 유효하고, 또한 후술할 최종 마무리 소둔을 이슬점 0℃ 이하에서 실시하는 것이 바람직하다.

이 같이 하여 2차 재결정입자가 정상적으로 성장하고, 또한 표면에 포스테라이트질 피막 등의 경질의 피막이 생성되어 있지 않은 방향성 전자강판을 제조할 수 있다. 또 강판을 적층하여 전동기나 트랜스에 조립하여 사용하는 경우에는 철손을 개선하기 위해 강판표면에 적당한 절연코팅을 행하는 것이 유효하다. 이러한 절연피막에 대해서는 특별히 제한은 없지만, 양호한 펀칭성 또는 윤활성을 확보하기 위해 수지를 함유하는 유기계 코팅이 바람직하지만, 용접성을 중시하는 경우에는 무기계 코팅을 적용한다.

이 같은 피막으로는 유기계로는 예컨대, 아크릴계, 에폭시계, 비닐계, 페놀계, 스티렌계, 멜라민계의 각 수지 피막이, 반유기계로는 상기 유기계 수지에 무기 콜로이드, 인산계 화합물, 크롬산계 화합물 등을 함유시킨 것을 들 수 있다.

이들 피막은 처리액 (상기 피막성분의 용액) 을 도포하고, 그 후 100 ∼ 350℃ 정도의 온도영역에서 베이킹 처리하는 것이 일반적이다.

(제 2 본 발명 - 작용)

이어서, 제 2 본 발명에 대해 설명한다. 제일 처음에, 제 2 본 발명을 성공에 이르게 한 실험에 대해 설명한다 (실험 2-1).

질량% 로, C: 0.0025%, Si: 3.4% 및 Mn: 0.06% 를 함유하고, 또한 Al 을 30ppm, N 을 12ppm, 기타 성분을 30ppm 이하로 저감하고, 또한 인히비터 성분을 함유하지 않는 조성이 되는 강슬래브를 연속주조에 의해 제조하였다. 이어서, 1200℃로 가열한 후, 열간압연에 의해 2.5㎜ 두께로 한 열연판을 질소 분위기 중에서 950℃, 1분간 균열한 다음, 급냉하였다.

이어서, 냉간압연에 의해 0.35㎜ 의 최종 판두께로 한 다음, 수소: 50vol%, 질소: 50vol%, 이슬점: －30℃ 의 분위기 중에서 930℃ 에서 균열 20초의 재결정 소둔을 행하였다. 그 후, 소둔 분리제를 적용하지 않는 샘플 및 소둔 분리제로서 MgO 를 물과 혼합하여 슬러리로서 적용한 샘플을 작성하였다.

이어서, 최종 마무리 소둔을 하였다. 이 최종 마무리 소둔은 이슬점: －20℃ 의 질소 분위기 중에서 상온에서 875℃ 까지 50℃/h 의 속도로 승온하고, 이 온도에서 50시간 유지하고, 다시 25℃/h 의 속도로 여러 온도까지 승온하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품판 (Al 은 10ppm 으로 저감되고, N 은 30ppm 정도, 다른 성분은 슬래브성분과 동일하거나 그보다 감소) 의 철손 (W_15/50) 을 측정하였다. 또한, 비교를 위해 시판중인 동일한 판두께의 방향성 전자강판의 철손 (W_15/50) 에 대해서도 측정하였다.

도 8 에 최종 마무리 소둔 도달온도와 압연방향 및 압연직각방향의 각 철손과의 관계에 대해 조사한 결과를 나타낸다. 또 시판중인 방향성 전자강판의 최종 마무리 소둔 도달온도는 명확하지 않지만, 비교를 위해 동 도면 중에 함께 나타 낸다 (이하, 도 9, 도 10 에 대해서도 동일).

동 도면에 나타낸 바와 같이, 소둔 분리제를 적용하지 않은 샘플에서는 마무리 소둔 도달온도가 875℃ 이상에서, 압연방향은 거의 일정한 철손을 나타내었지만, 압연직각방향의 철손은 최종 마무리 소둔의 도달온도가 875 ∼ 975℃ 의 범위에서 특히 양호한 철손이 얻어지고, 975℃ 를 초과하면 급격히 열화됨이 판명되었다. 그러나, 열화된 경우에도 시판중인 방향성 전자강판에 비하면 양호한 철손을 나타내었다.

이에 비해, 소둔 분리제로서 MgO 를 적용한 샘플에서는 소둔 분리제를 적용하지 않는 경우에 비해 특히 압연직각방향의 철손이 열등하고, 최종 마무리 소둔의 도달온도가 950℃ 를 초과하면 급격히 열화되어 시판중인 방향성 전자강판에 가까운 철손밖에 얻어지지 않았다.

또한, 도 9 에 압연방향과 압연직각방향의 철손의 비를 소둔 분리제의 적용 유무로 비교하여 나타낸다.

동 도면에 나타낸 바와 같이, 시판중인 방향성 전자강판의 철손의 비는 4 정도로 이방성이 매우 큰 데 비해, 소둔 분리제를 적용하지 않고 마무리 소둔을 975℃ 이하에서 행한 경우에는 철손의 비는 2.6 이하가 되어 시판중인 방향성 전자강판에 비해 이방성은 현격하게 저감되어 있었다. 이 같이 압연직각방향의 철손이 크게 개선되는 것은 압연직각방향의 철손도 영향을 미치는 EI 코어용 재료로서 기존의 방향성 전자강판에 비해 매우 유리함을 시사하고 있다.

이어서, 소둔 분리제를 적용하지 않는 경우에는 특히 압연직각방향에서 양호 한 철손이 얻어지고, 그 결과 철손의 이방성이 저하되는 이유를 해명하기 위해 소둔 분리제를 적용한 샘플 및 시판중인 방향성 전자강판의 표면산화피막을 산세척하여 제거한 후, 전해연마에 의해 표면을 평활화하여 철손을 측정한 결과를 도 10 에 정리하여 나타낸다.

동 도면에 따르면 소둔 분리제를 적용한 샘플 및 시판중인 방향성 전자강판의 쌍방 모두 표면의 산화피막을 제거하고, 나아가 표면을 평활화함으로써 압연직각방향의 철손이 대폭적으로 개선됨이 새롭게 판명되었다.

또 동일한 처리를 소둔 분리제를 적용하지 않았던 샘플에 대해서도 실시하였으나, 철손의 변화는 거의 일어나지 않았다.

이 결과는 강판표면에 형성되는 포스테라이트 피막이 압연직각방향의 철손을 대폭적으로 열화시키고 있음을 시사하고 있다.

이어서, 소둔 분리제를 적용하지 않고, 양호하면서 이방성이 작은 철손이 얻어진 샘플에 대해 그 결정조직조사를 행하였다.

도 11 에 최종 마무리 소둔후의 결정조직을 나타낸다.

동 도면에 따르면 수㎝ 의 조대한 2차 재결정입자 내부에 입자직경이 0.15 ∼ 0.50㎜ 정도의 미세 결정입자가 산재해 있음을 알 수 있다. 또 미세입자의 존재빈도는 강판표면의 3㎝ 각의 영역내에서의 미세 결정입자의 수를 계측함으로써 구하였다.

이 같이, 입자직경: 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도와 압연직각방향의 철손 사이에는 많은 상관이 있음이 판명되었다.

또 미세입자는 마무리 소둔에서의 도달온도가 높아질수록 감소되고, 대략 1050℃ 에서 삭감되었다.

또 도 12 에 미세입자의 존재빈도와 압연방향 및 압연직각방향의 철손의 비와의 관계에 대해 조사한 결과를 나타낸다.

동 도면에 나타낸 바와 같이, 미세 결정입자의 빈도가 높아질수록 압연직각방향의 철손이 개선됨을 알 수 있다. 즉, 입자직경: 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도가 3개/㎠ 이상, 바람직하게는 10개/㎠ 이상 존재하면 압연직각방향의 철손이 현저히 개선된다.

여기서, 최종 마무리 소둔의 도달온도가 1000℃ 이하인 경우, 2차 재결정입자의 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하의 판두께를 관통하는 미세 결정입자가 2개/㎠ 이상 함유되어 있고, 975℃ 이하로 하였을 경우에는 거의 10개/㎠ 이상을 확보할 수 있다.

이어서, 자속밀도의 개선에 관한 지견을 얻기 위해, 열연판 소둔조건을 다양하게 변경하여 냉연전의 입자직경을 변경하는 실험을 하였다 (실험 2-2).

질량% 로, C: 0.023%, Si: 3.4% 및 Mn: 0.06% 를 함유하고, 또한 Al 을 50ppm, N 을 22ppm, 기타 성분을 30ppm 이하로 저감하고, 또한 인히비터 성분을 함유하지 않는 조성이 되는 강슬래브를 연속주조에 의해 제조하였다. 이어서, 1200℃ 로 가열한 후, 열간압연에 의해 3.2㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 이 열연판을 질소 분위기 중에서 다양한 온도 및 균열시간으로 소둔한 다음, 급냉하였다.

이어서, 200℃ 의 온도에서 냉간압연을 행하여 0.30㎜ 의 최종 판두께로 한 다음, 수소: 50vol%, 질소: 50vol%, 이슬점: 35℃ 의 분위기 중에서 930℃ 에서 균열 45초의 탈탄을 겸한 재결정 소둔을 하였다. 그 후, 소둔 분리제를 적용시키지 않고 최종 마무리 소둔을 하였다. 이 최종 마무리 소둔은 이슬점: －20℃ 의 질소 분위기 중에서, 상온에서 875℃ 까지 50℃/hr 의 속도로 승열하고, 이 온도에서 50시간 유지하는 조건으로 행하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품판 (C 는 20ppm, Al 은 20ppm 으로 저감하고, N 은 30ppm 정도, 다른 성분은 슬래브 성분과 동일하거나 그보다 감소) 의 자속밀도 (B₅₀) 및 철손 (W_15/50) 에 대해 조사하였다.

또 어느 실험재에서나 2차 재결정입자의 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자가 10개/㎠ 이상의 빈도로 함유되어 있었다.

도 13, 도 14 에 최종 냉연전의 입자직경 (원 상당 직경) 과 압연방향 및 압연직각방향의 자기특성 (자속밀도 및 철손) 과의 관계에 대해 조사하여 결과를 나타낸다.

도 13 에 나타내는 바와 같이, 냉연전 입자직경이 조대화함에 따라 압연직각방향의 자속밀도는 개선되고, 압연방향과 압연직각방향의 자속밀도의 이방성이 작아져, B_L50 ≥1.85T 또한 B_C50 ≥1.70T 가 된다. 또한, 도 14 에 나타낸 바와 같이, 압연직각방향의 철손도 개선되어 철손의 이방성도 작아지고, EI형 코어용 재료로서 이상적인 자기특성이 얻어짐이 새롭게 판명되었다.

이상, 기술한 바와 같이, 소둔 분리제를 사용하지 않음으로써 포스테라이트 피막의 형성을 억제하고, 또한 최종 마무리 소둔에서의 도달온도를 975℃ 이하로 억제하여 미세 결정입자를 잔존시킴으로써, 압연직각방향의 철손이 대폭적으로 개선됨을 새롭게 알 수 있었다.

또한, 최종 냉연전의 입자직경을 조대화시킴으로써, 압연직각방향의 자속밀도 및 철손을 향상시킬 수 있음을 새롭게 알 수 있었다.

그리고, 상기와 같은 특징을 갖는 방향성 전자강판은 압연직각방향으로 자속의 흐름을 발생시키는 EI형 코어의 철손을 저감하는 점에서 유리할 뿐만아니라, 포스테라이트 (Mg₂SiO₄) 를 주체로 하는 하지피막 (글라스 피막) 을 갖지 않으므로, 종래의 방향성 전자강판에 비해 펀칭가공성도 현격히 우수한 점도 EI형 코어용 재료로서 매우 유리하다.

본 발명을 완성에 이르게 한 신규 지견의 첫번째, 즉 소둔 분리제에 MgO 를 적용하지 않아 포스테라이트 피막의 형성을 배제함으로써, 압연직각방향의 철손이 대폭적으로 개선되는 이유에 대해서는 명확하지는 않지만, 본 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다.

방향성 전자강판의 2차 재결정입자의 결정방위는 고스방위에 고도로 집적되어 있고, 압연방향 및 그 반대방향에 자화성분을 갖는 0.1 ∼ 1.0㎜ 폭의 영역으로 이루어지는 180°자구가 형성되어 있는 것, 및 자화과정이 이들 자구의 경계인 자구의 이동에 의해 담당되어져 있는 것은 잘 알려져 있다.

그런데, 강판표면에 압연방향으로 장력을 부여함으로써 압연방향의 철손이 저감되는 것은 잘 알려져 있고, 이 장력부여를 위해 고온에서 유리화하는 인산염 등을 주체로 한 장력코팅을 실시하는 것이 방향성 전자강판의 제조법에서 매우 일반적이다. 또한, 소둔 분리제로서 일반적으로 적용되는 MgO 는 탈탄 소둔 및 최종 마무리 소둔시에 형성되는 SiO₂ 와 고온에서 반응하여 포스테라이트 (Mg₂SiO₄ ) 하지피막을 강판표면에 형성시키고, 전술한 장력코팅과의 밀착성을 확보하는 역할을 갖고 있다. 이 포스테라이트 하지피막 자체도 장력을 부여하고 있음이 잘 알려져 있다. 강판의 휨량을 측정하여 장력을 평가하면 거의 3 ∼ 5MPa 정도로 어림잡을 수 있다.

그러나, 180°자구는 압연방향의 자화성분만 갖고 있어 180°자구의 자벽이동에 따라서는 압연직각방향의 자화를 행할 수 없다. 장력코팅이나 포스테라이트 피막에 의해 강판표면에 장력이 부여되고 있는 경우에는 180°자구구조가 안정되어 있고, 그 결과 압연직각방향으로의 자화가 방해받기 때문에, 압연직각방향의 철손이 열화되는 것으로 추정된다.

따라서, 포스테라이트 피막의 형성을 배제하면 180°자구구조는 불안정해지고, 압연직각방향으로의 자화가 촉진되어 압연직각방향의 철손이 개선되는 것으로 생각된다.

이어서, 최종 마무리 소둔에서의 도달온도를 975℃ 이하로 억제하여 미세 결정입자를 잔존시키는 것이 철손저감에 기여하는 이유에 대해서는 명확하지는 않지 만, 본 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다.

즉, 제 1 본 발명에서도 기술하였지만, 2차 재결정입자의 내부의 미세 결정입자의 존재는 자구를 세분화하여 와전류손실을 저감하는 것으로 생각된다. 통상의 인히비터를 이용하는 기술에서는 약 1000℃ 를 넘는 고온 소둔으로 인히비터 성분 (S, Se, N 등) 을 순화시키지 않으면 저철손이 얻어지지 않지만, 본 발명과 같이 인히비터를 사용하지 않는 방법에서는 순화시키지 않아도 2차 재결정이 완료되면 저철손이 얻어지기 때문에 마무리 소둔에서의 도달온도를 낮게 억제하고, 미세입자를 원하는 양만큼 잔존시키는 방법이 유효하게 작용하는 것으로 생각된다.

또한, 최종 냉연전의 입자직경을 조대화시킴으로써, 압연직각방향의 자속밀도가 향상되는 것에 관해서는 냉연전 입자직경이 조대화함에 따라, 1차 재결정 집합조직의 {111} 조직이 감소되고, 그 대신에 {100} ∼ {411} 성분이 증가하여 {100}＜001＞ 방위를 갖는 2차 재결정입자가 혼합되어지기 때문인 것으로 생각된다.

마지막으로, 본 발명에서 인히비터 성분을 함유하지 않는 강에서 2차 재결정이 발현하는 이유에 대한 고찰은 도 7 을 사용하여 제 1 본 발명에서 기술한 바와 같다.

(제 2 본 발명 - 한정 및 바람직한 범위)

이어서, 제 2 본 발명의 구성요건을 한정하는 이유에 대해 기술한다.

먼저, 제 2 본 발명의 전자강판의 성분으로는 질량% 로, Si: 1.0 ∼ 8.0%, 바람직하게는 2.0 ∼ 8.0% 를 함유할 필요가 있다.

그 이유는 제 1 본 발명과 마찬가지로, Si 가 1.0% 미만이면 충분한 철손개선효과가 얻어지지 않고, 한편 8.0% 를 초과하면 가공성이 열화되기 때문이다. 우수한 철손 개선효과를 얻기 위해서는 Si 는 약 2.0 ∼ 8.0% 의 범위가 바람직하다.

또한, 제 1 본 발명의 강판과 동일한 이유에 의해 2차 재결정입자의 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자를 약 2개/㎠ 이상, 바람직하게는 50개/㎠ 이상의 빈도로 함유시키는 것이 철손저감을 위해 필요하다. 또 철손의 이방성 개선의 관점에서는 상기 미세입자는 3개/㎠ 이상, 바람직하게는 10개/㎠의 빈도로 존재하는 것이 바람직하다. 또 미세 결정입자의 존재빈도의 상한도 제 1 본 발명과 동일한 이유에 의해 1000개/㎠ 정도로 하는 것이 바람직하다.

또한, 기존의 무방향성 전자강판을 EI형 코어에 사용한 경우에 비해 본 발명의 강판을 EI형 코어에 사용하여 철손값에서 우위성을 확보하기 위해서는 본 발명의 강판의 압연방향의 철손 (W_L15/50) 값은 1.40W/㎏ 이하로 하고, 또한 본 발명의 강판의 압연직각방향의 철손 (W_C15/50) 이 압연방향의 철손 (W_L15/50) 의 2.6배 이하인 것으로 한다.

또한, 양호한 펀칭성을 확보하기 위해서는 강판표면에 포스테라이트 (Mg₂SiO₄) 를 주체로 한 하지피막을 생성시키지 않는 것이 대전제이다.

이어서, 본 발명의 전자강판을 제조할 때의 소재 슬래브 성분의 한정에 대해 설명한다. 바람직한 범위도 포함하여 한정하는 이유는 제 1 본 발명과 동일하 다. 또 이하에 나타내는 성분조성의 % 표시는「질량%」이다.

C: 0.08% 이하, 바람직하게는 0.006% 이하

Mn: 0.005 ∼ 3.0%, 바람직하게는 0.50% 이하

Si: 1.0 ∼ 8.0%, 바람직하게는 2.0 ∼ 8.0%

Al: 0.020% 이하, 바람직하게는 150ppm 미만, 보다 바람직하게는 100ppm 이하

N: 50ppm 이하, 바람직하게는 30ppm 이하

인히비터 형성원소 (S, Se 등): B 는 10ppm 이하, 그 이외에는 50ppm 이하, 바람직하게는 30ppm 이하로 하는 것이 유리하다.

질화물 형성원소 (Ti, Nb, Ta, V 등): 50ppm 이하로 하는 것이 유효하다.

O: 50ppm 이하, 바람직하게는 30ppm 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 필수성분 및 억제성분 이외에 적절히 함유시킬 수 있는 (단독 또는 복합) 원소로서, Ni: 0.005 ∼ 1.50%, 바람직하게는 0.01% 이상, Sn: 0.01 ∼ 1.50%, Sb: 0.005 ∼ 0.50%, Cu: 0.01 ∼ 1.50%, P: 0.005 ∼ 0.50%, Mo: 0.005 ∼ 0.50% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.5% 등이 있다.

또, 상기 함유원소를 제외한 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 하는 것이 바람직하다. 이들 조성이 방향성 전자강판 (제품) 성분에 미치는 영향에 대해서는 제 1 본 발명에 기재된 바와 같다.

이어서, 본 발명의 제조방법에 대해 설명한다.

상기 바람직한 성분조성으로 조정한 용강으로부터, 일반적으로 주괴법이나 연속주조법을 이용하여 슬래브를 제조한다. 또한 직접주조법을 이용하여 100㎜ 이하의 두께의 박주편을 직접 제조해도 된다.

슬래브는 통상의 방법으로 가열하여 열간압연하거나, 주조후, 가열하지 않고 바로 열연에 제공해도 된다. 또한, 박주편의 경우에는 열간압연을 해도 되고, 열간압연을 생략하고 그대로 이후의 공정으로 진행시켜도 된다.

슬래브 가열온도 (주조후에 가열하지 않고 압연하는 경우에는 압연개시온도) 의 바람직한 범위에 대해서는 제 1 본 발명과 동일하다.

이어서, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한다. 열연판 소둔의 온도는 재결정이 진행하는 800℃ 이상이 유리하지만, 압연직각방향의 자속밀도를 향상시키기 위해서는 최종 냉연 (상기 1회 또는 복수회의 냉간압연 중 최후의 것) 전의 입자직경을 150㎛ 이상으로 하는 것이 현행의 무방향성 전자강판의 레벨을 초과하는 B_C50 ≥1.70T 를 얻는 데에 유효하다. 이 때, 최종 냉연전 입자직경을 150㎛ 이상으로 하기 위해서는 최종 냉연 직전의 소둔 (열연판 소둔 또는 중간 소둔) 온도를 1050℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

열연판 소둔후, 냉간압연을 실시하고, 최종 판두께로 한다. 이 때, 냉연을 1회의 공정으로 행하여 최종 판두께로 해도 되고, 또는 중간 소둔을 사이에 두고 2회 이상의 냉연을 행하여 최종 판두께로 해도 된다.

또, 냉연압연시에는 압연온도를 100 ∼ 250℃ 로 상승시켜 행하는 것, 및 냉연압연 도중에 100 ∼ 250℃ 범위에서의 시효처리를 1회 또는 복수회 행하는 것이 고스조직을 발달시키는 점에서 유효하다.

그 후, 재결정 소둔을 행하고, C 를 자기시효가 일어나지 않는 60ppm 이하, 바람직하게는 50ppm 이하, 더욱 바람직하게는 30ppm 이하로 저감한다.

최종 냉연후의 재결정 소둔 (1차 재결정 소둔) 에서는 재결정 소둔후의 입자직경을 30 ∼ 80㎛ 의 범위로 제어할 필요가 있다. 그 이유는 재결정 소둔후의 입자직경이 30㎛ 미만이면 방위집적도가 낮은 2차 재결정입자가 발생하여 압연방향과 압연직각방향의 철손이 함께 열화되고, 한편 재결정 소둔후의 입자직경이 80㎛를 초과하면 2차 재결정이 일어나지 않기 때문에 철손, 자속밀도와 함께 크게 열화되기 때문이다. 이 때, 재결정 소둔후의 입자직경을 30 ∼ 80㎛ 로 제어하는 경제적인 방법으로는 재결정 소둔을 850 ∼ 975℃ 의 온도범위의 단시간 균열처리 (소둔온도에 좌우되지만, 850℃ 에서 60 ∼ 360초, 975℃ 에서 5 ∼ 10초 정도) 로 하는 것이 권장된다. 이보다 저온의 소둔에서는 비교적 긴 시간의 소둔 (예컨대, 800℃ 에서는 10 ∼ 3600분 정도) 이 필요해진다.

바람직한 재결정 소둔 분위기에 대해서는 제 1 본 발명과 동일하다.

또, 최종 냉연압연후 또는 재결정 소둔후에 침규법에 의해 Si 량을 증가시키는 기술을 병용해도 된다.

그 후, 필요에 따라 소둔 분리제를 적용하는데, 그 때의 유의점에 대해서는 제 1 본 발명과 동일하다.

이어서, 최종 마무리 소둔을 실시함으로써 2차 재결정 조직을 발달시킨다. 이 최종 마무리 소둔은 2차 재결정 발현을 위해 800℃ 이상에서 행하는 것이 바람 직하다. 한편, 최고 도달온도는 2차 재결정입자 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자가 소정의 분포빈도로 산재된 상태를 안정되게 얻고, 압연직각방향의 철손을 안정되게 개선하기 위해 975℃ 이하로 한다.

최종 마무리 소둔의 분위기나 가열속도의 바람직한 조건에 대해서는 제 1 본 발명과 동일하다.

또 강판을 적층하여 사용하는 경우에는 철손을 개선하기 위해 강판표면에 절연코팅을 하는 것이 유효하다. 바람직한 코팅 및 도포방법에 대해서는 제 1 본 발명과 동일하다.

(제 3 본 발명 - 작용)

이어서, 제 1 본 발명에 대해 설명한다. 제일 처음에, 제 3 본 발명을 성공에 이르게 한 실험에 대해 설명한다 (실험 3-1).

질량% 로, C: 0.0025%, Si: 3.5% 및 Mn: 0.04% 를 함유하고, 또한 Al 을 50ppm, N 을 10ppm, 그 밖의 성분을 30ppm 이하로 저감하고, 또한 인히비터 성분을 함유하지 않는 조성이 되는 강슬래브를 연속주조에 의해 제조하였다. 이어서, 1250℃ 로 가열후 열간압연에 의해 1.6㎜ 두께의 열연판으로 한 다음, 질소 분위기 중에서 850℃ 에서 60초간 균열한 후 급냉시켰다. 이어서, 냉간압연에 의해 0.20㎜ 의 최종 판두께로 한 후, 수소: 50vol%, 질소: 50vol%, 이슬점: －30℃ 의 분위기 중에서 920℃ 에서 균열 10초간의 재결정 소둔을 실시하였다.

그 후, 소둔 분리제를 적용하지 않은 샘플 및 소둔 분리제로서 MgO 를 물과 혼합하여 슬러리로서 도포한 샘플을 작성하고, 이들 샘플에 최종 마무리 소둔을 실 시하였다. 이 최종 마무리 소둔은 이슬점: －20℃ 의 질소 분위기 중에서, 상온에서 850℃ 까지 50℃/h 의 속도로 승온하고, 이 온도에서 50시간 유지한 후, 추가로 25℃/h 의 속도로 다양한 온도까지 승온하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품판 (Al 은 30ppm 으로 저감하고, N 은 20ppm 정도, 다른 성분은 슬래브 성분과 동일하거나 그보다 감소) 의 철손 W_10/1000 (주파수: 1000㎐ 에서 1.0T 까지 여자하였을 때의 철손) 에 대해 조사한 결과를, 최종 마무리 소둔 도달온도와의 관계를 도 15 에 나타낸다.

또, 동 도면에는 비교를 위해 동일한 판두께의 시판중인 방향성 전자강판 및 무방향성 전자강판의 철손 (W_10/1000) 에 대해 조사한 결과도 함께 나타낸다. 또 시판중인 방향성 전자강판 및 무방향성 전자강판의 최종 마무리 소둔 도달온도는 명확하지 않으므로 도면의 오른쪽 세로축 위에 나타낸다.

동 도면에 나타낸 바와 같이, 소둔 분리제를 적용하지 않은 샘플에서는 최종 마무리 소둔의 도달온도가 850 ∼ 950℃ 의 범위에서 특히 양호한 철손이 얻어지고, 1000℃ 를 초과하면 열화됨이 판명되었다.

한편, 소둔 분리제로서 MgO 를 적용한 샘플에서는 소둔 분리제를 적용하지 않은 샘플에 비해 최종 마무리 소둔 도달온도의 여하에 관계없이 1000㎐ 에서의 철손은 열등하고, 가장 양호하더라도 시판중인 방향성 전자강판과 동등한 철손밖에 얻어지지 않았다.

이어서, 소둔 분리제를 적용하지 않은 경우에 양호한 고주파 철손이 얻어진 이유를 해명하기 위해 상기 실험에서 얻어진 최종 마무리 소둔 도달온도가 850℃ 인 소둔 분리제를 적용하지 않은 샘플과 MgO 를 적용한 샘플 및 시판중인 방향성 전자강판에 대해 표면산화피막을 불산에 의한 화학연마에 의해 제거함과 동시에 표면을 평활화하여 상용주파수에서의 철손 (W_17/50) 및 고주파에서의 철손 (W_10/1000) 을 측정한 결과를 각각 비교하여 도 16 의 (a),(b) 에 나타낸다.

동 도면에 나타낸 바와 같이, 소둔 분리제를 적용한 샘플에서는 표면의 산화피막을 제거하고, 또한 표면을 평활화함으로써, 1000㎐ 에서의 고주파 철손이 대폭적으로 개선되고, 소둔 분리제를 적용하지 않은 샘플의 철손에 가까운 양호한 값으로 되었다. 또한 방향성 전자강판에 대해서도 표면피막의 제거에 의해 약간의 고주파 철손의 개선이 관찰되었다.

이 점, 소둔 분리제를 적용하지 않은 샘플에서는 표면피막의 제거전후에서 고주파 철손의 변화는 거의 관찰되지 않았다.

도 16 의 결과는 강판표면에 형성되는 산화피막이 고주파 철손을 대폭적으로 열화시킨다는 것을 시사하고 있다. 또한, 피막제거후의 철손을 비교하면 방향성 전자강판보다 본 실험의 샘플이 철손이 양호하였다.

이 실험에서는 양자 모두 표면상태는 전해연마에 의해 경면화되어 있으므로, 표면상태 이외에도 철손 개선인자가 존재함이 판명되었다.

그래서, 이어서 그 인자를 찾기 위해, 양호한 고주파 철손이 얻어진 소둔 분리제를 적용하지 않은 샘플에 대해 그 결정조직을 조사하였다.

도 17 에 850℃ 에서 유지 종료후의 결정조직에 대해 조사한 결과를 나타낸다.

동 도면에 따르면 수㎝ 의 조대한 2차 재결정입자 내부에 입자직경이 0.15 ∼ 1.00㎜ 정도의 미세 결정입자가 산재해 있음을 알 수 있다.

그리고, 이 같은 입자직경이 0.15 ∼ 1.00㎜ 인 범위의 미세 결정입자의 존재빈도와 고주파에서의 철손과의 상관도 큰 것으로 판명되었다.

도 18 에 미립자의 존재빈도와 고주파 철손 ( W_10/1000) 의 관계에 대해 조사한 결과를 나타낸다. 이 때, 미세입자의 존재빈도는 구리판 표면의 3㎝ 각의 영역내에서의 입자직경 (원 상당 직경) 이 0.15 ∼ 1.00㎜ 의 미세 결정입자의 수를 계측하여 구하였다.

동 도면에 나타낸 바와 같이, 2차 재결정입자 내부에서의 미세 결정입자의 존재빈도가 높아질수록 특히 10개/㎠ 이상의 빈도로 고주파 철손 (W_10/1000) 이 현격히 향상되는 것이 새롭게 구명되었다.

또 최종 마무리 소둔의 도달온도가 975℃ 이하인 경우, 2차 재결정입자의 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자는 (최종 마무리 소둔온도가 1000℃ 보다 낮으므로) 2개/㎠ 이상 함유되어 있었다. 단, 제 3 본 발명에서는 상기 입자직경이 0.15㎜ 이상, 1.00㎜ 이하인 미세 결정입자의 존재개수가 목표로 하는 특성과의 상관이 양호한 것으로 생각되므로, 이들 지표를 채용한다.

이어서, 고주파 철손을 개선하기 위한 제조조건의 적정화에 관한 지견을 얻기 위해, 고주파 철손과 고스방위입자 면적율과의 관계, 나아가서는 고스방위입자 면적율에 미치는 냉연전의 결정 입자직경의 영향에 대해 조사하였다 (실험 3-2).

또 냉연전의 결정 입자직경은 열연판 소둔 조건을 변경함으로써, 다양하게 변화시켰다. 또한 고스방위입자 면적율이란 고스방위로부터의 편각이 20°이내인 결정입자의 존재빈도를 의미한다.

즉, 질량% 로, C: 0.003%, Si: 3.4%, Mn: 0.06% 를 함유하고, 또한 Al 을 50ppm, N 을 22ppm, 그 밖의 성분을 30ppm 이하로 저감하고, 또한 인히비터 성분을 함유하지 않는 조성이 되는 강슬래브를 연속주조에 의해 제조하였다. 이어서, 1200℃ 로 가열후, 열간압연에 의해 1.6㎜ 두께의 열연판으로 한 다음, 이 열연판을 질소 분위기 중에서 다양한 온도, 균열시간으로 소둔한 다음, 급냉하였다. 그 후, 최종 냉연전의 입자직경을 측정한 다음, 200℃ 온도에서 냉간압연하여 0.20㎜ 의 최종 판두께로 하였다.

이어서 수소: 50vol%, 질소: 50vol%, 이슬점: －20℃ 의 분위기 중에서 930℃ 에서 균열 15초의 재결정 소둔을 행한 다음, 소둔 분리제를 적용하지 않고 최종 마무리 소둔을 실시하였다. 이 최종 마무리 소둔은 이슬점: －20℃ 의 질소 분위기 중에서 상온에서 875℃ 까지 50℃/h 의 속도로 승온하고, 이 온도에서 50시간 유지하는 조건으로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품판 (Al 은 30ppm 으로 저감하고, N 은 25ppm 정도, 다른 성분은 슬래브 성분과 동일하거나 그보다 감소) 의 고스방위면적율 및 고주파 철손 (W_10/1000) 을 측정하였다.

또 어느 실험재에서나 2차 재결정입자의 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자가 2개/㎠ 이상, 입자직경이 0.15 ∼ 1.00㎜ 인 미세 결정입자는 10개/㎠ 이상의 빈도로 함유되어 있었다.

도 19 에 고주파 철손 (W_10/1000) 과 고스방위입자 면적율의 관계를 나타낸다.

동 도면에 따르면 고스방위입자 면적율이 50% 이상이 되면 시판중인 방향성 전자강판을 능가하는 고주파 철손이 얻어진다.

또한 도 20 에 냉연전 입자직경과 고스방위입자 면적율의 관계를 나타내는데, 냉연전 입자직경이 150㎛ 미만인 경우에 50% 이상의 고스방위입자 면적율이 확보되어 있다.

그 결과, 양호한 고주파 철손을 얻기 위한 바람직한 제조조건으로서 최종 냉연전의 입자직경을 150㎛ 미만으로 할 필요가 있음이 판명되었다.

이상의 실험결과를 정리하면 인히비터를 함유하지 않는 고순도소재를 사용하고, 또한 최종 마무리 소둔시에서의 포스테라이트 피막의 형성을 억제하여 평활한 표면으로 하고, 또한 최종 마무리 소둔에서의 도달온도를 975℃ 이하로 억제하고, 2차 재결정입자내에 미세 결정입자를 잔존시킴으로써, 종래의 방향성 전자강판에 비해 고주파 철손이 대폭적으로 개선됨을 알 수 있었다.

또한, 최종 냉연전 입자직경을 150㎛ 미만으로 하는 것이 고스방위입자 면적율을 50% 이상 확보하여 양호한 고주파 철손을 얻는 데에 유효하다는 것도 함께 판 명되었다.

본 발명을 완성시키기에 이르게 한 새로운 지견 중 첫번째, 즉 소둔 분리제를 적용하지 않거나, 또는 소둔 분리제로서 MgO 를 사용하지 않아 포스테라이트 피막의 형성을 배제함으로써, 고주파 철손이 개선되는 이유에 대해서는 명확하지 않지만, 본 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다.

소둔 분리제로서 일반적으로 적용되는 MgO 는 탈탄 소둔 및 최종 마무리 소둔시에 형성되는 SiO₂ 와 고온에서 반응하여 포스테라이트 (Mg₂SiO₄) 하지피막을 강판표면에 형성시키고, 인산염 등을 주체로 한 장력코팅과의 밀착성을 확보하는 역할을 하고 있다. 포스테라이트 피막과 지철의 계면은 일반적으로 앵커부라고 불리는 부분이고, 산화물이 복잡한 형상으로 지철과 혼재하고 있다. 이 같은 복잡한 구조는 인산염 등을 주체로 한 장력코팅과의 밀착성을 확보하는 데 효과가 있는 한편, 지철표면의 평활성을 현저히 저해하고 있다.

고주파영역에서 자화하는 경우, 상용주파수의 경우에 비해 보다 표면에서의 자화가 우선적으로 일어나는 표피효과가 나타난다. 따라서, 고주파 철손은 평활도가 높은 표면인 포스테라이트 피막을 갖지 않는 경우가 양호해지는 것으로 추찰된다.

이어서, 최종 마무리 소둔에서의 도달온도를 975℃ 이하로 억제하여 미세 결정입자를 잔존시키는 것이, 철손저감에 기여하는 이유에 대해서는 명확하지 않지만, 본 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다.

즉, 제 1 및 제 2 본 발명에서도 기술하였지만, 2차 재결정입자의 내부의 미세 결정입자의 존재는 자구를 세분화하여 와전류손실을 저감하는 것으로 생각된다. 통상의 인히비터를 이용하는 기술에서는 약 1000℃ 를 초과하는 고온 소둔에서 인히비터 성분 (S, Se, N 등) 을 순화시키지 않으면 저철손이 얻어지지 않지만, 본 발명과 같이 인히비터를 사용하지 않는 방법에서는 순화시키지 않더라도 2차 재결정이 완료되면 저철손이 얻어지므로, 마무리 소둔에서의 도달온도를 낮게 억제하고, 판두께를 관통하는 미세입자를 원하는 양만큼 잔존시키는 방법이 유효하게 작용하는 것으로 생각된다.

또한, 최종 냉연전의 입자직경의 조대화를 억제함으로써, 고스방위입자 면적율이 높아져 고주파 철손이 향상되는 것에 대해서는 냉연전 입자직경을 미세하게 유지함으로써, 1차 재결정 집합조직의 {111} 조직의 집적도가 높아지고, 고스방위 2차 재결정입자의 성장에 유리한 1차 재결정 집합조직이 형성되기 때문인 것으로 생각된다.

또한, 본 발명에서 인히비터 성분을 함유하지 않는 강에 있어서 2차 재결정이 발현되는 이유에 대한 고찰은 도 7 을 참조하여 제 1 본 발명에서 기술한 바와 같다.

(제 3 본 발명 - 한정 및 바람직한 범위)

이어서, 제 3 본 발명의 구성요건을 한정하는 이유에 대해 기술한다.

먼저, 본 발명의 전자강판의 성분으로는 질량% 로, Si: 1.0 ∼ 8.0%, 바람직하게는 2.0 ∼ 8.0% 를 함유할 필요가 있다.

그 이유는 제 1 본 발명과 마찬가지로, Si 가 1.0% 미만이면 충분한 철손개선효과를 얻을 수 없고, 한편 8.0% 를 초과하면 가공성이 열화되기 때문이다. 우수한 철손개선효과를 얻기 위해서는 Si 는 2.0 ∼ 8.0% 의 범위가 바람직하다.

또한, 입자직경이 1㎜ 이하인 미세입자를 제외하고 측정한 강판표면에 있어서의 2차 재결정 평균 입자직경이 5㎜ 이상일 필요가 있다. 그 이유는 2차 재결정 입자직경이 5㎜ 미만에서는 고스방위입자 면적율이 저하되어 양호한 고주파 철손을 얻을 수 없기 때문이다. 상기 2차 재결정 평균 입자직경을 5㎜ 이상으로 하기 위해서는 불순물원소를 충분히 저감하고, 재결정 소둔후의 입자직경을 30 ∼ 80㎛ 로 함과 동시에 최종 마무리 소둔시에 800℃ 이상의 온도영역에서 30시간 이상 체류시키는 것이 바람직하다. 이들 조건을 만족함으로써 2차 재결정입자를 양호하게 발달시켜 평균 입자직경 5㎜ 이상으로 할 수 있다.

또한, 본 발명의 강판은 2차 재결정입자의 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 1.00㎜ 이하인 미세 결정입자를 10개/㎠ 이상의 빈도로 함유하는 것이 고주파 철손 저감을 위해 필요하다.

상기 미세입자분포를 얻는 제조 조건하에서는 2차 재결정입자의 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자를 2개/㎠ 이상, 바람직하게는 50개/㎠ 이상의 빈도로 함유시키는 것도 달성된다. 이는 제 1 본 발명의 강판과 동일한 이유에 의해 철손 저감을 위해 유효하다. 상기 미세입자 (입자직경 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하) 의 존재빈도의 상한도 제 1 본 발명과 동일한 이유에 의해 1000개/㎠ 정도로 하는 것이 바람직하다.

또 입자직경이 0.15㎜ 이상, 1.00㎜ 이하인 미세입자의 존재빈도의 상한은 500개/㎠ 정도로 하는 것이 바람직하다.

이 때, 미세입자의 입자직경이 0.15㎜ 미만인 경우 또는 1.00㎜ 를 초과하는 경우에는 자구의 세분화 효과가 작아 철손저감에 기여하지 못하므로, 입자직경이 0.15 ∼ 1.00㎜ 인 범위의 미세 결정입자의 존재빈도에 주목하는데, 이러한 미세 결정입자의 존재빈도가 10개/㎠ 미만이면 자구세분화 효과가 감소하여 충분한 고주파 철손의 개선을 바랄 수 없다.

또한, {110}〈001〉방위로부터의 방위차가 20°이내 결정입자의 면적율 이른바 고스방위입자 면적율이 50% 이상, 바람직하게는 80% 이상인 것도 양호한 고주파 철손을 얻는 데에 필수조건이다.

그 이유는 고스방위입자 면적율이 50% 미만에서는 기존의 방향성 전자와 동일한 고주파 철손으로 되어 본 발명에 의한 전자강판의 우위성이 없어지기 때문이다.

또한 강판표면에는 포스테라이트 (Mg₂SiO₄) 를 주체로 한 하지피막을 갖지 않는 것이, 자기적으로 평활한 평면을 갖고, 고주파 철손을 확보하기 위한 대전제이다.

이어서, 본 발명의 전자강판을 제조할 때의 소재 슬래브 성분의 한정에 대해 설명한다. 바람직한 범위도 포함하여 한정하는 이유는 제 1 본 발명과 동일하다. 또 이하에 나타내는 성분조성의 % 표시는「질량%」이다.

C: 0.08% 이하, 바람직하게는 0.006% 이하. 또 제 3 본 발명에서는 제품표면의 평활성의 중요성이 크기 때문에, C 는 50ppm 이하가 더욱 바람직하다.

Mn: 0.005 ∼ 3.0%, 바람직하게는 0.50% 이하

Si: 1.0 ∼ 8.0%, 바람직하게는 2.0 ∼ 8.0%

Al: 0.020% 이하, 바람직하게는 150ppm 미만, 보다 바람직하게는 100ppm 이하

N: 50ppm 이하, 바람직하게는 30ppm 이하

인히비터 형성원소 (S, Se 등): B 는 10ppm 이하, 다른 것은 50ppm 이하, 바람직하게는 30ppm 이하로 하는 것이 유리하다.

질화물 형성원소 (Ti, Nb, Ta, V 등): 50ppm 이하로 하는 것이 유효하다.

O: 50ppm 이하, 바람직하게는 30ppm 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 필수성분 및 억제성분 이외에 적절히 함유시킬 수 있는 (단독 또는 복합) 원소로서,

Ni: 0.005 ∼ 1.50%, 바람직하게는 0.01% 이상, Sn: 0.01 ∼ 1.50%, Sb: 0.005 ∼ 0.50%, Cu: 0.01 ∼ 1.50%, P: 0.005 ∼ 0.50%, Mo: 0.005 ∼ 0.50% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.5% 등. 이들 원소는 통상 주파수의 철손 뿐아니라, 고주파 철손에 대해서도 상기 바람직한 범위에서 동일한 개선효과를 발휘한다.

또 상기 함유원소를 제외한 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 하는 것이 바람직하다. 이들 조성이 방향성 전자강판 (제품) 성분에 미치는 영향에 대해서는 제 1 본 발명에 기재된 바와 같다.

이어서, 본 발명의 제조방법에 대해 설명한다.

상기 바람직한 성분조성으로 조정한 용강으로부터, 통상 조괴법이나 연속주조법을 이용하여 슬래브를 제조한다. 또한, 직접주조법을 이용하여 100㎜ 이하의 두께의 박주편을 직접 제조해도 된다.

슬래브는 통상의 방법으로 가열하여 열간압연하는데, 주조후, 가열하지 않고 바로 열연에 제공해도 된다. 또한 박주편의 경우에는 열간압연을 행해도 되고, 열간압연을 생략하고 그대로 이후의 공정으로 진행시켜도 된다.

슬래브 가열온도 (주조후에 가열을 하지 않고 압연하는 경우에는 압연개시온도) 의 바람직한 범위에 대해서는 제 1 본 발명과 동일하다.

이어서, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한다. 열연판 소둔온도는 재결정이 진행하는 800℃ 이상으로 하는 것이 유리하지만, {110}〈001〉방위로부터의 방위차가 20°이내 결정입자의 면적율을 50% 이상으로 확보하여 고주파 철손을 향상시키기 위해서는 최종 냉연 (상기 1회 또는 복수회의 냉간압연 중 가장 마지막의 것) 전의 입자직경을 150㎛ 미만, 바람직하게는 120㎛ 이하로 하는 것이 현행의 방향성 전자강판의 레벨을 초과하는 고주파 철손을 얻는 데에 유효하다.

이 때, 최종 냉연전 입자직경을 150㎛ 미만으로 하기 위해서는 최종 냉연 직전의 소둔 (열연판 소둔 또는 중간 소둔) 의 온도를 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

열연판 소둔후, 냉간압연을 행하고, 최종 판두께로 한다. 이 때, 냉연을 1회의 공정으로 행하여 최종 판두께로 해도 되고, 또는 중간 소둔을 사이에 두고 2 회 이상의 냉연을 행하여 최종 판두께로 해도 된다.

또, 이 냉연압연시에는 압연온도를 100 ∼ 250℃ 로 상승시켜 행하는 것, 및 냉간압연 도중에 100 ∼ 250℃ 의 범위에서의 시효처리를 1회 또는 복수회 행하는 것이 고스조직을 발달시키는 점에서 유효하다.

그 후, 재결정 소둔을 행하고, C 를 자기시효가 일어나지 않는 60ppm 이하, 바람직하게는 50ppm 이하, 더욱 바람직하게는 30ppm 이하로 저감한다.

최종 냉연후의 재결정 소둔 (1차 재결정 소둔) 에서는 재결정 소둔후의 입자직경을 30 ∼ 80㎛ 의 범위로 제어할 필요가 있다. 그 이유는 재결정 소둔후의 입자직경이 30㎛ 미만이면 고스방위로부터 어긋난 방위를 갖는 2차 재결정입자가 발생하여 고주파 철손이 열화되고, 한편 재결정 소둔후의 입자직경이 80㎛ 를 초과하면 2차 재결정입자가 발생되지 않기 때문에 역시 고주파 철손이 열화되기 때문이다. 이 때, 재결정 소둔후의 입자직경을 30 ∼ 80㎛ 로 제어하기 위해서는 재결정 소둔은 850 ∼ 975℃ 의 온도범위의 단시간 균열처리를 연속소둔으로 행하는 것이 경제적으로 유리하다 (제 2 본 발명예의 설명을 참조).

바람직한 재결정 소둔 분위기에 대해서는 제 1 본 발명과 동일하다.

또 최종 냉간압연후 또는 재결정 소둔후에 침규법에 의해 Si 량을 증가시키는 기술을 병용해도 된다.

그 후, 필요에 따라 소둔 분리제를 적용하는데, 그 때의 유의점에 대해서는 제 1 본 발명과 동일하다.

이어서, 최종 마무리 소둔을 실시함으로써 2차 재결정 조직을 발달시킨다. 이 최종 마무리 소둔은 2차 재결정 발현을 위해 800℃ 이상에서 행하는 것이 바람직하다. 한편, 최고 도달온도는 2차 재결정입자 내부에 입자직경이 0.15㎜ 이상, 1.00㎜ 이하인 미세 결정입자가 원하는 분포빈도로 산재된 분포를 얻고, 고주파 철손을 개선하기 위해 975℃ 이하로 한다.

최종 마무리 소둔의 분위기나 가열속도의 바람직한 조건에 대해서는 제 1 본 발명과 동일하다.

또 강판을 적층하여 사용하는 경우에는 철손을 개선하기 위해, 강판표면에 절연코팅을 하는 것이 유효하다. 바람직한 코팅 및 도포방법에 대해서는 제 1 본 발명과 동일하다.

이상, 제 1 ∼ 제 3 본 발명의 요건 및 바람직한 조건을 각각 기재하였는데, 제 1 본 발명의 요건 또는 바람직한 조건을 제 2 또는 제 3 발명에 대해 (그 목적을 저해하지 않는 범위에서) 적용해도 된다. 마찬가지로, 제 2 본 발명의 요건 또는 바람직한 조건을 제 1 또는 제 3 발명에 대해 적용해도 되고, 제 3 본 발명의 요건 또는 바람직한 조건을 제 1 또는 제 2 발명에 대해 적용해도 된다.

(실시예 1 - 제 1 본 발명)

C: 0.002%, Si: 3.4%, Mn: 0.07% 및 Sb: 0.03% 를 함유하고, 또한 Al: 30ppm, N: 9ppm 으로 저감하고, 그 밖의 성분도 모두 50ppm 이하로 저감하고 인히비터 성분을 함유하지 않는 조성이 되는 강슬래브를 연속주조에 의해 제조하였다. 이어서, 1100℃ 에서 20분 가열후, 열간압연에 의해 2.6㎜ 두께로 한 열연판에 대 해, 800℃ 에서 60초 균열하는 조건으로 열연판 소둔을 하였다. 그 후, 150℃ 온도의 냉간압연에 의해 0.30㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다.

이어서, 수소: 75vol%, 질소: 25vol% 로, 또한 표 2 에 나타내는 다양한 이슬점이 되는 분위기 중에서 930℃, 균열 10초의 재결정 소둔을 하였다. 그 후, 질소: 50vol, Ar: 50vol% 의 혼합 분위기 중 (이슬점 －30℃) 에서 800℃ 까지를 50℃/h 의 속도로 승온하고, 800℃ 이상을 10℃/h 의 속도로 900℃ 까지 승온하고, 이 온도에서 30시간 유지하는 조건으로 최종 마무리 소둔을 하였다. 또, 최종 마무리 소둔후의 강중 N 량은 33ppm, Al 량은 5ppm 이었다.

그 후, 중크롬산알루미늄, 에멀션 수지 및 에틸렌글리콜을 혼합한 코팅액을도포하고 300℃ 에서 베이킹하여 제품으로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품판을 사용하고, 펀칭가공에 의해 EI형 코어를 제작하여 그 철손 (W_13/50) 을 측정하였다.

또한, 제품판에서의 입자직경: 0.05 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도를 강판표면의 3㎝ 각의 영역내에서의 미세 결정입자의 수를 계측함으로써 구하였다.

또한, 펀칭성을 평가하기 위해 25톤 프레스기에 의해 17㎜ 각 (재질: SKD-11), 펀칭속도: 350 스트로크/분, 클리어런스: 6% 판두께의 조건으로 시판중인 펀칭오일을 사용하여 버 높이가 50㎛ 에 도달할 때까지 연속펀칭하였다.

얻어진 결과를 표 2 에 나타낸다.

표 2 에 나타낸 바와 같이, 재결정 소둔 분위기의 이슬점이 40℃ 이하, 특히 0℃ 이하인 경우에, 펀칭성 및 철손이 모두 양호한 제품이 얻어진다.

(실시예 2 - 제 1 본 발명)

C: 0.003%, Si: 3.3%, Mn: 0.52% 및 Cu: 0.08% 를 함유하고, 또한 Al: 50ppm, N: 12ppm 으로 저감하고, 그 밖의 성분도 모두 50ppm 이하로 저감하고, 인히비터 성분을 함유하지 않은 조성이 되는 강슬래브를 연속주조에 의해 제조하였다. 이어서, 1200℃ 에서 20분 가열후, 열간압연에 의해 2.2㎜ 두께로 한 다음, 900℃, 20초의 열연판 소둔을 하였다. 그 후, 상온에서 1회째의 냉간압연을 행하고, 1.5㎜ 두께로 한 다음, 950℃, 30초의 중간 소둔후, 상온에서의 2회째의 냉간압연에 의해 도중 판두께: 0.90㎜ 일 때에 200℃, 5시간의 시효처리를 사이에 두고 0.27㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다.

이어서, 수소: 75vol%, 질소: 25vol%, 또한 이슬점: －40℃ 의 분위기 중에서 900℃, 균열 30초의 재결정 소둔을 하였다. 그 후, 표 3 에 나타내는 소둔 분위기 중에서, 상온에서 900℃ 까지 30℃/h 의 속도로 승온하고, 이 온도에서 50시간 유지하는 조건으로 최종 마무리 소둔을 하였다. 또 최종 마무리 소둔후의 강중 Al 량은 30ppm 이었다.

그 후, 중크롬산알루미늄, 에멀션 수지 및 에틸렌글리콜을 혼합한 코팅액을 도포하고 300℃ 에서 베이킹하여 제품으로 하였다.

얻어진 제품판을 이용하여 펀칭가공에 의해 EI형 코어를 제작하였을 때의 철손 (W_17/50), 제품판에서의 입자직경: 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도 및 버 높이가 50㎛ 에 도달할 때까지 연속펀칭 회수에 대해 실시예 1 과 동일한 방법으로 조사한 결과를 표 3 에 병기한다.

표 3 에 나타낸 바와 같이, 분위기의 이슬점이 40℃ 이하, 또한 강중 N 을 10ppm 이상으로 함으로써, 펀칭성 및 철손이 모두 양호한 제품이 얻어진다.

(실시예 3 - 제 1 본 발명)

표 4 에 나타내는 성분조성이 되는 강슬래브를 1160℃ 로 가열후, 열간압연에 의해 3.2㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 또, 표 4 에 나타내지 않는 성분에 관해서는 모두 50ppm 이하로 저감하고, 인히비터 성분을 함유하지 않는 조성으로 하였다.

이어서, 열연판 소둔을 1000℃, 균열 60초의 조건으로 행하였다. 그 후, 냉간압연에 의해 0.50㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 이어서, 수소: 75vol%, 질소: 25vol%, 또한 이슬점: －35℃ 의 분위기 중에서 980℃, 균열 20초의 재결정 소둔을 하였다. 이어서, 850℃ 까지 10℃/h 의 속도로 승온하고, 이 온도에서 75시간 유지하는 최종 마무리 소둔을 이슬점: －40℃ 의 질소 분위기 중에서 행하였다. 또 발명예에서의 최종 마무리 소둔후의 강중 Al 량은 5 ∼ 40ppm 이었다.

그 후, 중크롬산알루미늄, 아크릴수지에멀션 및 붕산을 혼합한 코팅액을 도포하고 300℃ 에서 베이킹하여 제품으로 하였다.

얻어진 제품판을 이용하여 펀칭가공에 의해 EI형 코어를 제작하였을 때의 철손 (W_15/50), 제품판에서의 입자직경: 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도 및 버 높이가 50㎛ 에 도달할 때까지 연속펀칭 회수에 대해 실시예 1 과 동일한 방법으로 조사한 결과를 표 4 에 병기한다.

표 4 에 따르면, C: 0.003 ∼ 0.08%, Si: 2.0 ∼ 8.0%, Al: 100ppm 이하, N: 50ppm 이하를 만족하는 성분계의 슬래브를 사용함으로써, 양호한 펀칭성을 가지면 서 철손이 우수한 제품이 얻어진다.

또 이 같은 제품은 강중에 10ppm 이상의 질소를 함유하고, 2차 재결정입자의 내부에 원 상당 직경으로 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자를 2개/㎠ 이상 함유하고 있었다.

(실시예 4 - 제 1 본 발명)

표 5 에 기재된 성분을 포함하고, 잔부는 실질적으로 Fe 로 이루어지는 (각 불순물량 30ppm 이하이며 인히비터 성분을 함유하지 않음), 강슬래브 A ∼ D 및 Z를 연속주조한 다음, 1200℃ 에서 20분 가열후, 열간압연에 의해 판두께 2.6㎜ 의 열연판으로 마무리하였다. 얻어진 열연판을 소둔 (950℃-60초) 하고, 추가로 냉간압연을 실시하여 0.35㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 또 S 의 함유량은 인히비터로서 기능하는 양이 아니다. 이하의 실시예에서도 동일하다.

표 5 에 기재된 강 중 A ∼ D 는 수소 분위기 (이슬점 －20℃ 이하) 중에서 재결정 소둔 (1차 재결정 소둔) (930℃-10초) 을 실시한 후, 소둔 분리제를 도포하지 않고 소둔온도 920℃, 질소 분위기 (이슬점 -20℃) 에서 최종 마무리 소둔 (2차 재결정 소둔) 을 하였다. 이 때의 300℃ 에서 800℃ 까지의 승온속도는 20℃/h 로 하였다. 또 발명예에서의 최종 마무리 소둔후의 강중 Al 량은 5 ∼ 60ppm, S 량은 5 ∼ 20ppm 이었다.

얻어진 강판의 펀칭성을 평가하기 위해 다이스직경 5㎜ 의 스틸 다이스에 의해 반복 펀칭작업을 행하고, 버 높이가 50㎛ 에 도달할 때까지의 펀칭회수로 펀칭성을 평가하였다. 그 결과를 표 5 에 병기한다.

표 5 를 통해 알 수 있는 바와 같이, 분위기 이슬점 0℃ 이하의 질소 분위기 중에서 1차 재결정 소둔을 행한 경우에는 펀칭회수가 6만회 이상에 도달하였다. 이에 비해 종래의 조성을 갖고, 종래부터 통상 채용되고 있는 수법에 의해 탈탄을 겸하는 1차 재결정 소둔을 이슬점 60℃ 에서 행하고, 또한 1200℃ 이상의 고온마무리 소둔 (순화 소둔 포함) 을 행한 경우 (강 기호 Z) 에는 펀칭회수가 수천회였다. 또 상기 실험재 A ∼ D 는 모두 2차 재결정입자가 정상적으로 성장하였다.

또 발명예에서는 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도는 2개/㎠ 이상이었다.

(실시예 5 - 제 1 본 발명)

표 6 에 기재된 성분을 함유하는 (기타 각 불순물량은 30ppm 이하이며, 인히비터 성분을 함유하지 않음), 강슬래브를 연속주조한 다음, 1200℃ 에서 20분 가열하고, 열간압연에 의해 판두께 2.6㎜ 의 열연판으로 마무리하였다. 계속하여 열연판 소둔 (1000℃-20초) 및 냉간압연을 실시하여 0.35㎜ 의 최종 판두께로 마무리하고, 이슬점 －20℃ 의 수소 분위기에 의해 1차 재결정 소둔 (900℃-60초) 을 실시하였다.

얻어진 1차 재결정판에 SiO₂ 를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고, 소둔온도 900℃, 질소 분위기 (이슬점 －10℃), 300℃ 에서 800℃ 까지의 승온속도 25℃/h 로 2차 재결정 소둔을 행하여 방향성 전자강판을 얻는다. 계속하여 아크릴계 수지 아세트산비닐을 주성분으로 하는 유기 코팅을 도포하고, 베이킹 건조하여 제품으로 하였다. 또 발명예에서의 최종 마무리 소둔후의 강중 Al 량은 10 ∼ 60ppm 이었다. 또 강 기호 I 는 탈탄처리를 하지 않았으므로, 제품판중에도 슬래브와 거의 동량의 C 가 함유된다.

얻어진 제품의 자기특성 및 펀칭성을 표 6 에 병기한다. 또 펀칭성 테스트는 실시예 4 와 동일한 방법으로 하였다. 동 표를 통해, 본 발명의 범위내의 성분을 갖는 경우에 자기특성 및 펀칭성이 모두 양호해짐을 알 수 있다.

또 발명예에서는 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도는 2개/㎠ 이상이었다.

(실시예 6 - 제 1 본 발명)

C: 11ppm, Si: 2.98%, Mn: 0.12%, Al: 0.012%, S: 0.0023%, N: 0.0014%, O: 0.0010% 를 함유하고, 잔부는 실질적으로 Fe (그 밖의 각 불순물량은 30ppm 이하이며, 인히비터 성분을 함유하지 않음) 인 강슬래브를 연속주조하였다. 이것을 1200℃ 에서 20분 가열후, 열간압연에 의해 판두께 2.6㎜ 의 열연판으로 마무리하 였다. 이것에 열연판 소둔 (1000℃-30초) 및 냉간압연을 실시하여 0.35㎜ 최종 판두께로 마무리하고, 이슬점 －20℃ 의 질소 분위기 중에서 1차 재결정 소둔 (970℃-10초) 을 하였다. 얻어진 1차 재결정판에 SiO₂ 를 주성분으로 한 소둔 분리제를 도포하고, 질소 분위기 중에서 300℃ 에서 800℃ 까지를 25℃/h 로 승온하고, 표 7 에 기재된 온도로 유지시키는 2차 재결정 소둔을 하였다. 최종 마무리 소둔후의 강중 Al 량은 50pppm, S 량은 15ppm 이었다.

얻어진 방향성 전자강판에 아크릴계 수지와 에폭시 수지를 주성분으로 하는 유기 코팅을 도포ㆍ베이킹하였다. 얻어진 강판의 자기특성 및 펀칭성을 표 7 에 병기한다. 동 표를 통해, 본 발명의 범위내 및 바람직한 범위내의 2차 재결정 소둔을 실시한 경우에는 자기특성 및 펀칭성이 모두 양호하였다.

또 발명예에서는 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도는 2개/㎠ 이상이었다.

(실시예 7 - 제 1 본 발명)

C: 28ppm, Si: 3.44%, Mn: 0.08%, Al: 0.004%, S: 0.0013%, N: 0.0022%, O: 0.0008% 를 함유하고, 잔부는 실질적으로 Fe (각 불순물량 30ppm 이하이며, 인히비터 원소를 함유하지 않음) 인 강슬래브를 연속주조하였다. 이것을 1200℃ 에서 20분 가열후, 열간압연에 의해 판두께 2.8㎜ 의 열연판으로 마무리하였다. 계속하여 열연판 소둔 (900℃-60초) 및 냉간압연을 실시하여 0.30㎜ 의 최종 판두께로 마무리하고, 표 8 에 기재된 이슬점 분위기 (75%H₂-25%N₂) 에 의해 1차 재결정 소둔 (950℃-20초) 을 하였다. 얻어진 1차 재결정판에 SiO₂ 를 주성분으로 한 소둔 분리제를 도포하고, 승온온도 1000℃, 질소 분위기 (이슬점 －40℃) 중에서 300℃ 에서 800℃ 까지의 승온속도 50℃/h 로 2차 재결정 소둔을 하였다.

계속하여 아크릴 수지와 아세트산비닐을 주성분으로 하는 유기 코팅을 도포ㆍ베이킹하여 제품으로 하였다. 또 본 발명예에서의 최종 마무리 소둔후의 강중 Al 량은 20ppm, S 량은 10ppm 이었다.

얻어진 제품의 자기특성 및 펀칭성을 표 8 에 병기한다. 동 표를 통해, 본 발명에 관련된 제품은 자기특성 및 펀칭성이 모두 양호해져 있음을 알 수 있다.

또 발명예에서는 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도는 2개/㎠ 이상이었다.

(실시예 8 - 제 1 본 발명)

표 9 에 기재된 성분을 갖고, 잔부는 실질적으로 Fe (각 불순물량 30ppm 이하이며, 인히비터 원소를 함유하지 않음) 인 강슬래브를 연속주조하고, 1200℃ 에서 20분 가열후, 열간압연에 의해 판두께 2.6㎜ 의 열연판으로 마무리하였다. 이것에 열연판 소둔 (900℃-30초) 및 냉간압연을 실시하여 0.50㎜ 의 최종 판두께로 마무리하고, 표 10 에 기재된 바와 같이 이슬점을 변화시켜 1차 재결정 소둔 ( 수소: 75vol%, 질소: 25vol%, 950℃-10초) 을 실시하고, 나아가 소둔 분리제를 도포하지 않고 소둔온도 900℃ (수소: 75vol%, 질소: 25vol%, 이슬점 －20℃) 에서 2차 재결정 소둔을 하였다. 이 2차 재결정 소둔시, 300℃ 에서 800℃ 까지의 승온속도를 표 10 에 기재된 바와 같이 변화시킨다. 또 발명예 (강 기호 O, P) 에서의 최종 마무리 소둔후의 강중 Al 량은 20 ∼ 60ppm, S 량은 5 ∼ 10ppm 이었다. 또 강 기호 Q, 및 R 은 탈탄처리를 하지 않았으므로, 제품판 중에도 슬래브와 거의 동일한 C 가 함유된다.

또한 아크릴 수지 및 아세트산비닐을 주성분으로 하는 유기 코팅을 도포ㆍ베이킹하고, 얻어진 제품의 자기특성 및 펀칭성을 측정하였다. 결과를 표 10 에 병기하였다. 동 표를 통해, 본 발명에 따른 경우에는 자기특성 및 펀칭성이 모두 양호해짐을 알 수 있다.

또 발명예에서는 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도는 2개/㎠ 이상이었다.

(실시예 9 - 제 1 본 발명)

표 9 에 기재된 성분을 함유하는 강슬래브를 연속주조하고, 얻어진 슬래브를 1150℃ 에서 30분 가열후, 열간압연에 의해 판두께 2.6㎜ 의 열연판으로 마무리하였다. 계속하여 열연판 소둔후 (950℃-30초), 0.80㎜ 의 중간판두께로 냉연하고, 950℃ 에서 중간 소둔을 행한 후, 추가로 냉간압연을 행하여 0.10㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 이어서, 표 11 에 기재된 바와 같이 이슬점을 변화시켜 1차 재결정 소둔 (수소 분위기, 950℃-20초) 을 실시하고, 나아가 소둔 분리제를 도포하지 않고 질소 분위기 중, 소둔온도 900℃ 에서 2차 재결정 소둔을 행하였다. 2차 재결정 소둔시, 300℃ 에서 800℃ 까지의 승온속도를 표 11 에 기재된 바와 같이 변화시켰다. 또 발명예 (강 기호 O, P) 에서의 최종 마무리 소둔후 의 강중 Al 량은 20 ∼ 60ppm, S 량은 5 ∼ 15ppm 이었다. 또 강 기호 Q, 및 R은 탈탄처리를 하지 않았으므로, 제품판중에도 슬래브와 거의 동량의 C 가 함유된다.

이어서 아크릴 수지 및 크롬산계 무기물을 주성분으로 하는 아크릴계 수지 및 크롬산계 무기물을 주성분으로 하는 반유기 코팅을 도포ㆍ베이킹하여 제품으로 하였다. 얻어진 강판의 자기특성 및 펀칭성을 측정하였다. 결과는 표 11 에 병기한다. 동 표를 통해, 본 발명에 따른 조건으로 제조된 제품은 자기특성 및 펀칭성이 모두 양호해짐을 알 수 있다.

또 발명예에서는 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도는 2개/㎠ 이상이었다.

(실시예 10 - 제 2 본 발명)

C: 0.005%, Si: 3.4%, Mn: 0.07% 및 Sb: 0.03% 를 함유하고, 또한 Al 을 20ppm, N 을 19ppm 으로 저감한 조성이 되는 강슬래브 (다른 각 성분은 30ppm 이하이며, 인히비터 성분을 함유하지 않음) 를 연속주조에 의해 제조하였다. 이어서, 1100℃ 에서 20분 가열후, 열간압연에 의해 2.6㎜ 두께의 열연판으로 한 다음, 1000℃, 60초간 균열의 열연판 소둔을 행하였다. 그 후, 상온의 냉간압연에 의해 0.35㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 또 열연판 소둔후, 최종 냉연전의 입자직경은 130㎛ 였다.

이어서, 수소: 75vol%, 질소: 25vol% 의 분위기 중에서 표 12 에 나타내는 조건으로 재결정 소둔 (이슬점: －30℃) 을 행하였다. 재결정 소둔후의 결정입자직경을 측정한 다음, 소둔 분리제를 적용하지 않고 이슬점: －25℃, 질소: 25vol%, 수소: 75vol% 의 혼합 분위기 중에서 800℃ 까지를 50℃/h 로 가열하고, 800℃ 이상을 10℃/h 로 860℃ 까지 가열하고, 이 온도에서 20시간 유지하는 조건으로 최종 마무리 소둔을 행하였다. 또 발명예에 있어서의 최종 마무리 소둔후의 강중 Al 량은 10ppm, 강중 N 량은 30ppm 이었다.

그 후, 중크롬산알루미늄, 에멀션 수지 및 에틸렌글리콜을 혼합한 코팅액을 도포하고 300℃ 에서 베이킹하여 제품으로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품판의 자기특성을 측정함과 동시에, 얻어진 제품판을 이용하여 펀칭가공에 의해 EI형 코어를 제작하고, 질소중에서 750℃, 2시간의 변형제거소둔을 행한 후의 코어의 철손 (W_15/50) 을 측정하였다.

얻어진 결과를 표 12 에 병기한다.

또한, 비교를 위해 동일한 판두께: 0.35㎜ 의 종래의 방향성 전자강판과 무방향성 전자강판을 사용하여 동일하게 EI형 코어를 제작하여 측정한 코어의 철손 (W_15/50) 도 표 12 에 함께 나타낸다.

표 12 에 나타낸 바와 같이, 재결정 소둔후의 입자직경을 30 ∼ 80㎛ 의 범위로 제어함으로써, 압연방향의 철손 (W_L15/50) 이 1.40W/㎏ 이하이며, 또한 압연직각방향의 철손 (W_C15/50) 이 압연방향의 철손 (W_L15/50) 의 2.6배 이하인 제품을 얻을 수 있고, EI형 코어에 적용함으로써 양호한 철손이 얻어짐을 알 수 있다.

또 발명예에서는 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도는 3개/㎠ 이상이었다.

(실시예 11 - 제 2 본 발명)

C: 0.023%, Si: 3.3% 및 Mn: 0.12% 를 함유하고, 또한 Al 을 40ppm, N 을 14ppm 으로 저감한 조성이 되는 강슬래브 (다른 각 성분은 30ppm 이하이며, 인히비터 성분을 함유하지 않음) 를 연속주조에 의해 제조하였다. 이어서, 1200℃ 에서 20분 가열후, 열간압연에 의해 2.2㎜ 의 열연판으로 한 다음, 1100℃, 20초의 열연판 소둔을 행하였다. 그 후, 240℃ 에서 냉간압연을 행하여 도중 판두께: 0.90㎜ 일 때에 200℃ 에서 5시간의 시효처리를 사이에 두고 0.35㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 또 최종 냉연전의 입자직경은 280㎛ 였다.

이어서, 수소: 75vol%, 질소: 25vol%, 이슬점: 50℃ 의 분위기 중에서 표 13 에 나타내는 조건으로 탈탄을 겸하는 재결정 소둔을 행하였다. 재결정 소둔후의 입자직경을 측정한 다음, 콜로이드 형상 실리카 (SiO₂) 를 소둔 분리제로서 도포한 다음, 상온에서 900℃ 까지 30℃/h 의 속도로 승온시키고, 이 온도에서 50시간 유지하는 최종 마무리 소둔 (소둔분위기 수소 75vol%-질소 25vol%, 이슬점 －20℃) 을 행하였다. 또, 발명예에 있어서의 최종 마무리 소둔후의 강중 C 량은 10ppm, 강중 Al 량은 10ppm, 강중 N 량은 15ppm 이었다.

그 후, 중크롬산알루미늄, 에멀션 수지 및 에틸렌글리콜을 혼합한 코팅액을 도포하고 300℃ 에서 베이킹하여 제품으로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품판의 자기특성, 및 얻어진 제품판을 이용하여 제작한 EI형 코어의 변형제거소둔 (질소중에서 750℃, 2시간) 후의 코어의 철손 (W_15/50) 에 대해 조사한 결과를 표 13 에 병기한다.

표 13 에 따르면 재결정 소둔후의 입자직경이 30 ∼ 80㎛ 의 범위에서, 압연방향의 철손 (W_L15/50) 이 1.40W/㎏ 이하이며, 또한 압연직각방향의 철손 (W_C15/50) 이 압연방향의 철손 (W_L15/50) 의 2.6배 이하인 제품이 얻어지고, EI형 코어에 적용함으 로써 양호한 철손이 얻어짐을 알 수 있다.

또 발명예에서는 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도는 3개/㎠ 이상이었다.

(실시예 12 - 제 2 본 발명)

표 14 에 나타내는 성분조성이 되는 (다른 각 성분은 30ppm 이하이며, 인히비터 성분은 함유하지 않음) 강슬래브를 1160℃로 가열후, 열간압연에 의해 2.6㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 이어서, 열연판 소둔을 1000℃, 균열 30초의 조건으로 행하였다. 냉간압연 개시전의 결정 입자직경은 30 ∼ 60㎛ 였다. 그 후, 냉간압연에 의해 0.30㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 이어서, 수소: 50vol%, 질소: 50vol%, 이슬점: －30℃ 의 분위기 중에서 980℃ 에서 균열 20초의 재결정 소둔을 행하였다. 재결정 소둔후의 입자직경을 측정한 다음, 소둔 분리제를 적용하지 않고, 850℃ 까지 10℃/h 의 속도로 승온하고, 이 온도에서 75시간 유지하는 최종 마무리 소둔을 이슬점: －40℃ 의 질소 분위기 중에서 행하였다. 또 발명예에서의 최종 마무리 소둔후의 강중 Al 량은 5 ∼ 30ppm, 강중 N 량은 15 ∼ 50ppm 이었다.

이어서, 인산알루미늄, 중크롬산이 칼륨 및 붕산을 혼합한 코팅액을 도포하고, 300℃ 에서 베이킹하여 제품으로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품판의 자기특성, 및 얻어진 제품판을 이용하여 제작한 EI형 코어의 변형제거소둔 (질소 중에서 750℃, 2시간) 후의 코어의 철손 (W_15/50) 에 대해 조사한 결과를 표 14 에 병기한다.

표 14 에 따르면 C: 0.003 ∼ 0.08%, Si: 2.0% ∼ 8.0%, Al: 100ppm 이하, N: 30ppm 이하를 만족하는 성분계의 슬래브를 사용함으로써, 압연방향의 철손 (W_L15/50) 이 1.40W/㎏ 이하이며, 또한 압연직각방향의 철손 (W_C15/50) 이 압연방향의 철손 (W_L15/50) 의 2.6배 이하인 제품이 얻어짐을 알 수 있다.

또 발명예에서는 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도는 3개/㎠ 이상이었다.

(실시예 13 - 제 3 본 발명)

C: 0.002%, Si: 3.5%, Mn: 0.05% 및 Sb: 0.02% 를 함유하고, 또한 Al 을 40ppm, N 을 9ppm, 그 밖의 성분을 20ppm 이하로 저감한 조성 (인히비터 성분을 함유하지 않음) 이 되는 강슬래브를 연속주조에 의해 제조하였다. 이어서, 1100℃, 20분의 슬래브 가열후, 열간압연에 의해 2.6㎜ 두께의 열연판으로 한 다음, 1000℃, 60초간 균열의 열연판 소둔을 실시하였다. 그 후, 상온에서의 1회째의 냉간압연에 의해 1.60㎜ 의 중간판두께로 한 다음, 850℃, 10초간 균열의 중간 소둔을 행하였다. 중간 소둔후의 최종 냉연전 입자직경은 70㎛ 였다.

이어서, 도중 판두께: 0.90㎜ 일 때에 200℃ 에서 5시간의 시효처리를 사이에 두고 상온에서의 2회째의 냉간압연에 의해 0.20㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 이어서, 수소: 75vol%, 질소: 25vol% 의 분위기 중 (이슬점 －50℃) 에서 표 15 에 나타내는 조건으로 재결정 소둔을 행하였다. 재결정 소둔후의 결정 입자직경을 측정한 다음, 소둔 분리제를 적용하지 않고, 이슬점: －50℃, 질소: 25vol%, 수소: 75vol% 의 혼합 분위기 중에서 800℃ 까지 50℃/hr 의 속도로 승온하고, 800℃ 이상을 10℃/h 의 속도로 830℃ 까지 승온하고, 이 온도에서 50시간 유지하는 조건으로 최종 마무리 소둔을 행하였다. 또 발명예에서의 최종 마무리 소둔후의 강중 Al 량은 20ppm, 강중 N 량은 20ppm 이었다.

그 후, 중크롬산알루미늄, 에멀션 수지 및 에틸렌글리콜을 혼합한 코팅액을 도포하고 300℃ 에서 베이킹하여 제품으로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품판에 대해 1㎜ 이하의 미세입자를 제외하고 강판표면에서의 2차 재결정 평균 입자직경을 측정하였다.

또한 2차 재결정입자의 내부에서의 입자직경: 0.15㎜ 이상, 1.00㎜ 이하의 미세 결정입자의 존재빈도를 강판표면의 3㎝ 각의 영역내에서의 미세 결정입자의 수를 계측하여 구하였다.

또한, 제품판의 결정방위를 X선 회절법을 이용하여 30 ×280㎜ 의 범위에 대해 측정하고, {110}〈001〉방위로부터의 편각이 20°이내인 결정입자의 빈도 (고스방위입자 면적율) 를 측정하였다.

또한, 나아가 400㎐ 및 1000㎐ 의 주파수에서의 고주파 철손 (주파수: 400㎐, 1000㎐) 을 측정하였다.

얻어진 결과를 표 15 에 병기한다.

또 표 15 에는 비교를 위해, 동일한 판두께: 0.20㎜ 의 방향성 전자강판 및 무방향성 전자강판에 대해 동일한 조사를 한 결과도 함께 나타낸다.

표 15 에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 요건을 만족하는 발명예는 모두 종래의 방향성 전자강판보다 우수한 고주파 철손이 얻어지고 있다.

또 발명예에서는 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도는 2개/㎠ 이상이었다.

(실시예 14 - 제 3 본 발명)

C: 0.003%, Si: 3.6% 및 Mn: 0.12% 를 함유하고, 또한 Al 을 30ppm, N 을 10ppm 으로 저감한 조성이 되는 강슬래브 (다른 각 성분은 30ppm 이하이며, 인히비터 성분은 함유하지 않음) 를 연속주조에 의해 제조하였다. 이어서, 1200℃, 20분의 슬래브 가열후, 열간압연에 의해 2.2㎜ 두께의 열연판으로 한 다음, 900℃, 30초간 균열의 조건으로 열연판 소둔을 행한 다음, 상온에서의 1회째의 냉간압연에 의해 0.30㎜ 로 마무리하였다. 이어서 표 16 에 나타내는 조건으로 중간 소둔을 행한 다음, 상온에서 2회째의 냉간압연을 실시하여 0.10㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다.

이어서, 수소: 75vol%, 질소: 25vol%, 이슬점: －50℃ 의 분위기 중에서 900℃, 10초간 균열의 재결정 소둔을 행하였다. 재결정 소둔후의 입자직경을 측정한 다음, 콜로이드 형상 실리카를 소둔 분리제로서 도포한 다음, 상온에서 900℃ 까지 30℃/h 의 속도로 승온하고, 이 온도에서 50시간 유지하는 최종 마무리 소둔을 행하였다 (분위기 수소: 75vol%, 질소: 25vol%, 이슬점 －30℃). 또 발명예에서의 최종 마무리 소둔후의 강중 Al 량은 10ppm, 강중 N 량은 20ppm 이었다.

그 후, 중크롬산알루미늄, 에멀션 수지 및 에틸렌글리콜을 혼합한 코팅액을 도포하고 300℃ 에서 베이킹하여 제품으로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품판에 대해 실시예 13 과 동일하게 하여 2차 재결정 입자직경, 미세 결정입자의 존재빈도 고스방위입자 면적율 및 각 주파수에서의 고주파 철손을 측정하였다.

얻어진 결과를 표 16 에 병기한다.

또 표 16 에는 비교를 위해, 동일한 판두께: 0.10㎜ 의 6.5% Si 조성이 되는 무방향성 전자강판에 대해 동일한 조사를 행한 결과도 함께 나타낸다.

표 16 에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 요건을 만족하는 발명예는 모두 종래의 6.5% Si 무방향성 전자강판보다 우수한 고주파 철손이 얻어지고 있다.

또 발명예에서는 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도는 2개/㎠ 이상이었다.

(실시예 15 - 제 3 본 발명)

표 17 에 나타내는 성분조성이 되는 강슬래브 (다른 각 성분은 30ppm 이하이며, 인히비터 성분은 함유하지 않음) 를 1160℃ 로 가열후, 열간압연에 의해 1.6㎜ 두께의 열연판으로 하고, 이어서 850℃, 균열 30초의 조건으로 열연판 소둔을 행한 다음, 냉간압연에 의해 0.23㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 이 때, 최종 냉연전의 입자직경은 40 ∼ 60㎛ 였다.

이어서, 수소: 50vol%, 질소: 50vol%, 이슬점: －30℃ 의 분위기 중에서 950℃ 에서 균열 10초의 재결정 소둔을 행하였다. 재결정 소둔후의 입자직경을 측정한 다음, 소둔 분리제를 적용하지 않고, 850℃ 까지 10℃/h 의 속도로 승온하고, 이 온도에서 75시간 유지하는 최종 마무리 소둔을 이슬점 －40℃ 의 질소 분위기 중에서 행하였다. 또 발명예에서의 최종 마무리 소둔후의 강중 Al 량은 5 ∼ 30ppm, 강중 N 량은 20 ∼ 40ppm 이었다.

그 후, 인산알루미늄, 중크롬산 칼륨 및 붕산을 혼합한 코팅액을 도포하고 300℃ 에서 베이킹하여 제품으로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품판에 대해 실시예 13 과 동일하게 하여 2차 재결정 입자직경, 미세 결정입자의 존재빈도 고스방위입자 면적율 및 주파수: 1000㎐ 에서 의 고주파 철손을 측정하였다.

얻어진 결과를 표 18 에 나타낸다.

또 동 표에는 비교를 위해, 동일한 판두께: 0.23㎜ 의 방향성 전자강판에 대해 동일한 조사를 행한 결과도 함께 나타낸다.

표 18 에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 요건을 만족하는 발명예는 모두 종래의 방향성 전자강판보다 우수한 고주파 철손이 얻어지고 있다.

또 발명예에서는 0.15 ∼ 0.50㎜ 의 미세 결정입자의 존재빈도는 2개/㎠ 이상이었다.

본 발명에 따르면 표면에 포스테라이트질 피막 등 경질의 피막을 갖지 않고 우수한 방향성 전자강판을 매우 경제적으로 제조할 수 있다. 이 방향성 전자강판은 펀칭성 등이 우수하므로, 예컨대 EI 코어를 제조하는 공정을 대폭적으로 생략할 수 있다.

또한 본 발명에 따르면 인히비터를 함유하지 않는 고순도 성분의 소재를 이용하여, 펀칭성이 양호하고, 철손 및/또는 고주파 철손이 낮고, 자기특성의 이방성이 적은 등, 우수한 특성을 갖는 방향성 전자강판을 안정적으로 얻을 수 있다.

특히 제 1 본 발명에서는 펀칭성이 양호하고 철손이 우수하다는 특징을 갖고, 또한 제 2 본 발명에서는 펀칭성이 양호하며 자기특성이 우수하고, 또한 그 이방성이 작다는 특징을 갖고, 그리고 제 3 본 발명에서는 고주파 철손이 우수하다는 특징을 갖는, 방향성 전자강판을 각각 안정적으로 얻을 수 있다.

또한, 이들 본 발명에서는 소재 중에 인히비터 성분을 함유하지 않으므로, 슬래브의 고온가열이나 탈탄 소둔, 고온 순화 소둔 등을 실시할 필요가 없어 저비용으로 대량생산할 수 있다는 큰 이점이 있다.

또 제 1, 제 2 본 발명의 실시예에서는 코어로서 EI형 코어를 사용한 경우에 대해 주로 설명하였으나, 본 발명의 강판의 용도는 EI형 코어에 한정되는 것은 아니며, 가공성을 중시하는 방향성 전자강판의 용도 모두에 적용할 수 있는 것이다.

Claims (26)

1. 질량% 로, Si: 1.0 ∼ 8.0%, Mn: 0.005 ~ 3.0%, N: 100ppm 이하를 함유하고, C: 50ppm 이하 또한 Al: 100ppm 이하로 저감하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성이 되는 방향성 전자강판으로서, 2차 재결정 입자의 내부에, 판두께를 관통하는 입자직경이 0.15㎜ 이상, 0.50㎜ 이하인 미세 결정입자를 2개/㎠ 이상의 빈도로 함유하고, 또한 포스테라이트 (forsterite; Mg₂SiO₄) 를 주체로 하는 하지피막 (undercoat film) 을 갖지 않는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.
2. 제 1 항에 있어서, 질량% 로, 추가로 Ni: 0.005 ∼ 1.50%, Sn: 0.01 ∼ 1.50%, Sb: 0.005 ∼ 0.50%, Cu: 0.01 ∼ 1.50%, P: 0.005 ∼ 0.50%, Mo: 0.005 ∼ 0.50% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.50% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.
3. 제 1 항에 있어서, 질량% 로, N 의 함유량이 10 ∼ 100ppm 인 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.
4. 제 1 항에 있어서, 질량% 로, Si 의 함유량이 2.0% 이상인 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.
5. 제 1 항에 있어서, 입자직경이 1㎜ 이하인 미세입자를 제외하고 측정한 강판표면에서의 2차 재결정 평균 입자직경이 5㎜ 이상이고, 또한 2차 재결정입자의 내부에, 판두께를 관통하는 입자직경이 0.15㎜ 이상, 1.00㎜ 이하인 미세 결정입자를 10개/㎠ 이상의 빈도로 함유하고, 또한 {110}〈001〉방위로부터의 방위차가 20°이내인 결정입자의 면적율이 50% 이상인 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.
6. 제 1 항에 있어서, 압연방향의 철손 (W_L15/50) 이 1.40W/㎏ 이하이며, 또한 압연직각방향의 철손 (W_C15/50) 이 압연방향의 철손 (W_L15/50) 의 2.6배 이하인 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.
7. 제 1 항에 있어서, 압연방향의 자속밀도 (B_L50) 가 1.85T 이상이고, 또한 압연직각방향의 자속밀도 (B_C50) 가 1.70T 이상인 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.
8. 질량% 로, C: 0.08% 이하, Si: 1.0 ∼ 8.0% 및 Mn: 0.005 ∼ 3.0% 를 함유하고, 또한 Al 을 0.020% 이하, N 을 50ppm 이하로 저감하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성이 되는 강슬래브를 열간압연한 후, 1회 또는 중간 소둔을 사이에 두고 2회 이상의 냉간압연을 실시하고, 이어서 재결정 소둔을 행하고, 그 후 최종 마무리 소둔을 이슬점: 40℃ 이하의 저산화성 또는 비산화성 분위기 중에서 1000℃ 이하의 온도에서 실시하는 것을 특징으로 하는, 포스테라이트를 주체로 하는 하지피막을 갖지 않는, 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
9. 제 8 항에 있어서, 상기 강슬래브가 질량% 로, 추가로 Ni: 0.005 ∼ 1.50%, Sn: 0.01 ∼ 1.50%, Sb: 0.005 ∼ 0.50%, Cu: 0.01 ∼ 1.50%, P: 0.005 ∼ 0.50%, Mo: 0.005 ∼ 0.50% 및 Cr: 0.01 ∼ 1.50% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
10. 제 8 항에 있어서, 상기 강슬래브가 질량% 로, Si 를 2.0% 이상 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
11. 제 8 항에 있어서, 상기 강슬래브가 질량% 로, Al 을 100ppm 이하로 저감시킨 조성이 되는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
12. 삭제
13. 제 8 항에 있어서, 상기 최종 마무리 소둔을 질소를 함유하는 분위기 중에서 실시하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
14. 제 8 항에 있어서, 상기 열간압연전의 슬래브 가열온도를 1300℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
15. 제 8 항에 있어서, 상기 재결정 소둔을 이슬점: 40℃ 이하의 저산화성 또는 비산화성 분위기 중에서 실시하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
16. 제 8 항에 있어서, 상기 재결정 소둔에 있어서, 소둔후의 입자직경을 30 ∼ 80㎛ 로 하고, 상기 최종 마무리 소둔을 975℃ 이하의 온도에서 실시하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
17. 제 16 항에 있어서, 상기 냉간압연에 있어서, 최후의 냉간압연전의 입자직경을 150㎛ 미만으로 하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
18. 제 16 항에 있어서, 상기 냉간압연에 있어서, 최후의 냉간압연전의 입자직경을 150㎛ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
19. 제 8 항에 있어서, 상기 최종 마무리 소둔의 최고 가열온도를 800℃ 이상으로 함과 동시에, 이 최종 마무리 소둔에서의 300℃ 에서 800℃ 까지의 승온속도를 5 ∼ 100℃/h 로 하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
20. 제 19 항에 있어서, 상기 강슬래브가 질량% 로, C: 0.006% 이하, Si: 2.5 ∼ 4.5%, Mn: 0.50% 이하를 함유함과 동시에, O 가 50ppm 이하로 억제되고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것으로 하고, 상기 재결정 소둔에서의 분위기 이슬점을 0℃ 이하로 하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
21. 제 8 항에 있어서, 상기 최종 마무리 소둔후에 절연코팅을 도포하고, 베이킹하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
22. 제 8 항 내지 제 21 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 열간압연 후, 열연판 소둔을 실시하고, 그 후 상기 냉간압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
23. 제 8 항 내지 제 21 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 재결정 소둔 후, MgO 를 함유하지 않는 소둔 분리제를 도포하고, 그 후 상기 최종 마무리 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
24. 제 22 항에 있어서, 상기 재결정 소둔 후, MgO 를 함유하지 않는 소둔 분리제를 도포하고, 그 후 상기 최종 마무리 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 양호한 방향성 전자강판의 제조방법.
25. 제 1 항에 있어서, Mn ≤ 0.50 질량% 인 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.
26. 제 8 항에 있어서, 상기 강슬래브가 Mn ≤ 0.50 질량% 인 자기특성이 양호한 방향성 전자강판.

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