KR101062127B1 - 자속 밀도가 높은 방향성 전자기 강판의 제조 방법 - Google Patents

자속 밀도가 높은 방향성 전자기 강판의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 방향성 전자기 강판의 제조 방법에 있어서, 슬랩 가열 온도를 1350℃ 이하로 하고, 열연판 어닐링을 (a) 1000 내지 1150℃의 소정의 온도까지 가열하여 재결정시킨 후, 그보다 온도가 낮은 850 내지 1100℃로 어닐링하는 공정으로 행하거나, 혹은 (b) 열연판 어닐링 전후의 강판 탄소량의 차가 0.002 내지 0.02 질량 ％로 되도록 열연판 어닐링에 있어서 탈탄시키고, 탈탄 어닐링의 승온 과정에 있어서의 가열을 강판 온도가 550℃로부터 720℃에 있는 동안을 40℃ 이상, 바람직하게는 75 내지 125℃/초의 가열 속도가 되는 조건으로 행하여 탈탄 어닐링의 승온 과정의 급속 가열에 유도 가열을 이용하는 것이다.
강판 탄소량, 가열 속도, 탈탄 어닐링, 유도 가열, 재결정

Description

자속 밀도가 높은 방향성 전자기 강판의 제조 방법{PROCESS FOR PRODUCING GRAIN-ORIENTED MAGNETIC STEEL SHEET WITH HIGH MAGNETIC FLUX DENSITY}
본 발명은 연자성 재료로서 변압기 등의 전기 기기의 철심으로서 이용되는 방향성 전자기 강판을 저온 슬랩 가열에 의해 제조하는 방법에 관한 것이다.
방향성 전자기 강판은 {110}<001> 방위에 집적된 결정립에 의해 구성된 Si를 7％ 이하 함유한 강판이다. 그러한 방향성 전자기 강판의 제조에 있어서의 결정 방위의 제어는 2차 재결정이라고 불리우는 캐터스트로픽한 입자 성장 현상을 이용하여 달성된다.
이 2차 재결정을 제어하기 위한 하나의 방법으로서 인히비터라고 불리우는 미세 석출물을 열간 압연 전의 슬랩 가열 시에 완전 고용(固溶)시킨 후에 열간 압연 및 그 후의 어닐링 공정으로 미세 석출시키는 방법이 공업적으로 실시되고 있다. 이 방법에서는 석출물을 완전 고용시키기 위해 1350℃ 내지 1400℃ 이상의 고온으로 가열할 필요가 있으며, 이 온도는 보통 강의 슬랩 가열 온도에 비하여 약 200℃ 높아 그를 위한 전용 가열로가 필요하며, 또한 용융 스케일량이 많다는 등의 문제가 있다.
따라서, 저온 슬랩 가열에 의한 방향성 전자기 강판의 제조에 대하여 연구 개발이 진행되었다.
저온 슬랩 가열에 의한 제조 방법으로서, 예를 들어 고마쓰 등은 질화 처리에 의해 형성된 (Al, Si)N을 인히비터로서 사용하는 방법을 일본 특허 공보소62-45285호 공보에서 개시하고 있다. 또한, 고바야시 등은 그 때의 질화 처리의 방법으로서 탈탄 어닐링 후에 스트립 형상으로 질화하는 방법을 일본 특허 공개평2-77525호 공보에서 개시하고 있으며, 본 발명자들도 「Materials Science Forum」, 204-206(1996), pp. 593-598에서 스트립 형상으로 질화하는 경우의 질화물의 거동을 보고하고 있다.
또한, 본 발명자들은 일본 특허 공개2001-152250호 공보에서 1200 내지 1350℃의 온도로 인히비터를 완전 용체화한 후에 질화 처리를 실시하는 제조 방법을 보고하고 있다.
그리고, 본 발명자들은 그러한 저온 슬랩 가열에 의한 방향성 전자기 강판의 제조 방법에 있어서는 탈탄 어닐링 시에 인히비터가 형성되어 있지 않으므로, 탈탄 어닐링에 있어서의 1차 재결정 조직의 조정이 2차 재결정을 제어하는 데 있어서 중요하며, 1차 재결정립 조직의 입경 분포의 변동 계수가 0.6보다 크게 되어 입자 조직이 불균일해지면 2차 재결정이 불안정해진다는 것을 일본 특허 공보8-32929호 공보에서 기재했다.
또한, 본 발명자들은 2차 재결정의 제어 인자인 1차 재결정 조직과 인히비터에 관한 연구를 진행시킨 결과, 1차 재결정 조직 중의 {411} 방위 입자가 {110}<001> 2차 재결정립의 우선 성장에 영향을 미치는 것을 발견하여 일본 특허 공개평9-256051호 공보에 있어서, 탈탄 어닐링 후의 1차 재결정 집합 조직의 {111}/{411}의 비를 3.0 이하로 조정하고, 그 후 질화 처리를 행하여 인히비터를 강화함으로써 자속 밀도가 높은 방향성 전자기 강판을 공업적으로 안정적으로 제조할 수 있는 방법 및 그 때의 1차 재결정 후의 입자 조직을 제어하는 방법으로서, 예를 들어 탈탄 어닐링 공정의 승온 과정에 있어서의 가열 속도를 12℃/초 이상으로 제어하는 방법이 있는 것을 기재했다.
그 후, 상기 가열 속도를 제어하는 방법은 1차 재결정 후의 입자 조직을 제어하는 방법으로서 큰 효과가 있는 것을 알 수 있으며, 본 발명자들은 일본 특허 공개2002-60842호 공보에 있어서, 탈탄 어닐링 공정의 승온 과정에 있어서 강판 온도가 600℃ 이하의 영역으로부터 750 내지 900℃ 범위 내의 소정의 온도까지 40℃/초 이상의 가열 속도로 가열함으로써 탈탄 어닐링 후의 입자 조직에 있어서 I{111}/I{411}의 비율을 3 이하로 제어하고, 그 후의 어닐링에서 강판의 산화층의 산소량을 2.3g/㎡ 이하로 조정하여 2차 재결정을 안정화하는 방법을 제안했다.
여기서, I{111} 및 I{411}은 각각 {111} 및 {411}면이 판면에 평행한 입자의 비율이며, X선 회절 측정에 의해 판 두께 1/10층에 있어서 측정된 회절 강도값을 나타내고 있다.
상기 방법에 있어서는 750 내지 900℃의 범위 내의 소정의 온도까지 40℃/초 이상의 가열 속도로 가열할 필요가 있다. 그를 위한 가열 수단에 대해 종래의 통상 복사열을 이용한 라디언트 튜브 등에 의한 탈탄 어닐링 설비를 개조한 설비, 레이저 등의 고에너지 열원을 이용하는 방법, 유도 가열, 통전 가열 장치 등이 예시 되어 있으나, 이들 가열 방법 중에서 특히 유도 가열이 가열 속도의 자유도가 높아 강판과 비접촉으로 가열할 수 있고, 탈탄 어닐링노 내에의 설치가 비교적 용이하다는 등의 점에서 유리하다.
그런데, 유도 가열에 의해 전자기 강판을 가열하는 경우, 판 두께가 얇기 때문에 큐리점 부근의 온도가 되면 와전류의 전류 침투 깊이가 깊어져, 대판(steel strip)폭 방향 단면의 표층부를 일주하고 있는 와전류의 표리 상쇄가 발생하여 와전류가 흐르지 않게 되기 때문에 전자기 강판을 큐리점 이상의 온도로 가열하는 것은 곤란하다.
방향성 전자기 강판의 큐리점은 750℃ 정도이기 때문에 그때까지의 온도의 가열에 유도 가열을 사용했다고 해도 그 이상의 온도로의 가열에는 유도 가열을 대신하는, 예를 들어 통전 가열 등의 다른 수단을 이용할 필요가 있다.
그러나, 다른 가열 수단을 병용하는 것은 유도 가열을 사용하는 설비 상의 이점을 잃게 되는 동시에, 예를 들어 통전 가열에서는 강판과 접촉할 필요가 있어 강판에 흠집이 생기거나 하는 문제도 있었다.
이 때문에, 급속 가열 영역의 종단이 일본 특허 공개2002-60842호 공보에 기재된 바와 같은 750 내지 900℃인 경우에서는 유도 가열의 이점을 충분히 향수할 수 없다는 문제가 있었다.
따라서, 본 발명은 일본 특허 공개2001-152250호 공보에 개시한 1350℃ 이하의 저온 슬랩 가열에 의해 방향성 전자기 강판을 제조할 때, 탈탄 어닐링 후의 1차 재결정 후의 입자 조직을 개선하기 위해, 탈탄 어닐링의 승온 과정에서 가열 속도를 제어하는 온도 영역을 유도 가열에 의해서만 가열할 수 있는 범위로 하여 상기 결점을 해소하는 것을 과제로 한다.
상기의 과제를 해결하기 위해, 본 발명의 방향성 전자기 강판의 제조 방법은,
(1) 질량％로, Si:0.8 내지 7％, C:0.085％ 이하, 산가용성 Al:0.01 내지 0.065％, N:0.075％ 이하, Mn:0.02 내지 0.20％, Seq.=S+0.406×Se:0.003 내지 0.05％를 함유하는 규소강 소재를 하기 식으로 나타내는 온도 T1, T2 및 T3(℃) 중 어느 한 온도 이상, 1350℃ 이하의 온도로 가열한 후에 열간 압연하여 얻어진 열연판을 어닐링하고, 이어서 1회의 냉간 압연 또는 어닐링을 개재하여 복수의 냉간 압연을 실시하여 최종 판 두께의 강판으로 하고, 그 강판을 탈탄 어닐링한 후, 어닐링 분리제를 도포하고, 마무리 어닐링을 실시하는 동시에 탈탄 어닐링부터 마무리 어닐링의 2차 재결정 개시까지 동안 강판의 질소량을 증가시키는 처리를 실시함으로써 이루어지는 방향성 전자기 강판의 제조 방법에 있어서,
상기 열연판의 어닐링을 1000 내지 1150℃의 소정의 온도까지 가열하여 재결정시킨 후, 그보다 낮은 850 내지 1100℃의 온도에서 어닐링하는 공정으로 행함으로써 어닐링 후의 입자 조직에 있어서 라멜라 간격을 20㎛ 이상으로 제어하는 동시에, 상기 강판을 탈탄 어닐링하는 공정의 승온 과정에 있어서, 강판 온도가 550℃로부터 720℃의 온도 범위 내를 40℃/초 이상의 가열 속도로 가열하는 것을 특징으로 한다.
T1=10062/(2.72-log([Al] ×[N]))-273
T2=14855/(6.82-log([Mn]×[S]))-273
T3=10733/(4.08-log([Mn]×[Se]))-273
여기서, [Al], [N], [Mn], [S], [Se]는 각각 산가용성 Al, N, Mn, S, Se의 함유량(질량％)이다.
또한, 상기 라멜라 조직이란 압연면에 평행한 층 형상 조직을 칭하며, 라멜라 간격이란 이 층 형상 조직의 평균 간격이다.
(2) 질량％로, Si:0.8 내지 7％, C:0.085％ 이하, 산가용성 Al:0.01 내지 0.065％, N:0.075％ 이하, Mn:0.02 내지 0.20％, Seq.=S+0.406×Se:0.003 내지 0.05％를 함유하는 규소강 소재를 하기 식으로 나타내는 온도 T1, T2 및 T3(℃) 중 어느 한 온도 이상, 1350℃ 이하의 온도로 가열한 후에 열간 압연하여, 얻어진 열연판을 어닐링하고, 이어서 1회의 냉간 압연 또는 어닐링을 개재하여 복수의 냉간 압연을 실시하여 최종 판 두께의 강판으로 하고, 그 강판을 탈탄 어닐링한 후, 어닐링 분리제를 도포하고, 마무리 어닐링을 실시하는 동시에 탈탄 어닐링부터 마무리 어닐링의 2차 재결정 개시까지 동안에 강판의 질소량을 증가시키는 처리를 실시함으로써 이루어지는 방향성 전자기 강판의 제조 방법에 있어서,
상기 열연판의 어닐링 과정에 있어서, 탈탄 전의 강판 탄소량에 대하여 0.002 내지 0.02 질량％ 탈탄시킴으로써 어닐링 후의 표면 입자 조직에 있어서 라멜라 간격을 20㎛ 이상으로 제어하는 동시에, 상기 강판을 탈탄 어닐링하는 공정의 승온 과정에 있어서, 강판 온도가 550℃로부터 720℃의 온도 범위 내를 40℃/초 이상의 가열 속도로 가열하는 것을 특징으로 한다.
T1=10062/(2.72-log([Al]×[N]))-273
T2=14855/(6.82-log([Mn]×[S]))-273
T3=10733/(4.08-log([Mn]×[Se]))-273
여기서, [Al], [N], [Mn], [S], [Se]는 각각 산가용성 Al, N, Mn, S, Se의 함유량(질량％)이다.
또한, 표면층 입자 조직의 표면층이란 최표면부터 판 전체 두께의 1/5까지의 영역을 칭하며, 라멜라 간격이란 그 영역에 있어서의 압연면에 평행한 층 형상 조직의 평균 간격이다.
또한, 본 발명은 상기 (1) 혹은 (2)의 발명에 있어서,
(3) 또한, 상기 규소강 소재가, 질량 ％로 Cu:0.01 내지 0.30％ 함유하고, 하기의 T4(℃) 이상의 온도로 가열한 후에 열간 압연하는 것을 특징으로 한다.
T4=43091/(25.09-log([Cu]×[Cu]×[S]))-273
여기서, [Cu]는 Cu의 함유량이다.
(4) 또한, 상기 강판을 탈탄 어닐링할 때의 승온 과정에 있어서, 강판 온도가 550℃로부터 720℃에 있는 동안을 50 내지 250℃/초의 가열 속도로 가열하는 것을 특징으로 한다.
(5) 또한, 강판을 탈탄 어닐링할 때의 상기 강판 온도가 550℃로부터 720℃에 있는 동안의 가열을 유도 가열로 행하는 것을 특징으로 한다.
(6) 본 발명은, 또한 상기 강판을 탈탄 어닐링할 때, 그 승온 과정에 있어서 상기 가열 속도로 가열하는 온도 범위를 Ts(℃)로부터 720℃로 했을 때에 실온으로부터 500℃ 까지의 가열 속도(H)(℃/초)에 따라 이하의 Ts(℃)부터 720℃까지의 범위로 하는 것을 특징으로 한다.
H≤15 : Ts≤550
15<H : Ts≤600
(7) 또한, 상기 탈탄 어닐링을 탈탄 어닐링 후의 1차 재결정 입경이 7㎛ 이상 18㎛ 미만이 되는 온도와 시간 폭으로 행하는 것을 특징으로 한다.
(8) 또한, 상기 강판의 질소량:[N]을, 강판의 산가용성 Al의 양:[Al]에 따라 식:[N]≥14/27[Al]을 만족하도록 증가시키는 것을 특징으로 한다.
(9) 또한, 상기 규소강 소재가 질량 ％로, Cr:0.3％ 이하, P:0.5％ 이하, Sn:0.3％ 이하, Sb:0.3％ 이하, Ni:1％ 이하, Bi:0.01％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에서는 1350℃ 이하의 저온 슬랩 가열에 의한 방향성 전자기 강판의 제조에 있어서, 열연판 어닐링을 상기한 바와 같은 2단계의 온도 범위에서 행하거나, 혹은 열연판 어닐링 시에 상기한 바와 같은 탈탄을 행하여，라멜라 간격을 제어함으로써 탈탄 어닐링의 승온 과정에서 급속 가열하여, 탈탄 어닐링 후의 1차 재결정립 조직을 개선할 때, 가열 속도를 높게 유지해야 하는 온도의 상한을 유도 가열에 의해서만 가열할 수 있는, 보다 낮은 온도 범위로 할 수 있기 때문에 가열을 보다 용이하게 행할 수 있으며, 자기 특성이 우수한 방향성 전자기 강판을 보다 용이하게 얻을 수 있다.
이 때문에, 상기 가열을 유도 가열로 행함으로써 가열 속도의 자유도가 높아 강판과 비접촉으로 가열할 수 있고, 또한 탈탄 어닐링노 내에의 설치가 비교적 용이하다는 등의 효과가 얻어진다.
본 발명에서는 또한 탈탄 어닐링 후의 결정 입경이나 강판의 질소량을 상기와 같이 조정함으로써 탈탄 어닐링의 가열 속도를 높인 경우에도 2차 재결정을 보다 안정적으로 행하게 할 수 있다.
또한, 본 발명에서는 규소강 소재에 상기한 원소를 첨가함으로써 첨가 원소에 따라 자기 특성 등을 더 개량할 수 있다.
도1은 열연판 어닐링을 2단계의 온도 범위에서 행한 시료의 냉간 압연 전 입자 조직의 라멜라 간격과 자속 밀도(B8)의 관계를 나타내는 도면이다.
도2는 열연판 어닐링을 2단계의 온도 범위에서 행한 시료의 탈탄 어닐링의 승온 도중의 550 내지 720℃의 온도 영역의 가열 속도와 제품의 자속 밀도(B8)의 관계를 나타내는 도면이다.
도3은 열연판 어닐링 시에 탈탄을 행한 시료의 냉간 압연 전 표면층 입자 조직의 라멜라 간격과 자속 밀도(B8)의 관계를 나타내는 도면이다.
도4는 열연판 어닐링 시에 탈탄을 행한 시료의 탈탄 어닐링의 승온 도중의 550 내지 720℃의 온도 영역의 가열 속도와 자속 밀도(B8)의 관계를 나타내는 도면이다.
본 발명자들은 상기한 일본 특허 공개2001-152250호 공보에 개시한 1350℃ 이하의 저온 슬랩 가열에 의해 방향성 전자기 강판을 제조할 때에 어닐링 후의 열연판의 입자 조직에 있어서의 라멜라 간격이 1차 재결정 후의 입자 조직에 영향을 주어, 탈탄 어닐링 시의 급속 가열을 중단하는 온도를 저하시켜도(1차 재결정이 발생하는 온도 이전에 중단되어도) 1차 재결정 집합 조직 중의 {411} 입자의 존재 비율을 높일 수 있는 것은 아닌지 생각하여, 열연판 어닐링 조건을 다양하게 변경하고, 2차 재결정 후의 강판의 자속 밀도(B8)에 대한 열연판의 어닐링 후의 입자 조직에 있어서의 라멜라 간격의 관계 및 자속 밀도(B8)에 대한 탈탄 어닐링의 승온 과정에 있어서의 각 온도에서의 가열 속도의 영향에 대하여 조사했다.
그 결과, 열연판을 어닐링하는 공정에 있어서 소정의 온도로 가열하여 재결정시킨 후, 그보다 온도가 낮은 온도로 재차 어닐링하고, 어닐링 후의 입자 조직에 있어서 라멜라 간격을 20㎛ 이상으로 제어한 경우, 탈탄 어닐링 공정의 승온 과정에 있어서의 조직 변화가 큰 온도 영역은 700 내지 720℃이며, 그 온도 영역을 포함하는 550℃로부터 720℃의 온도 영역의 가열 속도를 40℃/초 이상, 바람직하게는 50 내지 250℃/초, 더 바람직하게는 75 내지 125℃/초로 함으로써 탈탄 어닐링 후의 집합 조직의 I{111}/I{411}의 비율이 소정값 이하로 되도록 1차 재결정을 제어할 수 있어, 2차 재결정 조직을 안정적으로 발달시킬 수 있다는 지견을 얻어 본 발명을 완성시켰다.
여기서, 라멜라 간격이란, 라멜라 조직이라고 하는 압연면에 평행한 층 형상 조직의 평균 간격이다.
이하에, 그 지견이 얻어진 실험에 대하여 설명한다.
우선, 열연판 어닐링 조건과 마무리 어닐링 후의 시료의 자속 밀도(B8)의 관계를 조사했다.
도1에 냉간 압연 전의 시료에 있어서의 입자 조직의 라멜라 간격과 마무리 어닐링 후의 시료의 자속 밀도(B8)의 관계를 나타낸다.
여기에서 사용한 시료는 질량 ％로, Si:3.2％, C:0.045 내지 0.065％, 산가용성 Al:0.025％, N:0.005％, Mn:0.04％, S:0.015％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬랩을 1300℃의 온도로 가열한 후, 2.3㎜ 두께로 열간 압연하고(이 성분계의 경우, T1=1246℃, T2=1206℃이다), 그 후 1120℃로 가열하여 재결정시킨 후, 800 내지 1120℃의 온도에서 어닐링하는 2단계의 열연판 어닐링을 실시하고, 그 열연 시료를 0.3㎜ 두께까지 냉간 압연한 후, 15℃/초의 가열 속도로 550℃까지 가열하고, 40℃/초의 가열 속도로 550 내지 720℃의 온도 영역을 가열하고, 그 후 15℃/초의 가열 속도로 재차 가열하여 830℃의 온도에서 탈탄 어닐링하고, 계속해서 암모니아 함유 분위기에서 어닐링하여 강판 중의 질소를 증가시키는 질화 처리를 행하고, 이어서 Mg0를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 마무리 어닐링을 행한 것이다. 라멜라 간격의 조정은 C양과 2단계의 열연판 어닐링에 있어서의 2단째의 온도를 변경함으로써 행하였다.
도1로부터 명백히 알 수 있는 바와 같이, 라멜라 간격이 20㎛ 이상으로 제어된 경우에 탈탄 어닐링의 550 내지 720℃의 온도 영역에 있어서 40℃/초의 가열 속도로 승온함으로써 B8에서 1.92T 이상의 고자속 밀도가 얻어지는 것을 알 수 있다.
또한, B8에서 1.92T 이상이 얻어진 시료의 탈탄 어닐링판의 1차 재결정 집합 조직을 해석한 결과, 모든 시료에 있어서 I{111}/I{411}의 값이 3 이하로 되어 있는 것이 확인되었다.
다음에, 냉간 압연 전의 시료에 있어서의 입자 조직의 라멜라 간격을 20㎛ 이상으로 한 조건 하에 있어서의, 고자속 밀도(B8)의 강판이 얻어지는 탈탄 어닐링 시의 가열 조건에 대하여 조사했다.
여기에서 사용한 시료는 C:0.055％로 하고, 열연판 어닐링 온도에 대해 1단째의 온도를 1120℃, 2단째의 온도를 920℃로 하고, 라멜라 간격을 26㎛로 한 것 이외에는 도1의 경우와 마찬가지로 작성한 냉간 압연 시료를 탈탄 어닐링 시의 550 내지 720℃의 온도 영역의 가열 속도를 승온 도중에 다양하게 변경하여, 마무리 어닐링 후의 시료의 자속 밀도(B8)를 측정했다.
도2로부터 탈탄 어닐링의 승온 과정에 있어서의 550℃로부터 720℃의 온도 범위에 있어서, 이 범위 내의 각 온도에 있어서의 가열 속도가 40℃/초 이상이면 1.92 이상의 높은 자속 밀도(B8)를 갖는 전자기 강판이 가열 속도를 50 내지 250℃/초, 더 바람직하게는 75 내지 125℃/초의 범위로 제어하면 자속 밀도(B8)가 더 높은 전자기 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.
따라서, 열연판을 어닐링하는 공정에 있어서, 1000 내지 1150℃의 소정의 온도까지 가열하여 재결정시킨 후, 그보다 온도가 낮은 850 내지 1100℃로 어닐링하고, 어닐링 후의 입자 조직에 있어서 라멜라 간격을 20㎛ 이상으로 제어함으로써 탈탄 어닐링 공정의 승온 과정에 있어서의 급속 가열하는 온도 범위를 강판 온도가 550℃로부터 720℃의 범위로 해도, {411} 방위의 입자가 존재하는 비율을 높여, I{111}/I{411}의 비율을 3 이하로 할 수 있으며, 자속 밀도가 높은 방향성 전자기 강판을 안정되게 제조할 수 있는 것을 알 수 있다.
이상과 같이, 열연판 어닐링 후의 입자 조직에 있어서 라멜라 간격을 20㎛ 이상으로 제어하는 것이 유효한 것이 확인되었으므로, 본 발명자들은 또한 라멜라 간격을 20㎛ 이상으로 제어하는 다른 수단에 대해서도 검토했다.
그 결과, 열연판의 어닐링 과정에 있어서, 탈탄 전의 강판 탄소량에 대하여 0.002 내지 0.02 질량％ 탈탄함으로써 어닐링 후의 표면층 입자 조직에 있어서 라멜라 간격을 20㎛ 이상으로 제어할 수 있고, 그렇게 한 경우에도 마찬가지로 냉간 압연 후의 탈탄 어닐링 공정의 승온 과정에 있어서, 550℃로부터 720℃의 온도 영역의 가열 속도를 40℃/초 이상으로 함으로써 탈탄 어닐링 후의 집합 조직의 I{111}/I{411}의 비율이 소정값 이하로 되도록 1차 재결정을 제어할 수 있어, 2차 재결정 조직을 안정적으로 발달시킬 수 있다는 것을 상기한 도1, 도2의 실험과 마찬가지의 실험에 의해 지견했다.
여기서, 표면층 입자 조직의 표면층이란 최표면으로부터 판 전체 두께의 1/5까지의 영역을 칭하며, 라멜라 간격이란 그 영역에 있어서의 라멜라 조직이라고 불리우는 압연면에 평행한 층 형상 조직의 평균 간격이다.
도3에 열연판 어닐링의 과정에서 탈탄함으로써 어닐링 후의 표면층 입자 조직의 라멜라 간격을 변화시킨 시료에 있어서의 냉간 압연 전 라멜라 간격과 마무리 어닐링 후의 자속 밀도(B8)의 관계를 나타낸다.
또한, 표면층의 라멜라 간격의 조정은 1100℃에서 행한 열연판 어닐링의 분위기 가스의 수증기 분압을 변경하여, 탈탄 전후의 탄소량의 차가 0.002 내지 0.02 질량％의 범위로 되도록 조정함으로써 행하였다.
도3으로부터 명백히 알 수 있는 바와 같이, 열연판 어닐링의 과정에서 탈탄함으로써 표면층의 라멜라 간격을 20㎛ 이상으로 한 경우에도 B8에서 1.92T 이상의 고자속 밀도가 얻어지는 것을 알 수 있다.
또한, 도4에 열연판 어닐링의 분위기 가스의 산화도를 조정하여 표면층 입자 조직의 라멜라 간격을 28㎛로 하여 마찬가지로 작성한 냉간 압연 시료를 탈탄 어닐링 시의 550 내지 720℃의 온도 영역의 가열 속도를 승온 도중에 다양하게 변경한 경우에 있어서의 가열 속도와 마무리 어닐링 후의 시료의 자속 밀도(B8)의 관계를 나타낸다.
도4로부터 열연판의 어닐링 과정에 있어서 탈탄에 의해 라멜라 간격을 제어한 경우에도 탈탄 어닐링의 승온 과정에 있어서의 550℃로부터 720℃의 온도 범위에 있어서, 이 범위 내의 각 온도에 있어서의 가열 속도가 40℃/초 이상이면 자속 밀도가 높은 전자기 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.
열연판 어닐링 후의 입자 조직에 있어서 라멜라 간격을 제어함으로써 {411}, {111}의 집합 조직이 변화되는 이유에 대해서는 아직 밝혀지지 않았으나, 현재 시점에서 다음과 같이 생각하고 있다.
일반적으로 재결정하는 방위에 의해 재결정립이 발생하는 우선 사이트가 존재하는 것이 알려져 있으며, 냉간 압연 공정에 있어서 {411}은 라멜라 조직의 내부 에서 {111}은 라멜라 근방부에서 재결정핵이 형성된다고 생각하면, 냉간 압연 전의 결정 조직의 라멜라 간격을 제어함으로써 1차 재결정 후의 {411} 및 {111} 결정 방위의 존재 비율이 변화되는 현상을 설명할 수 있다.
또한, (Al, Si)N 및 AlN을 인히비터로서 사용한 경우, 이들 인히비터는 표면으로부터 약체화되어, {110}<001> 2차 재결정 방위 입자는 표면층으로부터 발생되므로 표면층의 입자 조직에 있어서의 라멜라 간격을 제어하는 것도 중요하다고 생각된다.
이상의 지견에 기초하여 행해진 본 발명에 대하여, 이하에서 순차적으로 설명한다.
우선, 본 발명에서 사용하는 규소강 소재의 성분의 한정 이유에 대하여 설명한다.
본 발명은 적어도 질량 ％로, Si:0.8 내지 7％, C:0.085％ 이하, 산가용성 Al:0.01 내지 0.065％, N:0.0075％ 이하, Mn:0.02 내지 0.20％, Seq.=S+0.406×Se:0.003 내지 0.05％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성, 혹은 이 성분 조성에 Cu를 0.01 내지 0.30 질량 ％ 더 함유시킨 성분 조성을 기본으로 하여, 필요에 따라 다른 성분을 함유하는 방향성 전자기 강판용의 규소강 슬랩을 소재로서 사용하는 것이며, 각 성분의 함유 범위의 한정 이유는 다음과 같다.
Si는 첨가량을 많게 하면 전기 저항이 높아져, 철손 특성이 개선된다. 그러나，7％를 초과하여 첨가되면 냉간 압연이 매우 곤란해져, 압연 시에 균열되어 버 린다. 보다 공업 생산에 적합한 것은 4.8％ 이하이다. 또한, 0.8％보다 적으면 마무리 어닐링 시에 γ 변태가 발생하여 강판의 결정 방위가 손상되어 버린다.
C는 1차 재결정 조직을 제어하는 데 있어서 유효한 원소이나, 자기 특성에 악영향을 미치므로 마무리 어닐링 전에 탈탄할 필요가 있다. C가 0.085％보다 많으면 탈탄 어닐링 시간이 길어져, 공업　생산에 있어서의 생산성이 악화되어 버린다.
산가용성 Al은 본 발명에 있어서 N과 결합하여 (Al, Si) N으로서 인히비터로서의 기능을 다하기 위해 필수적인 원소이다. 2차 재결정이 안정되는 0.01 내지 0.065％를 한정 범위로 한다.
N은 0.012％를 초과하면 냉간 압연 시 강판 중에 블러스터(blister)라고 불리우는 중공(hole)을 발생시키기 때문에, 0.012％를 초과하지 않도록 한다. 또한, 인히비터로서 기능시키기 위해서는 0.0075％ 이하로 하는 것이 필요하다. 0.0075％를 초과하면 석출물의 분산 상태가 불균일하게 되어 2차 재결정이 불안정해진다.
Mn은 0.02％보다 적으면 열간 압연에 있어서 균열이 발생하기 쉬워진다. 또한, MnS, MnSe로서 인히비터로서의 기능을 완수하나, 0.20％를 초과하면 MnS, MnSe 석출물의 분산이 불균일해지기 쉬워지기 때문에 2차 재결정이 불안정해진다. 바람직하게는 0.03 내지 0.09％이다.
S 및 Se는 Mn과 결합하여 인히비터로서 기능한다.
Seq.=S+0.406×Se의 값이 0.003％보다 적으면 인히비터로서의 기능이 감소되어 버린다. 또한, 0.05％를 초과하면 석출물의 분산이 불균일하게 되기 쉬워지기 때문에 2차 재결정이 불안정해진다.
본 발명에서는 또한 인히비터 구성 원소로서 Cu를 첨가할 수 있다. Cu도 S나 Se와 석출물을 형성하여 인히비터로서의 기능을 완수한다. 0.01％ 보다 적으면 인히비터로서의 기능이 감소되어 버린다. 첨가량이 0.3％를 초과하면 석출물의 분산이 불균일하게 되기 쉬워져 철손 저감 효과가 포화되어 버린다.
본 발명에서는, 슬랩의 소재로서 상기 성분 외에 필요에 따라 Cr, P, Sn, Sb, Ni, Bi 중 적어도 1종류를 질량％로, Cr에서는 0.3％ 이하, P에서는 0.5％ 이하, Sn에서는 0.3％ 이하, Sb에서는 0.3％ 이하, Ni에서는 1％ 이하, Bi에서는 0.01％ 이하의 범위에서 더 함유할 수 있다.
Cr은 탈탄 어닐링의 산화층을 개선하여 글래스 피막 형성에 유효한 원소이며, 0.3％ 이하의 범위에서 첨가한다.
P는 비저항을 높여 철손을 저감시키는 데 유효한 원소이다. 첨가량이 0.5％를 초과하면 압연성에 문제를 발생시킨다.
Sn과 Sb는 잘 알려져 있는 입계 편석 원소이다. 본 발명은 Al을 함유하고 있기 때문에, 마무리 어닐링의 조건에 따라서는 어닐링 분리제로부터 방출되는 수분에 의해 Al이 산화되어 코일 위치에서 인히비터 강도가 변동되어 자기 특성이 코일 위치에서 변동되는 경우가 있다. 그 대책의 하나로서, 이들 입계 편석 원소의 첨가에 의해 산화를 방지하는 방법이 있으며, 그 때문에 각각 0.30％ 이하의 범위에서 첨가할 수 있다. 한편 0.30％를 초과하면 탈탄 어닐링 시에 산화되기 어려워 글래스 피막의 형성이 불충분하게 되는 동시에 탈탄 어닐링성을 현저하게 저해한 다.
Ni은 비저항을 높여 철손을 저감시키는 데에 유효한 원소이다. 또한, 열연판의 금속 조직을 제어하여 자기 특성을 향상시키는 데 있어서 유효한 원소이다. 그러나, 첨가량이 1％를 초과하면 2차 재결정이 불안정해진다.
Bi는 0.01％ 이상 첨가되면 황화물 등의 석출물을 안정화시켜 인히비터로서의 기능을 강화하는 효과가 있다. 그러나, 0.01％ 이상 첨가하면 글래스 피막 형성에 악영향을 미친다.
또한, 본 발명에서 사용하는 규소강 소재는 자기 특성을 손상시키지 않는 범위에서 상기 이외의 원소 및/또는 다른 불가피적 혼입 원소를 함유하여도 된다.
다음에 본 발명의 제조 조건에 대하여 설명한다.
상기의 성분 조성을 갖는 규소강 슬랩은 전로 또는 전기로 등에 의해 강을 용제하여, 필요에 따라 용강을 진공 탈가스 처리하고, 이어서 연속 주조 혹은 조괴 후 분괴 압연함으로써 얻어진다. 그 후, 열간 압연에 앞서 슬랩 가열이 행해진다. 본 발명에 있어서는, 슬랩 가열 온도는 1350℃ 이하로 하여, 고온 슬랩 가열의 여러 문제(전용 가열로가 필요하고, 또한 용융 스케일량이 많다는 등의 문제)를 회피한다.
또한, 본 발명에서는 슬랩 가열의 하한 온도는 인히비터(AlN, MnS 및 MnSe 등)가 완전 용체화될 필요가 있다. 이를 위해서는 슬랩 가열 온도를 하기 식으로 나타내는 온도 T1, T2 및 T3(℃) 중 어느 한 온도 이상으로 하는 동시에, 인히비터 구성 원소량을 제어할 필요가 있다. Al과 N의 함유량에 관해서는, 하기식 T1이 1350℃ 이하로 되도록 할 필요가 있다. 마찬가지로, Mn과 S의 함유량, 또한 Mn과 Se의 함유량, 또한 Cu와 S의 함유량에 관해서는 각각 하기식의 T2, T3, T4가 1350℃ 이하로 되도록 할 필요가 있다.
T1=10062/(2.72-log([Al]×[N]))-273
T2=14855/(6.82-log([Mn]×[S]))-273
T3=10733/(4.08-log([Mn]×[Se]))-273
T4=43091/(25.09-log{[Cu]×[Cu]×[S]))-273
여기서, [Al], [N], [Mn], [S], [Se], [Cu]는 각각 산가용성 Al, N, Mn, S, Se, Cu의 함유량(질량％)이다.
규소강 슬랩은 통상은 150 내지 350㎜의 범위, 바람직하게는 220 내지 280㎜의 두께로 주조되나, 30 내지 70㎜ 범위의 소위 박슬랩이어도 된다. 박슬랩의 경우에는 열연판을 제조할 때에 중간 두께로 초벌 가공을 행할 필요가 없다는 이점이 있다.
상술한 온도로 가열된 슬랩은 이어서 열간 압연되어 소요 판 두께의 열연판으로 된다.
본 발명에서는 (a) 이 열연판을 1000 내지 1150℃의 소정의 온도까지 가열하여 재결정시킨 후, 그보다 온도가 낮은 850 내지 1100℃로 필요한 시간 어닐링한다. 또는, (b) 이 열연판의 어닐링 과정에 있어서, 탈탄 전후의 강판 탄소량의 차가 0.002 내지 0.02 질량％로 되도록 탈탄한다.
이렇게 함으로써, 어닐링 후의 강판의 입자 조직, 혹은 강판 표면층의 입자 조직의 라멜라 간격은 20㎛ 이상으로 제어된다.
(a)와 같이 어닐링할 때, 1단째의 어닐링에 대해서는 열연판의 재결정을 촉진하는 관점에서는 5℃/s 이상, 바람직하게는 10℃/s 이상의 가열 속도로 행하고, 1100℃ 이상의 고온에서는 0s, 1000℃ 정도의 저온에서는 30s 이상의 시간 어닐링을 행하면 된다. 또한, 2단째의 어닐링 시간은 라멜라 구조를 제어하는 관점에서 20초 이상 행하면 된다. 2단째의 어닐링 후에는 라멜라 조직을 보존하는 관점에서 평균 5℃/s 이상, 바람직하게는 15℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하면 된다.
또한, 열연판 어닐링을 2단계로 행하는 것은 일본 특허 공개2005-226111호 공보에도 일부 기재되어 있으나, 그 어닐링의 목적은 인히비터 상태의 조정을 행하는 것이며, 본원 발명과 같이 상기 후자의 방법으로 방향성 전자기 강판이 제조될 때, 2단계의 열연판 어닐링에 의해 어닐링 후의 입자 조직에 있어서의 라멜라 간격을 제어함으로써 탈탄 어닐링의 승온 과정에 있어서의 급속 가열 범위를 보다 낮은 온도 범위로 해도 1차 재결정 후에 2차 재결정되기 쉬운 방위의 입자가 존재하는 비율을 높일 수 있는 것에 대해서는, 아무것도 시사하는 것은 없다.
또한, (b)와 같이 열연판의 어닐링 과정에 있어서 탈탄할 경우, 처리 방법으로서 분위기 가스에 수증기를 함유시켜 산화도를 조정하는 방법, 또한 탈탄 촉진제(예를 들어, K2CO3, Na2CO3)를 강판 표면에 도포하는 방법 등 공지의 방법을 사용할 수 있다.
그 때의 탈탄량(탈탄 전후의 강판 탄소량의 차)은 0.002 내지 0.02질량％, 바람직하게는 0.003 내지 0.008 질량％의 범위로 하여 표면층의 라멜라 간격을 제어한다. 탈탄량이 0.002 질량％ 미만에서는 표면의 라멜라 간격에 영향이 없으며, 0.02 질량％ 이상이면 표면부의 집합 조직에 악영향이 발생한다.
그 후, 1회 혹은 어닐링을 개재하여 2회 이상의 냉간 압연을 실시하여 최종 판 두께로 한다. 냉간 압연의 횟수는, 원하는 제품의 특성 레벨과 비용을 감안하여 적절하게 선택된다. 냉간 압연 시에는 최종 냉간 압연율을 80％ 이상으로 하는 것이 {411}이나 {111} 등의 1차 재결정 방위를 발달시키는 데 있어서 필요하다.
냉간 압연 후의 강판은 강중에 포함되는 C를 제거하기 위하여 습윤 분위기 중에서 탈탄 어닐링을 실시한다. 그 때, 탈탄 어닐링 후의 입자 조직에 있어서 I{111}/I{411}의 비율을 3 이하로 하고, 그 후 2차 재결정 발현 전에 질소를 증가시키는 처리를 함으로써 자속 밀도가 높은 제품을 안정되게 제조할 수 있다.
이 탈탄 어닐링 후의 1차 재결정을 제어하는 방법으로서는 탈탄 어닐링 공정의 승온 과정에 있어서의 가열 속도를 조정함으로써 제어된다. 본 발명에서는 강판 온도가 550℃로부터 720℃에 있는 동안 40℃/초 이상, 바람직하게는 50 내지 250℃/초, 더 바람직하게는 75 내지 125℃/초의 가열 속도로 급속 가열하는 점에 특징이 있다.
가열 속도는 1차 재결정 집합 조직 I{111}/I{411}에 큰 영향을 미친다. 1차 재결정에서는 결정 방위에 따라 재결정되기 쉬운 것이 달라지기 때문에, I{111}/I{411}을 3 이하로 하기 위해서는, {411} 방위 입자가 재결정되기 쉬운 가열 속도로 제어할 필요가 있다. {411} 방위 입자는 100℃/초 근방의 속도에서 가 장 재결정되기 쉬우므로 I{111}/I{411}을 3 이하로 하여 자속 밀도(B8)가 높은 제품을 안정되게 제조하기 위해, 가열 속도를 40℃/초 이상, 바람직하게는 50 내지 250℃/초, 더 바람직하게는 75 내지 125℃/초로 한다.
이 가열 속도로 가열할 필요가 있는 온도 영역은 기본적으로 550℃부터 720℃까지의 온도 영역이다. 물론, 550℃ 이하의 온도부터 상기의 가열 속도 범위에서의 급속 가열을 개시해도 된다. 이 가열 속도를 높은 가열 속도로 유지해야 할 온도 범위의 하한 온도는 저온 영역에서의 가열 사이클의 영향을 받는다. 그 때문에, 급속 가열이 필요한 온도 범위를 개시 온도 Ts(℃)로부터 720℃로 했을 때에 실온으로부터 500℃까지의 가열 속도 H(℃/초)에 따라 이하의 Ts(℃)부터 720℃ 까지의 범위로 하는 것이 좋다.
H≤15 : Ts≤550
15<H : Ts≤600
저온 영역의 가열 속도가 15℃/초의 표준적인 가열 속도인 경우에는 550℃로부터 720℃의 범위를 40℃/초 이상의 가열 속도로 급속 가열할 필요가 있다. 저온 영역의 가열 속도가 15℃/초보다도 느릴 경우에는 550℃ 이하의 온도로부터 720℃의 범위를 40℃/초 이상의 가열 속도로 급속 가열할 필요가 있다. 한편, 저온 영역의 가열 속도가 15℃/초보다도 빠를 경우에는 550℃보다도 높은 온도로, 600℃ 이하의 온도부터 720℃까지의 범위를 40℃/초 이상의 가열 속도로 급속 가열하면 충분하다. 예를 들어, 실온으로부터 50℃/초로 가열한 경우에는 600℃로부터 720℃의 범위의 승온 속도가 40℃/초 이상이면 된다.
상기의 탈탄 어닐링의 가열 속도를 제어하는 방법은 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명에서는 급속 가열의 온도 범위의 상한이 720℃가 되었기 때문에 유도 가열을 유효하게 이용할 수 있다.
또한, 상기의 가열 속도의 조정의 효과를 안정되게 발휘시키기 위해서는 일본 특허 공개2002-60842호 공보에 기재되어 있는 바와 같이, 가열한 후에 770 내지 900℃의 온도 영역에서 분위기 가스의 산화도(PH20/PH2)를 0.15 초과 1.1 이하로 하고 강판의 산소량을 2.3g/㎡ 이하로 하는 것이 유효하다. 분위기 가스의 산화도가 0.15 미만에서는 강판 표면에 형성되는 글래스 피막의 밀착성이 열화되고, 1.1을 초과하면 글래스 피막에 결함이 발생한다. 또한, 강판의 산소량을 2.3g/㎡ 이하로 함으로써 (Al, Si)N 인히비터의 분해를 억제하여 높은 자속 밀도를 갖는 방향성 전자기 강판의 제품을 안정되게 제조할 수 있다.
또한, 탈탄 어닐링의 가열을 일본 특허 공개2001-152250호 공보에 기재되어 있는 바와 같이 1차 재결정 입경이 7 내지 18㎛로 되는 온도와 시간 폭으로 행함으로써 2차 재결정을 보다 안정적으로 발현할 수 있어 더욱 우수한 방향성 전자기 강판을 제조할 수 있다.
질소를 증가시키는 질화 처리로서는 탈탄 어닐링에 이어 암모니아 등의 질화능이 있는 가스를 함유하는 분위기 중에서 어닐링하는 방법이나, MnN 등의 질화능이 있는 분말을 어닐링 분리제 중에 첨가하는 것 등에 의해 마무리 어닐링 중에 행하는 방법 등이 있다.
탈탄 어닐링의 가열 속도를 높인 경우에 2차 재결정을 보다 안정적으로 행하게 하기 위해서는 (Al, Si)N의 조성 비율을 조정하는 것이 바람직하고, 또한 증가시킨 후의 질소량으로서는 강중의 Al양:[Al]에 대한 질소량:[N]의 비, 즉 [N]/[Al]이 질량비로서 14/27 이상이 되도록 한다.
그 후, 마그네시아를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후에 마무리 어닐링을 행하여 {110}<001> 방위 입자를 2차 재결정에 의해 우선 성장시킨다.
이상, 설명한 바와 같이 본 발명에서는 규소강을 소정의 석출물이 완전 용체화되는 온도 이상, 또한 1350℃ 이하의 온도로 가열한 후에 열간 압연하고, 열연판 어닐링하고, 이어서 1회의 냉간 압연 또는 어닐링을 개재하여 복수의 냉간 압연을 실시하여 최종 판 두께로 하여 탈탄 어닐링 후, 어닐링 분리제를 도포하여 마무리 어닐링을 실시하는 동시에, 탈탄 어닐링부터 마무리 어닐링의 2차 재결정 개시까지의 동안에 강판에 질화 처리를 실시하여, 방향성 전자기 강판을 제조할 때에 (a) 열연판 어닐링을 1000 내지 1150℃의 소정의 온도까지 가열하여 재결정시킨 후, 그보다 온도가 낮은 850 내지 1100℃에서 어닐링하는 공정으로 행함으로써, 혹은 (b) 열연판 어닐링 전후의 강판 탄소량의 차가 0.002 내지 0.02 질량％로 되도록 열연판 어닐링에 있어서 탈탄함으로써 열연판 어닐링 후의 강판의 입자 조직(또는 표면층 입자 조직)에 있어서 라멜라 간격을 20㎛ 이상으로 제어하는 동시에, 상기 강판을 탈탄 어닐링 시의 승온 과정에 있어서, 강판 온도가 550℃로부터 720℃에 있는 동안 40℃/초 이상, 바람직하게는 50 내지 250℃/초, 더 바람직하게는 75 내지 125℃/초의 가열 속도로 가열하고, 이어서 탈탄 어닐링을 1차 재결정 입경이 7 내지 18㎛의 범위가 되는 온도 및 시간에 걸쳐 행함으로써 자속 밀도가 높은 방향성 전자기 강판을 제조할 수 있다.
실시예
이하, 본 발명의 실시예를 설명하나, 실시예에서 채용한 조건은 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위한 하나의 조건예이다. 본 발명은 이 예에 한정되는 것은 아니며, 본 발명을 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(제1 실시예)
질량 ％로, Si:3.2％, C:0.05％, 산가용성 Al:0.024％, N:0.005％, Mn:0.04％, S:0.01％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬랩을 1320℃의 온도(이 성분계의 경우, T1=1242℃, T2=1181℃이다)로 가열한 후, 2.3㎜두께로 열간 압연하고, 그 후 일부 시료(A)는 1130℃의 1단 어닐링을 행하고, 일부 시료(B)는 1130℃+920℃의 2단 어닐링을 실시했다. 이들 시료를 0.3㎜ 두께까지 냉간 압연한 후, (1) 15℃/s, (2) 40℃/s 및 (3) 100℃/s의 가열 속도로 720℃까지 가열하고, 그 후 10℃/s로 850℃의 온도까지 가열하여 탈탄 어닐링하고, 계속하여 암모니아 함유 분위기에서 어닐링하여 강판 중의 질소를 0.02％로 증가시키고, 이어서 MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 마무리 어닐링을 실시했다.
얻어진 시료의 마무리 어닐링 후의 자기 특성을 표1에 기재한다. 또한, 시료의 기호는 어닐링 방법과 가열 속도의 조합을 나타낸다. 열연판 어닐링 및 탈탄 어닐링 모두 본 발명의 조건을 충족시키는 경우에는 높은 자속 밀도가 얻어진다.
시료 라멜라 간격(㎛) 자속 밀도(B8)(T) 비고
(A-1) 15 1.897 비교예
(A-2) 15 1.901 비교예
(A-3) 15 1.903 비교예
(B-1) 26 1.917 비교예
(B-2) 26 1.924 본 발명예
(B-3) 26 1.931 본 발명예
(제2 실시예)
질량 ％로, Si:3.2％, C:0.055％, 산가용성 Al:0.026％, N:0.005％, Mn:0.05％, Cu:0.1％, S:0.012％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬랩을 1330℃의 온도(이 성분계의 경우, T1=1250℃, T2=1206℃, T4=1212℃이다)로 가열한 후, 2.3㎜ 두께로 열간 압연하고, 그 후 일부 시료(A)는 1120℃의 1단 어닐링을 행하고, 일부 시료(B)는 1120℃+900℃의 2단 어닐링을 실시했다. 이들 시료를 0.3㎜ 두께까지 냉간 압연한 후, 20℃/s의 가열 속도로 550℃까지 가열하고, 또한 (1) 15℃/s, (2) 40℃/s, (3) 100℃/s의 가열 속도로 550 내지 720℃까지 가열하고, 그 후 15℃/초의 가열 속도로 재차 가열하여 840℃의 온도에서 탈탄 어닐링하고, 계속하여 암모니아 함유 분위기에서 어닐링하여 강판 중의 질소를 0.02％로 증가시키고, 이어서 Mg0를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 마무리 어닐링을 실시했다.
얻어진 시료의 마무리 어닐링 후의 자기 특성을 표2에 나타낸다. 열연판 어닐링 및 탈탄 어닐링 모두 본 발명의 조건을 충족시키는 경우에는 높은 자속 밀도를 얻을 수 있다.
시료 라멜라 간격(㎛) 자속 밀도(B8)(T) 비고
(A-1) 18 1.883 비교예
(A-2) 18 1.902 비교예
(A-3) 18 1.909 비교예
(B-1) 24 1.919 비교예
(B-2) 24 1.933 본 발명예
(B-3) 24 1.952 본 발명예
(제3 실시예)
제2 실시예에서 제작한 열간 압연 후의 시료에 1120℃+900℃의 2단 어닐링을 실시하고, 라멜라 간격을 24㎛로 했다. 이 시료를 0.3㎜ 두께까지 냉간 압연한 후, 20℃/초의 가열 속도로 550℃까지 가열하고, 40℃/s의 가열 속도로 550 내지 720℃까지 재차 가열하고, 그 후 15℃/초의 가열 속도로 재차 가열하여 840℃의 온도에서 탈탄 어닐링하고, 계속하여 암모니아 함유 분위기에서 어닐링하여 강판 중의 질소를 0.08 내지 0.02％로 증가시키고, 이어서 MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 마무리 어닐링을 실시했다.
얻어진 질소량이 다른 시료의 마무리 어닐링 후의 자기 특성을 표3에 나타낸다.
시료 질소량(％) [N]/[Al] 자속 밀도(B8)(T) 비고
(A) 0.008 0.31 1.623 비교예
(B) 0.011 0.42 1.790 비교예
(C) 0.017 0.65 1.929 본 발명예
(D) 0.020 0.77 1.933 본 발명예
(제4 실시예)
시료로서, 제3 실시예에서 제작한 냉간 압연판을 40℃/초의 가열 속도로 720℃까지 가열하고, 그 후 15℃/초의 가열 속도로 재차 가열하여 800 내지 900℃의 온도에서 탈탄 어닐링하고, 계속하여 암모니아 함유 분위기에서 어닐링하여 강판 중의 질소를 0.02％로 증가시키고, 이어서 Mg0를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 마무리 어닐링을 실시했다. 얻어진 탈탄 어닐링 후의 1차 재결정 입경이 다른 시료의 마무리 어닐링 후의 자기 특성을 표4에 나타낸다.
시료 탈탄 어닐링 온도(℃) 탈탄 어닐링 후의 입경(㎛) 자속 밀도(B8)(T) 비고
(A) 800 6.3 1.872 비교예
(B) 840 9.8 1.941 본 발명예
(C) 870 13.4 1.937 본 발명예
(D) 900 19.9 1.903 비교예
(제5 실시예)
질량 ％로, Si:3.2％, C:0.055％, 산가용성 Al:0.026％, N:0.006％, Mn:0.05％, S:0.05％, Se:0.015％, Sn:0.1％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬랩을 1330℃의 온도(이 성분계의 경우, T1=1269℃, T2=1152℃, T3=1217℃)로 가열한 후, 2.3㎜ 두께로 열간 압연하고, 그 후 일부 시료(A)는 1130℃의 1단 어닐링을 행하고, 일부의 시료(B)는 1130℃+920℃의 2단 어닐링을 실시했다. 이들 시료를 0.3㎜ 두께까지 냉간 압연한 후, 20℃/초의 가열 속도로 550℃까지 가열하고, 또한 (1) 15℃/s, (2) 100℃/s의 가열 속도로 550로부터 720℃까지 가열하고, 그 후 15℃/s의 가열 속도로 재차 가열하여 840℃의 온도에서 탈탄 어닐링하고, 계속하여 암모니아 함유 분위기에서 어닐링하여 강판 중의 질소를 0.018％로 증가시키고, 이어서 MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 마무리 어닐링을 실시했다.
얻어진 시료의 마무리 어닐링 후의 자기 특성을 표5에 나타낸다. 열연판 어닐링 및 탈탄 어닐링 모두 본 발명의 조건을 충족시키는 경우에는 높은 자속 밀도가 얻어진다.
시료 라멜라 간격(㎛) 자속 밀도(B8)(T) 비고
(A-1) 17 1.883 비교예
(A-2) 17 1.899 비교예
(B-1) 25 1.917 비교예
(B-2) 25 1.943 본 발명예
(제6 실시예)
질량 ％로, Si:3.2％, C:0.05％, 산가용성 Al:0.024％, N:0.005％, Mn:0.04％, S:0.01％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬랩을 1320℃의 온도(이 성분계의 경우, T1=1242℃, T2=1181℃이다)로 가열한 후, 2.3㎜두께로 열간 압연하고, 그 후 1100℃의 온도에서 어닐링했다. 그 때, 분위기 가스(질소와 수소의 혼합 가스) 중에 수증기를 취입하고, 표면으로부터 탈탄시켜 표면층의 라멜라 간격을 변경했다. 이들 시료를 0.3㎜ 두께까지 냉간 압연한 후, 100℃/s의 가열 속도로 720℃까지 가열하고, 그 후 10℃/s로 850℃의 온도까지 가열하여 탈탄 어닐링하고, 계속하여 암모니아 함유 분위기에서 어닐링하여 강판 중의 질소를 0.018％로 증가시키고, 이어서 Mg0를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 마무리 어닐링을 실시했다.
얻어진 표층 라멜라 간격이 다른 시료의 마무리 어닐링 후의 자기 특성을 표6에 나타낸다.
시료 표층 라멜라 간격(㎛) 자속 밀도(B8)(T) 비고
(A) 13 1.883 비교예
(B) 23 1.927 본 발명예
(C) 31 1.941 본 발명예
(D) 39 1.943 본 발명예
(제7 실시예)
제6 실시예에서 제작한 열간 압연 후의 시료를 1100℃의 온도에서 어닐링했다. 그 때, 분위기 가스(질소와 수소의 혼합 가스) 중에 수증기를 취입하고, 표면으로부터 탈탄시켜 표면의 라멜라 간격을 (A), (B)의 2종류로 조정했다. 이들 시료를 0.3㎜ 두께까지 냉간 압연한 후, (1) 15℃/s, (2) 40℃/s의 가열 속도로 720℃까지 가열하고, 그 후 10℃/s로 850℃의 온도까지 가열하여 탈탄 어닐링하고, 계속하여 암모니아 함유 분위기에서 어닐링하여 강판 중의 질소를 0.02％로 증가시키고, 이어서 MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 마무리 어닐링을 실시했다.
얻어진 시료의 마무리 어닐링 후의 자기 특성을 표7에 나타낸다. 또한, 시료의 기호는 표층 라멜라 간격과 가열 속도의 조합을 나타낸다. 열연판 어닐링 및 탈탄 어닐링 모두 본 발명의 조건을 충족시키는 경우에는 높은 자속 밀도가 얻어진다.
시료 표층 라멜라 간격(㎛) 자속 밀도(B8)(T) 비고
(A-1) 13 1.893 비교예
(A-2) 13 1.891 비교예
(B-1) 31 1.913 비교예
(B-2) 31 1.929 본 발명예
(제8 실시예)
질량 ％로, Si:3.2％, C:0.055％, 산가용성 Al:0.026％, N:0.005％, Mn:0.05％, Cu:0.1％, S:0.012％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬랩을 1330℃의 온도(이 성분계의 경우, T1=1250℃, T2=1206℃, T4=1212℃이다)로 가열한 후, 2.3㎜ 두께로 열간 압연했다. 그 후, 1100℃의 온도에서 어닐링했다. 그 때, 분위기 가스(질소와 수소의 혼합 가스) 중에 수증기를 취입하고, 표면으로부터 탈탄시켜 표면층의 라멜라 간격을 (A), (B)의 2종류로 조정했다. 이들 시료를 0.3㎜ 두께까지 냉간 압연한 후, 20℃/초의 가열 속도로 550℃까지 가열하고, 또한 (1) 15℃/s, (2) 40℃/s, (3) 100℃/s의 가열 속도로 550℃로부터 720℃까지 가열하고, 그 후 15℃/초의 가열 속도로 재차 가열하여 840℃의 온도에서 탈탄 어닐링하고, 계속하여 암모니아 함유 분위기에서 어닐링하여 강판 중의 질소를 0.02％로 증가시키고, 이어서 Mg0를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 마무리 어닐링을 실시했다.
얻어진 시료의 마무리 어닐링 후의 자기 특성을 표8에 나타낸다. 열연판 어닐링 및 탈탄 어닐링 모두 본 발명의 조건을 충족시키는 경우에는 높은 자속 밀도가 얻어진다.
시료 라멜라 간격(㎛) 자속 밀도(B8)(T) 비고
(A-1) 12 1.822 비교예
(A-2) 12 1.840 비교예
(A-3) 12 1.869 비교예
(B-1) 26 1.914 비교예
(B-2) 26 1.931 본 발명예
(B-3) 26 1.939 본 발명예
(제9 실시예)
제8 실시예에서 제작한 열간 압연 후의 시료를 1100℃의 온도에서 어닐링했다. 그 때, 분위기 가스(질소와 수소의 혼합 가스) 중에 수증기를 취입하고, 표면으로부터 탈탄시켜 표면층의 라멜라 간격을 27㎛로 했다. 이 시료를 0.3㎜ 두께까지 냉간 압연한 후, 20℃/초의 가열 속도로 550℃까지 가열하고, 40℃/s의 가열 속도로 550℃로부터 720℃까지 재차 가열하고, 그 후 15℃/초의 가열 속도로 재차 가열하여 840℃의 온도에서 탈탄 어닐링하고, 계속하여 암모니아 함유 분위기에서 어닐링하여 강판 중의 질소를 0.08 내지 0.02％로 증가시키고, 이어서 Mg0를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 마무리 어닐링을 실시했다.
얻어진 질소량이 다른 시료의 마무리 어닐링 후의 자기 특성을 표9에 나타낸다.
시료 질소량(％) [N]/[Al] 자속 밀도(B8)(T) 비고
(A) 0.008 0.31 1.609 비교예
(B) 0.011 0.42 1.710 비교예
(C) 0.017 0.65 1.923 본 발명예
(D) 0.020 0.77 1.929 본 발명예
(제10 실시예)
시료로서, 제9 실시예에서 제작한 냉간 압연판을 40℃/초의 가열 속도로 720℃까지 가열하고, 그 후 15℃/초의 가열 속도로 재차 가열하여 800 내지 900℃의 온도에서 탈탄 어닐링하고, 계속하여 암모니아 함유 분위기에서 어닐링하여 강판 중의 질소를 0.02％로 증가시키고, 이어서 Mg0를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 마무리 어닐링을 실시했다.
얻어진 탈탄 어닐링 후의 1차 재결정 입경이 다른 시료의 마무리 어닐링 후의 자기 특성을 표10에 나타낸다.
시료 탈탄 어닐링 온도(℃) 탈탄 어닐링 후의 입경(㎛) 자속 밀도(B8)(T) 비고
(A) 800 6.3 1.832 비교예
(B) 840 9.8 1.931 본 발명예
(C) 870 13.4 1.929 본 발명예
(D) 900 19.9 1.815 비교예
(제11 실시예)
질량 ％로, Si:3.2％, C:0.055％, 산가용성 Al:0.026％, N:0.006％, Mn:0.05％, S:0.05％, Se:0.015％, Sn:0.1％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬랩을 1330℃의 온도(이 성분계의 경우, T1=1269℃, T2=1152℃, T3=1217℃이다)로 가열한 후, 2.3㎜ 두께로 열간 압연했다. 그 후, 일부 시료(A)는 그대로, 일부 시료(B)는 표면에 K2CO3을 도포하고, 질소와 수소의 건조 분위기 가스 중에서 1080℃의 온도에서 어닐링을 행하였다. 이들 시료를 0.3㎜ 두께까지 냉간 압연한 후, 20℃/s의 가열 속도로 550℃까지 가열하고, 100℃/s의 가열 속도로 550℃로부터 720℃까지 재차 가열하고, 그 후 15℃/초의 가열 속도로 재차 가열하여 840℃의 온도에서 탈탄 어닐링하고, 계속하여 암모니아 함유 분위기에서 어닐링하여 강판 중의 질소를 0.018％로 증가시키고, 이어서 MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 마무리 어닐링을 실시했다.
얻어진 표층 라멜라 간격이 다른 시료의 마무리 어닐링 후의 자기 특성을 표11에 나타낸다.
시료 표층 라멜라 간격(㎛) 자속 밀도(B8)(T) 비고
(A) 16 1.821 비교예
(B) 27 1.939 본 발명예
(제12 실시예)
시료로서 제3 실시예에서 제작한 냉간 압연판을 사용하여, 이 냉간 압연판을 가열 속도 (A) 15℃/s, (B) 50℃/s의 가열 속도로, (1) 500℃, (2) 550℃ 및 (3) 600℃의 온도까지 가열하고, 그 후 100℃/s의 가열 속도로 720℃까지 가열하고, 10℃/s로 830℃의 온도까지 재차 가열하여 탈탄 어닐링을 실시했다. 계속하여 암모니아 함유 분위기에서 어닐링하여 강판 중의 질소를 0.018％로 증가시키고, 이어서 MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 마무리 어닐링을 실시했다.
마무리 어닐링 후의 자기 특성을 표12에 나타낸다. 저온 영역의 가열 속도를 빠르게 함으로써 100℃/s로 가열하는 개시 온도를 600℃로 높여도 양호한 자기 특성이 얻어지는 것을 알 수 있다.
시료 저온 영역 가열 속도(℃/s) 100℃/s 가열 개시 온도 자속 밀도(B8)(T) 비고
(A-1) 15 500 1.952 본 발명예
(A-2) 15 550 1.950 본 발명예
(A-3) 15 600 1.913 비교예
(B-1) 50 500 1.953 본 발명예
(B-2) 50 550 1.952 본 발명예
(B-3) 50 600 1.953 본 발명예
본 발명은 저온 슬랩 가열에 의한 방향성 전자기 강판의 제조에 있어서, 열연판 어닐링을 2단계의 온도 범위에서 행하거나 함으로써 탈탄 어닐링 후의 1차 재결정 후의 입자 조직을 개선하기 위하여 행해지는, 탈탄 어닐링의 승온 과정에서의 가열 속도의 제어 범위의 상한을 유도 가열에 의해서만 가열할 수 있는 보다 낮은 온도 범위로 할 수 있기 때문에, 그 가열을 유도 가열을 이용하여 보다 용이하게 행할 수 있고, 자속 밀도가 높아, 자기 특성이 우수한 방향성 전자기 강판을 보다 용이하게 안정적으로 제조할 수 있다. 그 때문에, 큰 산업상의 이용 가능성을 갖는다.

Claims (9)

  1. 질량 ％로,
    Si:0.8 내지 7％,
    C:0.085％ 이하(0%를 포함하지 않음),
    산가용성 Al:0.01 내지 0.065％,
    N:0.075％ 이하(0%를 포함하지 않음),
    Mn:0.02 내지 0.20％,
    Seq.=S+0.406×Se:0.003 내지 0.05％를 함유하는 규소강 소재를,
    하기 식으로 나타내는 온도 T1, T2 및 T3(℃) 중 어느 한 온도 이상, 1350℃ 이하의 온도로 가열한 후에 열간 압연하여, 얻어진 강판을 어닐링하고, 이어서 1회의 냉간 압연 또는 어닐링을 개재한 복수의 냉간 압연을 실시하여 최종 판 두께의 강판으로 하고, 그 강판을 탈탄 어닐링한 후, 어닐링 분리제를 도포하고, 마무리 어닐링을 실시하는 동시에 탈탄 어닐링부터 마무리 어닐링의 2차 재결정 개시까지 동안에 강판의 질소량을 증가시키는 처리를 실시함으로써 이루어지는 방향성 전자기 강판의 제조 방법에 있어서,
    상기 열간 압연 후의 어닐링을, 1000 내지 1150℃의 소정의 온도까지 가열하여 재결정시킨 후, 그보다 낮은 850 내지 1100℃의 온도에서 어닐링하는 공정으로 행함으로써 어닐링 후의 입자 조직에 있어서 라멜라 간격을 20㎛ 이상으로 제어하는 동시에,
    상기 강판을 탈탄 어닐링하는 공정의 승온 과정에 있어서, 강판 온도가 550℃로부터 720℃의 온도 범위 내를 40℃/초 이상의 가열 속도로 가열하고, 770 내지 900℃의 온도 영역에서 분위기 가스의 산화도(PH20/PH2)를 0.15 초과 1.1 이하로 하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
    T1=10062/(2.72-log([Al] ×[N]))-273
    T2=14855/(6.82-log([Mn]×[S]))-273
    T3=10733/(4.08-log([Mn]×[Se]))-273
    여기서, [Al], [N], [Mn], [S], [Se]는 각각 산가용성 Al, N, Mn, S, Se의 함유량(질량％)이다.
  2. 질량 ％로,
    Si:0.8 내지 7％,
    C:0.085％ 이하(0%를 포함하지 않음),
    산가용성 Al:0.01 내지 0.065％,
    N:0.075％ 이하(0%를 포함하지 않음),
    Mn:0.02 내지 0.20％,
    Seq.=S+0.406×Se:0.003 내지 0.05％를 함유하는 규소강 소재를,
    하기 식으로 나타내는 온도 T1, T2 및 T3(℃) 중 어느 한 온도 이상, 1350℃ 이하의 온도로 가열한 후에 열간 압연하여, 얻어진 강판을 어닐링하고, 이어서 1회의 냉간 압연 또는 어닐링을 개재하여 복수의 냉간 압연을 실시하여 최종 판 두께의 강판으로 하고, 그 강판을 탈탄 어닐링한 후, 어닐링 분리제를 도포하고, 마무리 어닐링을 실시하는 동시에 탈탄 어닐링부터 마무리 어닐링의 2차 재결정 개시까지의 동안 강판의 질소량을 증가시키는 처리를 실시함으로써 이루어지는 방향성 전자기 강판의 제조 방법에 있어서,
    상기 열간 압연 후의 강판의 어닐링 과정에 있어서, 탈탄 전의 강판 탄소량에 대하여 0.002 내지 0.02 질량 ％ 탈탄시킴으로써 어닐링 후의 표면 입자 조직에 있어서 라멜라 간격을 20㎛ 이상으로 제어하는 동시에,
    상기 강판을 탈탄 어닐링하는 공정의 승온 과정에 있어서, 강판 온도가 550℃로부터 720℃의 온도 범위 내를 40℃/초 이상의 가열 속도로 가열하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
    T1=10062/(2.72-log([Al]×[N]))-273
    T2=14855/(6.82-log([Mn]×[S]))-273
    T3=10733/(4.08-log([Mn]×[Se]))-273
    여기서, [Al], [N], [Mn], [S], [Se]은, 각각 산가용성 Al, N, Mn, S, Se의 함유량(질량 ％)이다.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 규소강 소재가, 또한 질량 ％로 Cu:0.01 내지 0.30％ 함유하고, 하기의 T4(℃) 이상의 온도로 가열한 후에 열간 압연하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
    T4=43091/(25.09-log([Cu]×[Cu]×[S]))-273
    여기서, [Cu]는 Cu의 함유량이다.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판을 탈탄 어닐링할 때의 승온 과정에 있어서, 강판 온도가 550℃로부터 720℃에 있는 동안을 50 내지 250℃/초의 가열 속도로 가열하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판을 탈탄 어닐링할 때의 상기 강판 온도가 550℃로부터 720℃에 있는 동안의 가열을, 유도 가열로 행하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
  6. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판을 탈탄 어닐링할 때, 그 승온 과정에 있어서 상기 가열 속도로 가열하는 온도 범위를 Ts(℃)로부터 720℃로 했을 때에, 실온으로부터 500℃까지의 가열 속도 H(℃/초)에 따라 이하의 Ts(℃)부터 720℃까지의 범위로 하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
    H≤15:Ts≤550
    15<H:Ts≤600
  7. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 탈탄 어닐링을 탈탄 어닐링 후의 1차 재결정 입경이 7㎛ 이상 18㎛ 미만이 되는 온도와 시간 폭으로 행하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
  8. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 질소량을 증가시키는 처리를 강판의 질소량[N]이, 강판의 산가용성 Al의 양[Al]에 따라 식:[N]≥14/27[Al]을 만족하도록 행하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
  9. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 규소강 소재가, 또한 질량 ％로, Cr:0.3％ 이하, P:0.5％ 이하, Sn:0.3％ 이하, Sb:0.3％ 이하, Ni:1％ 이하, Bi:0.01％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
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