KR101756606B1

KR101756606B1 - 방향성 전기 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR101756606B1
Application number: KR1020167009329A
Authority: KR
Inventors: 마사노리 다케나카; 다케시 이마무라; 야스유키 하야카와; 유키히로 신가키
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-09-26
Filing date: 2014-09-25
Publication date: 2017-07-10
Also published as: CN105579596A; RU2625350C1; EP3050979A4; US9978489B2; WO2015045397A8; JP5780378B1; US20160196909A1; KR20160055211A; WO2015045397A1; EP3050979A1; CN105579596B; JPWO2015045397A1; EP3050979B1

Abstract

질량％ 로, C : 0.0005 ∼ 0.005 ％, Si : 2.0 ∼ 4.5 ％, Mn : 0.005 ∼ 0.3 ％, S 및/또는 Se (합계) : 0.05 ％ 이하, sol.Al : 0.010 ∼ 0.04 ％, N : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지는 강 슬래브를 가열 후, 열간 압연하고, 필요에 따라 열연판 어닐링을 실시한 후, 1 회 또는 중간 어닐링을 사이에 두는 2 회 이상의 냉간 압연에 의해 최종 판두께로 하고, 이어서 1 차 재결정 어닐링을 실시하고, 추가로 2 차 재결정 어닐링을 실시하는 일련의 공정에 의해 방향성 전기 강판을 제조함에 있어서, 최종 냉간 압연 전의 강판의 시효 지수 AI 를 70 ㎫ 이하로 함으로써, 비교적 다량의 C 를 함유시킨다는 제약없이, 고스 방위 입자를 효과적으로 성장시켜 양호한 자기 특성을 갖는 방향성 전기 강판을 얻을 수 있다.

Description

방향성 전기 강판의 제조 방법{METHOD OF PRODUCING GRAIN ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET}

본 발명은, 결정립이 미러 지수로 판면에 {110} 면, 압연 방향에 <001> 방위가 집적된 이른바 방향성 전기 강판의 제조 방법에 관한 것이다. 방향성 전기 강판은, 연자성 재료이며, 주로 변압기 등의 전기 기기의 철심으로서 사용된다.

방향성 전기 강판은, 2 차 재결정 어닐링에 의해, 결정립을 {110} <001> 방위 (이후, 고스 방위라고 한다) 로 집적시킴으로써, 우수한 자기 특성을 나타내는 것이 알려져 있다 (예를 들어, 특허문헌 1 참조).

그리고, 자기 특성의 지표로는, 자장의 강도 : 800 A/m 에 있어서의 자속 밀도 B₈ 및 여자 주파수 : 50 ㎐ 의 교류 자장으로 1.7 T 까지 자화되었을 때의 강판 1 ㎏ 당의 철손 (鐵損) W_17/50 이 주로 사용되고 있다.

방향성 전기 강판에 있어서의 저철손화 수단의 하나로서, 2 차 재결정 어닐링 후의 결정립을 고스 방위에 고도로 집적시키는 것을 들 수 있다. 2 차 재결정 어닐링 후에, 고스 방위의 집적도를 높이기 위해서는, 첨예한 고스 방위 입자만이 우선적으로 성장하도록 입계 이동도차 (易動度差) 를 부여하는 것이 중요하다. 요컨대, 1 차 재결정판의 집합 조직을 소정의 조직으로 형성하는 것, 및 인히비터라고 불리는 석출물을 이용하여 고스 방위 이외의 재결정립의 성장을 억제하는 것이 중요하다.

여기에, 첨예한 고스 방위 입자만이 우선 성장할 수 있는 소정의 1 차 재결정 조직으로는, {554} <225> 방위 입자, {12 4 1] <014> 방위 입자가 알려져 있다. 이들 방위 입자를 1 차 재결정판의 매트릭스 중에 양호한 밸런스로 또한 고도로 집적시킴으로써, 2 차 재결정 어닐링 후에 고스 방위 입자를 고도로 집적시킬 수 있다.

예를 들어, 특허문헌 2 에는, 1 차 재결정 어닐링판에 있어서, 강판의 표층 근방의 집합 조직이 Bunge 의 오일러각 표시로, φ₁ = 0°, Φ = 15°, φ₂ = 0°의 방위로부터 10°이내, 또는 φ₁ = 5°,　Φ = 20°, φ₂ = 70°의 방위로부터 10°이내에 극대 방위를 갖고, 또한 강판의 중심층의 집합 조직이, 동일하게 Bunge 의 오일러각 표시로, φ₁ = 90°,　Φ = 60°, φ₂ = 45°의 방위로부터 5°이내에 극대 방위를 갖는 경우에, 안정적으로 우수한 자기 특성을 나타내는 2 차 재결정 어닐링판이 얻어지는 것이 개시되어 있다.

인히비터 이용 기술로는, 예를 들어 특허문헌 1 에 AlN, MnS 를 이용하는 방법이, 또 특허문헌 3 에 MnS, MnSe 를 이용하는 방법이 개시되어 있고, 모두 공업적으로 실용화되어 있다.

이들 인히비터를 사용하는 방법은, 인히비터의 균일 미세 분산이 이상 상태이지만, 그 달성을 위해서는 열연 전의 슬래브 가열을 1300 ℃ 이상의 고온에서 실시해야 한다. 그러나, 고온 슬래브 가열에 수반하여, 슬래브 결정 조직의 과도한 조대화 (粗大化) 가 일어난다. 슬래브 조직은, 주로 열연 안정 방위인 {100} <011> 방위이고, 이와 같은 슬래브 조직의 조대화는, 결과적으로 2 차 재결정을 크게 저해시켜, 자기 특성을 크게 열화시키는 원인이 된다. 이 때문에, 인히비터를 사용한 고온 슬래브 가열형의 방향성 전기 강판에서는, 열연시의 α- γ 변태를 이용하여 조대 슬래브 조직을 파괴할 목적에서, 소재 중에 C 를 0.03 ∼ 0.08 ％ 정도 함유시키는 것이 필수이다. 그렇다고는 해도, 제품판 중에 C 가 잔존하면 제품판의 자기 특성을 현저하게 열화시킨다. 이 때문에, 열연 후의 어느 공정에 있어서 탈탄 어닐링을 실시하여, 제품판 중의 C 량을 0.003 ％ 이하 정도로 저감시키는 것도 필수가 된다.

이와 같이, 종래의 인히비터를 사용한 방향성 전기 강판의 제조 방법에 있어서는, 고온 슬래브 가열에 다대한 에너지를 필요로 하는 것, 또 탈탄 어닐링 공정을 필요로 하는 것 등에서, 제조 비용이 높아진다는 문제가 있었다.

상기의 문제를 해결하기 위해서, 예를 들어 특허문헌 4 에는, 슬래브의 가열 온도를 1200 ℃ 이하의 낮은 온도로 하고, 슬래브 가열 단계에서는, 인히비터 형성 원소, 예를 들어 Al, N, Mn, S 등의 강 중에 대한 고용을 완전히 실시하지 않게 한다. 그리고, 탈탄 어닐링 후, 강환원성 분위기 중, 예를 들어 NH₃ 과 H₂ 의 혼합 분위기 중에서 강판을 주행시키는 상태하에서 어닐링함으로써, (Al, Si)N 을 주조성으로 하는 인히비터를 형성함으로써, 저온 슬래브 가열에 있어서도 고온 슬래브 가열과 같은 자기 특성을 발현시키는, 이른바 질화 처리 기술이 개시되어 있다.

또, 특허문헌 5 에는, C ≤ 0.02 ％ 를 함유하는 규소강 슬래브에 대하여, 조 (粗) 열연 개시 온도를 1250 ℃ 이하로 하고, 900 ℃ 이상에서의 누적 압하율이 80 ％ 이상이고, 또한 적어도 1 패스는 35 ％ 이상의 압하율을 가하는 재결정 열연 후, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 40 ％ 이상이 되는 변형 축적 압연을 실시함으로써, 저 C 소재에 있어서도 슬래브 조직을 파괴하는 방법이 개시되어 있다.

그러나, 이 방법에서는, Al, N 등의 인히비터 원소를 함유하고 있음에도 불구하고, 고온 슬래브 가열을 실시하지 않았기 때문에, 인히비터의 미세 석출이 일어나지 않고, 또 상기 서술한 바와 같은 질화 처리도 실시하고 있지 않기 때문에, 1 차 재결정립 성장 억제력이 부족하고, 자기 특성이 열화되는 문제가 있었다. 또한, 최종 냉간 압연 전의 어닐링 후의 냉각 조건에 규정이 없어, 고용 원소 (C, N 등) 량의 제어가 불충분하였다.

또한, 특허문헌 6 에는, C : 0.0005 ∼ 0.004 ％ 를 함유하는 규소강 슬래브에 대하여, 1000 ℃ 내지 1200 ℃ 의 온도역에서 조열연을 개시하고, 필요에 따라 700 ℃ 내지 1100 ℃ 의 온도역에서 단시간 어닐링을 실시한 후, 1 회 또는 중간 어닐링을 사이에 두는 2 회 이상의 냉간 압연을 실시하고, 850 ℃ 내지 1050 ℃ 의 온도역에서 1 초 이상 200 초 이내의 가열 후, 강판을 주행시키는 상태에서 질화 처리를 실시하는 방법이 개시되어 있다.

그러나, 이 방법에서도, 역시 Al, N 등의 인히비터 원소를 함유하고 있음에도 불구하고, 고온 슬래브 가열을 실시하지 않았기 때문에, 인히비터의 미세 석출이 불충분한 점에서, 1 차 재결정립 성장 억제력이 부족하고, 자기 특성이 열화되는 문제가 있었다. 또한, 최종 냉간 압연 전의 어닐링 후의 냉각 조건에 규정이 없어, 고용 원소 (C, N 등) 량의 제어가 불충분하였다.

일본 특허공보 소40-15644호 일본 공개특허공보 2001-60505호 일본 특허공보 소51-13469호 일본 공개특허공보 평5-112827호 일본 공개특허공보 소57-114614호 일본 공개특허공보 평6-346147호

Materials Transactions, Vol.54 No.01 (2013) pp.14-21

상기 서술한 바와 같이, 예를 들어 특허문헌 2 와 같은 종래의 1 차 재결정 집합 조직 제어 기술은, 인히비터를 사용한 고온 슬래브 가열형 (가열 온도 : 1200 ℃ 이상) 의 제조 기술이다. 이 때문에, 열연시의 α-γ 변태를 이용하여 조대 슬래브의 조직을 파괴할 목적에서, 소재 중에 C 를 0.03 ∼ 0.08 ％ 정도 함유시키는 것이 필수라는 제약이 있으며, 그 제약 중에서의 양호한 범위를 규정하는 기술에 지나지 않았다.

본 발명은 상기의 문제를 해결하는 것으로, 비교적 다량의 C 를 함유시킨다는 제약없이, 고스 방위 입자를 효과적으로 성장시켜 양호한 자기 특성을 얻을 수 있고, 또한 고수율, 저비용, 고생산성을 갖는 방향성 전기 강판의 제조 방법을 제안하는 것을 목적으로 한다.

그런데, 발명자들은 상기의 과제를 해결하기 위해서, 최종 냉간 압연 전의 강판의 고용 C 량에 주목하고, 예의 검토를 거듭하였다.

그 결과, 최종 냉간 압연 전의 강판의 고용 C 량을 극한까지 저감시킴으로써 제품판의 자기 특성이 현격히 향상되는 것을 알아내었다.

구체적으로는, 슬래브 중의 C 량을 질량％ 로 0.0005 ％ 이상 0.005 ％ 이하, Si 량을 질량％ 로 2.0 이상 4.5 ％ 이하의 범위로 제한함과 함께, 최종 냉간 압연 직전의 가열 공정 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 평균 냉각 속도를, 슬래브 중의 고용 C 량 및 Si 량과의 관계로 적정 범위로 제어함으로써, 최종 냉간 압연 전의 강판의 시효 지수 AI (Aging Index) 를 70 ㎫ 이하로 할 수 있고, 이로써, 자기 특성이 향상되는 것이 분명해졌다.

또한, 1 차 재결정 어닐링의 승온 속도를 10 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하로 조정함으로써, 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 집합 조직에 대하여, 랜덤 강도에 대한 {554} <225> 강도비가 12 이상이고, 또한 {554} <225> 강도의 {111} <110> 강도에 대한 비가 7 이상으로 할 수 있고, 이로써, 보다 한층 자기 특성이 향상되는 것이 분명해졌다.

본 발명은 상기의 지견에 입각하는 것으로, 그 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％ 로, C : 0.0005 ∼ 0.005 ％, Si : 2.0 ∼ 4.5 ％, Mn : 0.005 ∼ 0.3 ％, S 및/또는 Se (합계) : 0.05 ％ 이하, sol.Al : 0.010 ∼ 0.04 ％, N : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지는 강 슬래브를 가열 후, 열간 압연하고, 필요에 따라 열연판 어닐링을 실시한 후, 1 회 또는 중간 어닐링을 사이에 두는 2 회 이상의 냉간 압연에 의해 최종 판두께로 하고, 이어서 1 차 재결정 어닐링을 실시하고, 추가로 2 차 재결정 어닐링을 실시하는 일련의 공정에 의해 방향성 전기 강판을 제조하는 방향성 전기 강판의 제조 방법으로서,

하기 (1) 식으로부터 산출되는 고용 C 량 파라미터 X 를 사용하여, 최종 냉간 압연 직전의 가열 공정 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 평균 냉각 속도 R (℃/s) 을, 하기 (2) 식으로부터 산출되는 상한 평균 냉각 속도 R_H 이하로 함으로써, 최종 냉간 압연 전의 강판의 시효 지수 AI 를 70 ㎫ 이하로 하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.

X = [％Si]/28.09 + 100 [％C]/12.01 … (1)

R_H = 10/X … (2)

단, (1) 식 중, [％M] 은 M 원소의 함유량을 나타낸다 (질량％)

2. 상기 1 차 재결정 어닐링의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 평균 승온 속도를 10 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하로 조정함으로써, 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 집합 조직에 대하여, 랜덤 강도에 대한 {554} <225> 강도의 비를 12 이상, 또한 {554} <225> 강도의 {111} <110> 강도에 대한 비를 7 이상으로 하는 상기 1 에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

3. 상기 강 슬래브가, 질량％ 로 추가로, Ni : 0.005 ∼ 1.5 ％, Sn : 0.005 ∼ 0.50 ％, Sb : 0.005 ∼ 0.50 ％, Cu : 0.005 ∼ 1.5 ％, Cr : 0.005 ∼ 0.10 ％, P : 0.005 ∼ 0.50 ％ 및 Mo : 0.005 ∼ 0.50 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 1 또는 2 에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

4. 상기 강 슬래브가, 질량％ 로 추가로, Ti : 0.001 ∼ 0.1 ％, Nb : 0.001 ∼ 0.1 ％ 및 V : 0.001 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 1 ∼ 3 중 어느 한 항에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

5. 상기 1 차 재결정 어닐링으로부터 상기 2 차 재결정 어닐링까지 중 어느 단계에서 추가 인히비터 처리를 실시하는 상기 1 ∼ 4 중 어느 한 항에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

6. 상기 추가 인히비터 처리로서, 질화 처리를 실시하는 상기 5 에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

7. 상기 추가 인히비터 처리로서, 2 차 재결정 어닐링 전에 강판에 도포하는 어닐링 분리제 중에 황화물, 황산염, 셀렌화물 및 셀렌산염 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 첨가하는 상기 5 에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

8. 상기 최종 냉간 압연 이후의 어느 단계에서, 자구 세분화 처리를 실시하는 상기 1 ∼ 7 중 어느 한 항에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

9. 상기 자구 세분화 처리가 2 차 재결정 어닐링 후의 강판에 대한 전자 빔 조사에 의한 것인 상기 8 에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

10. 상기 자구 세분화 처리가 2 차 재결정 어닐링 후의 강판에 대한 레이저 조사에 의한 것인 상기 8 에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 제품판에 있어서 고스 방위에 강하게 집적되도록 1 차 재결정판 집합 조직을 제어할 수 있고, 그 때문에, 2 차 재결정 어닐링 후에, 종래보다 더 우수한 자기 특성을 갖는 방향성 전기 강판을 제조하는 것이 가능해진다. 특히, 고자속 밀도화가 곤란하다고 여겨지는 판두께 : 0.23 ㎜ 와 같은 얇은 강판이어도, 2 차 재결정 어닐링 후의 자속 밀도 B₈ 이 1.92 T 이상이라는 우수한 자기 특성을 얻을 수 있다.

또, 1 차 재결정 어닐링의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 평균 승온 속도를 10 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하로 조정함으로써, 자속 밀도 B₈ 이 1.93 T 이상이라는 우수한 자기 특성을 얻을 수 있다.

또한, 추가 인히비터 처리를 실시한 경우에는, 자속 밀도 B₈ 이 각각 1.94 T 이상, 나아가서는 1.95 T 이상이라는 매우 우수한 자기 특성을 얻을 수 있다.

또한, 어느 경우도 자구 세분화 처리 후의 철손 W_17/50 이 0.70 W/㎏ 이하라는 우수한 철손 특성을 달성할 수 있다.

또한 특별히 기재해야 할 것은, 슬래브 가열 온도의 저온화, 또 경우에 따라서는 탈탄 어닐링의 생략화, 또한 코일의 길이 방향, 폭 방향 및 판두께 방향에서의 균일 조직화에 의한 제품 수율의 향상에 의해, 저비용화를 달성할 수 있다.

또한, 저 C 화에 의한 압연 하중 저감에 의해 극박재의 제조가 가능해져, 비용의 증가없이 추가적인 저철손화가 가능해진다.

도 1 은 열연판 어닐링판의 시효 지수 AI 에 미치는 열연판 어닐링 후의 냉각 속도의 영향을 나타낸 그래프이다.
도 2 는 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 랜덤 강도비에 대하여 미치는 열연판 어닐링판의 시효 지수 AI 의 영향을 나타낸 그래프이다.
도 3 은 제품판의 자속 밀도 B₈ 에 미치는 열연판 어닐링판의 시효 지수 AI 의 영향을 나타낸 그래프이다.
도 4 는 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 랜덤 강도비에 대하여 미치는 1 차 재결정 어닐링시에 있어서의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도의 영향을 나타낸 그래프이다.
도 5 는 제품판의 자속 밀도 B₈ 에 미치는 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 랜덤 강도비에 대한 영향을 나타낸 그래프이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명에 이른 실험에 대해 설명한다. 또한, 강판 성분에 관한 「％」 표시는 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미하는 것으로 한다.

잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 3 종류의 강, 강 A (C : 0.0037 ％, Si : 2.81 ％, Mn : 0.07 ％, S : 0.006 ％, Se : 0.006 ％, sol.Al : 0.014 ％, N : 0.0044 ％), 강 B (C : 0.0019 ％, Si : 3.59 ％, Mn : 0.08 ％, S : 0.003 ％, Se : 0.009 ％, sol.Al : 0.028 ％, N : 0.0026 ％) 및 강 C (C : 0.0043 ％, Si : 3.85 ％, Mn : 0.05 ％, S : 0.002 ％, Se : 0.016 ％, sol.Al : 0.022 ％, N : 0.0030 ％) 의 슬래브를 1200 ℃ 로 가열한 후, 2.4 ㎜ 두께까지 열간 압연하였다. 이어서, 1050 ℃ 에서 60 s 의 열연판 어닐링 후, 800 ∼ 200 ℃ 사이를 평균 냉각 속도 : 20 ∼ 100 ℃/s 로 냉각시킨 후, 0.23 ㎜ 두께까지 냉간 압연하고 나서, 800 ℃ 에서 60 s 의 1 차 재결정 어닐링을 실시하였다. 이 1 차 재결정 어닐링시의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도는 40 ℃/s 로 하였다.

이어서, 강판 표면에 MgO 를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포하고 나서, 1200 ℃ 에서 50 시간의 순화 어닐링을 겸한 2 차 재결정 어닐링을 실시하였다. 계속해서, 인산염계의 절연 장력 코팅의 도포, 베이킹과 강대의 평탄화를 목적으로 하는 평탄화 어닐링을 실시하여 제품으로 하고, 각각의 조건하에서의 시험편을 얻었다.

도 1 에, 열연판 어닐링판 (열연판 어닐링 후, 최종 냉간 압연 전의 강판) 의 시효 지수 AI (Aging Index) 에 미치는 열연판 어닐링 후의 냉각 속도의 영향에 대해 조사한 결과를 나타낸다.

또한, 시효 지수 AI 에 대해서는, 최종 냉연 전의 강판의 판두께 전체 두께 샘플로부터 JIS Z 2241 에 준거하여 5 호 인장 시험편을 잘라내고, 초기 변형 속도 1 × 10^-3 으로 공칭 변형 7.5 ％ 까지 예변형을 부여한 후, 100 ℃ 에서 30 분의 시효 처리를 실시하고, 다시 초기 변형 속도 1 × 10^-3 으로 인장 시험을 실시하여, 시효 후 시험시의 항복 응력 (항복점 현상이 일어나는 경우에는 하항복점) 으로부터 7.5 ％ 예변형 부여시의 인장 응력을 뺀 값으로 하였다.

여기서, 고용 C 량 파라미터로서 다음 식 (1) 로 나타낸 X 를 설정하고, 이 X 를 사용하여, 각 강판의 열연판 어닐링 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이에 있어서의 평균 냉각 속도의 상한값 R_H 를 다음 식 (2) 로 나타내는 바와 같이 설정하였다. 이 때, 강 A, B, C 의 강 조성으로부터 산출되는 열연판 어닐링 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 본 발명의 상한 평균 냉각 속도 R_H 는 각각, 76 ℃/s, 70 ℃/s, 58 ℃/s 가 된다.

X = [％Si]/28.09 + 100 [％C]/12.01 … (1)

R_H = 10/X … (2)

도 1 에 나타낸 바와 같이, 고용 C 량 파라미터 X 가 감소함에 따라 시효 지수 AI 는 저감되었다. 그리고, 열연판 어닐링 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 평균 냉각 속도 R 이 R ≤ R_H 를 만족하는 경우에는, 시효 지수 AI 는 70 ㎫ 이하가 되었다.

다음으로, 도 2 에, 1 차 재결정 어닐링판 (1 차 재결정 어닐링 후의 강판) 의 판두께 중심층의 랜덤 강도비에 대하여 ({554} <225> 강도, 및 {554} <225> 강도의 {111} <110> 강도에 대한 비) 미치는 열연판 어닐링판의 시효 지수 AI 의 영향에 대해 조사한 결과를 나타낸다.

1 차 재결정 어닐링판의 결정 방위에 대해서는, 판두께 중심층까지 연마하여 두께가 감소한 샘플을 10 ％ 질산으로 30 초간 에칭하고, X 선 슐츠법으로 (110), (200), (211) 면을 측정하고, 그 데이터로부터 ODF (Orientation Distribution Function) 해석을 실시하여, 각 결정 방위의 강도를 산출하였다. 해석에는 ResMat 사의 소프트웨어 Textools 를 사용하여, ADC (Arbitrarily Defined Cell) 법으로 산출하였다. 랜덤 강도에 대한 {554} <225> 방위의 강도비에 대해서는, Bunge 의 오일러각 표시로 (φ₁, Φ, φ₂) = (90, 60, 45), 또 {111} <110> 방위의 강도비에 대해서는 (φ₁, Φ, φ₂) = (60, 55, 45) 로 하였다.

도 2 에 나타낸 바와 같이, 열연판 어닐링판의 시효 지수 AI 의 저감에 수반하여, 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 {554} <225> 강도가 증가하고, {554} <225> 강도의 {111} <110> 강도에 대한 비도 증가하였다.

다음으로, 도 3 에 제품판의 자속 밀도 B₈ 에 미치는 열연판 어닐링판의 시효 지수 AI 의 영향에 대해 조사한 결과를 나타낸다.

도 3 에 나타낸 바와 같이, 열연판 어닐링판의 시효 지수 AI 의 저감에 수반하여, 자속 밀도는 향상되었다. 특히, AI ≤ 70 ㎫ 로 제어함으로써 자속 밀도 B₈ ≥ 1.93 T 가 되었다.

또한, 1 차 재결정 어닐링시의 승온 속도의 영향에 대해 상세하게 검토하였다.

C : 0.0035 ％, Si : 3.18 ％, Mn : 0.06 ％, sol.Al : 0.025 ％, N : 0.0022 ％, S : 0.003 ％ 및 Se : 0.015 ％ 를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 여러 가지 슬래브를 1240 ℃ 로 가열한 후, 2.5 ㎜ 의 두께까지 열간 압연하였다. 이어서, 1000 ℃ 에서 60 s 의 열연판 어닐링 후, 800 ∼ 200 ℃ 사이를 평균 냉각 속도 : 30 ℃/s 로 냉각시켰다. 여기서, X = [％Si]/28.09 + 100 [％C]/12.01 로 하면, 강 조성으로부터 산출되는 열연판 어닐링 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 본 발명의 상한 평균 냉각 속도 R_H (= 10/X) 는 70 ℃/s 가 된다. 이어서, 0.23 ㎜ 두께까지 냉간 압연하고 나서, 800 ℃ 에서 20 s 의 1 차 재결정 어닐링을 실시하였다. 1 차 재결정 어닐링시에 있어서의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도를 10 ∼ 300 ℃/s 의 범위에서 여러 가지 변화시켰다.

도 4 에, 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 랜덤 강도비에 대하여 ({554} <225> 강도, 및 {554} <225> 강도의 {111} <110> 강도에 대한 비) 미치는 1 차 재결정 어닐링시에 있어서의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도의 영향에 대해 조사한 결과를 나타낸다.

도 4 에 나타낸 바와 같이, 1 차 재결정 어닐링시에 있어서의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도가 저하됨에 수반하여, 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 {554} <225> 강도가 증가하고, {554} <225> 강도의 {111} <110> 강도에 대한 비도 증가하였다. 또, 1 차 재결정 어닐링의 승온 속도를 100 ℃／s 이하로 함으로써 {554} <225> 강도비를 12 이상, 또한 {554} <225> 강도의 {111} <110> 강도에 대한 비를 7 이상으로 할 수 있었다.

도 5 에, 제품판의 자속 밀도 (B₈) 에 미치는 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 랜덤 강도비에 대한 ({554} <225> 강도, 및 {554} <225> 강도의 {111} <110> 강도에 대한 비) 영향에 대해 조사한 결과를 나타낸다.

동 도면에 나타낸 바와 같이, 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층에 있어서 {554} <225> 강도비를 12 이상, 또한 {554} <225> 강도의 {111} <110> 강도에 대한 비를 7 이상으로 함으로써, 자속 밀도 (B₈) ≥ 1.93 T 가 되었다.

이상의 결과로부터, 제품판의 고자속 밀도화에는, 열연판 어닐링 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 냉각 속도를 소재 C 량 및 Si 량으로부터 산출되는 상한 평균 냉각 속도 R_H 이하로 제어함으로써, 최종 냉연 전에 있어서의 강판의 시효 지수 AI 을 저감시킬 수 있는 것, 요컨대 고용 C 량을 저감시키는 것이 중요하다는 것이 분명해졌다.

또한, 1 차 재결정 어닐링의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 평균 승온 속도를 100 ℃/s 이하로 조정하고, 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층에 있어서, {554} <225> 강도비를 12 이상, 또한 {554} <225> 강도의 {111} <110> 강도에 대한 비를 7 이상으로 함으로써, 더욱 고자속 밀도화할 수 있는 것이 분명해졌다.

최종 냉간 압연 전에 있어서의 강판의 시효 지수의 저감, 즉 고용 C 량의 감소에 수반하여, 1 차 재결정 어닐링판의 {554} <225> 강도, 및 {554} <225> 강도의 {111} <110> 강도에 대한 비가 증가한 이유에 대해서는 반드시 명확한 것은 아니지만, 발명자들은 이하와 같이 생각하고 있다.

소재 C 량이 저감되면, 입자 내의 고용 C 량이 감소함과 함께, 입계로의 탄화물의 석출량이 감소하기 때문에, 입계 구속력이 저감된다. 그 결과, 냉간 압연시의 전단대에 의한 국소 변형 영역이 감소하여, 첨예한 냉간 압연 집합 조직이 형성된다. 또, 열연판 어닐링 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 냉각 속도를, 소재 C 량 및 Si 량으로부터 산출되는 상한 평균 냉각 속도 R_H 이하로 제어함으로써, 최종 냉연 전에 있어서의 강판의 시효 지수 AI 를 효과적으로 저감시킬 수 있다. 그 결과, 1 차 재결정 어닐링에 있어서 주방위인 {554} <225> 가 첨예화된 것으로 생각된다.

1 차 재결정 어닐링의 승온 속도를 100 ℃/s 이하로 조정함으로써, 1 차 재결정 어닐링판의 {554} <225> 강도, 및 {554} <225> 강도의 {111} <110> 강도에 대한 비가 증가한 이유에 대해서는 반드시 명확한 것은 아니지만, 발명자들은 이하와 같이 생각하고 있다.

1 차 재결정 어닐링시에는, 압연으로 축적된 에너지가 각 결정 방위에서 상이하기 때문에, 축적 에너지가 높은 방위에서 재결정이 개시되는 것이 알려져 있다. 1 차 재결정 어닐링의 승온 속도를 증가시키는 것은 이 축적 에너지차를 없애는 방향으로 작용하고, 1 차 재결정 집합 조직은 랜덤화되는 방향이기 때문에, 본 발명의 기술 사상과는 반대의 효과를 가져오게 된다. 따라서, 승온 속도는 저속측이 바람직하고, 본 발명에서는, 500 ∼ 700 ℃ 사이에 있어서의 승온 속도가 100 ℃/s 이하이면, 양호한 1 차 재결정 집합 조직이 형성되는 것으로 생각된다. 한편, 승온 속도의 하한에 대해서는, 연속 어닐링을 상정하여, 단시간에 1 차 재결정이 완료하는 속도가 바람직하고, 이 관점에서 10 ℃/s 로 하였다.

또, 1 차 재결정 어닐링판의 {554} <225> 강도 및 {554} <225>/{111} <110> 강도비의 증가에 수반하여 2 차 재결정 어닐링판 (2 차 재결정 어닐링 후의 강판) 의 자속 밀도가 향상된 이유에 대해서는 반드시 명확한 것은 아니지만, 발명자들은 이하와 같이 생각하고 있다.

비특허문헌 1 에 있는 바와 같이, 고에너지 입계설에 의한 2 차 재결정 이론에 입각하면, 방위차각이 25°∼ 40°인 입계가 고이동도이다. 요컨대, 고스 방위에 대하여 25°∼ 40°를 갖는 1 차 재결정 집합 조직을 형성함으로써 2 차 재결정시에 첨예한 고스 방위가 선택되게 된다. 고스 방위에 대한 방위차각은, {554} <225> 에 대해서는 29.5°, {111} <110> 에 대해서는 46.0°이다. 한편, 고스 방위로부터 ND//<110> 을 축으로 하여 20°회전한 방위에 대한 방위차각은, {554} <225> 에 대해서는 35.5°, {111} <110> 에 대해서는 36.6°이다. 요컨대, {111} <110> 1 차 재결정립의 존재는, 2 차 재결정핵 선택시에 고스 방위로부터 ND//<110> 을 축으로 하여 어긋난 방위 입자의 선택을 촉진시키게 되어, 제품판의 자기 특성의 열화를 일으킨다. 따라서, 2 차 재결정 어닐링판의 고자속 밀도화를 달성하기 위해서는, {554} <225> 1 차 재결정립을 증가시킴과 함께, {111} <110> 을 감소시키는 것이 본질인 것으로 생각된다.

이하, 소재인 강 슬래브의 성분 조성에 대하여 설명한다.

C : 0.0005 ％ 이상 0.005 ％ 이하

C 는, 본 발명에 있어서의 특징의 하나이다. 전술한 바와 같이, 특성의 향상 및 탈탄 어닐링의 생략 등의 관점에서는, C 량은 낮으면 낮을수록 바람직하기 때문에, 0.005 ％ 이하로 한정하였다. 한편, 성분 조정시의 탈탄 부하 증대에 의한 비용 상승 및 현대에 있어서의 정련 기술을 고려하여, 현실적인 함유량으로서 0.0005 ％ 를 하한으로 하였다. 단, 0.005 ％ 를 초과하는 경우에도, 최종 냉간 압연 전에 석출 처리, 구체적으로는 100 ∼ 500 ℃ 에서 장시간 어닐링한 후, 노 냉각 정도의 서랭 (徐冷) 을 실시함으로써 고용 C 량을 저감시킬 수 있으면, 본 발명과 동등한 효과를 발휘할 수 있다.

Si : 2.0 ％ 이상 4.5 ％ 이하

Si 는, 강의 전기 저항을 증대시켜, 철손의 일부를 구성하는 와전류손을 저감시키는 데에 매우 유효한 원소이다. 강판에 Si 를 첨가해 갔을 경우, 함유량이 11 ％ 까지는 전기 저항이 단조롭게 증가하지만, 함유량이 4.5 ％ 를 초과한 시점에서, 가공성이 현저하게 저하된다. 한편, 함유량이 2.0 ％ 미만에서는, 전기 저항이 작아져 양호한 철손 특성을 얻을 수 없다. 그 때문에, Si 량은 2.0 ％ 이상 4.5 ％ 이하로 하였다.

Mn : 0.005 ％ 이상 0.3 ％ 이하

Mn 은, S 나 Se 와 결합하여 MnS 나 MnSe 를 형성하고, 이들 MnS 나 MnSe 가 2 차 재결정 어닐링의 승온 과정에 있어서 정상 입자 성장을 억제하는 인히비터로서 작용한다. 그러나, Mn 량이 0.005 ％ 에 미치지 않으면, 인히비터의 절대량이 부족하기 때문에, 정상 입자 성장의 억제력 부족이 된다. 한편, Mn 량이 0.3 ％ 를 초과하면, 열연 전의 슬래브 가열 과정에 있어서, Mn 을 완전 고용시키기 위해서는 고온에서의 슬래브 가열이 필요해질 뿐만 아니라, 인히비터가 조대 석출되어 버리기 때문에, 정상 입자 성장의 억제력이 저하된다. 그 때문에, Mn 량은 0.005 ％ 이상 0.3 ％ 이하로 하였다.

S 및/또는 Se (합계) : 0.05 ％ 이하

S 및 Se 는, Mn 과 결합하여 인히비터를 형성하지만, 1 종 또는 2 종의 합계 함유량이 0.001 ％ 미만에서는, 미량 인히비터로서의 절대량이 부족하고, 정상 입자 성장의 억제력 부족이 되므로, S 나 Se 는 0.001 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, 함유량이 0.05 ％ 를 초과하면, 2 차 재결정 어닐링에 있어서, 탈 S, 탈 Se 가 불완전해지기 때문에, 철손 열화를 일으킨다. 그 때문에, S 및 Se 중에서 선택한 1 종 또는 2 종은, 합계량으로 0.05 ％ 이하로 하였다. 또한, S 나 Se 의 첨가 효과를 보다 효과적으로 발휘시키기 위해서는 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.04 ％ 이하

sol.Al 은, 2 차 재결정 어닐링의 승온 과정에 있어서, AlN 이 정상 입자 성장을 억제하는 데에 있어서의 인히비터의 작용을 하기 때문에, 방향성 전기 강판에 있어서는 중요한 원소이다. 그러나, sol.Al 의 함유량이 0.01 ％ 에 미치지 않으면, 인히비터의 절대량이 부족하기 때문에, 정상 입자 성장의 억제력 부족이 된다. 한편, sol.Al 의 함유량이 0.04 ％ 를 초과하면 AlN 이 조대 석출되어 버리기 때문에, 역시 정상 입자 성장의 억제력이 부족하다. 그 때문에, sol.Al 은 0.01 ％ 이상 0.04 ％ 이하로 하였다.

N : 0.005 ％ 이하

N 은, Al 과 결합하여 인히비터를 형성하지만, 슬래브 단계에서는 최대한 저감시킴으로써 고용 Al 량을 증가시키는 것이 중요하다. 그렇게 함으로써, 추가 인히비터 처리의 질화 처리에 의한 인히비터 억제력 강화를 효과적으로 발휘할 수 있다. 따라서, N 은 0.005 ％ 이하로 하였다.

이상, 본 발명의 기본 성분에 대해 설명했지만, 본 발명에서는, 그 밖에도 필요에 따라, 이하에 나타내는 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.

Ni : 0.005 ％ 이상 1.5 ％ 이하

Ni 는, 오스테나이트 생성 원소이기 때문에, 오스테나이트 변태를 이용함으로써 열연판 조직을 개선하고, 자기 특성을 향상시키는 데에 있어서 유용한 원소이다. 그러나, 함유량이 0.005 ％ 미만에서는, 자기 특성의 향상 효과가 작고, 한편 함유량이 1.5 ％ 초과에서는, 가공성이 저하되기 때문에 통판성이 나빠지는 것 외에, 2 차 재결정이 불안정해져 자기 특성이 열화되므로, Ni 는 0.005 ∼ 1.5 ％ 의 범위로 하였다.

Sn : 0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Sb : 0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Cu : 0.005 ％ 이상 1.5 ％ 이하, Cr : 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하, P : 0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하 및 Mo : 0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하

Sn, Sb, Cu, Cr, P 및 Mo 는 모두 자기 특성 향상에 유용한 원소이다. 그러나, 각각의 함유량이 상기 범위의 하한값에 미치지 않으면, 자기 특성의 개선 효과가 부족하고, 한편 각각의 함유량이 상기 범위의 상한값을 초과하면, 2 차 재결정이 불안정해져 자기 특성의 열화를 초래한다. 따라서, Sn 은 0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Sb 는 0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Cu 는 0.005 ％ 이상 1.5 ％ 이하, Cr 은 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하, P 는 0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하 및 Mo 는 0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하의 범위에서 각각 함유시키도록 하였다.

Ti : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하, Nb : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하 및 V : 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하

Ti, Nb 및 V 는 모두 탄화물 및 질화물로서 석출하고, 고용 C 및 N 의 저감에 유효한 원소이다. 그러나, 각각의 함유량이 상기 범위의 하한값에 미치지 않으면, 자기 특성 개선 효과가 부족하고, 한편 각각의 함유량이 상기 범위의 상한값을 초과하면, 제품판에 잔존한 당해 원소로 이루어지는 석출물이 철손의 열화를 일으킨다. 따라서, Ti 는 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하, Nb 는 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하 및 V 는 0.001 ％ 이상 0.1 ％ 이하의 범위에서 각각 함유시키도록 하였다.

다음으로, 본 발명의 제조 방법에 대해 설명한다.

상기의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 슬래브 가열 후, 열간 압연을 실시한다. 슬래브 가열 온도는 1250 ℃ 이하로 한다. 슬래브 가열 온도의 저온화에 수반하여, 슬래브 입경의 미세화 및 열간 압연시의 축적 변형량이 증대되기 때문에, 열연판 조직의 미세화에 유효해지기 때문이다.

열간 압연 후, 필요하면, 열연판 어닐링함으로써 열연판 조직의 개선을 실시한다. 이 때의 열연판 어닐링은, 균열 온도 : 800 ℃ 이상 1200 ℃ 이하, 균열 시간 : 2 s 이상 300 s 이하의 조건에서 실시하는 것이 바람직하다.

열연판 어닐링의 균열 온도가 800 ℃ 미만에서는, 열연판 조직의 개선이 완전하지 않고, 미재결정부가 잔존하기 때문에, 원하는 조직을 얻을 수 없을 우려가 있다. 한편, 균열 온도가 1200 ℃ 초과에서는, AlN, MnSe 및 MnS 의 용해가 진행되고, 2 차 재결정 과정에서 인히비터의 억제력이 부족하여, 2 차 재결정을 하지 않게 되는 결과, 자기 특성의 열화를 일으키게 된다. 따라서, 열연판 어닐링의 균열 온도는 800 ℃ 이상 1200 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또, 균열 시간이 2 s 에 미치지 않으면, 고온 유지 시간이 짧기 때문에, 미재결정부가 잔존하여, 원하는 조직을 얻을 수 없게 될 우려가 있다. 한편, 균열 시간이 300 s 를 초과하면, AlN, MnSe 및 MnS 의 용해가 진행되어, 미량 인히비터의 효과가 약해지고, 질화 처리 전 조직의 불균질화가 진행되는 결과, 2 차 재결정 어닐링판의 자기 특성이 열화된다. 따라서, 열연판 어닐링의 균열 시간은 2 s 이상 300 s 이하로 하는 것이 바람직하다.

후술하는 중간 어닐링을 실시하지 않는 경우, 열연판 어닐링 후의 냉각 처리는, 본 발명의 특징의 하나이다. 전술한 실험과 같이, 열연판 어닐링 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 냉각 속도를, 소재 C 량 및 Si 량으로부터 산출되는 상한 평균 냉각 속도 R_H 이하로 제어함으로써, 최종 냉간 압연 전의 강판의 시효 지수 AI 를 70 ㎫ 이하까지 저감시킬 수 있고, 이로써 양호한 자기 특성을 얻을 수 있다.

또한, 냉각시에 있어서의 평균 냉각 속도를 제어해야 할 온도역을 800 ∼ 200 ℃ 사이로 한 것은, 이 온도역이 탄화물 (Fe₃C, ε-카바이드 등) 이나 질화물 (AlN, Si₃N₄ 등) 의 석출 온도역이기 때문이다. 이 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 조정함으로써, C 나 N 의 고용을 효과적으로 저감시킬 수 있다.

본 발명에서는, 최종 냉간 압연 전의 고용 C 량을 저감시키는 것이 중요하므로, 열연판 어닐링을 실시하지 않고, 또한 1 회의 냉간 압연에 의해 최종 판두께까지 압연하는 (즉 중간 어닐링을 실시하지 않는) 경우에는, 열연판의 고용 C 량의 저감이 중요해진다. 즉, 이 경우, 열간 압연 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 평균 냉각 속도 R (℃/s) 을 소재 C 량 및 Si 량으로부터 산출되는 상한 평균 냉각 속도 R_H 이하로 제어하면 된다.

본 발명에서는, 열연판 어닐링 후 또는 열연판 어닐링을 실시하지 않고, 강판을 중간 어닐링을 사이에 두는 2 회 이상의 냉간 압연에 의해 최종 판두께까지 압연해도 된다. 이 경우, 중간 어닐링은, 열연판 어닐링과 동일한 사상으로, 균열 온도 : 800 ℃ 이상 1200 ℃ 이하, 균열 시간 : 2 s 이상 300 s 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 경우에는, 중간 어닐링 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 냉각 속도를, 소재 C 량 및 Si 량으로부터 산출되는 상한 평균 냉각 속도 R_H 이하로 함으로써, 최종 냉간 압연 전의 강판의 시효 지수 AI 를 70 ㎫ 이하까지 저감시킬 수 있고, 이로써 양호한 자기 특성을 얻을 수 있다.

이와 같이 본 발명에서는, 중간 어닐링을 실시하는 경우에는 중간 어닐링 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 냉각 속도를, 중간 어닐링 후를 실시하지 않고 열연판 어닐링을 실시하는 경우에는 열연판 어닐링 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 냉각 속도를, 중간 어닐링도 열연판 어닐링도 실시하지 않는 경우에는 열간 압연 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 평균 냉각 속도를, 소재 C 량 및 Si 량으로부터 산출되는 상한 평균 냉각 속도 R_H 이하로 한다. 즉, 최종 냉간 압연 직전의 가열 공정 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 평균 냉각 속도를 제어하는 것이 매우 중요하다.

냉간 압연에 대해서는, 최종 냉간 압연에 있어서의 압하율을 80 ％ 이상 95 ％ 이하로 함으로써, 보다 양호한 1 차 재결정 어닐링판 집합 조직을 얻을 수 있다.

상기의 냉간 압연 후, 바람직하게는 균열 온도 : 700 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 1 차 재결정 어닐링을 실시한다. 또, 이 1 차 재결정 어닐링은, 예를 들어 습 (濕) 수소 분위기 중에서 실시하면, 강판의 탈탄도 겸하게 할 수 있다. 여기에, 1 차 재결정 어닐링에 있어서의 균열 온도가 700 ℃ 미만에서는, 미재결정부가 잔존하여, 원하는 조직을 얻지 못할 우려가 있다. 한편, 균열 온도가 1000 ℃ 초과에서는, 고스 방위 입자의 2 차 재결정이 일어나 버릴 가능성이 있다. 따라서, 1 차 재결정 어닐링에 있어서의 균열 온도는 700 ℃ 이상 1000 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

그리고, 1 차 재결정 어닐링의 승온 속도에 대해서는, 전술한 실험과 같이, 500 ∼ 700 ℃ 사이를 10 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하로 함으로써, 보다 양호한 자기 특성을 얻을 수 있다. 여기에, 승온 속도 조정을 실시해야 할 온도역을 500 ∼ 700 ℃ 사이로 한 것은, 이 온도역이 재결정립이 핵발생하는 온도역이기 때문이다.

또한 본 발명에서는, 1 차 재결정 어닐링으로부터 2 차 재결정 어닐링까지 중 어느 단계에서 추가 인히비터 처리로서 질화 처리를 적용할 수 있다. 이 질화 처리는, 1 차 재결정 어닐링 후, 암모니아 분위기 중에서 열처리를 실시하는 가스 질화나, 염욕 중에서 열처리를 실시하는 염욕 질화, 나아가서는 플라즈마 질화나, 질화물을 어닐링 분리제 중에 함유시키거나, 2 차 재결정 어닐링 분위기를 질화 분위기로 하는 등의 공지된 기술을 적용할 수 있다.

그 후, 필요하면 강판 표면에 MgO 를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 2 차 재결정 어닐링을 실시한다. 본 발명에 있어서는, 추가 인히비터 처리로서, 어닐링 분리제 중에 황화물, 황산염, 셀렌화물 및 셀렌산염 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 첨가할 수 있다. 당해 첨가물은 2 차 재결정 어닐링 중에 분해된 후, 강 중에 침황, 침셀렌하여, 인히비션 효과를 가져온다. 2 차 재결정 어닐링의 어닐링 조건에 대해서도 특별히 제한은 없고, 종래 공지된 어닐링 조건에서 실시하면 된다. 또한, 이 때의 어닐링 분위기를 수소 분위기로 하면, 순화 어닐링도 겸할 수 있다. 그 후, 절연 피막 도포 공정 및 평탄화 어닐링 공정을 거쳐, 원하는 방향성 전기 강판을 얻는다. 이 때의 절연 피막 도포 공정 및 평탄화 어닐링 공정의 제조 조건에 대해서도 특별한 규정은 없고, 통상적인 방법에 따르면 된다.

상기의 조건을 만족하여 제조된 방향성 전기 강판은, 2 차 재결정 후에 매우 높은 자속 밀도를 갖고, 아울러 낮은 철손 특성을 갖는다. 여기에, 높은 자속 밀도를 갖는다는 것은 2 차 재결정 과정에 있어서 저스트고스 근방의 방위만이 우선 성장한 것을 나타내고 있다. 저스트고스 근방이 될수록, 2 차 재결정립의 성장 속도는 증대되는 것이 알려져 있으므로, 고자속 밀도화된다는 것은 잠재적으로 2 차 재결정 입경이 조대화되는 것을 나타내고 있어, 히스테리시스손 저감의 관점에서는 유리하지만, 와전류손 저감의 관점에서는 불리해진다.

따라서, 이와 같은 본 기술에 있어서의 철손 저감이라는 최종 목표에 대한 상반되는 사상을 해결하기 위해서, 자구 세분화 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 본 기술에 적절한 자구 세분화 처리를 실시함으로써, 2 차 재결정 입경 조대화에 의해 불리해져 있던 와전류손이 저감되고, 히스테리시스손의 저감과 아울러, 매우 낮은 철손 특성을 얻을 수 있다.

자구 세분화 처리로는, 공지된 모든 내열형 또는 비내열형의 자구 세분화 처리를 적용할 수 있지만, 2 차 재결정 어닐링 후의 강판 표면에 전자 빔 또는 레이저를 조사하는 방법을 사용하면, 강판 판두께 내부까지 자구 세분화 효과를 침투시킬 수 있으므로, 에칭법 등의 다른 자구 세분화 처리보다 매우 낮은 철손 특성을 얻을 수 있다.

실시예

(실시예 1)

표 1 에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를 1180 ℃ 로 가열한 후, 2.3 ㎜ 두께까지 열간 압연하였다. 이어서, 1020 ℃ 에서 60 s 의 열연판 어닐링 후, 800 ∼ 200 ℃ 사이를 평균 냉각 속도 : 40 ℃/s 로 냉각시킨 후, 0.23 ㎜ 두께까지 냉간 압연하고 나서, 습수소-질소 혼합 분위기 중에서 820 ℃ 에서 120 s 의 1 차 재결정 어닐링을 실시하였다. 이 1 차 재결정 어닐링시에 있어서의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도는 20 ℃/s 로 하였다.

이어서, 강판 표면에 MgO 를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포하고 나서, 1180 ℃ 에서 50 시간의 순화 어닐링을 겸한 2 차 재결정 어닐링을 실시하고, 계속해서 인산염계의 절연 장력 코팅의 도포, 베이킹과 강대의 평탄화를 목적으로 하는 평탄화 어닐링을 실시하여 제품으로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품의 자기 특성에 대해 조사한 결과를 표 1 에 병기한다. 또, 표 1 에는, 최종 냉간 압연 전 강판, 즉 열연판 어닐링판의 시효 지수 AI 및 1 차 재결정 어닐링 후의 판두께 중심층의 집합 조직에 대해 조사한 결과도 아울러 나타낸다.

표 1 에 나타낸 바와 같이, 최종 냉간 압연 전의 강판, 즉 열연판 어닐링판의 시효 지수 AI 를 70 ㎫ 이하로 하고, 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 집합 조직에 대하여, 랜덤 강도비로 {554} <225> 강도 ≥ 12 이고, 또한 {554} <225> 강도/{111} <110> 강도 ≥ 7 로 함으로써, 2 차 재결정 어닐링판의 자속 밀도 B₈ ≥ 1.92 T 를 달성할 수 있었다.

(실시예 2)

표 1 중, No.3 및 No.4 의 강 슬래브를 1220 ℃ 로 가열한 후, 표 2 에 나타내는 여러 가지 두께까지 열간 압연하였다. 이어서, 1050 ℃ 에서 30 s 의 열연판 어닐링 후, 800 ∼ 200 ℃ 사이를 평균 냉각 속도 : 20 ℃/s 로 냉각시킨 후, 0.20 ㎜ 두께까지 냉간 압연하고 나서, 습수소-질소 혼합 분위기 중에서 820 ℃ 에서 120 s 의 1 차 재결정 어닐링을 실시하였다. 이 1 차 재결정 어닐링시에 있어서의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도는 30 ℃/s 로 하였다.

이어서, 강판 표면에 MgO 및 MgO : 100 질량부에 대하여 10 질량부의 MgSO₄ 를 첨가한 어닐링 분리제를 도포하고 나서, 1180 ℃ 에서 50 시간의 순화 어닐링을 겸한 2 차 재결정 어닐링을 실시하고, 계속해서 인산염계의 절연 장력 코팅의 도포, 베이킹과 강대의 평탄화를 목적으로 하는 평탄화 어닐링을 실시하여 제품으로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품의 자기 특성에 대해 조사한 결과를 표 2 에 병기한다. 또, 표 2 에는, 열연판 어닐링판의 시효 지수 AI 및 1 차 재결정 어닐링 후의 판두께 중심층의 집합 조직에 대해 조사한 결과도 아울러 나타낸다.

표 2 에 나타낸 바와 같이, 최종 냉간 압연 전의 강판 즉 열연판 어닐링판의 AI 값을 70 ㎫ 이하로 하고, 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 집합 조직에 대하여, 랜덤 강도비로 {554} <225> 강도 ≥ 12, 또한 {554} <225> 강도/{111} <110> 강도 ≥ 7 로 함으로써, 2 차 재결정 어닐링판의 자속 밀도 B₈ ≥ 1.95 T 를 달성할 수 있었다. 또한 최종 냉연 압하율의 증가에 수반하여, 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 {554} <225> 강도뿐만 아니라, {554} <225> 강도/{111} <110> 강도의 비가 현저하게 증가하고, 2 차 재결정 어닐링판의 자속 밀도 B₈ 도 비교재에 대해 현저하게 증가하였다.

(실시예 3)

표 3 에 나타내는 여러 가지 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를 1220 ℃ 로 가열한 후, 2.7 ㎜ 두께까지 열간 압연하였다. 이어서, 1 회째의 냉간 압연에 의해 2.2 ㎜ 의 중간 두께까지 압연한 후, 950 ℃ 에서 60 s 의 중간 어닐링 후, 800 ∼ 200 ℃ 사이를 평균 냉각 속도 : 40 ℃/s 로 냉각시키고, 이어서 2 회째의 냉간 압연에 의해 0.23 ㎜ 의 최종 두께로 한 후, 840 ℃ 에서 10 s 의 1 차 재결정 어닐링을 실시하였다. 이 1 차 재결정 어닐링시에 있어서의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도는 40 ℃/s 로 하였다.

그 후, 시안산염욕 중에서 600 ℃ 에서 3 분의 질화 처리를 실시하였다. 이어서, 강판 표면에 MgO 를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포하고 나서, 1200 ℃ 에서 50 시간의 순화 어닐링을 겸한 2 차 재결정 어닐링을 실시하고, 계속해서 인산염계의 절연 장력 코팅의 도포, 베이킹과 강대의 평탄화를 목적으로 하는 평탄화 어닐링을 실시하여 제품으로 하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품의 자기 특성에 대해 조사한 결과를 표 4 에 나타낸다. 또, 표 4 에는, 중간 어닐링판의 시효 지수 AI 및 1 차 재결정 어닐링 후의 판두께 중심층의 집합 조직에 대해 조사한 결과도 아울러 나타낸다.

표 4 에 나타낸 바와 같이, 최종 냉간 압연 전 강판, 요컨대 열연판 어닐링판의 AI 값을 70 ㎫ 이하로 하고, 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 집합 조직에 대하여, 랜덤 강도비로 {554} <225> 강도 ≥ 12, 또한 {554} <225> 강도/{111} <110> 강도 ≥ 7 로 함으로써, 2 차 재결정 어닐링판의 자속 밀도 B₈ ≥ 1.95 T 를 달성하였다.

(실시예 4)

표 3, 4 에 나타낸 No.3 및 12 의 샘플에 대하여, 표 5 에 나타내는 자구 세분화 처리의 효과를 확인하는 실험을 실시하였다.

또한, 에칭은, 냉연 강판의 편면에 대하여, 폭 : 80 ㎛, 깊이 : 15 ㎛, 압연 방향 간격 : 5 ㎜ 의 홈을 압연 직각 방향에 형성하였다. 이어서, 840 ℃ 에서 20 s 의 1 차 재결정 어닐링을 실시하였다. 이 1 차 재결정 어닐링시의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도는 30 ℃/s 로 하였다. 이어서, 암모니아와 질소와 수소의 혼합 분위기 중에서 750 ℃ 에서 30 s 의 가스 질화 처리를 실시하였다. 그 후, 강판 표면에 MgO 를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포하고 나서, 1180 ℃ 에서 50 시간의 순화 어닐링을 겸한 2 차 재결정 어닐링을 실시하고, 계속해서 인산염계의 절연 장력 코팅의 도포, 베이킹과 강대의 평탄화를 목적으로 하는 평탄화 어닐링을 실시하여 제품으로 하였다.

또, 전자 빔은, 평탄화 어닐링 후의 강판의 편면에 대하여, 가속 전압 : 80 ㎸, 조사 간격 : 4 ㎜, 빔 전류 : 3 ㎃ 의 조건으로 압연 직각 방향에 연속 조사하였다.

또한 연속 레이저는, 평탄화 어닐링 후의 강판의 편면에 대하여, 빔 직경 : 0.3 ㎜, 출력 : 200 W, 주사 속도 : 100 m/s, 조사 간격 : 4 ㎜ 의 조건으로 압연 직각 방향에 연속 조사하였다.

이렇게 하여 얻어진 제품의 자기 특성에 대하여 조사한 결과를 표 5 에 병기한다.

표 5 에 나타낸 바와 같이, 자구 세분화 처리를 실시함으로써, 더욱 양호한 철손 특성이 얻어지는 것을 알 수 있다.

Claims

질량％ 로, C : 0.0005 ∼ 0.005 ％, Si : 2.0 ∼ 4.5 ％, Mn : 0.005 ∼ 0.3 ％, S 및/또는 Se (합계) : 0.05 ％ 이하, sol.Al : 0.010 ∼ 0.04 ％, N : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 이루어지는 강 슬래브를 가열 후, 열간 압연하고, 필요에 따라 열연판 어닐링을 실시한 후, 1 회 또는 중간 어닐링을 사이에 두는 2 회 이상의 냉간 압연에 의해 최종 판두께로 하고, 이어서 1 차 재결정 어닐링을 실시하고, 추가로 2 차 재결정 어닐링을 실시하는 일련의 공정에 의해 방향성 전기 강판을 제조하는 방향성 전기 강판의 제조 방법으로서,
하기 (1) 식으로부터 산출되는 고용 C 량 파라미터 X 를 사용하여, 최종 냉간 압연 직전의 가열 공정 후의 800 ∼ 200 ℃ 사이의 평균 냉각 속도 R (℃/s) 을, 하기 (2) 식으로부터 산출되는 상한 평균 냉각 속도 R_H 이하로 함으로써, 최종 냉간 압연 전의 강판의 시효 지수 AI 를 70 ㎫ 이하로 하는 방향성 전기 강판의 제조 방법:
X = [％Si]/28.09 + 100 [％C]/12.01 … (1)
R_H = 10/X … (2)
단, (1) 식 중, [％M] 은 M 원소의 함유량을 나타낸다 (질량％).
제 1 항에 있어서,
상기 1 차 재결정 어닐링의 500 ∼ 700 ℃ 사이의 평균 승온 속도를 10 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하로 조정함으로써, 1 차 재결정 어닐링판의 판두께 중심층의 집합 조직에 대하여, 랜덤 강도에 대한 {554} <225> 강도의 비를 12 이상, 또한 {554} <225> 강도의 {111} <110> 강도에 대한 비를 7 이상으로 하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
제 1 항에 있어서,
상기 강 슬래브가, 질량％ 로 추가로, Ni : 0.005 ∼ 1.5 ％, Sn : 0.005 ∼ 0.50 ％, Sb : 0.005 ∼ 0.50 ％, Cu : 0.005 ∼ 1.5 ％, Cr : 0.005 ∼ 0.10 ％, P : 0.005 ∼ 0.50 ％, Mo : 0.005 ∼ 0.50 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.1 ％, Nb : 0.001 ∼ 0.1 ％ 및 V : 0.001 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
제 2 항에 있어서,
상기 강 슬래브가, 질량％ 로 추가로, Ni : 0.005 ∼ 1.5 ％, Sn : 0.005 ∼ 0.50 ％, Sb : 0.005 ∼ 0.50 ％, Cu : 0.005 ∼ 1.5 ％, Cr : 0.005 ∼ 0.10 ％, P : 0.005 ∼ 0.50 ％, Mo : 0.005 ∼ 0.50 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.1 ％, Nb : 0.001 ∼ 0.1 ％ 및 V : 0.001 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 1 차 재결정 어닐링으로부터 상기 2 차 재결정 어닐링까지 중 어느 단계에서 추가 인히비터 처리를 실시하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
상기 추가 인히비터 처리로서, 질화 처리를 실시하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
재 5 항에 있어서,
상기 추가 인히비터 처리로서, 2 차 재결정 어닐링 전에 강판에 도포하는 어닐링 분리제 중에 황화물, 황산염, 셀렌화물 및 셀렌산염 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 첨가하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 최종 냉간 압연 이후의 어느 단계에서, 자구 세분화 처리를 실시하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
제 8 항에 있어서,
상기 자구 세분화 처리가 2 차 재결정 어닐링 후의 강판에 대한 전자 빔 조사에 의한 것인 방향성 전기 강판의 제조 방법.
제 8 항에 있어서,
상기 자구 세분화 처리가 2 차 재결정 어닐링 후의 강판에 대한 레이저 조사에 의한 것인 방향성 전기 강판의 제조 방법.