KR19980080378A - 무방향성 전자강판 및 그 제조방법 - Google Patents

무방향성 전자강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

무방향성 전자강판은 이하로 이루어진다 :
C : 0.005wt.% 이하, P : 0.2wt.% 이하, N : 0.005wt.%이하,
Si : 4.5wt.%이하, Mn : 0.05 ∼ 1.5wt.%, Al : 1.5wt.%이하,
S : 0.001wt.%이하.
이하로 이루어지는 그룹에서 선택되는 적어도 하나의 원소 :
Sb : 0.001 ∼ 0.05wt.%, Sn : 0.002 ∼ 0.1wt.%,
Se : 0.0005 ∼ 0.01wt.%, Te : 0.0005 ∼ 0.01wt.%.
잔부가 Fe 및 불가피한 불순물.
무방향성 전자강판은 슬래브를 열간압연하여 열간압연판으로 하고 ; 열간압연판을 냉간압연하여 냉간압연판으로 하여 ; 냉간압연판을 마무리 소둔하므로써 만들어진다.

Description

무방향성 전자강판 및 그 제조방법
본 발명은 철손실이 적고 전기기기에 사용되는 전기재료로서 적당한 무방향성 전자강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 전기기기의 성(省)에너지의 관점에서, 철손실이 보다 낮은 전자강판이 요구되고 있다. 이 철손실을 저감하기 위하여는 결정립의 조대화가 효과적이며, 저철손실이 요구되는 Si+Al량이 1∼3% 정도의 중·고급 등급의 무방향성 전자강판에 있어서는 마무리 소둔온도를 1000℃ 정도까지 높인다든지 소둔시의 라인 스피드를 낮추어 소둔시간을 길게 하므로써 결정립의 조대화를 꾀하고 있다.
마무리 소둔시의 입(粒) 성장성을 양호하게 하기 위하여는 강판중의 개재물 석출물량을 저감하는 것이 효과적이다. 이 때문에 지금까지 개재물 석출물을 무해화하는 것이 시도되고 있으며, 특히 고급재에서는 MnS의 석출방지의 관점에서 S량을 저감시키는 것이 시도되고 있다.
예를들면 일본국 특공소 56-22931호 공보에는 Si : 2.5∼3.5%, Al : 0.3∼1.0%의 강에서 S : 50ppm 이하, O : 25ppm 이하로 하므로써 철손실을 저하시키는 기술이 개시되어 있다.
또 특공평 2-50190호 공보에는 Si : 2.5∼3.5%, Al : 0.25∼1.0%의 강에서 S : 15ppm 이하, O : 20ppm이하, N : 25ppm이하로 하므로써 철손실을 저하시키는 기술이 개시되어 있다.
또 특개평 5-140647호 공보에는 Si : 2.0∼4.0%, Al : 0.10∼2.0%의 강에서 S : 30ppm 이하, Ti, Zr, Nb, V을 각각 50ppm이하로 하므로써 철손실을 저하시키는 기술이 개시되어 있다.
그러나 이들 어느 기술에 있어서도 S량을 10ppm 이하로 한 고급 등급의 강판의 철손실치는 W15/50 = 2.4W/㎏ 정도(판두께 0.5㎜)이며, 이 이상의 저철손실은 달성되어 있지 않은 실정이다. 단순히 생각하면 S량을 적게 하면 강중의 MnS의 양이 줄어, 이것에 따라 결정립의 성장이 용이하게 되므로 철손실은 점점 저하될 것처럼 생각된다. 그러나 현실적으로는 S량의 저하에 따른 철손실의 저하는, S량이 10ppm 정도로 되면 포화하여 상기와 같은 철손실치가 한계이다.
본 발명은 철손실이 낮은 전자강판 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
도 1은 S와 마무리 소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 Sb량과 마무리 소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3은 S와 마무리 소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4는 Sn량과 마무리 소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 5는 S와 자성소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 6은 Sb량과 자성소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 7은 S와 자성소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 8은 Sn량과 자성소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 9는 Ti량과 마무리 소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 10은 S량과 마무리 소둔후의 자기특성의 관계를 나타내는 도면이다.
도 11은 Se량과 마무리 소둔후의 자기특성과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 12는 0.5㎜ 재(材)에서의 S량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 13은 0.35㎜ 재에서의 S량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 14는 S, Sb량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 15는 Sb량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 16은 Sn량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 17은 0.5㎜ 재에서의 S량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 18은 0.35㎜ 재에서의 S량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 19는 S, Sb량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 20은 Sb량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 21은 Sn량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 22는 평균결정입경과 마무리 소둔 후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 23은 S량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 24는 S, Sb량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 25는 Sb량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 26은 Sn량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 27은 S량과 마무리 소둔후의 자기특성과의 단계를 나타내는 도면이다.
도 28은 강판표면에서 30㎛의 영역에서의 질화물량과 마무리 소둔후의 자기특성과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 29는 S량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 30은 Sb량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 31은 마무리 소둔시의 승온속도와 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 32는 S량과 자성소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 33은 마무리 소둔균열시간과 자성소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 34는 S량과 자성소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 35는 마무리 소둔균열시간과 자성소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 36은 S량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 37은 열연판(熱延板) 소둔시의 가열속도와 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 38은 Sb량과 마무리 소둔후의 철손실과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 39는 S량과 자성소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
도 40은 열연판 소둔균열시간과 자성소둔후의 자기특성(철손실)과의 관계를 나타내는 도면이다.
상기 목적을 달성하기 위하여 본 발명은 이하로 이루어지는 무방향성 전자강판을 제공한다 :
C : 0.005 wt.% 이하, P : 0.2 wt.% 이하,
N : 0.005 wt.% 이하, Si : 4.5 wt.% 이하,
Mn : 0.05 ∼ 1.5 wt.%, Al : 1.5 wt.% 이하,
S : 0.001 wt.% 이하,
이하로 이루어지는 그룹에서 선택된 적어도 하나의 원소 :
Sb : 0.001 ∼ 0.05wt.%, Sn : 0.002 ∼ 0.1 wt.%,
Se : 0.0005 ∼ 0.01 wt.%, Te : 0.0005 ∼ 0.01 wt.%.
잔부는 Fe 및 불가피한 불순물.
본 발명에 있어서는 S는 0.0005wt.% 이하인 것이 바람직하다. 불가피한 불순물로서의 Ti는 0.005wt.% 이하인 것이 바람직하다. 적어도 하나의 원소는 이하의 그룹에서 선택되는 것이 바람직하다.
Sb : 0.001 ∼ 0.005wt.%, Sn : 0.002 ∼ 0.01 wt.%,
Se : 0.0005 ∼ 0.002 wt.%, Te : 0.0005 ∼ 0.002 wt.%.
상기의 본 발명의 무방향성 전자강판에 있어서 바람직한 예는 아래와 같다.
바람직한 예 - 1 :
Si는 4wt.% 이하이며 ; Mn은 0.05∼1wt.%이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sb와 Sn이며 ; Sb+0.5×Sn가 0.001∼0.05wt.% 이다. Sb+0.5×Sn는 0.001∼0.005wt.% 인 것이 바람직하다. S는 0.0005wt.% 이하인 것이 바람직하다.
바람직한 예 - 2 :
Si는 4wt.% 이하이며 ; Mn은 0.05∼1wt.%이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sb이며 ; Sb가 0.001∼0.05wt.% 이다. Sb는 0.001∼0.005wt.%인 것이 바람직하다. S는 0.0005wt.% 이하인 것이 바람직하다.
바람직한 예 - 3 :
Si는 4wt.% 이하이며 ; Mn은 0.05∼1wt.% 이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sn이며 ; Sn이 0.002∼0.1wt.% 이다. Sn은 0.002∼0.01wt.%인 것이 바람직하다. S는 0.0005wt.% 이하인 것이 바람직하다.
바람직한 예 - 4 :
Si는 4wt.% 이하이며, Mn은 0.05∼1wt.% 이며 ; Al은 0.1∼1wt.% 이며 ; 적어도 하나의 원소는 Se과 Te이며 ; Se+Te이 0.0005∼0.01wt.% 이다. Se+Te이 0.0005∼0.002wt.%인 것이 바람직하다. S는 0.0005wt.% 이하인 것이 바람직하다.
바람직한 예 - 5 :
Si는 4wt.% 이하이며 ; Mn은 0.05∼1wt.% 이며 ; Al은 0.1∼1wt.% 이며 ; 적어도 하나의 원소는 Se이며 ; Se이 0.0005∼0.01wt.% 이다. Se이 0.0005∼0.002wt.%인 것이 바람직하다. S는 0.0005wt.% 이하인 것이 바람직하다.
바람직한 예 - 6 :
Si는 4wt.% 이하이며 ; Mn은 0.05∼1wt.% 이며 ; Al은 0.1∼1wt.% 이며 ; 적어도 하나의 원소는 Te이며 ; Te이 0.0005∼0.01wt.% 이다. Te이 0.0005∼0.002wt.%인 것이 바람직하다. S는 0.0005wt.% 이하인 것이 바람직하다.
바람직한 예 - 7 :
Si는 1.5∼3wt.% 이며 ; Al은 0.1∼1wt.% 이며 ; Si+Al은 3.5wt.% 이하이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sb와 Sn이며 ; Sb+0.5×Sn은 0.001∼0.05wt.%이며 ; 판두께는 0.1∼0.35㎜ 이다. Sb+0.5×Sn은 0.001∼0.005wt.%인 것이 바람직하다. 전자강판은 70∼200㎛의 평균결정입경을 가지는 것이 바람직하다. S는 0.0005wt.% 이하인 것이 바람직하다.
바람직한 예 - 8 :
Si는 1.5∼3wt.% 이며 ; Al은 0.1∼1wt.% 이며 ; Si+Al은 3.5wt.% 이하이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sb이며 ; Sb는 0.001∼0.05wt.% 이며 ; 판두께는 0.1∼0.35㎜이다. Sb는 0.001∼0.005wt.%인 것이 바람직하다. 전자강판은 70∼200㎛의 평균결정입경을 가지는 것이 바람직하다. S는 0.0005wt.% 이하인 것이 바람직하다.
바람직한 예 - 9 :
Si는 1.5∼3wt.% 이며 ; Al는 0.1∼1wt.% 이며 ; Si+Al는 3.5wt.% 이하이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sn이며 ; Sn은 0.002∼0.1wt.% 이며 ; 판두께는 0.1∼0.35㎜ 이다. Sn은 0.002∼0.01wt.%인 것이 바람직하다. 전자강판은 70∼200㎛의 평균결정입경을 가지는 것이 바람직하다. S는 0.0005wt.% 이하인 것이 바람직하다.
바람직한 예 - 10 :
Si는 3wt.% 초과 4.5wt.% 이하이며 ; Al은 0.1∼1.5wt.% 이며 ; Si+Al는 4.5wt.% 이하이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sb와 Sn이며 ; Sb+0.5×Sn은 0.001∼0.05wt.% 이며 ; 판두께는 0.1∼0.35㎜ 이다. S는 0.0005wt.% 이하인 것이 바람직하다.
바람직한 예 - 11 :
Si는 3wt.% 초과 4.5wt.% 이하이며, Al은 0.1∼1.5wt.%이며 ; Si+Al는 4.5wt.% 이하이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sb이며 ; Sb는 0.001∼0.05wt.% 이며 ; 판두께는 0.1∼0.35㎜ 이다. S는 0.0005wt.% 이하인 것이 바람직하다.
바람직한 예 - 12 :
Si는 3wt.% 초과 4.5wt.% 이하이며 ; Al은 0.1∼1.5wt.% 이며 ; Si+Al은 4.5wt.% 이하이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sn 이며 ; Sn은 0.002∼0.1wt.% 이며 ; 판두께는 0.1∼0.35㎜ 이다. S는 0.0005wt.% 이하인 것이 바람직하다.
또 본 발명은 이하로 이루어지는 무방향성 전자강판을 제공한다 :
Si : 4wt.% 이하, Mn : 0.05 ∼ 1wt.%, Al : 0.1 ∼ 1wt.%,
S : 0.001wt.% 이하, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물 ; 마무리 소둔후의 강판의 표면에서 30㎛ 이내의 영역에서의 질화물량이 300ppm 이하이다.
또, 본 발명은 이하의 공정으로 이루어지는 무방향성 전자강판의 제조방법을 제공한다 :
(a) 이하의 성분으로 이루어지는 슬래브(slab)를 준비하여 ;
C : 0.005wt.% 이하, P : 0.2wt.% 이하, N : 0.005wt.% 이하,
Si : 4wt.% 이하, Mn : 0.05 ∼ 1wt.%, Al : 1.5wt.% 이하,
S : 0.001wt.% 이하,
이하로 이루어지는 그룹에서 선택되는 적어도 하나의 원소 :
Sb : 0.001 ∼ 0.05wt.% Sn : 0.002 ∼ 0.1wt.%,
Se : 0.0005 ∼ 0.01wt.% Te : 0.0005 ∼ 0.01wt.%,
잔부는 Fe 및 불가피한 불순물,
(b) 슬래브를 열간압연하여 열간압연판으로 하고 ;
(c) 열간압연판을 냉간압연하여 냉간압연판으로 하고 ;
(d) 냉간압연판을 마무리 소둔한다.
상기의 발명 방법에서 적어도 하나의 원소는 이하로 이루어지는 그룹에서 선택되는 적어도 하나의 원소라도 된다 :
Sb : 0.001 ∼ 0.05wt.% Sn : 0.002 ∼ 0.1wt.%.
또 적어도 하나의 원소는 이하로 이루어지는 그룹에서 선택되는 적어도 하나의 원소라도 된다 :
Se : 0.0005 ∼ 0.01wt.% Te : 0.0005 ∼ 0.01wt.%.
상기의 본 발명의 무방향성 전자강판의 제조방법에 있어서 바람직한 예는 아래와 같다.
바람직한 예 - 1
슬래브는 이하로이루어지며 :
C : 0.005wt.% 이하, P : 0.2wt.% 이하, N : 0.005wt.% 이하,
Si : 1 ∼ 4wt.%, Mn : 0.05 ∼ 1wt.%, Al : 0.1 ∼ 1wt.%,
S : 0.001wt.% 이하, Sb+0.5×Sn : 0.001 ∼ 0.05wt.%,
잔부는 Fe 및 불가피한 불순물,
마무리 소둔은 40℃/초, 이하의 속도로 승온하는 것으로 완성된다.
바람직한 예 - 2
슬래브는 이하로 이루어진다 :
C : 0.005wt.% 이하, P : 0.03 ∼ 0.15wt.%, N : 0.005wt.% 이하,
Si : 1 ∼ 3.5wt.%, Mn : 0.05 ∼ 1wt.%, Al : 0.1 ∼ 1wt.%,
S : 0.001wt.% 이하, Sb+0.5×Sn : 0.001 ∼ 0.05wt.%.
잔부는 Fe 및 불가피한 불순물,
마무리 소둔은 수소농도가 10% 이상의 분위기, 균열시간 30초 ∼ 5분으로 연속 소둔하는 것으로 완성된다.
바람직한 예 - 3 :
슬래브는 이하로 이루어진다 :
C : 0.005wt.% 이하, P : 0.2wt.% 이하, N : 0.005wt.% 이하,
Si : 1.5wt.% 미만, Mn : 0.05 ∼ 1wt.%, Al : 0.1 ∼ 1wt.%,
S : 0.001wt.% 이하, Sb+0.5×Sn : 0.001 ∼ 0.05wt.%,
잔부는 Fe 및 불가피한 불순물,
마무리 소둔은 수소농도가 10% 이상의 분위기, 균열시간 30초 ∼ 5분으로 연속 소둔하는 것으로 완성된다.
바람직한 예 - 4 :
본 바람직한 예는 열간압연판을 소둔하는 공정을 더 가지며,
슬래브는 이하로 이루어진다 :
C : 0.005wt.% 이하, P : 0.2wt.% 이하, N : 0.005wt.% 이하,
Si : 1.5 ∼ 4wt.%, Mn : 0.05 ∼ 1wt.%, Al : 0.1 ∼ 1wt.%,
S : 0.001wt.% 이하, Sb+0.5×Sn : 0.001 ∼ 0.05wt.%,
잔부는 Fe 및 불가피한 불순물,
열간압연판의 소둔은 수소와 질소의 혼합분위기, 40℃/초, 이하의 가열속도로 승온하는 것으로 완성된다.
바람직한 예 - 5 :
본 바람직한 예는 열간압연판을 소둔하는 공정을 더 가지며,
슬래브는 이하로 이루어진다 :
C : 0.005wt.% 이하, P : 0.15wt.% 이하, N : 0.005wt.% 이하,
Si : 1.5 ∼ 3.5wt.%, Mn : 0.05 ∼ 1wt.%, Al : 0.1 ∼ 1wt.%,
S : 0.001wt.% 이하, Sb+0.5×Sn : 0.001 ∼ 0.05wt.%,
잔부는 Fe 및 불가피한 불순물,
열간압연판의 소둔은 수소농도가 60% 이상의 분위기에서 1∼6시간 균열하는 것으로 완성된다.
바람직한 예 - 6 :
본 바람직한 예는 열간압연판을 소둔하는 공정을 더 가지며,
열간압연판의 소둔은 수소농도가 10% 이상의 분위기에서 1∼5분간 균열하는 것으로 완성된다.
구체예의 설명
구체예 1 :
본 발명의 골자는 S를 10ppm 이하의 극미량으로 제어하여도 철손실이 낮아지지 않는 것은 미량 S영역에서 현저한 질화층이 표면영역에 형성되기 때문이라고 하는 새로운 지견에 의거하여, Sb+Sn/2를 0.001∼0.05% 함유시킴으로써 질화물의 형성을 억제하여 철손실을 저하시키는 것이다.
즉, 상기 과제는 중량%로 C : 0.005% 이하, P : 0.2% 이하, N : 0.005% 이하(O를 함유), Si : 4% 이하, Mn : 0.05∼1.0%, Al : 1.5% 이하를 함유하며, 더욱 S : 0.001% 이하(O를 함유), Sb+Sn/2 : 0.001∼0.05%를 함유하며, 잔부가 실질적으로 Fe 및 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 철손실이 낮은 무방향성 전자강판에 의하여 해결된다. 그리고 이중에서 Sb+Sn/2의 양을 0.001∼0.005%로 함으로써 두드러지게 철손실을 저하시킬 수가 있다.
여기서 『잔부가 실질적으로 Fe 및 불가피한 불순물 이다』란 본 발명의 작용효과를 방해하지 않는 범위에서 불가피한 불순물 이외의 미량원소를 함유하는 것이 권리범위에 들어가는 것을 의미한다. 또 이하의 설명에서 강의 성분을 나타내는 %는 모두 중량%를 의미하며, ppm도 중량 ppm을 의미한다.
본 발명자들은 철손실에 미치는 S의 영향을 조사하기 위하여 C : 0.0025%, Si : 2.85%, Mn : 0.20%, P : 0.0101%, Al : 0.31%, N : 0.0021%로 하여 S량을 흔적량(tr.)∼15ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보 용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여, 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기에서 830℃×3시간의 열연판소둔을 하고, 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하여 25% H2-75% N2 분위기에서 900℃×1분간의 마무리 소둔을 하였다. 도 1에 이와 같이 하여 얻은 샘플의 S량과 철손실 W15/50 관계를 나타낸다(도 1의 X표시). 여기서 자기측정은 25㎝ 에프스타인법에 의해 행하였다. 도 1에서 S를 10ppm 이하로 한 경우에 대폭적인 철손실 저감이 달성되며, S=10ppm 부근에 임계점이 있는 것을 알 수 있다. 이것은 S량 저감에 의해 입성장성이 향상하였기 때문이다. 이것으로부터 본 발명에 있어서는 S의 범위를 10ppm 이하로 한정한다.
그러나 S량이 10ppm 이하로 되면 철손실의 저하는 느려지게 되며, S량을 흔적량으로 하여도 철손실은 2.4W/㎏ 이하로 할 수는 없다.
본 발명자들은 S=10ppm 이하의 극저 S재에 있어서 철손실의 저감이 저해되는 것은 MnS 이외의 미지의 요인에 의한 것이 아닌가 하고 생각하여 광학현미경으로 조직관찰을 하였다. 그 결과 S≤10ppm의 영역에서 강판표면층에 현저한 질화층이 확인되었다. 여기에 대하여 S＞10ppm의 영역에서는 질화층은 경미하게 되어 있었다.
이 S량 저감에 따른 질화반응촉진의 원인에 관하여는 다음과 같이 생각할 수 있다. 즉, S는 표면 및 입계에 농화하기 쉬운 원소이기 때문에 S＞10ppm의 영역에서는 S가 분위기중으로부터 강판표면층으로의 질소의 흡착을 억제하고 있으며, 이 때문에 질화층은 생성되지 않는다. 한편 S≤10ppm의 영역에서는 S에 의한 질소흡착의 제어효과가 저하하기 때문에 질화층이 강판표면층에 생성된다.
본 발명자들은 이 표면층 영역에 발생하는 질화층이 결정입의 성장을 방해하여 철손실의 저하를 억제하는 것이 아닌가 하고 생각하였다.
이와 같은 생각을 근거로 본 발명자들은 질소의 흡착을 제어하는 원소로 S 이외의 것을 함유시키므로써 질화층의 생성을 억제하여 결정입의 성장을 촉진하여 철손실을 저하시킨다고 하는 착상을 지니고, 이와 같은 원소에 대하여 여러 가지의 검토를 한 결과 Sb가 유효하다는 것을 발견하였다.
도 1에 상기 X표시로 나타낸 샘플의 성분에 40ppm의 Sb를 함유한 샘플에 대하여 동일의 조건에서 시험을 한 결과를 0표시로 나타낸다. Sb의 철손실 저감효과에 착안하면 S＞10ppm의 영역에서는 Sb 함유에 의해 철손실은 0.02∼0.04W/㎏ 정도밖에 저하하지 않으나, S≤10ppm의 영역에서는 0.2W/㎏ 정도 저하되어 있으며, Sb에 의한 철손실 저감효과는 S량이 적은 경우에 현저히 확인할 수 있다. 또 이 샘플에서는 S량에 상관없이 질화층은 확인할 수 없었다. 이것으로부터 Sb가 강판표면층부에 농화하여 질소의 흡착을 억제하여 그 결과 결정입의 성장이 방해되지 않았으므로 철손실이 저하한 것이라 생각된다.
다음에 Sb량의 최적함유량을 조사하기 위하여 C : 0.0026%, Si : 2.70%, Mn : 0.20%, P : 0.020%, Al : 0.30%, S : 0.0004%, N : 0.0020%로 하여 Sb량을 흔적량∼700ppm에서 변화시킨 강을 러보 용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기, 830℃×3시간의 열연판소둔을 하고, 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하여 25% H2-75% N2 분위기에서 900℃×1분의 마무리 소둔을 하였다. 도 2에 Sb량과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다.
도 2에서 Sb함유량이 10ppm 이상의 영역에서 철손실이 저하하며, 종래의 전자강판에서는 얻을 수 없었던 W15/50=2.25∼2.35W/㎏이 달성되는 것을 알 수 있다. 그러나 Sb를 더욱 첨가하여 Sb＞50ppm으로 된 경우에는 철손실은 다시 증대하는 것도 알 수 있다. 그러나 증가하였다고 하여도 적어도 700ppm 까지의 Sb량에 있어서는 종래의 전자강판에서는 얻을 수 없었던 W15/50=2.25∼2.35W/㎏이 달성되어 있다.
이러한 Sb＞50ppm의 영역에서의 철손실증대 원인을 조사하기 위하여 광학현미경에 의한 조직관찰을 하였다. 그 결과 표면층 세입조직은 확인되지 않았지만 평균결정입경이 약간 작아져 있었다. 이 원인은 명확하지는 않으나 Sb가 입계에 편석되기 쉬운 원소이기 때문에 Sb의 입계 드래그 효과에 의해 입성장성이 저하한 것이라 생각된다.
이상의 내용에서 본 발명에 있어서는 Sb를 10ppm 이상으로 한정하며, 경제적인 이유에서 500ppm 이하로 한정한다. 그러나 상기의 이유에 의해 Sb를 50ppm 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또 20ppm 이상 40ppm 이하로 하는 것이 바람직하다.
본 발명자들은 다른 원소의 함유에 의해 같은 효과가 얻어지는지 어떤지를 더욱 연구하여 Sn의 효과에 착안하여 시험을 하였다.
우선 상기 시험과 같이 철손실에 미치는 S의 영향을 조사하기 위하여 C : 0.0020%, Si : 2.85%, Mn : 0.18%, P : 0.01%, Al : 0.30%, N : 0.0018%, Ti : 0.0020%, S량을 흔적량∼15ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보 용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기에서 830℃×3시간의 열연판 소둔을 하고 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하여 25% H2-75% N2 분위기에서 900℃×1분의 마무리 소둔을 하였다. 도 3에 이와 같이 하여 얻은 샘플의 S량과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다(도 3의 X표시). 여기서 자기측정은 25㎝ 에프스타인 법에 의해 행하였다.
도 3에서도 S를 10ppm 이하로 한 경우에 대폭적인 철손실 저감이 달성되고 S=10ppm 부근에 임계점이 있으며, 또 S량이 10ppm 이하가 되면 철손실의 저하는 느려지게 되며 S량을 흔적량으로 하여도 철손실을 2.4W/㎏ 이하로 할 수 없는 것이 확인된다.
도 3에 상기 X표시로 나타낸 샘플의 성분에 60ppm의 Sn을 함유시킨 샘플에 대하여 동일의 조건에서 시험을 한 결과를 0표시로 나타낸다. Sn의 철손실 저감효과에 착안하면 S＞10ppm의 영역에서는 Sn 함유에 의해 철손실은 0.02∼0.04W/㎏ 정도밖에 저하하지 않으나, S≤10ppm의 영역에서는 0.2W/㎏ 정도 저하되어 있으며 S량이 적은 경우에 Sn 철손실 저감 효과는 현저하게 확인할 수 있다. 또 이 샘플에서는 S량에 상관없이 질화층은 확인할 수 없었다. 이것으로부터 Sn이 강판 표면층부에 농화하여 질소의 흡착을 억제하고 그 결과 결정입의 성장이 방해되지 않았으므로 철손실이 저하한 것이라 생각된다.
다음에 Sn량의 최적함유량을 조사하기 위하여 C : 0.0025%, Si : 2.72%, Mn : 0.20%, P : 0.020%, Al : 0.30%, S : 0.0002%, N : 0.0020%, Ti : 0.0010%로 하여 Sn량을 흔적량 ∼ 1400ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보 용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기에서 830℃×3시간의 열연판 소둔을 하고 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하여 25% H2-75% N2 분위기에서 900℃×1분의 마무리 소둔을 하였다. 도 4에 Sn량과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다.
도 4에서 Sn 함유량이 20ppm 이상의 영역에서 철손실이 저하하며, 종래의 전자강판에서는 얻을 수 없었던 W15/50=2.25∼2.35W/㎏이 달성되는 것을 알 수 있다.
그러나, Sn을 더욱 첨가하여 Sn＞100ppm으로 된 경우에는 철손실은 다시 증대하는 것도 알 수 있다. 그러나 증가하였다고 하여도 적어도 1400ppm까지의 Sn량에 있어서는 종래의 전자강판에서는 얻을 수 없었던 W15/50=2.25∼2.35W/㎏이 달성되어 있다.
이 Sn＞100ppm의 영역에서의 철손실증대 원인을 조사하기 위하여 광학현미경에 의한 조직관찰을 하였다. 그 결과 표면세입조직은 확인되지 않았지만 평균결정입경이 약간 작게 되어 있었다. 이 원인은 명확하지는 않으나 Sn이 입계에 편석하기 쉬운 원소이기 때문에 Sn의 입계 드래그 효과에 의해 입성장성이 저하한 것이라 생각된다. 또 이 샘플에 있어서도 S량에 상관없이 질화층은 확인되지 않았다. 이것은 Sn이 강판표면층부에 농화하여 질소의 흡착을 억제한 것이라 생각된다.
이상의 것으로부터 본 발명에 있어서는 Sn을 20ppm 이상으로 한정하고, 경제적인 이유에서 1000ppm 이하로 한정한다. 그러나 상술의 이유에서 Sn의 상한을 100ppm으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 40ppm 이상, 80ppm 이하로 하는 것이 바람직하다.
이상의 결과는 Si가 높은 범위 즉, 1% 이상의 Si를 함유하는 고급전자강판에 대한 것이다. 연구자들은 더욱 고찰을 진행하여 Si가 1% 이하의 저급자성강판에 대하여도 같은 수법에 의해 철손실을 저하시킬 수가 있는 것이 아닌가 하는 생각으로 시험을 하였다.
C : 0.0026%, Si : 0.21%, Mn : 0.55%, P : 0.10%, Al : 0.27%, N : 0.0015%로 하여 S량을 흔적량∼15ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보 용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판을 판두께 0.5㎜까지 냉간 압연하고 10% H2-90% N2 중에서 750℃×1분간의 마무리 소둔을 하고, 더욱 100% N2 중에서 750℃×2시간의 자성소둔을 하였다.
도 5는 이와 같이 하여 얻은 샘플의 S량과 자성소둔후의 철손실 W15/50의 관계를 나타낸 것이다(도중 X표시). 여기서 자기측정은 25㎝ 에프스라인 시험편을 사용하였다.
도 5에서 S≤10ppm으로 된 경우에 철손실 W15/50는 4.3W/㎏ 이하로 되며, 철손실이 대폭적으로 저하하는 것을 알 수 있다. 그러나 S량이 10ppm 이하로 되면 철손실의 저하는 느려지게 되고 S량을 더욱 저감하였다고 하여도 철손실은 4.2W/㎏ 정도로밖에 되지 않는다. 이 경향은 Si가 1%를 초과하고 있을 때와 같다.
도 5에 상기 X표시로 나타낸 샘플의 성분에 40ppm의 Sb를 함유시킨 샘플에 대하여 동일의 조건에서 시험을 한 결과를 0표시로 나타낸다.
Sb의 철손실 저감효과에 착안하면 S＞10ppm의 영역에서는 Sb 함유에 의해 철손실은 0.02∼0.04W/㎏ 정도밖에 저하하지 않으나, S≤10ppm의 영역에서는 Sb 함유에 의해 철손실은 0.20W/㎏ 정도 저하되어 있으며, S량이 적은 경우에 Sb의 철손실 저감효과는 현저하게 확인된다. 또 이 샘플에 있어서도 S량에 상관없이 질화층은 확인되지 않았다. 이것은 Sb가 강판표면층부에 농화하여 질소의 흡착을 억제하였기 때문이라 생각된다.
다음에 Sb의 최적 함유량의 영향을 조사하기 위하여 C : 0.0026%, Si : 0.20%, Mn : 0.50%, P : 0.120%, Al : 0.25%, S : 0.0004%, N : 0.0020%로 하고, S량을 흔적량∼700ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보 용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판을 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하여 10% H2-90% N2 중에서 750℃×1분간의 마무리소둔을 하고, 더욱 100% N2중에서 750℃×2시간의 자성소둔을 하였다.
도 6은 이와 같이 하여 얻어진 샘플의 Sb량과 자성소둔후의 철손실 W15/50의 관계를 나타낸 것이다. 도 6에서 Sb량이 10ppm 이상의 영역에서 철손실이 저하하며, W15/50≤4.0W/㎏이 달성되는 것을 알 수 있다. 그러나 Sb를 더욱 첨가하여 Sb＞50ppm으로 된 경우에는 철손실은 Sb량의 증대에 따라 느릿하게 증대하는 것도 알 수 있다.
다만 Sb를 700ppm까지 함유시켜도 Sb 프리강과 비교하면 철손실은 양호하다.
이상의 것으로부터 이 경우에 있어서도 Sb는 10ppm 이상으로 하고, 비용상의 문제로 상한을 500ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서, 바람직하기는 10ppm 이상, 50ppm 이하, 보다 바람직하기는 20ppm 이상, 40ppm 이하로 한다.
본 발명자들은 또 Si가 1% 이하인 저급자성강판에 대하여도 Sn의 함유에 의해 Sb의 함유와 같은 효과를 얻을 수 있는 것은 아닐까하고 생각하여 시험을 하였다.
최초에 철손실에 미치는 S량의 영향을 조사하기 위해 C : 0.0020%, Si : 0.25%, Mn : 0.55%, P : 0.11%, Al : 0.25%, N : 0.0018%로 하고, S량을 흔적량∼15ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보 용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판을 판두께 0.5㎜까지 냉각압연하여 10% H2-90% N2 중에서 750℃×1분간의 마무리 소둔을 하고, 더욱 100% N2 중에서 750℃×2시간의 자성소둔을 하였다.
도 7은 이와 같이 하여 얻은 샘플의 S량과 자성소둔후의 철손실 W15/50의 관계를 나타낸 것이다(도면중 X표시). 여기서 자기측정은 25㎝ 에프스타인 시험편을 사용하였다.
도 7에서 상기의 경우와 같이 ≤10ppm으로 된 경우에 철손실 W15/50은 4.3W/㎏ 이하로 되어 대폭적으로 저하되지만, S량이 10ppm 이하가 되면 철손실의 저하는 느릿하게 되어 S량을 더욱 저감하였다고 하여도 철손실은 4.2W/㎏ 정도로 밖에 되지 않는 것을 알 수 있다.
도 7에 상기 X표시로 나타낸 샘플의 성분에 80ppm의 Sn을 함유시킨 샘플에 대하여 동일의 조건에서 시험을 한 결과를 0표시로 나타낸다. Sn의 철손실 저감효과에 착안하면 S＞10ppm의 영역에서는 Sn의 함유에 의해 철손실은 0.02∼0.04W/㎏ 정도밖에 저하되지 않으나, S≤10ppm의 영역에서는 Sn의 함유에 의해 철손실은 0.20∼0.30W/㎏ 정도 저하되어 있으며, S량이 적은 경우에 Sn의 철손실 저감효과는 현저하게 확인된다.
또 이 샘플에 있어서도 S량에 상관없이 질화층은 확인할 수 없었다. 이것은 Sn이 강판표면층부에 농화하여 질소의 흡착을 억제한 때문이라 생각된다.
다음에 Sn의 최적 함유량을 조사하기 위하여 C : 0.0021%, Si : 0.25%, Mn : 0.52%, P : 0.100%, Al : 0.26%, S : 0.0003%, N : 0.0015%로 하고 S량을 흔적량∼1300ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보 용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판을 판두께 0.5㎜까지 냉각압연하여 10% H2-90% N2 중에서 750℃×1분간의 마무리 소둔을 하고, 더욱 100% N2중에서 750℃×2시간의 자성소둔을 하였다.
도 8은 이와 같이 하여 얻어진 샘플의 Sn량과 자성소둔후의 철손실 W15/50의 관계를 나타낸 것이다.
도 8에서 Sn량이 20ppm 이상의 영역에서 철손실이 저하하고, W15/50≤4.0W/㎏이 달성되는 것을 알 수 있다. 그러나 Sn을 더욱 첨가하여, Sn＞100ppm으로 된 경우에는 철손실은 다시 느릿하게 증대하는 것을 알 수 있다.
다만 Sn을 1300ppm까지 함유시켜도 Sn 프리강과 비교하면 철손실은 양호하다.
이상의 것으로부터 Sn은 20ppm로 하고, 경제적인 이유에서 상한을 1000ppm으로 한다. 비용의 관점에서 생각하면 상한을 500ppm으로 하는 것이 바람직하다. 또 철손실의 관점에서 Sn량은 100ppm 이하로 하는 것이 보다 바람직하며, 40∼80ppm으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
이 Sn과 Sb의 철손실에 미치는 영향의 차이는 이하와 같이 이해할 수 있다.
즉, Sn은 편석계수가 Sb 보다도 작기 때문에 표면편석에 의해 질화를 억제하기 위하여는 Sb의 2배 정도의 량이 필요하게 된다. 이 때문에 Sn은 20ppm 이상의 첨가에 의해 철손실이 저하하는 것으로 된다. 한편 Sn의 입계편석에 의한 드래그 효과에 의해 철손실이 증대하기 시작하는 첨가량도 Sb에 비하여 Sn의 편석계수가 작은 이유 때문에 2배 정도로 된다.
이상 상술한 바와 같이 Sb와 Sn이 질화를 억제하는 메카니즘은 동일하다. 이 때문에 Sb와 Sn을 동시에 첨가하여도 같은 질화억제 효과를 얻을 수가 있다. 다만 Sn이 Sb와 동일의 효과를 발휘하기 위하여는 Sb의 2배의 첨가량이 필요하게 된다.
따라서 청구항 1에 관한 발명에 있어서는 Sb와 Sn을 합쳐 취급하여, (Sb+Sn/2)를 0.001∼0.05%로 한정하는 것으로 하고, 청구항 2에 관한 발명에 있어서는 더욱 바람직한 범위로서 (Sb+Sn/2)를 0.001∼0.005%로 한정하였다.
다음에 기타의 성분의 한정이유에 대하여 설명한다.
C : C는 자기시효의 문제가 있기 때문에 0.005% 이하로 한다.
P : P는 펀칭성을 개선하기 위하여 필요한 원소이지만, 0.2%를 초과 첨가하면 강판이 취화(脆化)하기 때문에 0.2% 이하로 한다.
N : N는 함유량이 많은 경우에는 AlN의 석출량이 많게 되며 철손실을 증대시키기 때문에 0.005% 이하로 한다.
Si : Si는 강판의 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이지만, 4.0%를 초과하면 포화 자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하하기 때문에 상한을 4.0%로 한다.
Mn : Mn은 열간압연시의 적열취성을 방지하기 위하여 0.05% 이상 필요하지만 1.0% 이상이 되면 자속밀도를 저하시키므로 0.05∼1.0%로 한다.
Al : Al은 Si와 같이 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이지만, 1.5%를 초과하면 포화 자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하되기 때문에 상한을 1.5%로 한다. 또 0.1% 미만의 경우에는 AlN가 미세화하여 입성장성이 저하되기 때문에 하한을 0.1%로 한다.
제조방법
본 발명에 있어서는 S, Sb+Sn/2가 소정의 범위내이면 제조방법은 무방향성 전자강판을 제조하는 통상의 방법으로 해도 상관없다. 즉, 전로에서 취련(吹練)한 용강을 탈가스 처리하여 소정의 성분으로 조정하고, 계속하여 주조, 열간압연을 한다. 열간압연시의 마무리 소둔온도, 권취 온도는 특히 규정할 필요는 없고, 통상의 무방향성 전자강판을 제조하는 범위의 온도도 상관 없다. 또 열연후의 열연판 소둔은 하여도 되나 필수는 아니다. 이어 1회의 냉간 압연, 혹은 중간소둔을 사이에 포함한 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 한 후에 최종 소둔을 한다.
실시예
실시예 1
표 1에 나타내는 Si가 1% 이하인 강을 사용하여 전로에서 취련한 후에 탈가스 처리를 함으로써 소정의 성분으로 조정한 후 주조하고, 슬래브 가열온도 1160℃에서 1시간 가열한 후 판두께 2.0㎜까지 열간압연을 하였다. 열간압연시의 마무리온도는 800℃, 권취온도는 670℃로 하였다. 다음에 이 열연판을 산세척하고, 그 후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하고, 10% H2-90% N2 분위기중에서 표 1에 나타내는 마무리 소둔조건에서 소둔을 하고, 더욱 100% N2 중에서 750℃×2시간의 자성소둔을 하였다.
자기측정은 25㎝ 에프스타인 시험편을 사용하였다((L+C)/2). 각 강판의 자기특성(철손실 W15/50과 자속밀도 B50을 표 1에 함께 나타낸다.
표 1에서 No. 1∼No. 17이 Si의 레벨이 0.25%의 오더인 본 발명의 실시예이다. No. 22에서 No. 27이 Si의 레벨이 0.75%의 오더인 본 발명의 실시예 이다. 어느 실시예에 있어서도 철손실 W15/50은 종래제조가 곤란하다는 4.2W/㎏ 보다는 훨씬 낮고, Si의 레벨이 0.25%의 오더인 것에서는 3.94∼4.05W/㎏, Si의 레벨이 0.75%의 오더인 것에서는 3.36∼3.45W/㎏ 정도로 되어 있다.
또 자속밀도 B50 도 Si의 레벨이 0.25%의 오더인 것에서 1.76T, Si의 레벨이 0.75%의 오더인 것에서 1.73T로 높다.
이에 반하여 No. 18의 것은 S와 (Sb+Sn/2) 모두 본 발명의 범위를 벗어나 있으며, No. 19와 No. 20의 것은 S가 본 발명의 범위를 벗어나 있으며, No. 21의 것은 (Sb+Sn/2)가 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로, 어느것이나 철손실 W15/50가 높게 되어 있다.
Si의 레벨이 0.75%의 것에 있어서도 No. 28의 것은 S와 (Sb+Sn/2) 모두 본 발명의 범위를 벗어나 있으며, No. 29의 것은 S가, No. 30의 것은 (Sb+Sn/2)의 값이 각각 본 발명의 범위에서 벗어나 있으므로 같은 Si 레벨의 본 발명품 보다 철손실 W15/50가 높게 되어 있다.
이들의 실시예, 비교예를 보아서 알 수 있는 바와 같이 강판성분을 본 발명의 S, Sb+Sn/2량으로 제어한 경우에 자성소둔 후의 철손실이 대단히 낮고, 또 자속 밀도가 저하하지 않는 무방향성 전자강판을 얻을 수 있는 것을 알 수 있다.
표 1
실시예 2
Si 함유량이 1% 이상인 강판에 대하여도 마찬가지로 강을 전로에서 취련한 후에 탈가스 처리를 하므로써 표 2, 표3에 도시하는 소정의 성분으로 조정 후 주조하고, 슬래브를 1200℃에서 1시간 가열한 후 판두께 2.0㎜까지 열간압연하였다. 열연 마무리 온도는 800℃로 하였다. 권취 온도는 No. 31∼No. 40의 강판에 대하여는 650℃로 하고 No. 41∼No. 72의 강판에 대하여는 550℃로 하였다. 또 No. 41∼No. 72의 강판에는 표 2, 표3에 도시하는 조건에서 열연판소둔을 하였다. 열연판소둔의 분위기는 75% H2-25% N2로 하였다.
다음에 이 열연판을 산세척하고 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하여 25% H2-75% N2 분위기중에서 표2, 표3에 도시하는 마무리 소둔 조건에서 소둔을 하였다.
자기측정은 25㎝ 에프스타인 시험편을 사용하였다((L+C)/2)). 각 강판의 자기특성(철손실 W15/50과 자속밀도 B50)을 표2, 표3에 함께 나타낸다.
표 2에 나타내는 것중 No. 31∼No. 40은 Si함유량이 1.05%의 레벨에 있는 것, No. 41∼No. 48은 Si 함유량이 1.85%의 레벨에 있는 것이다. 어느 레벨에 있어서도 본 발명강인 No. 31∼No. 37과 No. 41∼No. 46에서는 본 발명강 이외의 것에 대하여 낮은 철손실이 얻어지고 있다. No. 38과 No. 47의 것은 S와 (Sb+Sn/2) 모두 본 발명의 범위를 벗어나 있으며, No. 39의 것은 S가, No. 40과 No. 48의 것은 (Sb+Sn/2)의 값이 각각 본 발명의 범위에서 벗어나 있으므로 같은 Si 레벨의 본 발명품 보다 철손실 W15/50가 높게 되어 있다.
표 3은 Si의 레벨이 2.5∼3.0%의 강에 대하여 실험결과를 나타낸 것으로, 도시되어 있는 내용은 표 2와 같은 것이다. No. 49∼No. 63이 본 발명강이며 그외의 것보다 낮은 철손실치를 나타내고 있다. No. 64의 것은 S와 (Sb+Sn/2)가 모두 본 발명의 범위를 벗어나 있으며, No. 65의 것은 S가, No. 66과 No. 67의 것은(Sb+Sn/2)의 값이 각각 본 발명의 범위에서 벗어나 있으므로 같은 Si 레벨의 본 발명품 보다 철손실 W15/50가 높게 되어 있다.
No. 68의 것은 C가 본 발명의 범위보다 높기 때문에 철손실 W15/50가 높을 뿐 아니라 자기시효의 문제를 가지고 있다.
No. 69의 것은 Mn이 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50이 높을 뿐 아니라 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
한편, No. 70의 것은 Al의 범위가 본 발명의 범위보다 높기 때문에 철손실 W15/50은 저하하지만 자속밀도 B50가 낮게 되어 있다.
No. 71의 것은 N가 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50이 높다.
No. 72의 강판은 Si의 범위가 본 발명의 범위보다 높으므로 철손실 W15/50은 낮게 억제되어 있지만 자속밀도 B50이 작게 되어 있다.
이와같이 Si 함유량이 1%를 초과하는 경우에 대하여도 본 발명의 범위내의 어느 Si 레벨에 있어서도 다른 성분이 본 발명의 범위내에 있는 강판은 기타의 강판에 비하여 철손실이 낮고, 또 자속밀도가 저하하는 일이 없다는 것을 알 수 있다.
표 2
표 3
다음에 본 강종의 제조안정성을 조사하기 위하여 C : 0.0025%, Si : 2.85%, Mn : 0.20%, P : 0.01%, Al : 0.31%, N : 0.0021%, S : 0.0003%, Sb=40ppm으로 한 강을 10챠지(charge) 실험기(實機)에서 용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기에서 830℃×3시간의 열연판소둔을 하고, 그 후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하여 25% H2-75% N2 분위기에서 900℃×1분간의 마무리 소둔을 하였다. 그 결과 철손실은 2.2∼2.6W/㎏로 크게 분산되는 것이 판명되었다.
이 원인을 조사하기 위하여 마무리 소둔후의 샘플로 박막을 제작하여 TEM 관찰을 하였다. 그 결과, 철손실이 낮은 샘플에 있어서는 미세한 석출물은 확인할 수 없으나 철손실이 높은 샘플에 있어서는 50nm 정도의 TiN이 관찰되었다. 이것으로부터 철손실 편차의 원인은 미세 TiN의 석출에 의한 것이라는 것이 명확하게 되었다. 그래서 Ti이 입성장성에 미치는 영향을 조사하기 위해 C : 0.0015, Si : 2.87%, Mn : 0.20%, P : 0.01%, Al : 0.31%, N : 0.0021%, S : 0.0003%, Sb=40ppm으로 하고 Ti량을 여러 가지로 바꾼 강을 러브 용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기에서 830℃×3시간의 열연판 소둔을 하고, 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하여 25% H2-75% N2 분위기에서 900℃×1분간의 마무리 소둔을 하였다. 도 9는 이렇게 하여 얻은 샘플의 Ti량과 마무리 소둔후의 철손실 W15/50의 관계를 도시한 것이다.
도 9에서 Ti≤50ppm으로 된 경우에 철손실 W15/50은 2.35W/㎏ 이하로 되어 안정하게 저철손실을 얻는 것이 가능하게 되는 것을 알 수 있다. 이상의 것으로부터 Ti는 50ppm 이하로 하며, 보다 바람직하기는 20ppm 이하로 한다.
표 4
구체예 2 :
본 발명의 골자는 S=10ppm 이하의 극저 S재에 있어서 Se 혹은 Te를 1종 또는 2종 합계로 0.0005∼0.01%의 범위로 함유시키므로써 무방향성 전자강판의 철손실을 대폭적으로 저하시키는데 있다.
즉, 상기 과제는 중량%로 C : 0.005% 이하, Si : 4.0% 이하, Mn : 0.05∼1.0%, P : 0.2% 이하, N : 0.005% 이하(O를 함유), Al : 0.1∼1.0%, S : 0.001% 이하(O를 함유)를 함유하고, 또 Se 및 Te를 1종 혹은 2종 합계로 0.0005∼0.01% 함유하며, 잔부가 실질적으로 Fe인 것을 특징으로 하는 철손실이 낮은 무방향성 전자강판에 의해 해결된다.
또 Se 및 Te를 1종 혹은 2종 합계로 0.0005∼0.002% 함유하도록 한정하므로써 보다 낮은 철손실을 얻을 수 있다.
여기에 『잔부가 실질적으로 Fe 인』이란 불가피한 불순물외에 본 발명의 작용효과를 방해하지 않는 범위에서 다른 미량원소를 첨가한 것도 본 발명의 범위에 포함된다는 취지이다.
또, 이하의 설명에서 강의 성분을 나타내는 %는 모두 중량%이며, ppm도 중량 ppm 이다.
본 발명자들은 S=10ppm 이하의 극저 S재에 있어서 철손실 저감을 저해하고 있는 요인을 상세히 조사하였다. 그 결과 S량의 저감에 따라 강판 표면층부에 현저한 질화층이 확인되고, 이 질화층이 철손실저감을 저해한다는 것이 명확하게 되었다.
그래서 본 발명자들은 질화를 억제하여 철손실을 더욱 저감시키는 수법에 관하여 예의 검토한 결과, Se 혹은 Te를 1종 혹은 2종 합계로 0.0005∼0.01%의 범위에서 첨가하므로써 극저 S재의 철손실이 대폭적으로 저하하는 것을 발견하였다.
본 발명을 실험결과에 의거하여 상세히 설명한다.
최초에 철손실에 끼치는 S의 영향을 조사하기 위하여 C : 0.0025%, Si : 2.85%, Mn : 0.20%, P : 0.01%, Al : 0.31%, N : 0.0021%로 하고, S량을 흔적량∼15ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보 용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기에서 830℃×3시간의 열연판소둔을 하여, 그후, 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하고, 10% H2-90% N2 분위기에서 900℃×1분간의 마무리 소둔을 하였다.
도 10에 이와 같이 하여 얻은 샘플의 S량과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다(도중 X표시). 도 10에서 S를 10ppm 이하로 한 경우에 대폭적인 철손실 저감이 달성되어 W15/50=2.5W/㎏가 달성되는 것을 알 수 있다. 이것은 S저감에 의해 입성장성이 향상되었기 때문이다.
이상의 것으로부터 본 발명에 있어서는 S량의 범위를 10ppm 이하, 바람직하기는 5ppm 이하로 한정한다.
그러나 S량이 10ppm 이하로 되면 철손실의 저하는 느릿하게 되어, S량을 더욱 저감하였다고 하여도 철손실은 2.4W/㎏밖에 되지 않는다.
본 발명자들은 S≤10ppm의 극저 S재에 있어서 철손실의 저감이 저해되는 것은 MnS 이외의 미지의 요인에 의하는 것이 아닌가 하고 생각하여 광학 현미경으로 조직 관찰을 하였다. 그 결과 S≤10ppm의 영역에서 강판표면층에 현저한 질화층이 확인되었다. 이것에 대하여 S＞10ppm의 영역에서는 질화층은 경미하게 되어 있었다. 이 질화층은 질화분위기에서 행한 열연판 소둔시 및 마무리 소둔시에 생긴 것이라 생각된다.
이 S저감에 따른 질화반응촉진의 원인에 관하여는 다음과 같이 생각된다. 즉, S는 표면 및 입계에 농화하기 쉬운 원소이기 때문에 S＞10ppm의 영역에서는 S가 강판표면에 농화하여 열연판 소둔시 및 마무리 소둔시의 질소의 흡착을 억제하고 있으며, 한편 S≤10ppm의 영역에서는 S에 의한 질소흡착의 억제 효과가 저하되었기 때문이라 생각된다.
본 발명자들은 이 극저 S재에 있어서 현저하게 생기는 질화층이 강판 표면층부의 결정입의 성장을 방해하여 철손실의 저하를 억제하는 것은 아닌가 하고 생각하였다. 이와같은 생각하에서 질소흡착의 억제가 가능하고 또 극저 S재의 우수한 입성장성을 방해하는 일이 없는 원소를 함유시킬 수가 있으면 극저 S재의 철손실은 더욱 저감하는 것이 아닌가 하는 착상을 지니고 여러 가지의 검토를 더한 결과, Se의 극미량 함유가 유효하다는 것을 발견하였다.
도 10에 상기 X표시로 나타낸 샘플의 성분에 10ppm의 Se을 첨가한 샘플에 대하여 동일의 조건에서 시험을 한 결과를 0표시로 나타낸다. Se의 철손실 저감효과에 착안하면 S＞10ppm의 영역에서는 Se 첨가에 의해 철손실은 0.02∼0.04W/㎏정도밖에 저하하지 않으나, S≤10ppm의 영역에서는 Se첨가에 의해 철손실은 0.20W/㎏ 정도 저하되어 있으며, S량이 적은 경우에 Se의 철손실저감 효과는 현저히 확인된다.
또 이 샘플에서는 S량에 상관없이 질화층은 확인할 수 없었다. 이것은 Se가 강판표면층부에 농화하여 질소의 흡착을 억제한 때문이라 생각된다.
다음에 Se의 최적첨가량을 조사하기 위하여 C : 0.0026%, Si : 2.70%, Mn : 0.20%, P : 0.020%, Al : 0.30%, S : 0.0004%, N : 0.0020%로 하고, Se량을 흔적량∼130ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보 용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기에서 830℃×3시간의 열연판소둔을 하고, 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하여 10% H2-90% N2 분위기에서 900℃×1분간의 마무리 소둔을 하였다.
도 11에 Se량과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다. 도 11에서 Se 첨가량이 5ppm 이상의 영역에서 철손실이 저하하며, 종래의 Si+Al=3∼3.5% 정도의 전자강판에서는 얻을 수 없었던 W15/50=2.25W/㎏가 달성되는 것을 알 수 있다. 그러나 Se을 더욱 첨가하여 Se＞20ppm으로 된 경우에는 철손실이 다시 증대하는 것도 알 수 있다.
이 Se＞20ppm의 영역에서의 철손실증대 원인을 조사하기 위하여 광학현미경에 의한 조직관찰을 하였다. 그 결과 표면층 세입조직은 확인되지 않았지만 평균 결정입경이 약간 작게 되어 있었다. 이 원인은 명확하지는 않지만 Se가 입계에 편석하기 쉬운 원소이기 때문에 Se의 입계 드래그 효과에 의해 입성장성이 저하한 것이라 생각된다.
다만, Se를 130ppm 까지 첨가하여도 Se 프리강과 비교하면 철손실은 양호하다. 이상의 것으로부터 Se는 5ppm 이상으로 하고 비용상의 문제로 상한을 100ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 5ppm 이상, 20ppm 이하로 한다.
이상의 철손실 저감효과는 Te를 첨가한 경우에도 마찬가지로 확인되었다. 이것으로부터 Te도 Se과 같이 5ppm 이상으로 하고, 비용상의 문제로 상한을 100ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 5ppm 이상, 20ppm 이하로 한다.
또 Se와 Fe를 복합 첨가한 경우에도 같은 효과가 확인되었다. 이것으로부터 Se와 Te를 복합첨가한 경우에는 합계로 5ppm 이상으로 하고, 비용상의 문제로 상한을 100ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 5ppm 이상, 20ppm 이하로 한다.
다음에 기타의 성분의 한정이유에 대하여 설명한다.
C : C는 자기시효의 문제가 있기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Si : Si는 강판의 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이지만 4.0%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하되기 때문에 상한을 4.0%로 하였다.
Mn : Mn은 열간압연시의 적열취성을 방지하기 위하여 0.05% 이상 필요하지만 1.0% 이상이 되면 자속밀도를 저하시키므로 0.05∼1.0%로 하였다.
P : P는 강판의 펀칭성을 개선하기 위하여 필요한 원소이지만, 0.2%를 초과하여 첨가하면 강판이 취화하기 때문에 0.2% 이하로 하였다.
N : N는 함유량이 많은 경우에는 AlN의 석출량이 많게 되며 철손실을 증대시키기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Al : Al은 Si와 같이 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이지만, 1.0%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하하기 때문에 상한을 1.0%로 하였다. 또 0.1% 미만의 경우에는 AlN가 미세화하여 입성장성이 저하되기 때문에 하한을 0.1%로 하였다.
본 발명에 있어서는 S, Se 및 Te가 소정의 범위내이면 제조방법은 통상의 무방향성 전자강판의 제조방법으로도 상관이 없다. 즉 전로에서 취련한 용강을 탈가스처리하여 소정의 성분으로 조정하고, 계속하여 주조, 열간압연을 한다. 열간압연시의 마무리 소둔온도, 권취 온도는 특히 규정할 필요는 없고 통상으로 하여도 상관없다. 또 열연후의 열연판소둔은 하여도 좋으나 필수는 아니다. 이어서 1회의 냉간 압연 혹은 중간 소둔을 끼운 2회 이상의 냉간 압연에 의해 소정의 판두께로 한 후에 최종 소둔을 한다.
실시예
도 5에 나타내는 강을 사용하여 전로에서 취련한 후에 탈가스처리를 함으로써 소정의 성분으로 조정후 주조하고 슬래브를 1200℃에서 1시간 가열한 후 판두께 2.0㎜까지 열간압연을 하였다. 열연마무리 온도는 800℃로 하였다. 권취 온도는 No. 1∼6의 강판에 대하여는 670℃로 하고, 그 외 강판은 550℃로 하였다. 또 No. 7∼35의 강판에는 표6에 나타내는 조건으로 열연판소둔을 하였다. 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하고 표 6에 나타내는 마무리 소둔 조건에서 소둔을 하였다. 표5와 표 6의 No.가 같은 것은 같은 강판을 나타낸다. 열연판 소둔 분위기는 75% H2-25% N2, 마무리 소둔 분위기는 10% H2-90% N2 이었다.
자기측정은 25㎝ 에프스타인 시험편을 사용하였다. 각 강판의 자기특성을 표 6에 함께 나타낸다.
표5, 표6중 No. 1∼6이 Si의 레벨이 1.0∼1.1%, No. 7∼11이 Si의 레벨이 1.8∼1.9%, No. 12∼35가 소수의 예외를 제외하고 Si의 레벨이 2.7∼3.0%의 것이다. 같은 Si의 레벨로 비교한 경우 본 발명강은 비교강에 비하여 철손실 W15/50이 낮은 것을 알 수 있다.
이것에 의해 강판성분을 본 발명의 S, Se, Te량으로 제어한 경우에 마무리 소둔후의 철손실이 대단히 낮은 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.
이에 반하여 No. 4의 강판은 S, Se+Te가 본 발명의 범위에 속하지 않으며, No. 5의 강판은 S가 본 발명의 범위에 속하지 않고, No. 6의 강판은 Se+Te가 본 발명의 범위에 속하지 않는다. 따라서 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
마찬가지로 No. 10의 강판은 S, Se+Te가 본 발명의 범위에 들지 않으며, No. 11의 강판은 Se+Te가 본 발명의 범위에 들지 않는다. 따라서 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
또, No. 27의 강판은 S, Se+Te이 본 발명의 범위에 들지 않으며, No. 28의 강판은 S가 본 발명의 범위에 들지 않고, No. 29, 30의 강판은 Se+Te가 본 발명의 범위에 들지 않는다. 따라서 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 31의 강판은 C가 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 자기시효의 문제가 있다.
No. 32의 강판은 Si가 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50은 낮으나 자속밀도 B50이 작게 되어 있다.
No. 33의 강판은 Mn이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 자속밀도 B50이 작게 되어 있다.
No. 34의 강판은 Al이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50은 낮으나 자속밀도 B50이 작게 되어 있다.
No. 35의 강판은 N가 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50이 크게 되어 있다.
표 5
No C Si Mn P S Al Se Te N
1 0.0019 1.07 0.21 0.020 0.0004 0.30 0.0006 tr. 0.0023
2 0.0022 1.08 0.19 0.021 0.0004 0.29 0.0010 tr. 0.0024
3 0.0022 1.05 0.18 0.025 0.0004 0.30 0.0050 tr. 0.0018
4 0.0020 1.03 0.21 0.020 0.0020 0.31 tr. tr. 0.0020
5 0.0018 1.05 0.22 0.020 0.0020 0.30 0.0010 tr. 0.0021
6 0.0017 1.10 0.20 0.018 0.0004 0.30 tr. tr. 0.0022
7 0.0025 1.83 0.21 0.020 0.0004 0.30 0.0005 tr. 0.0018
8 0.0018 1.86 0.19 0.018 0.0004 0.29 0.0015 tr. 0.0019
9 0.0025 1.85 0.18 0.020 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0016
10 0.0022 1.86 0.22 0.020 0.0020 0.30 tr. tr. 0.0015
11 0.0022 1.85 0.20 0.024 0.0004 0.30 tr. tr. 0.0016
12 0.0022 2.85 0.19 0.023 0.0002 0.32 0.0005 tr. 0.0021
13 0.0022 2.85 0.19 0.018 0.0002 0.30 0.0010 tr. 0.0022
14 0.0022 2.78 0.18 0.021 0.0002 0.31 0.0018 tr. 0.0017
15 0.0025 2.80 0.18 0.020 0.0002 0.32 0.0025 tr. 0.0015
16 0.0018 2.80 0.18 0.020 0.0002 0.32 0.0050 tr. 0.0020
17 0.0025 2.80 0.18 0.020 0.0002 0.32 0.0080 tr. 0.0017
18 0.0020 2.85 0.19 0.023 0.0002 0.30 tr. 0.0005 0.0023
19 0.0018 2.85 0.19 0.018 0.0002 0.30 tr. 0.0012 0.0020
20 0.0017 2.78 0.17 0.021 0.0007 0.31 tr. 0.0030 0.0015
21 0.0019 2.75 0.18 0.021 0.0002 0.31 tr. 0.0050 0.0020
22 0.0022 2.78 0.15 0.021 0.0002 0.31 tr. 0.0070 0.0023
23 0.0020 2.78 0.15 0.021 0.0002 0.31 0.0005 0.0005 0.0017
24 0.0025 2.78 0.15 0.021 0.0002 0.31 0.0020 0.0020 0.0020
25 0.0020 3.00 0.18 0.021 0.0002 0.10 0.0015 tr. 0.0015
26 0.0021 2.50 0.18 0.021 0.0002 0.60 0.0015 tr. 0.0016
27 0.0025 2.81 0.18 0.022 0.0030 0.31 tr. tr. 0.0018
28 0.0018 2.82 0.18 0.022 0.0030 0.32 0.0015 tr. 0.0017
29 0.0022 2.82 0.18 0.018 0.0002 0.31 tr. tr. 0.0020
30 0.0025 2.80 0.18 0.020 0.0002 0.32 0.0150 tr. 0.0015
31 0.0060 2.85 0.19 0.021 0.0004 0.33 0.0015 tr. 0.0015
32 0.0020 4.20 0.19 0.025 0.0004 0.30 0.0015 tr. 0.0015
33 0.0025 2.85 1.30 0.021 0.0004 0.30 0.0015 tr. 0.0017
34 0.0021 2.30 0.19 0.025 0.0004 1.60 0.0015 tr. 0.0015
35 0.0022 2.85 0.19 0.018 0.0004 0.30 0.0015 tr. 0.0060
표 6
No 열연판소둔온도(℃) 열연판소둔시간(min) 마무리소둔온도(℃)×1min W15/50(W/㎏) B50(T) 비 고
1 - - 840 3.38 1.74 본발명강
2 - - 840 3.35 1.74 본발명강
3 - - 840 3.42 1.74 본발명강
4 - - 840 4.30 1.74 비교강(S,Se+Te벗어남)
5 - - 840 4.28 1.74 비교강(S벗어남)
6 - - 840 3.61 1.74 비교강(Se+Te벗어남)
7 770 180 900 2.43 1.72 본발명강
8 770 180 900 2.41 1.72 본발명강
9 770 180 900 2.48 1.72 본발명강
10 770 180 900 3.62 1.72 비교강(S,Se+Te벗어남)
11 770 180 900 2.66 1.72 비교강(Se+Te벗어남)
12 900 3 920 2.26 1.71 본발명강
13 830 180 920 2.24 1.71 본발명강
14 830 180 920 2.24 1.71 본발명강
15 830 180 920 2.30 1.71 본발명강
16 830 180 920 2.31 1.71 본발명강
17 830 180 920 2.32 1.71 본발명강
18 930 3 920 2.25 1.71 본발명강
19 830 180 920 2.24 1.71 본발명강
20 830 180 920 2.30 1.71 본발명강
21 830 180 920 2.32 1.71 본발명강
22 830 180 920 2.33 1.71 본발명강
23 830 180 920 2.24 1.71 본발명강
24 830 180 920 2.31 1.71 본발명강
25 830 180 920 2.25 1.71 본발명강
26 830 180 920 2.23 1.71 본발명강
27 830 180 920 3.41 1.71 비교강(S,Se+Te벗어남)
28 830 180 920 3.38 1.71 비교강(S벗어남)
29 830 180 920 2.46 1.71 비교강(Se+Te벗어남)
30 830 180 920 2.35 1.71 비교강(Se+Te벗어남)
21 830 180 920 2.46 1.69 비교강(C벗어남)
32 830 180 920 2.22 1.63 비교강(Si벗어남)
33 830 180 920 2.62 1.66 비교강(Mn벗어남)
34 830 180 920 2.21 1.65 비교강(Al벗어남)
35 830 180 920 2.50 1.69 비교강(N벗어남)
구체예 3 :
본 발명의 골자는 S≤0.001%로 하고, 또 Sb 또는 Sn을 소정량 첨가한 강판의 판두께를 0.1∼0.35㎜로 하므로써 전기자동차용 모터에 요구되는 고자속밀도와 넓은 주파수역에서 저철손실의 전자강판을 얻는데 있다.
즉, 상기 과제는 중량%로 C : 0.005% 이하, Si : 1.5∼3.0%, Mn : 0.05∼1.0%, P : 0.2% 이하, N : 0.005% 이하(O를 함유), Al : 0.1∼1.0%, Si+Al≤3.5%, S : 0.001%이하(0를 함유), Sb+Sn/2=0.001∼0.05%를 함유하며, 잔부가 실질적으로 Fe이며, 판두께가 0.1∼0.35㎜인 전기자동차의 모터용 전자강판에 의해 해결된다.
또한 Sb+Sn/2의 범위를 0.001∼0.005%로 한정하므로써 보다 낮은 철손실을 얻을 수가 있다.
여기에 『잔부가 실질적으로 Fe인』이라고 하는 것은 불가피한 불순물외에 본 발명의 작용효과를 방해하지 않는 범위에서 미량의 다른 원소를 함유한 것도 본 발명의 범위내에 포함되는 것을 의미한다.
또 본 명세서에서 강판의 함유원소를 나타내는 %는 특히 예고하지 않는 한 중량%로 나타내며, ppm도 중량 ppm으로 나타낸다.
본 발명자들은 최초에 철손실에 미치는 S량의 영향을 조사하기 위하여 C : 0.0026%, Si : 2.80%, Mn : 0.21%, P : 0.01%, Al : 0.32%, N : 0.0015%로 하고, S량을 흔적량∼15ppm의 범위에서 변화시킨 강을 실험실에서 진공용해하여 열연, 산세척후, 75% H2-25% N2 분위기중에서 830℃×3시간의 열연판소둔을 하였다.
계속하여 이 열연소둔판을 판두께 0.5㎜ 및 0.35㎜까지 냉간압연하고, 10% H2-90% N2 분위기중에서 900℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다.
자기측정은 25㎝ 에프스타인법에 의해 행하였다.
전기자동차에 있어서는 일반적으로 주파수 50Hz 정도의 저주파 역에서는 토크가 요구되기 때문에 1.5T 정도에서 여자(勵磁)되며, 한편 400Hz 정도의 고주파역에서는 토크는 그만큼 요구되지 않기 때문에 1.0T 정도에서 구동된다. 이 때문에 주파수 50Hz에서는 1.5T까지 자화할때의 철손실 W15/50으로 평가를 하고, 주파수 400Hz에서는 1.0T까지 자화할때의 철손실 W15/50으로 평가를 하였다. 도 12에 판두께 0.5㎜인 재료의 S량과 철손실 W15/50 및 철손실 W10/400의 관계를 나타낸다.
도 12에서 0.5㎜재에 있어서 주파수 50Hz에서의 철손실 W15/50은 S≤10ppm으로 된 경우에 대폭적으로 저하되는 것을 알 수 있다.
한편, 400Hz의 철손실 W10/400은 S량이 낮게 된 경우 반대로 증대하는 것을 알 수 있다. 이 S량의 저하에 의한 철손실의 변화의 원인을 조사하기 위하여 조직을 광학현미경에 의해 관찰하였다. 그 결과 S≤0.001%에서 결정입이 조대하게 되어 있는 것이 확인되었다. 이것은 강중의 MnS가 저감한 때문이라 생각된다.
이 조직변화에서 주파수 50Hz와 400Hz의 철손실의 S량 의존성은 아래와 같이 이해할 수가 있다.
일반적으로 철손실은 히스테리시스 손실과 와전류손실로 나눌 수가 있다. 결정입경이 크게 된 경우에는 히스테리시스 손실은 저하하고 와전류손실은 증대하는 것으로 알려져 있다. 주파수 50Hz에 있어서는 히스테리시스 손실이 철손실의 지배인자이기 때문에 S저감 및 그것에 기인하는 결정입의 조대화에 의해 히스테리시스 손실이 저하하여 철손실이 저하하는 것으로 된다. 이에 반하여 주파수 400Hz에서는 와전류손실이 철손실의 지배인자이기 때문에 S저감 및 그것에 기인하는 결정입의 조대화에 의해 와전류손실이 증대하여 철손실이 증대하는 것으로 된다.
이상의 사실로부터 0.5㎜재에서 S를 저감시키는 것은 저주파역의 철손실 저감에는 효과적이지만 고주파역의 철손실 저감에는 역효과인 것을 알 수 있다.
도 13에 0.35㎜재의 S량과 철손실의 관계를 나타낸다. 도 13에서 0.35㎜ 재에 있어서의 주파수 50Hz에서의 철손실 W15/50은 0.5㎜ 재와 마찬가지로 S≤10ppm으로 되는 경우에 대폭적으로 저하하는 것을 알 수 있다.
그러나 0.5㎜재의 결과와 달리 400Hz의 철손실 W10/400도, S량이 낮게 되는 경우에 저하하는 것을 알 수 있다. 이것은 0.35㎜재에서는 판두께가 감소되어 있기 때문에 와전류손실이 0.5㎜재에 비하여 대폭적으로 저하되어 있으며, 400Hz에 있어서도 결정입경의 조대화에 의한 히스테리시스 손실의 저감이 전체 철손실을 저하시키기 때문이다.
이상의 내용으로 부터 0.35㎜ 이하의 판두께에 있어서는 S의 저감은 저주파역에서 고주파역까지의 철손실을 대폭적으로 저하시키는 것을 알 수 있다. 이 때문에 본 발명에 있어서는 S량의 범위를 10ppm 이하로, 판두께를 0.35㎜ 이하로 각각 한정한다.
또 S 저감에 따른 저주파역에서 고주파역까지의 철손실의 저하는 0.35㎜ 이하의 판두께의 전자강판에 있어서는 판두께가 얇게 될수록 현저히 확인되었다. 그러나 판두께가 0.1㎜ 미만에서는 냉간압연이 곤란하게 되며, 또 수요자에게 있어서의 강판적층시의 수고가 증대하기 때문에 본 발명에 있어서는 판두께를 0.1㎜ 이상으로 한다.
다음에 0.35㎜재에서 철손실을 더욱 저감시키는 수법에 대하여 검토하였다.
철손실을 저감시키기 위한 수법으로서는 일반적으로 Si, Al량을 증대시켜 고유저항을 증대시키는 것이 유효하다. 그러나 전기자동차용 모터에서는 Si, Al의 증대는 토크저하를 초래하기 때문에 바람직하지 못하다. 그래서 Si, Al의 증대 이외의 수법에 대하여 검토하는 것으로 하였다.
그런데 도 13에서 S량이 10ppm 이하가 되면 철손실의 저하는 느릿하게 되어 S를 더욱 저감하였다고 하여도 철손실은 W15/50에서 2.3W/㎏ 정도, W10/400에서 1.85W/㎏ 정도로 밖에 되지 않는다.
본 발명자들은 S≤10ppm의 극저 S재에 있어서 철손실의 저감이 저해되는 것은 MnS 이외의 미지의 요인에 의하는 것은 아닌가 하고 생각하여, 광학 현미경으로 조직관찰을 하였다. 그 결과 S≤10ppm의 영역에서 강판표면층에 현저한 질화층이 확인되었다. 이것에 대하여 S＞10ppm의 영역에서는 질화층은 경미하게 되어 있었다. 이 질화층은 질화분위기에서 행하여지는 열연판 소둔시 및 마무리 소둔시에 생긴 것이라 생각된다.
이 S 저감에 따른 질화 반응 촉진의 원인에 관하여는 다음과 같이 생각된다. 즉, S는 표면 및 입계에 농화되기 쉬운 원소이기 때문에 S＞10ppm의 영역에서는 S가 강판표면에 농화하여 소둔시의 질소의 흡착을 억제하고 있으며, 한편 S≤10ppm의 영역에서는 S에 의한 질소흡착의 억제효과가 저하한 때문이라 생각된다.
본 발명자들은 이 극저 S재에 있어서 현저하게 생기는 질화층이 철손실의 저하를 억제하는 것은 아닌가 하고, 생각하였다. 이와같은 생각하에서 본 발명자들은 질소흡착의 억제가 가능하고 또 극저 S재의 우수한 입성장성을 방해하는 일이 없는 원소를 첨가할 수가 있으면 극저 S재의 철손실은 더욱 저감하지 않을까 하는 착상을 지니고 여러 가지의 검토를 더한 결과, Sb 및 Sn의 첨가가 유효하다는 것을 발견하였다.
도 14에, 도13에 도시한 샘플의 성분에 40ppm의 Sb를 첨가한 샘플에 대하여 동일의 조건에서 시험을 한 결과를 나타낸다. Sb의 철손실 저감 효과에 착안하면 S＞10ppm의 영역에서는 Sb 첨가에 의해 철손실은 W15/50에서 0.02∼0.04W/㎏정도, W10/400에서 0.2∼0.3W/㎏ 정도밖에 저하되지 않으나, S≤10ppm의 영역에서는 Sb 첨가에 의해 철손실은 W15/50에서 0.20∼0.30W/㎏정도 W10/400에서 1.5W/㎏정도 저하되어 있으며, S량이 적은 경우에 Sb의 철손실 저감효과는 현저하게 확인된다. 또 이 샘플에서는 S량에 상관없이 질화층은 확인할 수 없었다. 이것은 Sb가 강판표면층부에 농화하여 질소의 흡착을 억제하였기 때문이라고 생각된다.
이상의 것으로 부터 판두께 0.35㎜의 극저 S재에 Sb를 첨가하므로써 자속밀도의 저하를 초래하는 일없이 넓은 주파수역에서 대폭적인 저철손실화가 가능하게 되는 것이 명확하게 되었다.
다음에 Sb의 최적 첨가량을 조사하기 위하여 C : 0.0026%, Si : 2.75%, Mn : 0.30%, P : 0.02%, Al : 0.35%, S : 0.0004%, N : 0.0020%로 하고, Sb량을 흔적량∼700ppm의 범위에서 변화시킨 강을 실험실에서 진공용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기중에서 830℃×3시간의 열연판소둔을 하고, 판두께 0.35㎜까지 냉간압연하여 10% H2-90% N2 분위기중에서 900℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다. 도 15는 이와 같이 하여 얻은 샘플의 Sb량과 철손실 W15/50 및 W10/400의 관계를 나타낸 것이다.
도 15에서, Sb 첨가량이 10ppm 이상인 영역에서 철손실이 저하하며, W15/50=2.0W/㎏, W10/400=17W/㎏가 달성되는 것을 알 수 있다. 그러나 Sb를 더욱 첨가하여 Sb＞50ppm으로 된 경우에는 철손실은 Sb량의 증대에 따라 느릿하게 증대하는 것도 알 수 있다.
이 Sb＞50ppm의 영역에서의 철손실 증대 원인을 조사하기 위하여 광학 현미경에 의한 조직관찰을 하였다. 그 결과 표면층 질화층은 확인할 수 없었지만 평균결정입경이 약간 작게 되어 있었다. 이 원인은 명확하지는 않지만 Sb가 입계에 편석하기 쉬운 원소이기 때문에 Sb의 입계 드래그 효과에 의해 입성장성이 저하한 것이라 생각된다.
다만, Sb를 700ppm까지 첨가하여도 Sb 프리강과 비교하면 철손실은 양호하다. 이상의 것으로부터 Sb는 10ppm 이상으로 하고, 비용상의 문제로 상한을 500ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 10ppm 이상, 50ppm 이하, 보다 바람직하기는 20ppm 이상, 40ppm 이하로 한다.
Sn도 Sb와 같이 표면 편석하는 원소이기 때문에 Sb와 같은 질화억제 효과가 얻어지는 것이라 생각된다. 그래서 Sn의 최적 첨가량을 조사하기 위하여 C : 0.0020%, Si : 2.85%, Mn : 0.31%, P : 0.02%, Al : 0.30%, S : 0.0003%, N : 0.0015%로 하고, Sn량을 흔적량∼1400ppm의 범위에서 변화시킨 강을 실험실에서 진공용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기중에서 830℃×3시간의 열연판소둔을 하고, 판두께 0.35㎜까지 냉간압연하여 10% H2-90% N2 분위기중에서 900℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다.
도 16은 이와 같이 하여 얻은 샘플의 Sn량과 W15/50 및 W10/400의 관계를 나타낸 것이다.
도 16에서 Sn 첨가량이 20ppm 이상인 영역에서 철손실이 저하하여 W15/50 : 2.0W/㎏, W10/400=17W/㎏가 달성되는 것을 알 수 있다. 그러나 Sn을 더욱 첨가하여 Sn≥100ppm으로 된 경우에는 철손실은 Sn량의 증대에 따라 느릿하게 증대하는 것도 알 수 있다. 다만 Sn을 1400ppm까지 첨가하여도 Sn 프리강과 비교하면 철손실은 양호하다.
이 Sn과 Sb의 철손실에 미치는 영향의 차이는 아래와 같이 이해할 수 있다. 즉, Sn는 편석계수가 Sb 보다도 작기 때문에 표면 편석에 의해 질화를 억제하기 위하여는 Sb의 2배정도의 양이 필요하게 된다. 이 때문에 Sn는 20ppm 이상의 첨가에 의해 철손실이 저하하는 것으로 된다. 한편, Sn의 입계 편석에 의한 드래그 효과에 의해 철손실이 증대하기 시작하는 첨가량도 Sb에 비하여 Sn의 편석계수가 작기 때문에 2배 정도로 된다. 이 때문에 Sn는 100ppm 이상의 첨가에 의해 철손실이 느릿하게 증대하는 것으로 된다.
이상의 것으로부터 Sn는 20ppm 이상으로 하고, 비용상의 문제로 상한을 1000ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 20ppm 이상, 100ppm 이하, 보다 바람직하기는 30ppm 이상, 90ppm 이하로 한다.
이상 기술한 바와 같이 Sb와 Sn가 질화를 억제하는 메카니즘은 동일하다. 이 때문에 Sb와 Sn를 동시에 첨가하여도 같은 질화억제효과를 얻을 수가 있다. 다만, Sn가 Sb와 동일의 효과를 발휘하기 위하여는 Sb의 2배의 첨가량이 필요하게 된다. 이 때문에 Sb 및 Sn를 동시에 첨가하는 경우에는 Sb+Sn/2에서 0.001% 이상, 0.05% 이하로 하고, 보다 바람직하기는 0.001% 이상, 0.005% 이하로 한다.
다음에 기타 성분의 한정이유에 대하여 설명한다.
C는 자기시효의 문제가 있기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Si는 강판의 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이기 때문에 1.5% 이상 첨가한다. 한편 3.0%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하되기 때문에 상한을 3.0%로 하였다.
Mn은 열간압연시의 적열취성을 방지하기 위하여 0.05% 이상 필요하지만 1.5% 이상이 되면 자속밀도를 저하시키므로 0.05∼1.5%로 하였다.
P는 강판의 펀칭성을 개선하기 위하여 필요한 원소이지만, 0.2%를 초과 첨가하면 강판이 취화하기 때문에 0.2% 이하로 하였다.
N는 함유량이 많은 경우에는 AlN의 석출량이 많게 되며 AlN가 조대화 되는 경우에 있어서도 입성장성이 저하하여 철손실을 증대시키기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Al은 미량으로 첨가하면 미세한 AlN를 생성하여 자기특성을 열화시킨다. 이 때문에 하한을 0.1%로 하고 AlN를 조대화할 필요가 있다. 한편 1.0% 이상이 되면 자속밀도를 저하시키기 때문에 상한은 1.0% 이하로 한다. 다만 Si+Al 량이 3.5%를 초과하는 경우에는 자속밀도가 저하하며, 또한 여자전류가 증대하기 때문에 Si+Al은 3.5% 이하로 한다.
본 발명에 있어서 S, Sb, Sn가 소정의 범위내에 있으면 제조방법은 통상의 전자강판의 제조방법이라도 상관없다. 즉, 전로에서 취련한 용강을 탈가스처리하여 소정의 성분으로 조정하고, 계속하여 주조, 열간압연을 한다. 열간압연시의 마무리 소둔온도, 권취온도는 특히 규정할 필요는 없고, 통상의 온도도 상관없다. 열연후의 열연판 소둔은 하여도 좋으나 필수는 아니다. 이어서 1회의 냉간 압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 한 후에 최종소둔을 한다.
실시예
표 7에 나타내는 강을 사용하여 전로에서 취련한 후에 탈가스처리를 행하므로써 소정의 성분으로 조정후 주조하고, 슬래브를 1150℃에서 1시간 가열한 후 판두께 2.0㎜까지 열간압연을 하였다. 열연마무리 온도는 750℃로 하고, 권취온도는 610℃로 하였다. 다음에 이 열연판을 산세척하여 표 7에 나타내는 조건에서 열연판 소둔을 하였다. 열연판 소둔 분위기는 75% H2-25% N2 로 하였다. 그후 판두께 0.1∼0.5㎜까지 냉간압연을 하여 표8, 표9에 나타내는 마무리 소둔조건에서 소둔을 하였다. 마무리 소둔분위기는 10% H2-90% N2 로 하였다.
자기측정은 25㎝ 에프스타인 시험편(L+C)/2를 사용하였다. 각 강판의 자기특성을 표 7에 함께 나타낸다. 또 표 7∼표9에서 No.는 강판번호를 나타내며, 각 표에 공통이다.
표7∼표9에서 No. 7∼13, No. 15∼21, No. 24∼27의 강판이 본 발명강판이다. 이들중 어느 강판에 있어서도 다른 강판보다 철손실 W15/50, W10/400=17W/㎏, W5/1K가 낮고, 또, 자속밀도 B50이 높은 것을 알 수 있다.
이것에 대하여 No. 1의 강판은 S, Sb+Sn, 판두께가 모두 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실이 대단히 높게 되어 있다. No. 2의 강판은 Sb+Sn과 판두께가 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 역시 철손실이 대단히 높다.
No. 3의 강판은 판두께가 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50의 값은 낮게 되어 있으나, W10/400, W5/1K의 값이 크게 되어 있다.
No. 4와 No. 22의 강판은 S와 Sb+Sn가, No. 5의 강판은 S가, No. 6과 No. 14와 No. 33의 강판은 Sb+Sn가 각각 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50가 높게 되어 있다.
No. 28의 강판은 Si+Al, Sb+Sn의 값이 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
No. 29의 강판은 Si와 Si+Al의 범위가, No. 30의 강판은 Si+Al의 범위가 각각 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 철손실은 낮지만 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
No. 31의 강판은 Al이 본 발명의 하한을 벗어나 있기 때문에 철손실이 높고 자속밀도가 낮다.
No. 32의 강판은 Al이 본 발명의 상한을 벗어나고, Si+Al이 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
No. 33의 강판은 Mn이 본 발명의 하한을 하회하고 있으므로 철손실이 크게 되고, No. 34의 강판은 Mn이 본 발명의 상한을 상회하고 있으므로 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
No. 35의 강판은 C량이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실이 높을 뿐 아니라 자기시효의 문제를 가지고 있다.
No. 36의 강판은 N량이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실이 높게 되어 있다.
표 7
No C Si Mn P S Al Sb Sn N
1 0.0021 2.80 0.20 0.020 0.0020 0.30 tr. tr. 0.0025
2 0.0020 2.81 0.20 0.020 0.0004 0.30 tr. tr. 0.0023
3 0.0020 2.81 0.20 0.020 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0023
4 0.0021 2.79 0.20 0.018 0.0020 0.30 tr. tr. 0.0020
5 0.0021 2.79 0.20 0.018 0.0020 0.30 0.0040 tr. 0.0020
6 0.0020 2.85 0.21 0.020 0.0004 0.30 tr. tr. 0.0026
7 0.0021 2.80 0.19 0.021 0.0004 0.29 0.0010 tr. 0.0023
8 0.0018 2.81 0.18 0.025 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0025
9 0.0015 2.81 0.18 0.025 0.0008 0.30 0.0040 tr. 0.0025
10 0.0018 2.81 0.18 0.025 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0020
11 0.0021 2.79 0.20 0.020 0.0004 0.30 0.0060 tr. 0.0025
12 0.0021 2.85 0.20 0.024 0.0004 0.30 0.0200 tr. 0.0025
13 0.0020 2.80 0.21 0.020 0.0004 0.30 0.0400 tr. 0.0026
14 0.0022 2.82 0.23 0.020 0.0004 0.30 0.0600 tr. 0.0020
15 0.0021 2.81 0.19 0.018 0.0004 0.29 tr. 0.0020 0.0025
16 0.0018 2.79 0.18 0.020 0.0004 0.30 tr. 0.0060 0.0025
17 0.0022 2.80 0.18 0.022 0.0004 0.31 tr. 0.0120 0.0018
18 0.0018 2.82 0.18 0.022 0.0004 0.32 tr. 0.0400 0.0016
19 0.0022 2.80 0.18 0.018 0.0004 0.31 tr. 0.0800 0.0026
20 0.0022 2.80 0.18 0.018 0.0004 0.31 0.0010 0.0020 0.0026
21 0.0022 2.80 0.18 0.018 0.0004 0.31 0.0040 0.0080 0.0026
22 0.0022 2.85 0.19 0.023 0.0040 0.30 tr. tr. 0.0015
23 0.0022 2.85 0.19 0.023 0.0002 0.30 tr. tr. 0.0015
24 0.0022 2.85 0.19 0.023 0.0002 0.30 0.0040 tr. 0.0015
25 0.0022 2.85 0.19 0.023 0.0002 0.30 tr. 0.0050 0.0015
26 0.0018 2.98 1.00 0.025 0.0004 0.45 0.0040 tr. 0.0025
27 0.0018 1.85 0.50 0.025 0.0004 0.90 0.0040 tr. 0.0025
28 0.0022 2.98 0.19 0.018 0.0040 0.95 tr. tr. 0.0015
29 0.0022 4.00 0.19 0.018 0.0004 0.50 0.0040 tr. 0.0015
30 0.0019 2.98 0.17 0.018 0.0004 0.90 0.0040 tr. 0.0017
31 0.0020 2.78 0.18 0.021 0.0002 0.02 0.0040 tr. 0.0018
32 0.0020 2.78 0.18 0.021 0.0002 1.20 0.0040 tr. 0.0018
33 0.0025 2.80 0.02 0.020 0.0002 0.32 0.0040 tr. 0.0015
34 0.0020 2.85 1.80 0.021 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0060
35 0.0060 2.80 0.19 0.025 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0015
36 0.0022 2.85 0.18 0.021 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0065
표 8
표 9
구체예 4 :
본 발명의 골자는 S≤0.001%로 하고, 또 Sb 또는 Sn을 소정량 첨가한 강판의 판두께를 0.1∼0.35㎜로 하고, 또한 강판중의 결정입의 평균입경을 소정의 범위로 하므로써 전기자동차용 모터에 요구되는 고자속밀도와 넓은 주파수역에서 저철손실의 전자강판을 얻는데 있다.
즉, 상기 과제는 중량%로 C : 0.005% 이하, Si : 1.5∼3.0%, Mn : 0.05∼1.5%, P : 0.2% 이하, N : 0.005% 이하(O를 함유), Al : 0.1∼1.0%, Si+Al≤3.5%, S : 0.001%이하(0를 함유), Sb+Sn/2=0.001∼0.05%를 함유하며, 잔부가 실질적으로 Fe이며, 판두께가 0.1∼0.35㎜이고, 강판중의 결정입의 평균입경이 70∼200㎛인 전기자동차의 모터용 전자강판에 의해 해결된다.
또한 Sb+Sn/2의 범위를 0.001∼0.005%로 한정하므로써 보다 낮은 철손실의 강판을 얻을 수가 있다.
여기에 『잔부가 실질적으로 Fe인』이라고 하는 것은 불가피한 불순물외에 본 발명의 작용효과를 방해하지 않는 범위에서 미량의 다른 원소를 함유한 것도 본 발명의 범위내에 포함되는 것을 의미한다.
또 본 명세서에서 강판의 함유원소를 나타내는 %는 특히 예고하지 않는 한 중량%로 나타내며, ppm도 중량 ppm으로 나타낸다.
본 발명자들은 최초에 철손실에 미치는 S량의 영향을 조사하기 위하여 C : 0.0026%, Si : 2.80%, Mn : 0.21%, P : 0.01%, Al : 0.32%, N : 0.0015%로 하고, S량을 흔적량∼15ppm의 범위에서 변화시킨 강을 실험실에서 진공용해하여 열연, 산세척후, 75% H2-25% N2 분위기중에서 830℃×3시간의 열연판소둔을 하였다.
계속하여 이 열연소둔판을 판두께 0.5㎜ 및 0.35㎜까지 냉간압연하여 10% H2-90% N2 분위기중에서 900℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다.
자기측정은 25㎝ 에프스타인법에 의해 행하였다.
전기자동차에 있어서는 일반적으로 주파수 50Hz 정도의 저주파역에서는 토크가 요구되기 때문에 1.5T 정도에서 여자되며, 한편 400Hz 정도의 고주파역에서는 토크는 그만큼 요구되지 않기 때문에 1.0T 정도에서 구동된다. 이 때문에 주파수 50Hz에서는 1.5T까지 자화할때의 철손실 W15/50으로 평가를 하고 주파수 400Hz에서는 1.0T까지 자화할때의 철손실 W10/400으로 평가를 하였다. 도 17에 판두께 0.5㎜ 재료의 S량과 철손실 W15/50 및 철손실 W10/400의 관계를 나타낸다.
도 17에서 0.5㎜재에 있어서의 주파수 50Hz에서의 철손실 W15/50은 S≤10ppm으로 된 경우에 대폭적으로 저하되는 것을 알 수 있다.
한편, 400Hz의 철손실 W10/400은 S량이 낮게 된 경우 반대로 증대하는 것을 알 수 있다. 이 S량의 저하에 의한 철손실의 변화의 원인을 조사하기 위하여 조직을 광학현미경에 의해 관찰하였다. 그 결과 S≤0.001%에서 결정입이 100㎛ 정도로 조대하게 되어 있는 것이 명확하게 되었다. 이것은 강중의 MnS가 저감한 때문이라 생각된다.
이 조직변화에서 주파수 50Hz와 400Hz의 철손실의 S량 의존성은 아래와 같이 이해할 수가 있다.
일반적으로 철손실은 히스테리시스 손실과 와전류손실로 나눌 수가 있다. 결정입경이 크게 된 경우에는 히스테리시스 손실은 저하하고 와전류손실은 증대하는 것으로 알려져 있다. 주파수 50Hz에 있어서는 히스테리시스 손실이 철손실의 지배인자이기 때문에 S저감 및 그것에 기인하는 결정입의 조대화에 의해 히스테리시스 손실이 저하하여 철손실이 저하하는 것으로 된다. 이에 반하여 주파수 400Hz에서는 와전류손실이 철손실의 지배인자이기 때문에 S저감 및 그것에 기인하는 결정입의 조대화에 의해 와전류손실이 증대하여 철손실이 증대하는 것으로 된다.
이상의 사실로부터 0.5㎜재에 있어서 S를 저감시키는 것은 저주파역의 철손실저감에는 효과적이지만 고주파역의 철손실저감에는 역효과인 것을 알 수 있다.
도 18에 0.35㎜재의 S량과 철손실의 관계를 나타낸다. 도 18에서 0.35㎜ 재에 있어서 주파수 50Hz에서의 철손실 W15/50은 0.5㎜ 재와 마찬가지로 S≤10ppm으로 되는 경우에 대폭적으로 저하하는 것을 알 수 있다.
그러나 0.5㎜재의 결과와 달리 400Hz의 철손실 W10/400도, S량이 낮게 되는 경우에 저하하는 것을 알 수 있다. 이것은 0.35㎜재에서는 판두께가 감소되어 있기 때문에 와전류손실이 0.5㎜재에 비하여 대폭적으로 저하되어 있으며, 400Hz에 있어서도 결정입경의 조대화에 의한 히스테리시스 손실의 저감이 전체 철손실을 저하시키기 때문이다.
이상의 것으로 부터 0.35㎜ 이하의 판두께에 있어서는 S의 저감은 저주파역에서 고주파역까지의 철손실을 대폭적으로 저하시키는 것을 알 수 있다. 이 때문에 본 발명에 있어서는 S량의 범위를 10ppm 이하로, 판두께를 0.35㎜ 이하로 각각 한정한다.
또 S 저감에 따른 저주파역에서 고주파역까지의 철손실의 저하는 0.35㎜ 이하의 판두께의 전자강판에 있어서는 판두께가 얇게 될수록 현저히 확인되었다. 그러나 판두께가 0.1㎜ 미만에서는 냉간압연이 곤란하게 되며 또 수요자에게 있어서의 강판적층시의 수고가 증대하기 때문에 본 발명에 있어서는 판두께를 0.1㎜ 이상으로 한다.
다음에 0.35㎜재에서 철손실을 더욱 저감시키는 수법에 대하여 검토하였다.
철손실을 저감시키기 위한 수법으로서는 일반적으로 Si, Al량을 증대하여 고유저항을 증대시키는 것이 유효하다. 그러나 전기자동차용 모터에서는 Si, Al의 증대는 토크저하를 초래하기 때문에 바람직하지 못하다. 그래서 Si, Al의 증대 이외의 수법에 대하여 검토하는 것으로 하였다.
그런데 도 18에서 S량이 10ppm 이하가 되면 철손실의 저하는 느릿하게 되어 S를 더욱 저감하였다고 하여도 철손실은 W15/50에서 2.3W/㎏ 정도, W10/400에서 18.5W/㎏ 정도로 밖에 되지 않는다.
본 발명자들은 S≤10ppm의 극저 S재에 있어서 철손실의 저감이 저해되는 것은 MnS 이외의 미지의 요인에 의하는 것은 아닌가 하고 생각하여, 광학 현미경으로 조직관찰을 하였다. 그 결과 S≤10ppm의 영역에서 강판표면층에 현저한 질화층이 확인되었다. 이에 반하여 S＞10ppm의 영역에서는 질화층은 경미하게 되어 있었다. 이 질화층은 질화분위기에서 행하여지는 열연판 소둔시 및 마무리 소둔시에 생긴 것이라 생각된다.
이 S 저감에 따른 질화 반응 촉진의 원인에 관하여는 다음과 같이 생각된다. 즉, S는 표면 및 입계에 농화되기 쉬운 원소이기 때문에 S＞10ppm의 영역에서는 S가 강판표면에 농화하여 소둔시의 질소의 흡착을 억제하고 있으며, 한편 S≤10ppm의 영역에서는 S에 의한 질소흡착의 억제효과가 저하한 때문이라 생각된다.
본 발명자들은 이 극저 S재에 있어서 현저하게 생기는 질화층이 철손실의 저하를 억제하는 것은 아닌가 하고 생각하였다. 이와같은 생각하에서 본 발명자들은 질소흡착의 억제가 가능하고, 또 극저 S재의 우수한 입성장성을 방해하는 일이 없는 원소를 첨가할 수가 있으면 극저 S재의 철손실은 더욱 저감하지 않을까 하는 착상을 지니고 여러 가지의 검토를 더한 결과, Sb 및 Sn의 첨가가 유효하다는 것을 발견하였다.
도 19에, 도 18에 도시한 샘플의 성분에 40ppm의 Sb를 첨가한 샘플에 대하여 동일의 조건에서 시험을 한 결과를 나타낸다. Sb의 철손실 저감 효과에 착안하면 S＞10ppm의 영역에서는 Sb 첨가에 의해 철손실은 W15/50에서 0.02∼0.04W/㎏정도, W10/400에서 0.2∼0.3W/㎏ 정도밖에 저하되지 않으나, S≤10ppm의 영역에서는 Sb 첨가에 의해 철손실은 W15/50에서 0.20∼0.30W/㎏정도, W10/400에서 1.5W/㎏정도 저하되어 있으며, S량이 적은 경우에 Sb의 철손실 저감효과는 현저하게 확인된다. 또 이 샘플에서는 S량에 상관없이 질화층은 확인할 수 없었다. 이것은 Sb가 강판표면층부에 농화하여 질소의 흡착을 억제하였기 때문이라고 생각된다.
이상의 내용으로 부터 판두께 0.35㎜의 극저 S재에 Sb를 첨가하므로써 자속밀도의 저하를 초래하는 일없이 넓은 주파수역에서 대폭적인 저철손실화가 가능하게 되는 것이 명확하게 되었다.
다음에 Sb의 최적 첨가량을 조사하기 위하여 C : 0.0026%, Si : 2.75%, Mn : 0.30%, P : 0.02%, Al : 0.35%, S : 0.0004%, N : 0.0020%로 하고, Sb량을 흔적량∼700ppm의 범위에서 변화시킨 강을 실험실에서 진공용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기중에서 830℃×3시간의 열연판소둔을 하고, 판두께 0.35㎜까지 냉간압연하여 10% H2-90% N2 분위기중에서 900℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다. 도 20은 이와 같이 하여 얻은 샘플의 Sb량과 철손실 W15/50 및 W10/400의 관계를 나타낸 것이다.
도 20에서 Sb 첨가량이 10ppm 이상인 영역에서 철손실이 저하하며, W15/50=2.0W/㎏, W10/400=17W/㎏이 달성되는 것을 알 수 있다. 그러나 Sb를 더욱 첨가하여 Sb＞50ppm으로 된 경우에는 철손실은 Sb량의 증대에 따라 느릿하게 증대하는 것도 알 수 있다.
이 Sb＞50ppm의 영역에서의 철손실 증대 원인을 조사하기 위하여 광학 현미경에 의한 조직관찰을 하였다. 그결과 표면층 질화층은 확인할 수 없었지만 평균결정입경이 약간 작게 되어 있었다. 이 원인은 명확하지는 않지만 Sb가 입계에 편석하기 쉬운 원소이기 때문에 Sb의 입계 드래그 효과에 의해 입성장성이 저하한 것이라 생각된다.
다만, Sb를 700ppm까지 첨가하여도 Sb 프리강과 비교하면 철손실은 양호하다. 이상의 내용으로부터 Sb는 10ppm 이하로 하고, 비용상의 문제로 상한을 500ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 10ppm 이상, 50ppm 이하, 보다 바람직하기는 20ppm 이상, 40ppm 이하로 한다.
Sn도 Sb와 마찬가지로 표면 편석하는 원소이기 때문에 Sb와 같은 질화억제 효과가 얻어지는 것이라 생각된다. 그래서 Sn의 최적 첨가량을 조사하기 위하여 C : 0.0020%, Si : 2.85%, Mn : 0.31%, P : 0.02%, Al : 0.30%, S : 0.0003%, N : 0.0015%로 하고, Sn량을 흔적량∼1400ppm의 범위에서 변화시킨 강을 실험실에서 진공용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기중에서 830℃×3시간의 열연판소둔을 하고, 판두께 0.35㎜까지 냉간압연하여 10% H2-90% N2 분위기중에서 900℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다.
도 21은 이와 같이 하여 얻은 샘플의 Sn량과 W15/50 및 W10/400의 관계를 나타낸 것이다.
도 21에서 Sn 첨가량이 20ppm 이상인 영역에서 철손실이 저하하여 W15/50 : 2.0W/㎏, W10/400=17W/㎏이 달성되는 것을 알 수 있다. 그러나 Sn을 더욱 첨가하여 Sn≥100ppm으로 된 경우에는 철손실은 Sn량의 증대에 따라 느릿하게 증대하는 것도 알 수 있다.
다만 Sn을 1400ppm까지 첨가하여도 Sn 프리강과 비교하면 철손실은 양호하다. 이 Sn과 Sb의 철손실에 미치는 영향의 차이는 아래와 같이 이해할 수 있다. 즉, Sn는 편석계수가 Sb 보다도 작기 때문에 표면 편석에 의해 질화를 억제하기 위하여는 Sb의 2배 정도의 양이 필요하게 된다. 이 때문에 Sn는 20ppm 이상의 첨가에 의해 철손실이 저하하는 것으로 된다. 한편, Sn의 입계 편석에 의한 드래그 효과에 의해 철손실이 증대하기 시작하는 첨가량도 Sb에 비하여 Sn의 편석계수가 작기 때문에 2배 정도로 된다. 이 때문에 Sn는 100ppm 이상의 첨가에 의해 철손실이 느릿하게 증대하는 것으로 된다.
이상의 내용으로부터 Sn는 20ppm 이상으로 하고, 비용상의 문제로 상한을 1000ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 20ppm 이상, 100ppm 이하, 보다 바람직하기는 30ppm 이상, 90ppm 이하로 한다.
이상 기술한 바와 같이 Sb와 Sn가 질화를 억제하는 메카니즘은 동일하다. 이 때문에 Sb와 Sn를 동시에 첨가하여도 같은 질화억제효과를 얻을 수가 있다. 다만, Sn가 Sb와 동일의 효과를 발휘하기 위하여는 Sb의 2배의 첨가량이 필요하게 된다. 이 때문에 Sb 및 Sn를 동시에 첨가하는 경우에는 Sb+Sn/2에서 0.001% 이상, 0.05% 이하로 하고, 보다 바람직하기는 0.001% 이상, 0.005% 이하로 한다.
다음에 본 발명의 성분계를 가진 강판의 결정입의 최적입경에 대하여 조사하기 위하여 C : 0.0026%, Si : 2.65%, Mn : 0.18%, P : 0.01%, Al : 0.30%, S : 0.0004%, N : 0.0015%, Sb : 0.004%로 한 강을 실험실에서 진공용해하여 열연후, 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 중에서 830℃×3시간의 열연판소둔을 하고, 판두께 0.35㎜까지 냉간압연하였다. 그리고 10% H2-90% N2 중에서 750∼1100℃×2분의 마무리 소둔을 함으로써 마무리 소둔후의 결정입경을 크게 변화시켰다.
도 22는 이와 같이 하여 얻은 샘플의 평균입경과 철손실 W15/50 및 W10/400의 관계를 나타낸 것이다. 도 22에서 평균입경이 70㎛ 미만에서는 주파수 50Hz의 철손실치 W15/50이 급격히 증대하고, 한편 평균입경이 200㎛을 초과하면 주파수 400Hz의 철손실치 W10/400이 급격하게 증대하는 것을 알 수 있다. 이것으로부터 본 발명에 있어서는 강판의 결정입의 평균결정입경을 70∼200㎛으로 한정한다. 평균결정입경은 100∼180㎛로 하는 것이 더욱 바람직하다.
다음에 기타 성분의 한정이유에 대하여 설명한다.
C는 자기시효의 문제가 있기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Si는 강판의 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이기 때문에 1.5% 이상 첨가한다. 한편 3.0%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하되기 때문에 상한을 3.0%로 하였다.
Mn은 열간압연시의 적열취성을 방지하기 위하여 0.05% 이상 필요하지만 1.5% 이상이 되면 자속밀도를 저하시키므로 0.05∼1.5%로 하였다.
P는 강판의 펀칭성을 개선하기 위하여 필요한 원소이지만, 0.2%를 초과 첨가하면 강판이 취화하기 때문에 0.2% 이하로 하였다.
N는 함유량이 많은 경우에는 AlN의 석출량이 많게 되며 AlN가 조대화 되는 경우에 있어서도 입성장성이 저하하여 철손실을 증대시키기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Al은 미량으로 첨가하면 미세한 AlN를 생성하여 자기특성을 열화시킨다. 이 때문에 하한을 0.1%로 하고 AlN를 조대화할 필요가 있다. 한편 1.0% 이상이 되면 자속밀도를 저하시키기 때문에 상한은 1.0% 이하로 한다. 다만 Si+Al 량이 3.5%를 초과하는 경우에는 자속밀도가 저하하며, 또한 여자전류가 증대하기 때문에 Si+Al은 3.5% 이하로 한다.
본 발명에 있어서 S, Sb, Sn가 소정의 범위내에 있으면 제조방법은 통상의 전자강판의 제조방법이라도 상관없다. 즉, 전로에서 취련한 용강을 탈가스처리하여 소정의 성분으로 조정하고, 계속하여 주조, 열간압연을 한다. 열간압연시의 마무리 소둔온도, 권취온도는 특히 규정할 필요는 없고, 통상의 온도도 상관없다. 열연후의 열연판 소둔은 하여도 좋으나 필수는 아니다. 이어 1회의 냉간 압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 한 후에 최종소둔을 한다. 본 발명에서 규정한 결정입경은 최종 소둔의 온도를 변화시킴으로써 얻는다.
실시예
표 10에 나타내는 강을 사용하여 전로에서 취련한 후에 탈가스처리를 행하므로써 소정의 성분으로 조정후 주조하고, 슬래브를 1150℃에서 1시간 가열한 후 판두께 2.0㎜까지 열간압연을 하였다. 열연마무리 온도는 750℃로 하고, 권취온도는 610℃로 하였다. 다음에 이 열연판을 산세척하여 표11, 표12에 나타내는 조건에서 열연판 소둔을 하였다. 열연판 소둔 분위기는 75% H2-25% N2 로 하였다. 그후 판두께 0.1∼0.5㎜까지 냉간압연을 하여 표11, 표12에 나타내는 마무리 소둔조건에서 소둔을 하였다. 마무리 소둔분위기는 10% H2-90% N2 로 하였다.
자기측정은 25㎝ 에프스타인 시험편(L+C)/2를 사용하였다. 각 강판의 자기특성을 표11, 표12에 함께 나타낸다. 또 표10∼표12에서 No.는 강판번호를 나타내며 각 표에 공통이다.
표10∼표12에서 No. 1∼No. 31의 강판의 판두께는 0.35㎜이며, No. 33∼No. 35의 강판의 판두께는 0.20㎜, No. 36∼No. 38의 강판의 판두께는 0.50㎜ 이다. 같은 판두께끼리 비교한 경우 판두께가 0.35㎜의 것에 대하여는 본 발명의 실시예인 No. 1∼No. 16의 강판은 어느 것이나 철손실 W15/50 및 W10/400이 낮다.
이에 반하여 No. 17의 강판은 결정입경이 본 발명의 범위를 하회하고 있기 때문에 W15/50의 값이 본 발명강에 비하여 높게 되어 있다. 또 No. 18의 강판은 결정입경이 본 발명의 범위를 상회하고 있기 때문에 철손실 W10/400의 값이 본 발명강에 비하여 높게 되어 있다.
No. 19의 강판은 S, Sb+Sn/2, 결정입경이 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50 및 W10/400이 높게 되어 있다. No. 20의 강판은 Sb+Sn/2가 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50 및 W10/400이 높게 되어 있다. No. 21의 강판은 Sb+Sn/2와 결정입경이 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50 및 W10/400이 높게 되어 있다.
No. 22의 강판은 Si+Al과 Sb+Sn/2가 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50 및 W10/400이 높게 되어 있음과 동시에 자속밀도 B50이 작게 되어 있다.
No. 23의 강판은 Si가 본 발명의 범위를 하회하고 있으므로 철손실 W15/50 및 W10/400이 높게 되어 있다. No. 24의 강판은 Si와 Si+Al이 본 발명의 범위를 상회하고 있으므로 철손실 W15/50 및 W10/400은 낮으나 자속밀도 B50이 작게 되어 있다. No. 25의 강판은 Si+Al이 본 발명의 범위를 산회하고 있으므로 철손실 W15/50 및 W10/400은 낮으나, 자속밀도 B50이 작게 되어 있다.
No. 26의 강판은 Al과 결정입경이 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50 및 W10/400이 높게 되어 있을 뿐아니라, 자속밀도 B50이 작게 되어 있다. No. 27의 강판은 Al과 Si+Al이 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50 및 W10/400은 낮으나 자속밀도 B50이 작게 되어 있다. No. 28의 강판은 결정입경이 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50 및 W10/400이 높게 되어 있다. 또 Mn도 본 발명의 범위보다 낮으므로 열간압연시의 적열취성의 문제가 있다. No. 29의 강판은 Mn이 본 발명의 범위보다 높으므로 자속밀도 B50이 작게 되어 있다.
No. 30의 강판은 결정입경이 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50 및 W10/400이 높게 되어 있다. 또 C의 범위도 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 자기시효의 문제를 갖는다. No. 31의 강판은 N와 결정입경이 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50 및 W10/400이 높게 되어 있다.
판두께가 0.20㎜의 강판에 대하여도 본 발명강인 No. 32와 No. 33의 강판은 No. 34와 No. 35의 비교강에 비하여 철손실 W15/50 및 W10/400이 낮다. No. 34의 강판은 S, Sb+Sn/2, 결정입경이 어느 것이나 본 발명의 범위를 벗어나 있으며 No. 35의 강판은 Sb+Sn/2가 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 어느 것이나 철손실 W15/50 및 W10/400가 높게 되어 있다.
판두께가 0.5㎜의 강판인 No. 36∼No. 38의 강판은 어느 것이나 철손실 W15/50 및 W10/400이 높게 되어 있다.
표 10
No C Si Mn P S Al Sb Sn N
1 0.0021 2.80 0.19 0.021 0.0004 0.29 0.0010 tr. 0.0023
2 0.0018 2.81 0.18 0.025 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0025
3 0.0015 2.81 0.18 0.025 0.0008 0.30 0.0040 tr. 0.0025
4 0.0018 2.81 0.18 0.025 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0020
5 0.0021 2.79 0.20 0.020 0.0004 0.30 0.0060 tr. 0.0025
6 0.0021 2.85 0.20 0.024 0.0004 0.30 0.0200 tr. 0.0025
7 0.0020 2.80 0.21 0.020 0.0004 0.30 0.0400 tr. 0.0026
8 0.0015 2.81 0.18 0.025 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0015
9 0.0021 2.81 0.19 0.018 0.0004 0.29 tr. 0.0020 0.0025
10 0.0018 2.79 0.18 0.020 0.0004 0.30 tr. 0.0060 0.0025
11 0.0022 2.80 0.18 0.022 0.0004 0.31 tr. 0.0120 0.0018
12 0.0018 2.82 0.18 0.022 0.0004 0.32 tr. 0.0400 0.0016
13 0.0022 2.80 0.18 0.018 0.0004 0.31 tr. 0.0800 0.0026
14 0.0022 2.80 0.18 0.018 0.0004 0.31 0.0010 0.0020 0.0026
15 0.0022 2.80 0.18 0.018 0.0004 0.31 0.0040 0.0080 0.0026
16 0.0018 2.98 1.00 0.025 0.0004 0.45 0.0040 tr. 0.0025
17 0.0015 2.81 0.18 0.025 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0015
18 0.0015 2.81 0.18 0.025 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0015
19 0.0021 2.79 0.20 0.018 0.0020 0.30 tr. tr. 0.0020
20 0.0020 2.85 0.21 0.020 0.0004 0.30 tr. tr. 0.0026
21 0.0022 2.82 0.23 0.020 0.0004 0.30 0.0600 tr. 0.0020
22 0.0022 2.98 0.19 0.018 0.0040 0.95 tr. tr. 0.0015
23 0.0022 1.40 0.19 0.018 0.0002 0.50 0.0040 tr. 0.0015
24 0.0022 4.00 0.19 0.018 0.0004 0.50 0.0040 tr. 0.0015
25 0.0019 2.98 0.17 0.018 0.0004 0.90 0.0040 tr. 0.0017
26 0.0020 2.78 0.18 0.021 0.0002 0.02 0.0040 tr. 0.0018
27 0.0020 2.78 0.18 0.021 0.0002 1.20 0.0040 tr. 0.0018
28 0.0025 2.80 0.02 0.020 0.0002 0.32 0.0040 tr. 0.0015
29 0.0020 2.85 1.80 0.021 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0060
30 0.0060 2.80 0.19 0.025 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0015
31 0.0022 2.85 0.18 0.021 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0065
32 0.0022 2.85 0.19 0.023 0.0002 0.30 0.0040 tr. 0.0015
33 0.0022 2.85 0.19 0.023 0.0002 0.30 0.0040 tr. 0.0015
34 0.0022 2.85 0.19 0.023 0.0040 0.30 tr. 0.0050 0.0015
35 0.0022 2.85 0.19 0.023 0.0002 0.30 tr. tr. 0.0015
36 0.0021 2.80 0.20 0.020 0.0020 0.30 tr. tr. 0.0025
37 0.0020 2.81 0.20 0.020 0.0004 0.30 tr. tr. 0.0023
38 0.0020 2.81 0.20 0.020 0.0004 0.30 0.0040 tr. 0.0023
표 11
표 12
구체예 5 :
본 발명의 골자는 소정성분을 가진 판두께가 0.1∼0.35㎜의 전자강판에 있어서 S를 저감하고, 또 Sb, Sn을 첨가함으로써 고주파 철손실을 저하시키는데 있다.
즉, 상기 과제는 중량%로 C : 0.005% 이하, Si : 3.0% 초과 4.5%이하, Mn : 0.05∼1.5%, P : 0.2% 이하, N : 0.005% 이하, Al : 0.1∼1.5%, Si+Al:4.5%이하, S : 0.001%이하, Sb+Sn/2=0.001∼0.05%를 함유하며, 잔부가 실질적으로 Fe이며, 판두께가 0.1∼0.35㎜의 고주파 철손실이 낮은 무방향성 전자강판에 의해 해결된다.
또한 Sb+Sn/2의 범위를 0.001∼0.005%로 한정하므로써 철손실을 한층 저감시킬 수가 있다.
여기서 『잔부가 실질적으로 Fe인』이라고 하는 것은 불가피한 불순물외에 본 발명의 작용효과를 방해하지 않는 범위에서 다른 미량 원소를 함유한다는 취지이다. 또 본 명세서에서 강의 성분을 나타내는 %는 특히 예고하지 않는 한 중량%를 의미하며, ppm도 중량 ppm을 의미한다.
먼저 철손실에 미치는 S량의 영향을 조사하기 위하여 C : 0.0015%, Si : 3.51%, Mn : 0.18%, P : 0.01%, Al : 0.50%, N : 0.0020%로 하고, S량을 흔적량∼40ppm의 범위에서 변화시킨 강을 실험실에서 진공용해하여 열연, 산세척을 하였다.
계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 중에서 830℃×3시간의 열연판 소둔을 하고, 판두께 0.35㎜까지 냉간압연하여 10% H2-90% N2 분위기중에서 900℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다.
자기측정은 25㎝ 에프스타인법에 의해 행하였다. 여기서 철손실의 평가는 W10/400에서 하였다. 이것은 400Hz 정도의 고주파역에서 구동되는 전기기기는 1.0T 정도로 구동되기 때문이다.
도 23에 0.35㎜재의 S량과 철손실의 관계를 나타낸다. 도 23에서 0.35㎜재에 있어서의 주파수 400Hz의 철손실 W10/400은 S≤10ppm으로 된 경우에 대폭적으로 저하되는 것을 알 수 있다. 이 S량의 저하에 의한 철손실의 변화의 원인을 조사하기 위하여 조직을 광학현미경에 의해 관찰하였다. 그 결과 S≤0.001%에서 결정입이 조대하게 되어 있는 것이 명확하게 되었다. 이것은 강중의 MnS가 저감한 때문이라 생각된다.
일반적으로 판두께 0.5㎜의 전자강판에 있어서 결정입이 조대화한 경우에는 고주파 철손실이 증대한다고 말하고 있다. 이것에 대하여 본 실험에서는 결정입이 조대화한 경우에 고주파 철손실이 저하하는 결과로 되었다. 이것은 본 실험에서는 강판의 판두께를 0.35㎜로 하였기 때문에 와전류손실이 0.5㎜재에 비하여 대폭적으로 저하하여, 400Hz라고 하더라도 결정입경의 조대화에 의한 히스테리시스 손실의 저감이 고주파 손실의 저감에 유효하기 때문이라고 생각된다.
이상의 것으로부터 0.35㎜ 이하의 판두께에 있어서는 S의 저감이 고주파역 철손실의 저감에 유효하다고 할 수 있다. 이 때문에 본 발명에서는 S량의 범위를 10ppm 이하로 한정한다.
또 S 저감에 따른 고주파 철손실의 저하는 0.35㎜ 이하의 판두께의 전자강판에 있어서는 판두께가 얇게 될 수록 현저하게 확인되었다. 그러나 판두께가 0.1㎜ 미만에서는 냉간압연이 곤란하게 되며, 더욱 수요자에 있어서의 강판 적층시의 수고가 증대하기 때문에 본 발명에 있어서는 판두께를 0.1∼0.35㎜로 한다.
다음에 고주파 철손실을 더욱 저감시키는 수법에 대하여 검토하였다.
고주파 철손실을 저감시키는 수법으로서는 일반적으로 Si, Al량을 증대하여 고유저항을 증대시키는 것이 유효하다. 그러나 Si+Al 량이 4.5%를 초과한 경우에는 강판이 취화하기 때문에 냉간압연이 곤란하게 된다. 이 때문에 Si, Al량을 증대시키는 수법만으로는 철손실의 저감에는 한계가 생긴다. 그래서 본 발명자들은 모두 다른 성분원소의 첨가에 의해 철손실을 저감시키는 방법을 모색하였다.
그런데 도 23에서 S량이 10ppm 이하가 되면 철손실의 저하는 느릿하게 되어 S를 더욱 저감하였다고 하여도 철손실 W10/400은 16.5W/㎏ 정도밖에 되지 않는다.
본 발명자들은 S≤10ppm의 극저 S재에 있어서 철손실의 저감이 저해되는 것은 MnS 이외의 미지의 요인에 의하는 것은 아닌가 하고 생각하여, 광학 현미경으로 조직관찰을 하였다. 그 결과 S≤10ppm의 영역에서 강판표면층에 현저한 질화층이 확인되었다. 이것에 대하여 S＞10ppm의 영역에서는 질화층은 경미하게 되어 있었다. 이 질화층은 질화분위기에서 행하여지는 열연판 소둔시 및 마무리 소둔시에 생긴 것이라 생각된다.
이 S 저감에 따른 질화 반응 촉진의 원인에 관하여는 다음과 같이 생각된다. 즉, S는 표면 및 입계에 농화되기 쉬운 원소이기 때문에 S＞10ppm의 영역에서는 S가 강판표면에 농화하여 소둔시의 질소의 흡착을 억제하고 있으며, 한편 S≤10ppm의 영역에서는 S에 의한 질소흡착의 억제효과가 저하한 때문이라 생각된다.
본 발명자들은 이 극저 S재에 있어서 현저하게 생기는 질화층이 철손실의 저하를 억제하는 것은 아닌가 하고 생각하였다. 이와같은 생각하에서 본 발명자들은 질소흡착의 억제가 가능하고, 또 극저 S재의 우수한 입성장성을 방해하는 일이 없는 원소를 첨가할 수가 있으면 극저 S재의 철손실은 더욱 저감하지 않을까 하는 착상을 지니고 여러 가지의 검토를 더한 결과, Sb 및 Sn의 첨가가 유효하다는 것을 발견하였다.
도24에, 도23에 도시한 샘플의 성분에 40ppm의 Sb를 첨가한 샘플에 대하여 동일의 조건에서 시험을 한 결과를 나타낸다. Sb의 철손실 저감 효과에 착안하면 S＞10ppm의 영역에서는 Sb 첨가에 의해 철손실은 0.2∼0.3W/㎏ 정도밖에 저하되지 않으나 S≤10ppm의 영역에서는 Sb 첨가에 의해 철손실은 1.0W/㎏정도 저하되어 있으며, S량이 적은 경우에 Sb의 철손실 저감효과는 현저하게 확인된다. 또 이 샘플에서는 S량에 상관없이 질화층은 확인할 수 없었다. 이것은 Sb가 강판표면층부에 농화하여 질소의 흡착을 억제하였기 때문이라고 생각된다.
이상의 내용으로 부터 판두께 0.35㎜의 극저 S재에 Sb를 첨가하므로써 고주파 철손실의 대폭적인 저감이 가능하게 되는 것이 명확하게 되었다.
다음에 Sb의 최적 첨가량을 조사하기 위하여 C : 0.0023%, Si : 3.51%, Mn : 0.30%, P : 0.02%, Al : 0.50%, S : 0.0004%, N : 0.0015%로 하고, Sb량을 흔적량∼700ppm의 범위에서 변화시킨 강을 실험실에서 진공용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기중에서 830℃×3시간의 열연판소둔을 하고, 판두께 0.35㎜까지 냉간압연하여 10% H2-90% N2 분위기중에서 950℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다.
도 25는 이와 같이 하여 얻은 샘플의 Sb량과 철손실 W10/400의 관계를 나타낸 것이다. 도25에서 Sb 첨가량이 10ppm 이상인 영역에서 철손실이 저하하며 W10/400=15.5W/㎏이 달성되는 것을 알 수 있다. 그러나 Sb를 더욱 첨가하여 Sb＞50ppm으로 된 경우에는 철손실은 Sb량의 증대에 따라 느릿하게 증대하는 것도 알 수 있다.
이 Sb＞50ppm의 영역에서의 철손실 증대 원인을 조사하기 위하여 광학 현미경에 의한 조직관찰을 하였다. 그결과 표면층 질화층은 확인할 수 없었지만 평균결정입경이 약간 작게 되어 있었다. 이 원인은 명확하지는 않지만 Sb가 입계에 편석하기 쉬운 원소이기 때문에 Sb의 입계 드래그 효과에 의해 입성장성이 저하한 것이라 생각된다. 다만, Sb를 700ppm까지 첨가하여도 Sb 프리강과 비교하면 철손실은 양호하다.
이상의 것으로부터 Sb는 10ppm 이하로 하고 코스트의 문제로 상한을 500ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 10ppm 이상, 50ppm ,이하 보다 바람직하기는 20ppm 이상 40ppm 이하로 한다.
Sn도 Sb와 마찬가지로 표면 편석하는 원소이기 때문에 Sb와 같은 질화억제 효과가 얻어지는 것이라 생각된다. 그래서 Sn의 최적첨가량을 조사하기 위하여 C : 0.0020%, Si : 3.00%, Mn : 0.20%, P : 0.02%, Al : 1.05%, S : 0.0003%, N : 0.0015%로 하고, Sn량을 흔적량∼1400ppm의 범위에서 변화시킨 강을 실험실에서 진공용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기중에서 830℃×3시간의 열연판소둔을 하고, 판두께 0.35㎜까지 냉간압연하여 10% H2-90% N2 분위기중에서 950℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다.
도 26은 이와 같이 하여 얻은 샘플의 Sn량과 철손실 W10/400의 관계를 나타낸 것이다. 도 26에서 Sn 첨가량이 20ppm 이상인 영역에서 철손실이 저하하여 W10/400=15.5W/㎏가 달성되는 것을 알 수 있다. 그러나 Sn을 더욱 첨가하여 Sn≥100ppm으로 된 경우에는 철손실은 Sn량의 증대에 따라 느릿하게 증대하는 것도 알 수 있다. 다만 Sn을 1400ppm까지 첨가하여도 Sn 프리강과 비교하면 철손실은 양호하다. 이 Sn과 Sb의 철손실에 미치는 영향의 차이는 아래와 같이 이해할 수 있다.
즉, Sn는 편석계수가 Sb 보다도 작기 때문에 표면 편석에 의해 질화를 억제하기 위하여는 Sb의 2배정도의 양이 필요하게 된다. 이 때문에 Sn는 20ppm 이상의 첨가에 의해 철손실이 저하하는 것으로 된다. 한편, Sn의 입계 편석에 의한 드래그 효과에 의해 철손실이 증대하기 시작하는 첨가량도 Sb에 비하여 Sn의 편석계수가 작기 때문에 2배 정도로 된다. 이 때문에 Sn는 100ppm 이상의 첨가에 의해 철손실이 느릿하게 증대하는 것으로 된다.
이상의 것으로부터 Sn는 20ppm 이상으로 하고, 코스트의 문제로 상한을 1000ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 20ppm 이상, 100ppm 이하, 보다 바람직하기는 30ppm, 이상 90ppm 이하로 한다.
이상 기술한 바와 같이 Sb와 Sn가 질화를 억제하는 메카니즘은 동일하다. 이 때문에 Sb와 Sn를 동시에 첨가하여도 같은 질화억제효과를 얻을 수가 있다. 다만, Sn가 Sb와 동일의 효과를 발휘하기 위하여는 Sb의 2배의 첨가량이 필요하게 된다. 이 때문에 Sb 및 Sn를 동시에 첨가하는 경우에는 Sb+Sn/2에서 0.001% 이상, 0.05% 이하로 하고, 보다 바람직하기는 0.001% 이상, 0.005% 이하로 한다.
다음에 기타 성분의 한정이유에 대하여 설명한다.
C는 자기시효의 문제가 있기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Si는 강판의 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이기 때문에 3%를 초과하여 첨가한다. 한편 4.5%를 초과하면 냉간압연이 곤란하기 때문에 상한을 4.5%로 하였다.
Mn는 열간압연시의 적열취성을 방지하기 위하여 0.05% 이상 필요하지만, 1.5% 이상이 되면 자속밀도를 저하시키므로 0.05∼1.5%로 하였다.
P는 강판의 펀칭성을 개선하기 위하여 필요한 원소이지만, 0.2%를 초과 첨가하면 강판이 취화하기 때문에 0.2% 이하로 하였다.
N는 함유량이 많은 경우에는 AlN의 석출량이 많게 되며 AlN가 조대화 되는 경우에 있어서도 입성장성이 저하하여 철손실을 증대시키기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Al은 미량으로 첨가하면 미세한 AlN를 생성하여 자기특성을 열화시킨다. 이 때문에 하한을 0.1% 이상으로 하고 AlN를 조대화할 필요가 있다. 한편 1.5% 이상이 되면 자속밀도를 저하시키기 때문에 상한은 1.5% 이하로 한다. 또 Si+Al 량이 4.5%를 초과하는 경우에는 냉간압연이 곤란하게 되기 때문에 상한을 4.5%로 하였다.
본 발명에 있어서 S, Sb, Sn이 처음에 소정의 범위내에 있으면 제조방법은 통상의 전자강판의 제조방법으로도 상관없다. 즉, 전로에서 취련한 용강을 탈가스처리하여 소정의 성분으로 조정하고 계속하여 주조, 열간압연을 한다. 열간압연시의 마무리 소둔온도, 권취온도는 특히 규정할 필요는 없고, 통상의 무방향성 전자강판을 제조하는 온도이면 상관없다. 또 열연후의 열연판 소둔은 하여도 좋으나 필수는 아니다. 이어서 1회의 냉간 압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 한 후에 최종소둔을 한다.
실시예
표 13에 나타내는 강을 사용하여 전로에서 취련한 후에 탈가스처리를 행하므로써 소정의 성분으로 조정후 주조하고, 슬래브를 1150℃에서 1시간 가열한 후 판두께 2.0㎜까지 열간 압연을 하였다. 열연마무리 온도는 750℃로 하고, 권취온도는 610℃로 하였다. 다음에 이 열연판을 산세척하여 표14, 표15에 나타내는 조건에서 열연판 소둔을 하였다. 그후 판두께 0.1∼0.5㎜까지 냉간압연을 하여 표14, 표15에 나타내는 마무리 소둔조건에서 소둔을 하였다. 표13, 표14, 표15에서 No.는 강판번호를 나타내며, 각표에 공통이다.
자기측정은 25㎝ 에프스타인 시험편을 사용하였다. 각 강판의 자기특성을 표 14에 함께 나타낸다.
열연판 소둔 분위기는 75% H2-25% N2, 마무리 소둔 분위기는 10% H2-90% N2 였다.
강판번호 1∼16의 것이 본 발명의 실시예이다. 이들의 실시예에 있어서는 어느 것이나 같은 판두께의 비교예에 비하여 철손실 W10/400, W5/1K가 모두 작다.
비교예중 No. 17의 강판은 S, Sb+Sn, 판두께가 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 철손실이 대단히 크게 되어 있다.
No. 18의 강판은 Sb+Sn과 판두께가 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 역시 철손실이 대단히 크게 되어 있다.
No. 19의 강판은 판두께가 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 마찬가지로 철손실이 대단히 크게 되어 있다.
No. 20과 No. 24의 강판은 S와 Sb+Sn가 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 각각 같은 판두께의 본 발명품에 비하여 철손실이 크게 되어 있다.
마찬가지로 No. 21의 강판은 S가, No. 22, No. 23, No. 25의 강판은 Sb+Sn가 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 각각 같은 판두께의 본 발명품에 비하여 철손실이 크게 되어 있다.
No. 26의 강판은 Si가 본 발명의 범위를 하회하고 있으므로 철손실이 크게 되어 있다.
No. 27의 강판은 Si와 Si+Al가 본 발명의 범위를 상회하고 있으므로 압연시에 파단하여 제품으로 할 수가 없었다.
No28.의 강판은 Al의 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고 있으므로 철손실이 크다.
No. 29의 강판은 Al과 Si+Al량이 본 발명의 범위를 상회하고 있으므로 철손실은 작지만 자속밀도 B50이 작게 되어 있다.
No. 30의 강판은 Mn이 본 발명의 범위를 하회하고 있으므로 철손실이 크게 되어 있다. 이에 반하여 No. 31의 강판은 Mn이 본 발명의 범위를 상회하고 있으므로 철손실은 작지만 자속밀도 B50이 작게 되어 있다.
No. 32의 강판은 C가 본 발명의 범위를 상회하고 있으므로 철손실이 클 뿐아니라 자기시효의 문제를 가지고 있다.
No. 33의 강판은 N가 본 발명의 범위를 상회하고 있으므로 철손실이 크게 되어 있다.
표 13
No C Si Mn P S Al Sb Sn N
1 0.0021 3.50 0.19 0.021 0.0004 0.50 0.0010 tr. 0.0023
2 0.0018 3.51 0.18 0.025 0.0004 0.50 0.0040 tr. 0.0025
3 0.0015 3.51 0.18 0.025 0.0008 0.50 0.0040 tr. 0.0025
4 0.0018 3.51 0.18 0.025 0.0004 0.50 0.0040 tr. 0.0020
5 0.0021 3.49 0.20 0.020 0.0004 0.50 0.0060 tr. 0.0025
6 0.0021 3.55 0.20 0.024 0.0004 0.50 0.0200 tr. 0.0025
7 0.0020 3.50 0.21 0.020 0.0004 0.50 0.0400 tr. 0.0026
8 0.0021 3.51 0.19 0.018 0.0004 0.50 tr. 0.0020 0.0025
9 0.0018 3.49 0.18 0.020 0.0004 0.50 tr. 0.0060 0.0025
10 0.0022 3.50 0.18 0.022 0.0004 0.50 tr. 0.0120 0.0018
11 0.0018 3.52 0.18 0.022 0.0004 0.50 tr. 0.0400 0.0016
12 0.0022 3.50 0.18 0.018 0.0004 0.50 tr. 0.0800 0.0026
13 0.0022 3.50 0.18 0.18 0.0004 0.50 0.0010 0.0020 0.0026
14 0.0022 3.50 0.18 0.018 0.0004 0.50 0.0040 0.0080 0.0026
15 0.0022 3.55 0.19 0.023 0.0002 0.50 0.0040 tr. 0.0015
16 0.0022 3.70 0.19 0.023 0.0002 0.50 tr. 0.0050 0.0015
17 0.0021 3.50 0.20 0.020 0.0020 0.50 tr. tr. 0.0025
18 0.0020 3.51 0.20 0.020 0.0004 0.50 tr. tr. 0.0023
19 0.0020 3.51 0.20 0.020 0.0004 0.50 0.0040 tr. 0.0023
20 0.0021 3.49 0.20 0.018 0.0020 0.50 tr. tr. 0.0020
21 0.0021 3.49 0.20 0.018 0.0020 0.50 0.0040 tr. 0.0020
22 0.0020 3.55 0.21 0.020 0.0004 0.50 tr. tr. 0.0026
23 0.0022 3.52 0.23 0.020 0.0004 0.50 0.0600 tr. 0.0020
24 0.0022 3.55 0.19 0.023 0.0040 0.50 tr. tr. 0.0015
25 0.0022 3.55 0.19 0.023 0.0002 0.50 tr. tr. 0.0015
26 0.0022 2.55 0.19 0.018 0.0002 0.50 0.0040 tr. 0.0015
27 0.0022 4.70 0.19 0.018 0.0004 0.50 0.0040 tr. 0.0015
28 0.0020 3.48 0.18 0.021 0.0002 0.02 0.0040 tr. 0.0018
29 0.0020 3.48 0.18 0.021 0.0002 1.70 0.0040 tr. 0.0018
30 0.0025 3.50 0.02 0.020 0.0002 0.52 0.0040 tr. 0.0015
31 0.0020 3.55 1.80 0.021 0.0004 0.50 0.0040 tr. 0.0050
32 0.0060 3.50 0.19 0.025 0.0004 0.50 0.0040 tr. 0.0015
33 0.0022 3.55 0.18 0.021 0.0004 0.50 0.0040 tr. 0.0065
표 14
표 15
구체예 6 :
본 발명의 골자는 S를 10ppm 이하의 극미량으로 제어하여도 철손실이 떨어지지 않는 것은 미량 S 영역에서 현저한 질화층이 표면영역에 형성되기 때문이라는 새로운 지견에 의거하여, 마무리 소둔후의 강판표면에의 질화물량을 소정의 범위로 억제하므로써 철손실이 낮은 무방향성 전자강판을 얻는 것이다.
즉, 상기 과제는 중량%로 Si : 4.0%이하, Mn : 0.05∼1.0%, Al : 0.1∼1.0%, S : 0.001%이하(0을 함유)를 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe이며, 또 마무리 소둔후의 강판의 표면에서 30㎛ 이내의 영역에서의 질화물량이 300ppm 이하인 것을 특징으로 하는 철손실이 낮은 무방향성 전자강판에 의해 해결된다.
본 발명자들은 철손실에 미치는 S의 영향을 조사하기 위하여 C : 0.0025%, Si : 2.75%, Mn : 0.20%, P : 0.010%, Al : 0.31%, N : 0.0018%로 하고, S량을 흔적량∼15ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기에서 830℃×3시간의 열연판 소둔을 하고, 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하여 10% H2-90% N2 분위기에서 900℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다. 도 27에 이와같이 하여 얻은 샘플의 S량과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다(도 27의 X표시). 여기서 자기측정은 25㎝ 에프스타인법에 의해 행하였다.
도 27에서 S를 10ppm 이하로 한 경우에 대폭적인 철손실저감(W15/50=2.5W/㎏)이 달성되며, S=10ppm 부근에 임계점이 있는 것을 알 수 있다. 이것은 S량 저감에 의해 입성장성이 향상하였기 때문이다. 이것으로부터 본 발명에서는 S의 범위를 10ppm 이하, 바람직하기는 5ppm 이하로 한정한다.
그러나 S량이 10ppm 이하가 되면 철손실의 저하는 느릿하게 되며 S량을 흔적량로 하여도 철손실을 2.4W/㎏ 이하로 할 수는 없다.
본 발명자들은 S=10ppm 이하의 극저 S재에 있어서 철손실의 저감이 저해되는 것은 MnS 이외의 미지의 요인에 의하는 것은 아닌가 하고 생각하여 광학현미경으로 조직관찰을 하였다. 그결과 S≤10ppm의 영역에서 강판 표면층에 현저한 질화층이 확인되었다. 이에 반하여 S＞10ppm의 영역에서는 질화층은 경미하게 되어 있었다. 이 질화층은 질화분위기에서 행한 열연판소둔시 및 마무리 소둔시에 생긴 것이라 생각된다.
이 S량 저감에 따른 질화반응촉진 원인에 관하여는 다음과 같이 생각된다. 즉, S는 표면 및 입계에 농화하기 쉬운 원소이기 때문에 S＞10ppm의 영역에서는 S가 강판 표면에 농화하여 열연판 소둔시 및 마무리 소둔시에 있어서 분위기중에서 강판표면층으로의 질소의 흡착을 억제하고 있다. 이 때문에 질화층은 생성하지 않든지 생성하여도 극히 조금이다. 한편 S≤10ppm의 영역에서는 S에 의한 질소흡착의 억제효과가 저하하기 때문에 질화층이 강판표면층에 생성한다.
본 발명자들은 이 S≤10ppm의 영역에서 현저하게 생기는 질화층이 강판표면층부의 결정입의 성장을 방해, 철손실의 저하를 억제하는 것은 아닌가 하고 생각하였다.
이와같은 생각을 토대로 본 발명자들은 강판표면층부의 질화물층을 소정의 범위로 컨트롤할 수 있으면 극저 S재의 철손실은 더욱 저하하는 것은 아닌가 하고 생각하였다.
도 28에 강판표면에서 30㎛ 이내의 영역에서의 질화물량과 W15/50의 관계를 나타낸다. 또 본 강종에 있어서는 질화물은 AlN, Si3N4, TiN이었다. 강판표면에서 30㎛의 범위에 주목한 것은 이 범위에 질화물의 8∼9할이 존재하고 있으며, 그 이상의 깊이에서는 질화물의 양이 대단히 적게 되어 있으므로 강판표면에서 30㎛의 범위에서 질화물량을 평가하면 충분하다고 생각하였기 때문이다.
도 28에서 강판 표면층부 30㎛에서의 질화물량이 300ppm이하인 경우에 철손실이 저하하여 W15/50=2.25W/㎏가 달성되는 것을 알 수 있다.
이상의 내용으로부터 본 발명에서는 강판 표면에서 30㎛ 이내의 영역에서의 질화물량을 300ppm 이하로 한정한다.
다음에 기타의 성분의 한정이유에 대하여 설명한다.
Si : Si는 강판의 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이지만, 4.0%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하하기 때문에 상한을 4.0%로 한다.
Mn : Mn은 열간압연시의 적열취성을 방지하기 위하여 0.05% 이상 필요하지만 1.0% 이상이 되면 자속밀도를 저하시키므로 0.05∼1.0%로 한다.
Al : Al은 Si와 마찬가지로 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이지만, 1.0%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하하기 때문에 상한을 1.0%로 한다. 또 0.1% 미만의 경우에는 AlN가 미세화하여 입성장성이 저하되기 때문에 하한을 0.1%로 한다.
본 발명에 있어서는 S 및 강판표면층부의 질화물량이 소정의 범위내이면 제조방법은 무방향성 전자강판을 제조하는 통상의 방법으로도 상관없다. 즉, 전로에서 취련한 용강을 탈가스처리하여 소정의 성분으로 조정하고 계속하여 주조, 열간압연을 한다. 열간압연시의 마무리 소둔온도, 권취온도는 특히 규정할 필요는 없고, 통상의 무방향성 전자강판을 제조하는 범위의 온도도 상관없다. 또 열연후의 열연판 소둔은 하여도 좋으나 필수는 아니다. 이어서 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 한 후 최종소둔을 한다.
강판 표면층부의 질화물량을 소정의 범위내로 하는 방법은 특히 규정할 필요는 없다.
구체예 7 :
본 발명의 골자는 강판중에 함유되는 S량과, Sb, Sn의 량을 소정범위로 한정하며, 또 마무리 소둔 조건을 적정화하므로써 철손실이 극히 낮은 무방향성 전자강판을 얻는데 있다.
즉, 상기 과제는 중량%로, C : 0.005%이하, Si : 1.0∼4.0%, Mn : 0.05∼1.0%, P : 0.2%이하, N : 0.005%이하, Al : 0.1∼1.0%, S : 0.001%이하, Sb+Sn/2=0.001∼0.05%를 함유하며, 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어지는 슬래브를 열간압연한 후 냉간압연하여 40℃/초 이하의 승온속도로 마무리 소둔하는 것을 특징으로 하는 철손실이 낮은 무방향성 전자강판의 제조방법에 의해 해결한다. 여기서 승온속도는 실온에서 균열온도까지의 평균승온속도를 말한다. Sb+Sn/2의 량을 0.001∼0.005%로 한정하므로써 더욱 바람직한 결과가 얻어진다.
여기에 『잔부가 실질적으로 Fe인』이란 본 발명의 작용효과를 없애지 않는 한에 있어서 불가피한 불순물을 위시하여 다른 미량원소를 함유하는 것이 본 발명의 범위에 속하는 것을 의미한다.
본 발명자들은 S=10ppm 이하의 극저 S재에 있어서 철손실 저감을 저해하고 있는 요인을 상세히 조사하였다.
먼저 철손실에 미치는 S의 영향을 조사하기 위해 C : 0.0025%, Si : 1.65%, Mn : 0.20%, P : 0.01%, Al : 0.31%, N : 0.0021%로 하고, S량을 흔적량∼15ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보용해하여 열연후 100% H2 분위기에서 950℃×3분의 열연판소둔을 하고 산세척후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하였다. 계속하여 행한 마무리 소둔은 소둔분위기 : 10% H2-90% N2, 승온속도 : 20℃/초, 균열온도 : 900℃×2분으로 하였다. 여기서 승온속도는 실온에서 균열온도까지의 평균승온속도의 것을 말한다.
도 29에 이와 같이 하여 얻은 샘플의 S량과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다(도중 X표시). 자기특성은 25㎝ 에프스타인 시험으로 측정하였다. 도 29에서 S를 10ppm 이하로 한 경우에 대폭적인 철손실저감이 달성되고, W15/50=3.2W/㎏의 재료가 얻어지는 것을 알 수 있다. 이것은 S저감에 의해 입성장성이 향상하였기 때문이다.
이상의 것으로부터 본 발명에 있어서는 S량의 범위를 10ppm 이하로 한정한다. 그러나 S량이 10ppm 이하로 되면 철손실의 저하는 느릿하게 되며 S량을 더욱 저감하였다고 하여도 철손실은 3.1W/㎏ 정도 밖에 되지 않는다.
본 발명자들은 S≤10ppm의 극저 S재에서 철손실의 저감이 저해되는 것은 MnS 이외의 미지의 요인에 의하는 것은 아닌가 하고 생각하여 광학 현미경으로 조직관찰을 하였다. 그결과 S≤10ppm의 영역에서 강판표면층에 현저한 질화층이 확인되었다. 이에 반하여 S＞10ppm의 영역에서는 질화층은 경미하게 되어 있었다. 이 질화층은 질화분위기에서 행한 마무리 소둔시에 생긴 것이라 생각된다.
이 S저감에 따른 질화반응 촉진의 원인에 관하여는 다음과 같이 생각한다. 즉, S는 표면 및 입계에 농화하기 쉬운 원소이기 때문에 S＞10ppm의 영역에서는 S가 강판 표면에 농화하여 마무리 소둔의 질소의 흡착을 억제하고 있으며, 한편 S≤10ppm의 영역에서는 S에 의한 질소흡착의 억제효과가 저하되었기 때문이라 생각된다.
본 발명자들은 이 극저 S재에 있어서 현저하게 생기는 질화층이 강판 표면층부의 결정입의 성장을 방해하여 철손실의 저하를 억제하는 것이 아닌가 하고 생각하였다. 이와같은 생각하에서 본 발명자들은 질소흡착의 억제가 가능하고 또 극저 S재의 우수한 입성장성을 방해하는 일이 없는 원소를 첨가할 수가 있으면 극저 S재의 철손실은 더욱 저감하는 것이 아닌가 하는 착상을 지니고 여러 가지의 검토를 더한 결과, Sb의 극미량 첨가가 유효하다는 것을 발견하였다.
도 29에 상기 X표시로 나타낸 샘플의 성분에 40ppm의 Sb는 첨가한 샘플에 대하여 동일의 조건에서 시험을 한 결과를 0표시로 나타낸다. Sb의 철손실 저감효과에 착안하면 S＞10ppm의 영역에서는 Sb 첨가에 의해 철손실은 0.02∼0.04W/㎏ 정도밖에 저하되지 않으나, S≤10ppm의 영역에서는 Sb 첨가에 의해 철손실은 0.20W/㎏ 정도 저하되어 있으며, S량이 적은 경우에 Sb의 철손실저감 효과는 현저히 확인된다. 또 이 샘플에서는 S량에 상관없이 질화층은 확인되지 않았다. 이것은 Sb가 마무리 소둔시의 승온과정에서 강판표면층부에 농화하여 질소의 흡착을 억제한 때문이라 생각된다.
다음에 Sb의 최적첨가량을 조사하기 위하여 C : 0.0026%, Si : 1.60%, Mn : 0.20%, P : 0.020%, Al : 0.30%, S : 0.0004%, N : 0.0020%로 하고, Sb량을 흔적량∼130ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보용해하여 열간압연후 100% H2 분위기에서 950℃×3분의 열연판소둔을 하고, 산세척후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하였다. 계속하여 행한 마무리 소둔은 소둔부위기 : 10% H2-90% N2, 승온속도 : 20℃/초, 균열온도 : 930℃×2분으로 하였다.
도 30에 Sb량과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다. 도 30에서 Sb량이 10ppm 이상인 영역에서 철손실이 저하되어 있는 것을 알 수 있다. Sb를 더욱 첨가하여 Sb＞50ppm으로 된 경우에는 철손실은 다시 증대하는 것도 알 수 있다.
이 Sb＞50ppm의 영역에서의 철손실 증대원인을 조사하기 위하여 광학현미경에 의한 조직관찰을 하였다. 그결과 표면층 세입조직은 확인할 수 없었지만 평균결정 입경이 약간 작게 되어 있었다. 이 원인은 명확하지는 않으나 Sb가 입계에 편석하기 쉬운 원소이기 때문에 Sb의 입계 드래그 효과에 의해 입성장성이 저하한 것이라 생각된다. 다만 Sb를 700ppm까지 첨가하여도 Sb 프리강과 비교하면 철손실은 양호하다.
이상의 것으로부터 Sb는 10ppm 이상으로 하고 코스트의 문제로 상한을 500ppm로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 10ppm 이상, 50ppm 이하로 한다.
이상의 철손실 저감효과는 Sb와 같은 표면편석형 원소인 Sn을 20ppm 이상 첨가한 경우에도 확인되며, 100ppm 이상의 첨가로 철손실이 약간 증대하였다. 다만 Sn을 1400ppm까지 첨가하여도 Sn 프리강과 비교하면 철손실은 양호하다. 이것으로부터 Sn는 20ppm 이상으로 하고 코스트의 문제로 상한을 1000ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 20ppm 이상, 100ppm 이하로 한다.
또 Sb와 Sn을 복합 첨가한 경우에도 Sb+Sn/2로 10ppm 이상 첨가한 경우에 철손실이 저하하며, Sb+Sn/2로 50ppm 이상 첨가한 경우에 약간의 철손실 증대가 확인되었다.
또 Sb+Sn/2가 700ppm 이하이면 Sb, Sn 프리강과 비교하면 철손실은 양호하였다. 이것으로부터 Sb와 Sn을 복합 첨가한 경우에는 Sb+Sn/2로 10ppm 이상으로 하고, 코스트의 문제로 상한을 500ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 10ppm이상, 50ppm 이하로 한다.
다음에 적정 마무리 소둔조건에 대하여 조사하기 위하여 C : 0.0026%, Si : 1.62%, Mn : 0.20%, P : 0.010%, Al : 0.30%, S : 0.0004%, N : 0.0020%, Sb : 0.004%로 한 강을 실험실에서 진공용해하여 열연후 100% H2 분위기에서 950℃×5분의 열연판소둔을 하고, 산세척후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하였다. 마무리 소둔은 승온속도를 여러가지로 변화시키면서 930℃까지 가열하여 2분간 균열후 공냉하는 조건에서 행하였다. 또 마무리 소둔 분위기는 10% H2-90% N2 로 하였다.
도 31에 마무리 소둔시의 승온속도와 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다. 도 31에서 승온속도가 40℃/초 초과의 영역에서 철손실이 증대하고 있는 것을 알 수 있다. 이들 재료의 조직을 관찰하였더니 승온속도 40℃/초 초과의 샘플에서는 Sb를 첨가하고 있음에도 불구하고 강판 표면층부에 질화가 확인되었다.
이것은 승온속도가 빠른 경우에는 Sb가 강판표면에 편석하기 이전에 고온의 질화분위기에 강판이 쬐어지기 때문에 Sb의 질화억제효과가 충분히 발휘되지 않고 질화가 일어난 것이라 생각된다. 이상의 것으로부터 마무리 소둔시의 승온속도는 40℃/초 이하로 하고 철손실의 관점에서 바람직하기는 25℃/초 이하로 한다.
다음에 기타의 성분의 한정이유에 대하여 설명한다.
C : C는 자기시효의 문제가 있기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Si : Si는 강판의 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이므로 1.0% 이상 첨가한다. 한편 4.0%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하하기 때문에 상한을 4.0%로 하였다.
Mn : Mn은 열간압연시의 적열취성을 방지하기 때문에 0.05% 이상 필요하지만, 1.0% 이상되면 자속밀도를 저하시키므로 0.05∼1.0%로 하였다.
P : P는 강판의 펀칭성을 개선하기 위하여 필요한 원소이지만 0.2%를 초과하여 첨가하면 강판이 취화하기 때문에 0.2% 이하로 하였다.
N : N는 함유량이 많은 경우에는 AlN의 석출량이 많게 되며 철손실을 증대시키기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Al : Al는 Si와 마찬가지로 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이지만, 1.0%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하하기 때문에 상한을 1.0%로 하였다. 또 0.1% 미만의 경우에는 AlN가 미세화하여 입성장성이 저하하기 때문에 하한을 0.1%로 하였다.
본 발명에 있어서는 S, Sb 및 Sn가 소정의 범위내이고, 마무리 소둔시의 승온속도가 본 발명의 범위내이면 그 이외의 제조방법은 통상의 무방향성 전자강판을 제조하는 방법으로 상관없다. 즉, 전로에서 취련한 용강을 탈가스처리하여 소정의 성분으로 조정하고 계속하여 주조, 열간 압연을 한다. 열간압연시의 마무리온도, 권취온도는 특히 규정할 필요는 없고, 통상의 온도도 상관없다. 또 열연후의 열연판 소둔은 하여도 좋으나 필수는 아니다. 이어서 산세척후 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 한 후에 마무리 소둔을 승온속도 40℃/초 이하에서 한다.
실시예
표 16에 나타내는 강을 사용하여 전로에서 취련한 후에 탈가스처리를 함으로써 소정의 성분으로 조정후 주조하여 슬래브를 1140℃에서 1시간 가열한 후 판두께 2.3㎜까지 열간압연을 하였다. 열연마무리 온도는 800℃로 하였다. 권취온도는 610℃로 하여 권취한 후, 표17에 도시하는 조건에서 열연판소둔을 하였다. 그후 산세척을 하여 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하고 표17에 나타내는 마무리 소둔조건에서 소둔을 하였다. 열연판 소둔 분위기는 100%H2, 마무리 소둔분위기는 10% H2-90% N2 였다. 표 17에서의 『승온속도』란 마무리 소둔시에서의 실온에서 균열온도까지의 평균승온속도를 말한다.
자기측정은 25㎝ 에프스라인 시험편을 사용하였다. 각 강판의 자기특성을 표 2에 함께 나타낸다. 표 16과 표 17의 No.는 대응된다.
표 16, 표 17에서 강판성분을 본 발명의 S, Sb, Sn량으로 제어하고 마무리 소둔 시의 승온속도를 본 발명의 범위로 한 본 발명강에 있어서 마무리 소둔후의 철손실이 대단히 낮은 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.
이것에 대하여 No. 12의 강판은 S와 Sb+Sn/2가, No. 13의 강판은 Sb+Sn/2가 각각 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 14와 No. 15의 강판은 마무리 소둔에서의 승온속도가 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 No. 12, No. 13의 강판에 비하면 철손실 W15/50은 낮지만 본 발명강에 비하여는 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 16의 강판은 C함유량이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50이 높을 뿐아니라 자기시효문제가 있다.
No. 17의 강판은 Si함유량이 본 발명의 범위를 초과하므로 철손실 W15/50은 낮으나, 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
No. 18의 강판은 Mn 함유량이 본 발명의 범위보다 낮으므로 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 19의 강판은 Mn 함유량이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50은 낮지만 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
No. 20의 강판은 N함유량이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 21의 강판은 Al 함유량이 본 발명의 범위보다 낮으므로 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
한편 No. 22의 강판은 Al 함유량이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50은 낮지만 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
표 16
No C Si Mn P S Al N Sb Sn
1 0.0025 1.83 0.19 0.010 0.0003 0.30 0.0017 0.0020 tr.
2 0.0018 1.64 0.20 0.013 0.0003 0.29 0.0019 0.0040 tr.
3 0.0025 1.60 0.17 0.015 0.0003 0.30 0.0016 0.0070 tr.
4 0.0018 1.65 0.18 0.010 0.0003 0.29 0.0019 0.0400 tr.
5 0.0025 1.65 0.18 0.012 0.0003 0.30 0.0018 tr. 0.0040
6 0.0018 1.66 0.18 0.011 0.0003 0.29 0.0020 tr. 0.0080
7 0.0020 1.67 0.17 0.012 0.0003 0.30 0.0018 tr. 0.0120
8 0.0022 1.60 0.19 0.010 0.0003 0.28 0.0019 0.0020 0.0030
9 0.0024 1.65 0.18 0.013 0.0003 0.25 0.0017 0.0040 tr.
10 0.0024 1.65 0.18 0.013 0.0003 0.25 0.0017 0.0040 tr.
11 0.0024 1.65 0.18 0.013 0.0003 0.25 0.0017 0.0040 tr.
12 0.0022 1.60 0.18 0.010 0.0020 0.25 0.0015 tr. tr.
13 0.0022 1.63 0.17 0.012 0.0003 0.30 0.0016 tr. tr.
14 0.0017 1.60 0.20 0.012 0.0003 0.30 0.0019 0.0040 tr.
15 0.0018 1.65 0.21 0.013 0.0003 0.29 0.0019 0.0040 tr.
16 0.0065 1.60 0.20 0.012 0.0003 0.30 0.0019 0.0040 tr.
17 0.0018 4.20 0.19 0.012 0.0003 0.30 0.0019 0.0040 tr.
18 0.0018 1.60 0.02 0.012 0.0003 0.30 0.0019 0.0040 tr.
19 0.0018 1.60 1.50 0.012 0.0003 0.30 0.0019 0.0040 tr.
20 0.0018 1.66 0.18 0.015 0.0003 0.29 0.0065 0.0040 tr.
21 0.0020 1.65 0.18 0.010 0.0003 0.05 0.0018 0.0040 tr.
22 0.0018 1.63 0.17 0.012 0.0003 1.20 0.0015 0.0040 tr.
표 17
No 열연판소둔온도(℃) 열연판소둔시간(min) 승온온도(℃/s) 마무리소둔온도(℃)×2min W15/50(W/㎏) B50(T) 비 고
1 950 3 10 930 2.73 1.72 본발명강
2 950 3 10 930 2.72 1.72 본발명강
3 950 3 10 930 2.82 1.72 본발명강
4 950 3 10 930 2.86 1.72 본발명강
5 950 3 10 930 2.73 1.72 본발명강
6 950 3 10 930 2.72 1.72 본발명강
7 950 3 10 930 2.81 1.72 본발명강
8 950 3 10 930 2.75 1.72 본발명강
9 900 180 10 930 2.71 1.72 본발명강
10 950 3 23 930 2.74 1.72 본발명강
11 950 3 30 930 2.79 1.72 본발명강
12 950 3 10 930 3.62 1.72 비교강(S,Sb+Sn/2벗어남)
13 950 3 10 930 3.05 1.72 비교강(Sb+Sn/2벗어남)
14 950 3 44 930 2.89 1.72 비교강(승온속도벗어남)
15 950 3 57 930 2.98 1.72 비교강(승온속도벗어남)
16 950 3 20 930 3.05 1.72 비교강(C벗어남)
17 1000 3 20 930 2.05 1.63 비교강(Si벗어남)
18 950 3 20 930 3.01 1.72 비교강(Mn벗어남)
19 950 3 20 930 2.30 1.68 비교강(Mn벗어남)
20 950 3 20 930 3.55 1.70 비교강(N벗어남)
21 950 3 20 930 3.60 1.71 비교강(Al벗어남)
22 950 3 20 930 2.30 1.68 비교강(Al벗어남)
구체예 8 :
본 발명의 골자는 S=10ppm 이하의 극저 S재에 있어서 P를 0.03∼0.15% 혹은 Sb와 Sn의 적어도 한쪽을 Sb+Sn/2에서 0.001∼0.05%의 범위로 함유시키고, 최종 연속소둔시의 소둔분위기와 균열시간을 제어하므로써 무방향성 전자강판의 철손실을 대폭적으로 저하시키는데 있다.
즉, 상기 과제를 해결하기 위한 첫째의 수단은 중량%로 C : 0.005%이하, Si : 1.5∼3.5%, Mn : 0.05∼1.0%, N : 0.005%이하(O를 함유), Al : 0.1∼1.0%, S : 0.001%이하(O를 함유), P : 0.03∼0.15%를 함유하고 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어지는 슬래브를 열간압연하여 필요에 따라 열연판소둔을 한 후, 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 하여 N2 농도 10% 이상의 분위기중에서 균열시간 30초∼5분의 최종연속소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 철손실이 낮은 무방향성 전자강판의 제조방법이다.
상기 과제를 해결하기 위한 둘째 수단은 중량%로 C : 0.005%이하, Si : 1.5∼3.5%, Mn : 0.05∼1.0%, N : 0.005%이하(O를 함유), Al : 0.1∼1.0%, S : 0.001%이하(O를 함유), Sb와 Sn의 적어도 한쪽을 Sb+Sn/2로 0.001∼0.05% 함유하며 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어지는 슬래브를 열간압연하고, 필요에 따라 열연판 소둔을 한 후 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 하여 H2 농도 10% 이상의 분위기중에서 균열시간 30초∼5분의 최종 연속소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 철손실이 낮은 무방향성 전자강판의 제조방법이다.
상기 과제를 해결하기 위한 셋째 수단은 중량%를 C : 0.005%이하, Si : 1.5∼3.5%, Mn : 0.05∼1.0%, N : 0.005%이하(O를 함유), Al : 0.1∼1.0%, S : 0.001%이하(O를 함유), P : 0.03∼0.15% Sb와 Sn의 적어도 한쪽을 Sb+Sn/2에서 0.001∼0.005% 함유하며, 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어지는 슬래브를 열간압연하고, 필요에 따라 열연판소둔을 한 후 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 하여 H2 농도 10% 이상의 분위기중에서 균열시간 30초∼5분의 최종연속소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 철손실이 낮은 무방향성 전자강판의 제조방법이다.
상기 과제를 해결하기 위한 넷째의 수단은 상기 첫째의 수단 내지 셋째의 수단중 어느 방법으로 제조된 것 또는 이것과 같은 철손실이 낮은 무방향성 전자강판이다. 여기에 『잔부가 실질적으로 Fe인』이란 불가피한 불순물외에 본 발명의 작용효과를 없애지 않는 범위에서 다른 미량원소를 함유하는 것도 본 발명의 범위에 포함되는 것을 의미한다. 또 이하의 설명에서 강의 성분을 나타내는 %는 모두 중량%이고, ppm 도 중량 ppm 이다.
본 발명자들은 S=10ppm 이하의 극저 S재에 있어서 철손실저감을 저해하고 있는 요인을 상세히 조사하였다. 그 결과 S량의 저감에 따라 강판표면층부에 현저한 질화층이 확인되며, 이 질화층이 철손실 저감을 저해하고 있는 것이 명확하게 되었다. 그래서 본 발명자들이 질화를 억제하여 철손실을 더욱 저감시키는 수법에 관하여 예의 검토한 결과, P를 0.03∼0.15% 혹은 Sb와 Sn의 적어도 한쪽을 Sb+Sn/2의 값이 0.001∼0.05%의 범위로 함유시키고 최종연속 소둔시의 소둔분위기와 균열시간을 제어하므로써 극저 S재의 철손실이 대폭으로 저하하는 것을 발견하였다.
본 발명을 실험결과에 의거하여 상세히 설명한다.
먼저, 철손실에 미치는 S량의 영향을 조사하기 위하여 이하의 (1), (2), (3)의 3종류의 성분계에 대하여 S량을 흔적량∼15ppm의 범위에서 변화시킨 강을 실험실에서 진공용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기에서 800℃×3시간의 열연판 소둔을 하여 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하고 3종류의 소둔분위기-균열시간의 조합하에서 930℃의 마무리 소둔을 하였다.
(1) C : 0.0025%, Si : 1.85%, Mn : 0.20%, P : 0.040%, Al : 0.31%, N : 0.0018%
(2) C : 0.0025%, Si : 1.85%, Mn : 0.20%, P : 0.010%, Al : 0.31%, N : 0.0018%, Sn : 0.0050%
(3) C : 0.0025%, Si : 1.85%, Mn : 0.20%, P : 0.010%, Al : 0.31%, N : 0.0018%, Sb : 0.0040%
도 32에 이와 같이 하여 얻은 샘플의 S량과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다. 도 32에서 S≤10ppm으로 된 경우에 대폭적으로 철손실이 저감되고, W15/50=2.5W/㎏가 달성되는 것을 알 수 있다. 이것은 S량 저감에 의해 입성장성이 대폭적으로 향상하였기 때문이다. 이상의 것으로부터 본 발명에서는 S량의 범위를 10ppm 이하로 한정하나, 5ppm 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
그러나 S량이 10ppm 이하에서의 철손실의 저하레벨은 소둔분위기-균열시간의 조합에 따라 달라지는 것을 알았다. 본 발명자들은 S≤10ppm의 극저 S재에 있어서 소둔분위기-균열시간의 조합에 따라 철손실의 저감레벨이 다른 원인을 조사하기 위하여 광학현미경으로 조직관찰을 하였다. 그 결과 5% H2-2분균열 및 15% H2-20초 균열의 경우에는 3개의 성분계 어느 것이나 강판표면층에 현저한 질화층이 확인되었다. 이것에 대하여 15% H2-2분균열의 경우에는 질화층은 경미하게 되어 있었다. 이 질화층은 질화분위기에서 행한 열연판 소둔시 및 마무리 소둔시에 생긴 것이라 생각된다.
S량에 의해 질화반응이 다른 원인에 관하여는 다음과 같이 생각된다. 즉, S는 표면 및 입계에 농화하기 쉬운 원소이기 때문에 S＞10ppm의 영역에서는 S가 강판표면에 농화하여 마무리 소둔시의 질소의 흡착을 억제하였다. 한편 S≤10ppm의 영역에서는 S에 의한 질소흡착의 억제효과가 저하하였다. 이것을 P 혹은 Sn 또는 Sb의 첨가량과 마무리 소둔 조건(소둔 분위기-균열시간)의 제어에 의해 보충하려고 하였으나 소둔분위기-균열시간의 조합에 의하여 질소흡착 억제능력에 차이가 있어 이것이 철손실 레벨에 반영된 것이다.
다음에 소둔분위기-균열시간의 최적의 조합범위를 조사하기 위하여 이하의 (4),(5),(6)의 3종류의 성분계의 강을 실험실에서 진공용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 75% H2-25% N2 분위기에서 800℃×3시간의 열연판 소둔을 하고, 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하여 H2 농도, 균열시간의 조합을 여러 가지로 바꾸어 930℃에서 마무리 소둔을 하였다.
(4) C : 0.0020%, Si : 1.87%, Mn : 0.20%, P : 0.040%, Al : 0.30%, S : 0.0003%, N : 0.0017%
(5) C : 0.0020%, Si : 1.87%, Mn : 0.20%, P : 0.010%, Al : 0.30%, S : 0.0003%, N : 0.0017%, Sn : 0.0050%
(6) C : 0.0020%, Si : 1.87%, Mn : 0.20%, P : 0.010%, Al : 0.30%, S : 0.0003%, N : 0.0017%, Sb : 0.0040%
도 33은 이와 같이 하여 얻은 샘플의 H2 농도 마다의 마무리 소둔 균열시간과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸 것이다. 도 33에서 어떤 성분계에 대하여도 H2 농도 10% 이상에서, 또 마무리 소둔시의 균열시간이 30초∼5분의 영역에서 철손실이 저하하며, W15/50=2.5W/㎏이 달성되는 것을 알 수 있다. 이것으로부터 본 발명에서는 최종연속소둔(마무리 소둔)의 분위기를 H2 농도 10% 이상, 균열시간을 30초∼5분으로 한정한다.
다음에 기타의 성분의 한정이유에 대하여 설명한다.
C : C는 자기시효의 문제가 있기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Si : Si는 강판의 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이며 이 때문에 1.5%로 한다. 한편 3.5%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하되기 때문에 상한을 3.5%로 하였다.
Mn : Mn은 열간압연시의 적열취성을 방지하기 위하여 0.05% 이상 필요하지만 1.0% 이상이 되면 자속밀도를 저하시키므로 0.05∼1.0%로 하였다.
N : N는 함유량이 많은 경우에는 AlN의 석출량이 많게 되며 철손실을 증대시키기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Al : Al은 Si와 같이 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이지만, 1.0%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하하기 때문에 상한을 1.0%로 하였다. 또 0.1% 미만의 경우에는 AlN가 미세화하여 입성장성이 저하되기 때문에 하한을 0.1%로 하였다.
P : P는 열연판 소둔시 및 마무리 소둔시의 질소의 흡착을 억제하기 위하여 0.03% 이상으로 하고 냉간 압연성의 문제로 상한을 0.15%로 한다.
Sb와 Sn : Sb와 Sn은 공히 열연판소둔시 및 마무리 소둔시의 질소의 흡착을 억제하기 위하여 유효한 원소이며, 그 효과에 대하여는 Sb는 Sn의 2배의 효과를 갖는다. 따라서 Sb+Sn/2에서 0.001% 이상 함유시키는 것으로 하고, 코스트의 점에서 상한을 0.05%로 한다. 또 P와 Sb, Sn에 대하여는 어느쪽을 선택적으로 함유시켜도 되고 3성분을 동시에 함유시켜도 된다.
본 발명에 있어서는 S, P, Sb, Sn를 위시하여 소정의 성분이 소정의 범위내이면 최종연속소둔(마무리소둔) 조건을 제외하고, 제조방법은 무방향성 전자강판을 제조하는 통상의 방법으로 상관없다. 즉, 전로에서 취련한 용강을 탈가스 처리하여 소정의 성분으로 조정하고 계속하여 주조, 열간 압연을 한다. 열간압연시의 마무리 소둔온도, 권취온도는 특히 규정할 필요는 없고, 통상의 무방향성 전자강판을 제조하는 범위의 온도로도 상관 없다. 또 열연후의 열연판소둔은 하여도 좋으나 필수는 아니다. 이어 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간 압연에 의해 소정의 판두께로 한 후에 최종연속소둔을 한다.
실시예
표 18에 나타내는 강을 사용하여 전로에서 취련한 후에 탈가스 처리를 함으로써 소정의 성분(성분치는 중량%)으로 조정후 주조하여 슬래브를 1160℃에서 1시간 가열한 후 판두께 2.0㎜까지 열간압연을 하였다. 열간압연시의 마무리 온도는 800℃로 하였다. 권취온도는 610℃로 하고 표19에 표시하는 조건에서 열연판소둔을 하였다. 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하고 표19에 표시하는 마무리 소둔조건에서 소둔을 하였다. 자기측정은 25㎝ 에프스타인 시험편을 사용하였다. 각 강판의 자기특성을 표 19에 함께 나타낸다. 또 표18과 표19는 본래 하나의 표이며 서로의 No.가 대응하고 있다.
표18, 표19에서 No. 1∼No. 18의 강판은 Si의 레벨이 1.8%의 오더에 있고, No. 19∼No. 26의 강판은 Si의 레벨이 2.5%의 오더에 있다. 같은 Si의 레벨끼리 비교한 경우 본 발명강의 쪽이 비교강에 비하여 철손실 W15/50이 낮다.
이것에서 강판성분의 S량, P, Sb+Sn/2, 어느 한 종류의 첨가량, 최종연속소둔시의 소둔분위기 및 균열시간의 어느 것이나 본 발명의 범위로 한 경우에 마무리 소둔 후의 철손실이 대단히 낮은 무방향성 전자강판이 얻어지는 것을 알 수 있다. 그리고 이들의 무방향성 전자강판에 있어서는 자속밀도 B50이 저하되어 있지 않는 것도 알 수 있다.
이에 반하여 No. 9와 No. 22의 강판은 S가 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 철손실 W15/50이 높게 되어있다.
또 No. 5와 No. 23의 강판은 마무리 소둔시의 H2 농도가 No. 16, No. 17, No. 24, No. 25의 강판은 마무리 소둔시의 균열시간이 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 11의 강판은 C가 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50이 높을 뿐아니라 자기시효의 문제가 있다.
No. 12의 강판은 Mn이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
No. 13의 강판은 Al이 본 발명의 범위를 하회하고 있으므로 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 14의 강판은 N가 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 18과 No. 26의 강판은 P, Sn, Sb의 어느 것이나 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 27의 강판은 Si의 범위가 본 발명의 범위보다 높으므로 철손실 W15/50이 낮게 억제되어 있지만 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
표 18
No C Si Mn P S Al N Sn Sb
1 0.0025 1.85 0.25 0.040 0.0003 0.30 0.0017 tr. tr.
2 0.0024 1.84 0.26 0.039 0.0003 0.29 0.0018 tr. tr.
3 0.0018 1.85 0.24 0.041 0.0004 0.30 0.0019 tr. tr.
4 0.0019 1.86 0.27 0.040 0.0003 0.31 0.0020 tr. tr.
5 0.0022 1.85 0.23 0.015 0.0003 0.30 0.0017 0.0050 tr.
6 0.0021 1.84 0.25 0.014 0.0004 0.29 0.0018 0.0050 tr.
7 0.0020 1.85 0.25 0.015 0.0003 0.30 0.0018 tr. 0.0040
8 0.0019 1.85 0.24 0.013 0.0004 0.31 0.0019 tr. 0.0040
9 0.0018 1.86 0.26 0.040 0.0020 0.30 0.0021 tr. tr.
10 0.0021 1.84 0.26 0.180 0.0003 0.29 0.0020 tr. tr.
11 0.0067 1.85 0.25 0.040 0.0004 0.30 0.0019 tr. tr.
12 0.0022 1.83 1.49 0.040 0.0003 0.30 0.0018 tr. tr.
13 0.0021 1.85 0.26 0.041 0.0003 0.05 0.0019 tr. tr.
14 0.0022 1.86 0.24 0.039 0.0003 0.31 0.0065 tr. tr.
15 0.0018 1.85 0.25 0.041 0.0004 0.29 0.0018 tr. tr.
16 0.0019 1.85 0.26 0.040 0.0003 0.30 0.0019 tr. tr.
17 0.0017 1.85 0.25 0.041 0.0004 0.30 0.0020 tr. tr.
18 0.0016 1.85 0.24 0.015 0.0003 0.30 0.0019 tr. tr.
19 0.0022 2.51 0.18 0.014 0.0004 0.50 0.0018 0.0050 tr.
20 0.0024 2.50 0.18 0.015 0.0003 0.49 0.0021 tr. 0.0040
21 0.0023 2.52 0.17 0.013 0.0003 0.51 0.0019 tr. 0.0040
22 0.0019 2.49 0.19 0.015 0.0020 0.52 0.0020 tr. 0.0040
23 0.0020 2.50 0.18 0.014 0.0003 0.50 0.0021 0.0050 tr.
24 0.0020 2.51 0.19 0.015 0.0004 0.51 0.0022 0.0050 tr.
25 0.0019 2.52 0.19 0.015 0.0004 0.50 0.0019 0.0050 tr.
26 0.0018 2.49 0.18 0.015 0.0003 0.49 0.0020 tr. tr.
27 0.0017 4.00 0.25 0.050 0.0003 0.29 0.0018 tr. tr.
표 19
구체예 9 :
본 발명의 골자는 S를 10ppm 이하의 극미량으로 제어하여도 철손실이 떨어지지 않는 것은 미량 S영역에서 현저한 질화층이 표면영역에 형성되기 때문이라는 새로운 지견에 의거하여, 최종 연속소둔시의 소둔분위기와 균열시간을 제어함으로써 질화물의 형성을 억제하여 철손실을 저하시키는 것이다.
즉, 상기과제는 중량%로 C : 0.005%이하, Si : 15%미만, Mn : 0.05∼1.0%, P : 0.2%이하, N : 0.005%이하(O를 함유), Al : 0.1∼1.0%, S : 0.001%이하(O를 함유)를 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어지는 슬래브를 열간압연하고 필요에 따라 열연판 소둔을 한 후 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 하여 H2 농도 10% 이상의 분위기중에서 균열시간 30초∼5분의 최종연속소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 자성소둔후의 철손실이 낮은 무방향성 전자강판의 제조방법에 의하여 해결된다.
또 상기 과제는 중량%로 C : 0.005%이하, Si : 1.5%미만, Mn : 0.05∼1.0%, P : 0.2%이하, N : 0.005%이하(O를 함유), Al : 0.1∼1.0%, S : 0.001%이하(O를 함유), Sb+1/2Sn : 0.001∼0.05%를 함유하며, 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어지는 슬래브를 열간압연하여 필요에 따라 열연판소둔을 한 후 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 하여 H2 농도 10% 이상의 분위기중에서 균열시간 30초∼5분의 최종연속소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 자성소둔 후의 철손실이 낮은 무방향성 전자강판의 제조방법에 의하여 해결된다.
여기에 『잔부가 실질적으로 Fe인』이라고 하는 것은 불가피한 불순물외에 본 발명의 작용효과를 방해하지 않는 범위에서 다른 미량 원소를 함유하는 것이 권리범위에 들어가는 것을 의미한다. 또 이하의 설명에서 강의 성분의 %는 모두 중량% 이고 ppm도 중량 ppm을 의미한다.
이하 본 발명에 이르는 경위에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 철 손실에 미치는 S의 영향을 조사하기 위해 C : 0.0020%, Si : 0.25%, Mn : 0.55%, P : 0.11%, Al : 0.25%, N : 0.0018%, Sb : 흔적량으로 하고 S량을 흔적량∼15ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보 용해 하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판을 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하여 3종류의 소둔분위기-균열시간의 조합으로 750℃의 마무리 소둔을 하고, 더욱 100% N2 중에서 750℃×2시간의 자성소둔을 하였다.
도 34는 이와 같이 하여 얻은 샘플의 S량과 자성소둔 후의 철손실 W15/50의 관계를 나타낸 것이다. 여기서 자기 측정은 25㎝ 에프스라인 시험편을 사용하였다.
도 34에서 S≤10ppm으로 된 경우에 철손실 W15/50은 4.2W/㎏이하로 되어 철손실이 대폭적으로 저하하는 것을 알 수 있다. 이것은 S량 저감에 의해 MnS의 석출량이 적게 되어 페라이트 입의 입성장성이 대폭적으로 향상한 때문이다. 이상의 것으로부터 본 발명에서는 S량의 범위를 10ppm 이하로 한정한다.
그러나 S량 10ppm 이하에서의 철손실의 저하레벨은 소둔분위기-균열시간의 조합에 따라서 다른 것을 알았다. 즉, 도 34에서 도시하는 것과 같이 15% H2 - 1분균열의 경우에는 5% H2 - 1분균열 및 15% H2 - 20초 균열의 경우에 비하여 S량 10ppm 이하에서의 철손실의 저하가 현저하다.
본 발명자들은 이 원인을 조사하기 위하여 광학 현미경으로 조직관찰을 하였다. 그 결과 5% H2 - 1분 균열 및 15% H2 - 20초 균열의 경우에는 강판표면층에 현저한 질화층이 확인되었다. 이것에 대하여 15% H2 - 1분 균열의 경우에는 질화층은 경미하게 되어 있었다. 이 질화층은 100% N2 분위기에서 행한 자성소둔시에 생긴 것이라 생각된다.
S량에 따라 질화반응이 다른 원인에 관하여는 다음과 같이 생각한다. 즉, S는 표면 및 입계에 농화하기 쉬운 원소이기 때문에 S＞10ppm의 영역에서는 S가 강표면에 농화하여 자성소둔시의 질소의 흡착을 억제하였다. 한편 S≤10ppm의 영역에서는 S에 의한 질소흡착의 억제효과가 저하되었기 때문에 소둔분위기-균열시간의 조합에 의한 질소흡착 억제능력의 차이가 철손실 레벨에 반영되었다.
다음에 소둔분위기-균열시간의 최적의 조합범위를 조사하기 위하여 C : 0.0021%, Si : 0.25%, Mn : 0.52%, P : 0.100%, Al : 0.26%, S : 0.0003%, N : 0.0015%로 한 강 및 이것과 같은 화학조성에 Sb : 0.0040%를 첨가한 강을 러보용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판을 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하여 H2 농도, 균열시간의 조합을 여러 가지로 바꾸어 750℃의 마무리 소둔을 하고, 더욱 100% N2중에서 750℃×2시간의 자성소둔을 하였다.
도 35는 이와 같이 하여 얻은 샘플의 H2 농도 마다의 마무리 소둔 균열시간과 자성소둔후의 철손실 W15/50의 관계를 나타낸 것이다. 도35에서 Sb 프리강, Sb 첨가강 모두 H2 농도 10% 이상에서 또 마무리 소둔시의 균열시간이 30초∼5분의 영역에서 철손실이 저하하며, W15/50≤4.0W/㎏가 달성되는 것을 알 수 있다.
또 Sb 첨가와 최적의 소둔분위기-균열시간을 조합함으로써 Sb 프리보다도 더욱 철손실을 저하시키는 것이 가능한 것도 알 수 있다.
다음에 기타의 성분의 한정이유에 대하여 설명한다.
C : C는 자기시효의 문제가 있기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Si : Si는 강판의 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이지만 1.5% 이상이 되면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하되기 때문에 1.5% 미만으로 한다.
Mn : Mn은 열간압연시의 적열취성을 방지하기 위하여 0.05% 이상 필요하지만 1.0% 이상이 되면 자속밀도를 저하시키므로 0.05∼1.0%로 하였다.
P : P는 강판의 펀칭성을 개선하기 위하여 필요한 원소이지만, 0.2%를 초과하여 첨가하면 강판이 취화하기 때문에 0.2% 이하로 하였다.
N : N는 함유량이 많은 경우에는 AlN의 석출량이 많게 되며 철손실을 증대시키기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Al : Al은 Si와 마찬가지로 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이지만, 1.0%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하하기 때문에 상한을 1.0%로 하였다. 또 0.1% 미만의 경우에는 AlN가 미세화하여 입성장성이 저하되기 때문에 하한을 0.1%로 하였다.
Sb+1/2Sn : Sb, Sn는 자성소둔시의 질화를 경감하기 위하여 유효한 원소이며 동일한 작용을 하지만 Sn의 효과는 Sb에 비하여 1/2 이다. 따라서 함유량을 Sb+1/2Sn로 규정한다. 자성소둔시의 질화를 경감하기 위하여는 Sb+1/2Sn는 0.001% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 코스트의 문제로 상한을 500ppm으로 한다. 또 Sb+1/2Sn가 이 범위이면 한쪽만을 함유하고 있어도 된다.
본 발명에 있어서 S 및 규정성분이 소정의 범위내이면 제조방법은 무방향성 전자강판을 제조하는 통상의 방법으로 상관없다. 즉, 전로에서 취련한 용강을 탈가스 처리하여 소정의 성분으로 조정하고 계속하여 주조, 열간 압연을 한다. 열간압연시의 마무리 소둔온도, 권취온도는 특히 규정할 필요는 없고, 통상의 무방향성 전자강판을 제조하는 범위의 온도로도 상관없다. 또 열연후의 열연판 소둔은 하여도 좋으나 필수는 아니다. 이어 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 한 후에 최종 소둔을 한다.
실시예
표 20에 나타내는 강을 이용하여, 전로에서 취련한 후에 탈가스 처리를 함으로써 소정의 성분으로 조정후 주조하여 슬래브를 1160℃에서 1시간 가열한 후 판두께 2.0㎜까지 열간압연을 하였다. 열간압연시의 마무리 온도는 800℃, 권취온도는 670℃로 하였다. 다음에 이 열연판을 산세척을 하고, 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하고 표20에 표시하는 마무리 소둔조건에서 소둔을 하였고, 더욱 100% N2 중에서 750℃×2시간의 자성소둔을 하였다. 자기측정은 25㎝ 에프스타인 시험편을 사용하였다. 각 강판의 자기특성을 표 20에 함께 나타낸다. 표 20에서 유지시간으로 기재되어 있는 것은 균열시간을 말한다.
도 20에서 No. 1∼No. 9가 Si의 레벨이 0.25%의 오더인 본 발명의 실시예이다. 또 No. 19에서 No. 24가 Si의 레벨이 0.75%의 오더인 본 발명의 실시예이다. 어느 실시예에 있어서도 철손실 W15/50은 종래 제조가 곤란하였던 4.2W/㎏보다는 훨씬 낮고 Si의 레벨이 0.25%의 오더인 것에서 3.84∼4.00W/㎏, Si의 레벨이 0.75% 오더인 것에서 3.30∼3.40W/㎏ 정도로 되어 있다. 또 Sb를 첨가한 것은 다른 것에 비하여 철손실이 더욱 향상되어 있다.
또 자속밀도 B50도, Si의 레벨이 0.25%의 오더인 것에서 1.76T, Si의 레벨이 0.75%의 오더인 것에서 1.73T로 놓다.
이것에 대하여 No. 10의 것은 S가 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 11의 것은 Al의 범위가 본 발명의 범위보다 낮기 때문에 결정입성장성이 저하하며 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
한편 No. 12의 것은 Al의 범위가 본 발명의 범위보다 높기 때문에 철손실 W15/50은 저하하지만 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
No. 13의 것은 C가 본 발명의 범위 보다 높기 때문에 철손실 W15/50이 높을 뿐 아니라 자기시효의 문제를 갖고 있다.
No. 14의 것은 Mn이 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50은 저하하지만 본 발명강 보다는 높고 또 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
No. 15의 것은 N가 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50이 높다.
No. 16의 것은 마무리 소둔시의 H2 농도가, No. 15, No. 16의 것은 마무리 소둔시의 균열시간이 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50이 높다.
Si의 레벨이 0.75의 것에 있어서도 No. 25의 것은 S의 값이 본 발명의 범위에서 벗어나 있으므로 같은 Si 레벨의 본 발명품 보다 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
또 No. 26의 것은 마무리 소둔시의 H2 농도가, No. 27, No. 28의 것은 마무리 소둔시의 균열시간이 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50이 높다.
No. 29의 것은 Si의 범위가 본 발명의 범위보다 높으므로 철손실 W15/50은 낮게 억제되어 있지만 자속밀도 B50이 작게 되어 있다.
이들의 실시예, 비교예를 보아서 알 수 있는 바와 같이 강판성분의 S량 및 다른 규정성분, 최종 연속소둔시의 소둔분위기 및 균열시간을 본 발명의 범위로 한 경우에 자성소둔후의 철손실이 대단히 낮고, 또 자속밀도가 저하되지 않은 무방향성 전자강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.
표 20
구체예 10 :
본 발명의 골자는 S 함유량과 Sb, Sn 함유량을 소정치로 규정하고, 게다가 열연판 소둔조건을 적정화하므로써 마무리 소둔후의 철손실이 낮은 전자강판을 제조하는 것에 있다.
즉, 상기 과제는 중량%로 C : 0.005%이하, Si : 1.5∼4.0%, Mn : 0.05∼1.0%, P : 0.2%이하, N : 0.005%이하, Al : 0.1∼1.0%, S : 0.001% 이하, Sb+Sn/2=0.001∼0.050%를 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어지는 슬래브를 열간압연하여 열연판소둔을 한 후 냉간압연 혹은 마무리 소둔을 거쳐 무방향성 전자강판을 제조하는 방법에 있어서, 수소, 질소의 혼합분위기에서 행하여지는 열연판 소둔시의 가열속도를 40℃/초 이하로 하는 것을 특징으로 하는 철손실이 낮은 무방향성 전자강판의 제조방법에 의하여 해결된다.
Sb+Sn/2의 함유량을 0.001∼0.005%로 제한하므로써 더욱 철손실이 낮은 무방향성 전자강판을 제조할 수가 있다.
여기에서 『잔부가 실질적으로 Fe로 이루어지는』이란 본 발명의 작용효과를 없애지 않는 범위에서 불가피한 불순물을 위시하여 다른 미량원소를 함유하는 것이 본 발명의 범위에 포함되는 것을 의미한다. 또 『열연판 소둔시의 가열속도』란 실온에서 균열온도까지의 평균가열속도의 것을 말한다.
본 발명자들은 S=10ppm 이하의 극저 S재에 있어서 철손실 저감을 저해하고 있는 요인을 상세히 조사하였다. 그결과 S량의 저감에 따라 강판 표면층부에 현저한 질화층이 확인되며, 이 질화층이 철손실 저감을 저해하고 있는 것이 명확하게 되었다.
그래서 본 발명자들이 질화를 억제하여 철손실을 더욱 저감시키는 수법에 관하여 예의 검토한 결과, Sb 혹은 Sn을 Sb+Sn/2로 0.001∼0.05%의 범위로 첨가하고, 또한 열연판 소둔조건을 적정화하므로써 극저 S재의 철손실이 대폭으로 저하하는 것을 발견하였다.
먼저 철손실에 미치는 S의 영향을 조사하기 위해, C : 0.0025%, Si : 1.65%, Mn : 0.20%, P : 0.01%, Al : 0.31%, N : 0.0021%로 하고, S량을 흔적량∼15ppm의 범위에서 변화시킨 강을 실험실에서 진공용해하여 열연후 산세척하고 열연판 소둔을 하였다. 여기서 열연판소둔 조건은 소둔분위기 75% H2-25% N2, 가열속도 : 1℃/초, 균열온도 : 800℃×3시간으로 하였다. 여기서 가열속도란 실온에서 균열온도 까지의 평균가열 속도를 말한다(이하 같음). 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하여 10% H2-90% N2 분위기에서 930℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다. 도 36에 이와 같이 하여 얻은 샘플의 량과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다(도중 X표시). 자기특성은 25㎝ 에프스타인 시험으로 측정하였다.
도 36에서 S를 10ppm 이하로 한 경우에 대폭적인 철손실 저감이 달성되며 W15/50=3.2W/㎏의 재료가 얻어지는 것을 알 수 있다. 이것은 S 저감에 의해 입성장성이 향상하였기 때문이다. 이상의 것으로부터 본 발명에 있어서는 S량의 범위를 10ppm 이하로 한정한다.
그러나 S량이 10ppm 이하가 되면 철손실의 저하는 느릿하게 되며 S량을 더욱 저감하였다고 하여도 철손실은 3.1W/㎏ 정도 밖에 되지 않는다.
본 발명자들은 S≤10ppm의 극저 S재에 대하여 철손실의 저감이 저해되는 것은 MnS 이외의 미지의 요인에 의하는 것이 아닌가 하고 생각하여 광학 현미경으로 조직관찰을 하였다. 그 결과 S≤10ppm의 영역에서 강판 표면층에 현저한 질화층이 확인되었다. 이것에 대하여 S＞10ppm의 영역에서는 질화층은 경미하게 되어 있었다. 이 질화층은 수소-질소의 혼합분위기에서 행한 열연판소둔시 및 마무리 소둔시에 생긴 것이라 생각된다.
상기 S 저감에 따른 질화 반응 촉진의 원인에 관하여는 다음과 같이 생각한다. 즉, S는 표면 및 입계에 농화하기 쉬운 원소이기 때문에 S＞10ppm의 영역에서는 S가 강판 표면에 농화하여 열연판 소둔시 및 마무리 소둔시의 질소의 흡착을 억제하고 있다. 한편 S≤10ppm의 영역에서는 S에 의한 질소흡착의 억제효과가 저하하였기 때문에 질화층이 형성된 것이라 생각된다.
본 발명자들은 이 극저 S재에 있어서 현저하게 생기는 질화층이 강판표면층부의 결정입의 성장을 방해하여 철손실의 저하를 억제하는 것은 아닌가 하고 생각하였다. 이와같은 생각하에 본 발명자들은 질소흡착의 억제가 가능하고 또 극저 S재의 우수한 입성장성을 방해하지 않는 원소를 첨가할 수 있다면, 극저 S재의 철손실은 더욱 저감하는 것이 아닌가 하는 착상을 지니고 여러가지의 검토를 더한 결과, Sb의 극미량 첨가가 유효하다는 것을 발견하였다.
도 36에 상기 X표시로 나타낸 샘플의 성분에 40ppm의 Sb를 첨가한 샘플에 대하여 동일의 조건에서 시험을 한 결과를 0표시로 나타낸다. Sb의 철손실 저감효과에 착안하면 S＞10ppm의 영역에서는 Sb 첨가에 의해 철손실은 0.02∼0.04W/㎏ 정도밖에 저하하지 않으나 S≤10ppm의 영역에서는 Sb 첨가에 의해 철손실은 0.2∼0.3W/㎏ 정도 저하되어 있으며, S량이 적은 경우에 Sb의 철손실 저감효과가 현저하게 확인되는 것을 알 수 있다. 또 이 샘플에서는 S량에 상관없이 질화층은 확인되지 않았다. 이것은 Sb가 강판표면층부에 농화하여 열연판소둔시 및 마무리 소둔시의 질소의 흡착을 억제한 때문이라 생각된다.
이상의 것으로부터 극저 S재의 질화억제를 위하여는 강판표면층부에서의 질화반응이 생기기 전에 Sb를 간판표면층부에 편석시키는 것이 필요하다고 하겠다. 그래서 본 발명자들은 Sb의 표면편석과 질화반응이 경합하는 열연판 소둔시의 승온과정에 착안하여 열연판 소둔시의 가열속도와 철손실과의 관계를 조사하였다. 공시재로서 C : 0.0026%, Si : 1.62%, Mn : 0.20%, P : 0.010%, Al : 0.30%, S : 0.0004%, N : 0.0020%, Sb : 0.004%로 한 강을 실험실에서 진공용해하여 열연후 산세척하고 열연판 소둔을 하였다.
여기서 열연판 소둔조건은 소둔분위기 : 75% H2-25% N2, 균열온도 : 800℃×3시간으로 하고 가열속도를 1∼50℃/초로 변화시켰다. 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하여 10% H2-90% N2 분위기에서 930℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다.
도 37에 이와같이 하여 얻은 샘플의 열연판소둔시의 가열속도와 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다. 도 37에서, 가열속도가 40℃/초 초과의 영역에서 철손실이 증대되어 있는 것을 알 수 있다. 이들의 재료의 조직을 관찰하였더니 가열속도 40℃/초 초과의 샘플에서는 Sb를 첨가하고 있음에도 불구하고 강판표면층부에 질화가 확인되었다. 이 이유는 가열속도가 빠른 경우에는 Sb가 강판표면에 편석하기 이전에 고온의 질화분위기에 강판이 쬐어지기 때문에 Sb의 질화억제 효과가 충분히 발휘되지 않고 질화가 생긴 것이라 생각된다. 이상의 것으로부터 열연판 소둔시의 가열속도는 40℃/초 이하로 하고 철손실의 관점에서 바람직하기는 10℃/초 이하로 한다.
다음에 Sb의 최적 첨가량을 조사하기 위하여 C : 0.0026%, Si : 1.60%, Mn : 0.20%, P : 0.020%, Al : 0.30%, S : 0.0004%, N : 0.0020%로 하고 Sb량을 흔적량∼600ppm의 범위에서 변화시킨 강을 실험실에서 진공용해하여 열연후 산세척하고 열연판 소둔을 하였다. 여기서 열연판 소둔조건은 소둔분위기 : 75% H2-25% N2, 가열속도 1℃/초, 균열온도 : 800℃×3시간으로 하였다. 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하여 10% H2-90% N2 분위기에서 930℃×2분의 마무리 소둔을 하였다.
도 38에 Sb량과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다. 도 38에서 Sb량이 10ppm 이상인 영역에서 철손실이 저하되어 있는 것을 알 수 있다. 그러나 Sb를 더욱 첨가하여 Sb＞50ppm으로 한 경우에는 철손실은 다시 증대하는 것도 알 수 있다.
이 Sb＞50ppm의 영역에서의 철손실 증대 원인을 조사하기 위하여 광학현미경에 의한 조직관찰을 하였다. 그 결과 표면층 세입조직은 확인되지 않았지만 평균결정입경이 약간 작게 되어 있었다. 이 원인은 명확하지는 않으나 Sb가 입계에 편석하기 쉬운 원소이기 때문에 Sb의 드래그 효과에 의해 입성장성이 저하된 것이라 생각된다.
다만 Sb를 600ppm까지 첨가하여도 Sb 프리강과 비교하면 철손실은 양호하다. 이상의 것으로부터 Sb는 10ppm 이상으로 하고 코스트의 문제로 상한을 500ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 10ppm 이상, 50ppm 이하로 한다.
이상의 철손실 저감효과는 Sb 같은 표면 편석형 원소인 Sn을 20ppm 이상 첨가한 경우에도 확인되며, 100ppm 이상의 첨가로 철손실이 약간 증대하였다. 이것으로부터 Sn은 20ppm 이상으로 하고 코스트의 문제로 상한을 1000ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 20ppm 이상, 100ppm 이하로 한다.
또 Sb와 Sn을 복합첨가한 경우에도 Sb+Sn/2로 10ppm이상 첨가한 경우에 철손실이 저하하며, Sb+Sn/2로 50ppm 이상 첨가한 경우에 약간의 철손실증대가 확인되었다. 이것으로부터 Sb와 Sn을 복합첨가한 경우에는 Sb+Sn/2로 10ppm 이상으로 하고 코스트의 문제로 상한을 500ppm으로 한다. 또 철손실의 관점에서 바람직하기는 10ppm 이상, 50ppm 이하로 한다.
다음에 기타의 성분의 한정이유에 대하여 설명한다.
C : C는 자기시효의 문제가 있기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Si : Si는 강판의 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이기 때문에 1.5% 이상 첨가한다. 한편 4.0%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하되기 때문에 상한을 4.0%로 하였다.
Mn : Mn은 열간압연시의 적열취성을 방지하기 위하여 0.05% 이상 필요하지만 1.0% 이상이 되면 자속밀도를 저하시키므로 0.05∼1.0%로 하였다.
P : P는 강판의 펀칭성을 개선하기 위하여 필요한 원소이지만, 0.2%를 초과하여 첨가하면 강판이 취화하기 때문에 0.2% 이하로 하였다.
N : N는 함유량이 많은 경우에는 AlN의 석출량이 많게 되며 철손실을 증대시키기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Al : Al은 Si와 마찬가지로 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이지만, 1.0%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하하기 때문에 상한을 1.0%로 하였다. 또 0.1% 미만의 경우에는 AlN가 미세화하여 입성장성이 저하되기 때문에 하한을 0.1%로 하였다.
본 발명에 있어서는 S, Sb 및 Sn을 위시하여 규정한 성분이 소정의 범위내이고 또 열연판 소둔시의 가열속도가 본 발명의 범위내이면 그 이외의 제조방법은 통상 무방향성 전자강판을 제조하는 방법으로도 상관없다. 즉, 전로에서 취련한 용강을 탈가스 처리하여 소정의 성분으로 조정하고 계속하여 주조, 열간압연을 한다. 열간압연시의 마무리온도, 권취온도는 특히 규정할 필요는 없고 통상의 범위도 상관없다. 계속하여 열연판을 산세척하여 열연판 소둔을 한다. 열연판소둔은 가열속도가 본 발명의 범위내이면 배치로, 연속소둔로 어느 것으로 소둔을 하여도 상관없다. 이어 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 한 후에 마무리 소둔을 한다.
실시예
표 21에서 나타내는 강을 사용하여 전로에서 취련한 후에 탈가스 처리를 하므로써 소정의 성분으로 조정후 주조하고 슬래브를 1140℃에서 1시간 가열한 후에 판두께 2.3㎜까지 열간압연을 하였다. 열연마무리 온도는 800℃로 하였다. 권취온도는 610℃로 하고 권취후 산세척하여 표 21에 나타내는 조건에서 열연판 소둔을 하였다. 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하고 표 21에 나타내는 마무리 소둔조건에서 소둔을 하였다. 열연판 소둔 분위기는 75% H2-25% N2, 마무리 소둔분위기는 10% H2-90% N2 였다. 자기측정은 25㎝의 에프스타인 시험편을 사용하였다. 각 강판의 자기 특성을 표 21에 함께 나타낸다.
표 21에서 본 발명의 실시예인 No. 1∼No. 3의 강판에서 볼 수 있듯이 S, Sb, Sn을 위시한 소정의 강판 성분을 본 발명의 량으로 제어하고, 열연판소둔시의 가열속도를 본 발명의 범위내로 한 경우에 마무리 소둔후의 철손실이 대단히 낮고 또 자속밀도가 높은 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.
이것에 대하여 No. 14의 강판에서는 S와 (Sb+1/2Sn)의 함유량이 본 발명의 범위를 벗어나 있으며, No. 15의 강판에서는 (Sb+1/2Sn)의 함유량이 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 어느 것이나 철손실 W15/50의 값이 높게 되어 있다.
No. 16, No. 17의 강판은 가열속도가 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 본 발명강에 비하여 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 18의 강판은 C 함유량이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50의 값이 높게 되어 있다.
No. 19의 강판은 Si 함유량이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50은 낮지만 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
No. 20의 강판은 Mn 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고 있으므로 철손실 W15/50의 값이 높게 되어 있다.
No. 21의 강판은 Mn 함유량이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50은 낮지만 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
No. 22의 강판은 N함유량이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50의 값이 높게 되어 있다.
No. 23의 강판은 Al의 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고 있으므로 철손실 W15/50의 값이 높게 되어 있다.
No. 24의 강판은 Al의 함유량이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50은 낮지만 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
표 21
구체예 11 :
본 발명의 골자는 S=10ppm 이하의 극저 S재에 있어서 P를 0.03∼0.15% 혹은 Sb+1/2Sn을 0.001∼0.05%의 범위로 함유시키고, 또 열연판소둔시의 소둔분위기와 균열시간을 제어하므로써 무방향성 전자강판의 철손실을 대폭적으로 저하시키는데 있다.
즉, 상기 과제는 중량%로 C : 0.005% 이하, Si : 1.5∼3.5%, Mn : 0.05∼1.0%, N : 0.005% 이하(O를 함유), Al : 0.1∼1.0%, S : 0.001% 이하(O를 함유), P : 0.03∼0.15%를 함유하고, 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어지는 슬래브를 열간압연하여 산세척후 H2 농도 60% 이상의 분위기중에서 균열시간 1∼6시간의 열연판 소둔을 한 후 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 하여 마무리 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 철손실이 낮은 무방향성 전자강판의 제조방법에 의해 해결된다.
또 상기 과제는 중량%로 C : 0.005%이하, Si : 1.5∼3.5%, Mn : 0.05∼1.0%, N : 0.005%이하(O를 함유), Al : 0.1∼1.0%, S : 0.001%이하(O를 함유), P : 0.15% 이하, Sb+1/2Sn : 0.001∼0.05%를 함유하며, 잔부가 실질적으로 Fe로 이루어지는 슬래브를 열간압연하여 산세척후 H2 농도 60% 이상의 분위기중에서 균열시간 1∼6시간 열연판소둔을 한 후 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 하여 마무리 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 철손실이 낮은 무방향성 전자강판의 제조방법에 의하여 해결된다.
여기에서 『잔부가 실질적으로 Fe인』이란 불가피한 불순물외에 본 발명의 작용효과를 없애지 않는 범위에서 다른 미량원소를 첨가한 것도 본 발명의 범위에 포함되는 취지이다.
또 이하의 설명에서 강의 성분을 나타내는 %는 모두 중량%이며, ppm도 중량 ppm 이다.
본 발명자들은 S=10ppm 이하의 극저 S재에 있어서 철손실 저감을 저해하고 있는 요인을 상세히 조사하였다. 그결과 S량의 저감에 따라 강판표면층부에 현저한 질화층이 확인되고, 이 질화층이 철손실 저하를 저해하고 있는 것이 명확하게 되었다.
그래서 본 발명자들이 질화를 억제하여 철손실을 더욱 저감시키는 수법에 관하여 예의 검토한 결과, P를 0.03∼0.15%, 혹은 Sb+1/2Sn을 0.001∼0.05%의 범위로 함유시키고, 또 열연판소둔시의 소둔분위기와 균열시간을 제어하므로써 극저 S재의 철손실이 대폭적으로 저하하는 것을 발견하였다.
본 발명을 실험결과에 의거하여 상세히 설명한다.
먼저 철손실에 미치는 S량의 영향을 조사하기 위하여 이하의 3종류의 성분계에 대하여 S량을 흔적량∼15ppm의 범위에서 변화시킨 강을 러보용해하여 열연후 산세척하고, 계속하여 이 열연판에 75% H2-3시간 균열, 50% H2-3시간 균열 및 75% H2-0.5시간 균열의 3종류의 소둔분위기 - 균열시간의 조합으로 800℃의 열연판 소둔을 하고, 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하고 10% H2-90% N2 분위기에서 930℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다.
(1) C : 0.0025%, Si : 1.85%, Mn : 0.20%, P : 0.040%, Al : 0.31%, N : 0.0018%
(2) C : 0.0025%, Si : 1.85%, Mn : 0.20%, P : 0.010%, Al : 0.31%, N : 0.0018%, Sn : 0.0050%
(3) C : 0.0025%, Si : 1.85%, Mn : 0.20%, P : 0.010%, Al : 0.31%, N : 0.0018%, Sb : 0.0040%
도 39에 이와 같이 하여 얻은 샘플의 S량과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸다. 도 39에서 S≥10ppm으로 된 경우에 대폭적으로 철손실이 저감되며 W15/50=2.5W/㎏가 달성되는 것을 알 수 있다. 이것은 S량 저감에 의해 입성장성이 대폭적으로 향상한 때문이다. 이상의 것으로부터 본 발명에서는 S량의 범위를 10ppm 이하, 바람직하기는 5ppm 이하로 한정한다.
그러나 S량 10ppm 이하에서의 철손실의 저하레벨은 소둔분위기-균열시간의 조합에 따라서 다르게 되는 것을 알았다. 즉, 도 39를 보면 알 수 있는 바와 같이 75% H2-3시간 균열의 경우에는 50% H2-3시간 균열 및 50% H2-0.5시간 균열의 경우에 비하여 철손실이 현저하게 저하되어 있다.
본 발명자들은 이 원인을 조사하기 위하여 광학현미경으로 조직관찰을 하였다. 그결과 50% H2-3시간 균열 및 75% H2-0.5시간 균열의 경우에는 3개의 성분계 어느 것에서나 강판표면층에 현저한 질화층이 확인되었다. 이것에 대하여 75% H2-3시간 균열의 경우에는 질화층은 경미하게 되어 있었다. 이 질화층은 질화분위기에서 행한 열연판 소둔시 및 마무리 소둔시에 생긴 것이라 생각된다.
S량에 따라 질화반응이 다른 원인에 관하여는 다음과 같이 생각한다. 즉, S는 표면 및 입계에 농화하기 쉬운 원소이기 때문에 S＞10ppm의 영역에서는 S가 강판표면에 농화하여 열연판 소둔시의 질소의 흡착을 억제하였다. 한편 S≤10ppm의 영역에서는 S에 의한 질소흡착의 억제효과가 저하하였다. 이것을 P 혹은 Sn 또는 Sb의 첨가량과 열연판소둔조건(소둔분위기-균열시간)의 제어에 의해 보충하려고 하였으나 소둔분위기-균열시간의 조합에 의해 질소흡착 억제능력에 차이가 있어 이것이 철손실 레벨에 반영되었다.
다음에 소둔분위기-균열시간의 최적한 조합범위를 조사하기 위하여 이하의 3종류의 성분계의 강을 러보용해하여 열연후 산세척을 하였다. 계속하여 이 열연판에 H2 농도, 균열시간의 조합을 여러 가지로 바꾸어 800℃의 열연판 소둔을 하여 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연하고 10% H2-90% N2 분위기에서 930℃×2분간의 마무리 소둔을 하였다.
(4) C : 0.0020%, Si : 1.87%, Mn : 0.20%, P : 0.040%, Al : 0.30%, S : 0.003%, N : 0.0017%
(5) C : 0.0020%, Si : 1.87%, Mn : 0.20%, P : 0.010%, Al : 0.30%, S : 0.003%, N : 0.0017%, Sn : 0.0050%
(6) C : 0.0020%, Si : 1.87%, Mn : 0.20%, P : 0.010%, Al : 0.30%, S : 0.003%, N : 0.0017%, Sb : 0.0040%
도 40은 이와 같이 하여 얻은 샘플의 H2 농도 마다의 열연판 소둔 균열시간과 철손실 W15/50의 관계를 나타낸 것이다.
도 40에서 어느 성분계에 대하여도 H2 농도 60% 이상에서 또 열연판소둔시의 균열시간이 1시간∼6시간의 영역에서 철손실이 저하하며, W15/50=2.5W/㎏가 달성되는 것을 알 수 있다.
다음에 기타의 성분의 한정이유에 대하여 설명한다.
C : C는 자기시효의 문제가 있기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
N : N는 함유량이 많은 경우에는 AlN의 석출량이 많게 되며 철손실을 증대시키기 때문에 0.005% 이하로 하였다.
Si : Si는 강판의 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이며 이 때문에 하한을 1.5%로 하였다. 한편 3.5%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하하기 때문에 상한을 3.5%로 하였다.
Mn : Mn은 열간압연시의 적열취성을 방지하기 위하여 0.05% 이상 필요하지만 1.0% 이상이 되면 자속밀도를 저하시키므로 0.05∼1.0%로 하였다.
Al : Al는 Si와 마찬가지로 고유저항을 올리기 위하여 유효한 원소이지만 1.0%를 초과하면 포화자속밀도의 저하에 따라 자속밀도가 저하하기 때문에 상한을 1.0%로 하였다. 또 0.1% 미만의 경우에는 AlN가 미세화하여 입성장성이 저하하기 때문에 하한을 0.1%로 하였다.
P : 열연판 소둔시 및 마무리 소둔시의 질소의 흡착을 억제하기 위하여 0.03% 이상으로 하고, 냉간압연성의 문제로 상한을 0.15%로 한다. Sb+1/2Sn가 0.001% 이상 함유된 때는 Sb, Sn가 열연판소둔시 및 마무리 소둔시의 질소의 흡착을 억제하므로 하한은 정하지 않고 냉간압연성의 문제로 상한은 0.15%로 한다.
Sb+1/2Sn : Sb, Sn는 자성소둔시의 질화를 경감하기 위하여 유효한 원소이며 동일한 작용을 하나, Sn의 효과는 Sb에 비하여 1/2 이다. 따라서 함유량을 Sb+1/2Sn로 규정한다. 열열판소둔시 및 마무리소둔시의 질소의 흡착을 억제하기 위하여는 Sb+1/2Sn는 0.001% 이상 함유시키는 것이 바람직하나 코스트의 문제로 상한을 500ppm으로 한다. 또 Sn+1/2Sn이 이 범위이면 한쪽만을 함유하고 있어도 된다.
본 발명에서 S 및 규정성분이 소정의 범위내이면 열연판소둔조건을 제외하고 제조방법은 무방향성 전자강판을 제조하는 통상의 방법으로도 상관없다. 즉, 전로에서 취련한 용강을 탈가스처리하여 소정의 성분으로 조정하고 계속하여 주조, 열간압연을 한다. 열간압연시의 마무리소둔온도, 권취 온도는 특히 규정할 필요는 없고 통상의 무방향성 전자강판을 제조하는 범위의 온도에서도 상관없다. 산세척후 열연판 소둔을 하고, 이어 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 끼운 2회 이상의 냉간압연에 의해 소정의 판두께로 한 후 최종소둔을 한다.
실시예
표 22에 나타내는 강을 사용하여 전로에서 취련한 후에 탈가스처리를 하므로써 소정의 성분으로 조정후 주조하고 슬래브 가열온도 1160℃에서 1시간 가열한 후 판두께 2.0㎜까지 열간압연을 하였다. 열간압연시의 마무리 온도는 800℃, 권취온도는 610℃로 하여 표 22에 나타내는 조건에서 열연판 소둔을 하였다. 그후 판두께 0.5㎜까지 냉간압연을 하고, 표 22에 나타내는 마무리 소둔 조건에서 소둔을 하였다. 자기측정은 25㎝ 에프스타인 시험편을 사용하였다. 각 강판의 자기특성을 표 22에 함께 나타낸다. 표 22에서 열연판 소둔의 시간은 균열시간을 나타낸다.
표 22에서 No. 1∼No. 17의 강판은 Si의 레벨이 1.8%의 오더에 있고, No. 18∼No. 25의 강판은 Si의 레벨이 2.5%의 오더에 있다. 같은 Si의 레벨끼리 비교한 경우 본 발명강이 철손실 W15/50이 낮다.
이것으로 강판성분의 S량, P, Sn, Sb의 어느 1종류의 첨가량, 열연판소둔시의 소둔분위기 및 균열시간의 어느 것이나 본 발명의 범위로 한 경우에 철손실이 대단히 낮은 무방향성 전자강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.
이것에 대하여 No. 8과 No. 21의 강판은 S가 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
또 No. 14와 No. 22의 강판은 열연판 소둔시의 H2 농도가, No. 15, No. 16, No. 23, No. 24의 강판은 열연판 소둔시의 균열시간이 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 10의 강판은 C가 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50이 높을 뿐아니라 자기시효의 문제가 있다.
No. 11의 판은 Mn이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50은 낮지만 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
No. 12의 강판은 Al이 본 발명의 범위를 하회하고 있으므로 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 13의 강판은 N가 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 17과 No. 25의 강판은 P, Sn, Sb의 어느 것이나 본 발명의 범위를 벗어나 있으므로 철손실 W15/50이 높게 되어 있다.
No. 26의 강판은 Si의 범위가 본 발명의 범위보다 높으므로 철손실 W15/50은 낮게 억제되어 있지만 자속밀도 B50이 낮게 되어 있다.
No. 9의 강판은 P가 너무 높기 때문에 냉간 압연시에 파단되어 제품이 되지 못하였다.
표 22
본 발명에 의하면 철손실이 낮은 전자강판 및 그 제조방법이 제공된다.

Claims (56)

  1. 이하로 이루어지는 무방향성 전자강판 :
    C : 0.005wt.% 이하, P : 0.2wt.% 이하, N : 0.005wt.% 이하,
    Si : 4.5wt.% 이하, Mn : 0.05 ∼ 1.5wt.%,
    Al : 1.5wt.% 이하, S : 0.001wt.% 이하,
    이하로 이루어지는 그룹에서 선택되는 적어도 하나의 원소 :
    Sb : 0.001 ∼ 0.05wt.%, Sn : 0.002 ∼ 0.1wt.%,
    Se : 0.0005 ∼ 0.01wt.%, Te : 0.0005 ∼ 0.01wt.%.
    잔부가 Fe 및 불가피한 불순물.
  2. 제 1 항에 있어서, S는 0.0005wt.% 이하인 무방향성 전자강판.
  3. 제 1 항에 있어서, Si는 4wt.% 이하이며 ; Mn은 0.05∼1wt.%이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sb와 Sn이며 ; Sb+0.5×Sn이 0.001∼0.05wt.%인 무방향성 전자강판.
  4. 제 3 항에 있어서, Sb+0.5×Sn는 0.001∼0.005wt.% 인 무방향성 전자강판.
  5. 제 3 항에 있어서, S는 0.0005wt.% 이하인 무방향성 전자강판.
  6. 제 1 항에 있어서, Si는 4wt.% 이하이며 ; Mn은 0.05∼1wt.% 이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sb이며 ; Sb가 0.001∼0.05wt.% 인 무방향성 전자강판.
  7. 제 6 항에 있어서, Sb는 0.001∼0.005wt.% 인 무방향성 전자강판.
  8. 제 6 항에 있어서, S는 0.0005wt.% 이하인 무방향성 전자강판.
  9. 제 1 항에 있어서, Si는 4wt.% 이하이며 ; Mn은 0.05∼1wt.% 이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sn이며 ; Sn이 0.002∼0.1wt.% 인 무방향성 전자강판.
  10. 제 9 항에 있어서, Sn는 0.002∼0.01wt.% 인 무방향성 전자강판.
  11. 제 9 항에 있어서, S는 0.0005wt.% 이하인 무방향성 전자강판.
  12. 제 1 항에 있어서, Si는 4wt.% 이하이며 ; Mn은 0.05∼1wt.% 이며 ; Al은 0.1∼1wt.% 이며 ; 적어도 하나의 원소는 Se과 Te 이며 ; Se+Te가 0.0005∼0.01wt.% 인 무방향성 전자강판.
  13. 제 12 항에 있어서, Se+Te가 0.0005∼0.002wt.% 인 무방향성 전자강판.
  14. 제 12 항에 있어서, S는 0.0005wt.% 이하인 무방향성 전자강판.
  15. 제 1 항에 있어서, Si는 4wt.% 이하이며 ; Mn은 0.05∼1wt.% 이며 ; Al은 0.1∼1wt.% 이며 ; 적어도 하나의 원소는 Se 이며 ; Se가 0.0005∼0.1wt.% 인 무방향성 전자강판.
  16. 제 15 항에 있어서, Se이 0.0005∼0.002wt.% 인 무방향성 전자강판.
  17. 제 15 항에 있어서, S는 0.0005wt.% 이하인 무방향성 전자강판.
  18. 제 1 항에 있어서, Si는 4wt.% 이며 ; Mn은 0.05∼1wt.% 이며, Al은 0.1∼1wt.% 이며 ; 적어도 하나의 원소는 Te이며 ; Te이 0.0005∼0.01wt.% 인 무방향성 전자강판.
  19. 제 18 항에 있어서, Te이 0.0005∼0.002wt.% 인 무방향성 전자강판.
  20. 제 18 항에 있어서, S는 0.0005wt.% 이하인 무방향성 전자강판.
  21. 제 1 항에 있어서, 불가피한 불순물은 0.005wt.% 이하의 Ti를 함유하는 무방향성 전자강판.
  22. 제 1 항에 있어서, 적어도 하나의 원소는 이하로 이루어지는 그룹에서 선택되는 무방향성 전자강판.
    Sb : 0.001 ∼ 0.005wt.%, Sn : 0.002 ∼ 0.01wt.%,
    Se : 0.0005 ∼ 0.002wt.%, Te : 0.0005 ∼ 0.002wt.%.
  23. 제 1 항에 있어서, Si는 1.5∼3wt.% 이며 ; Al은 0.1∼1wt.%이며 ; Si+Al은 3.5wt.% 이하이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sb와 Sn이며 ; Sb+0.5×Sn는 0.001∼0.05wt.% 이며 ; 판두께는 0.1∼0.35㎜ 인 무방향성 전자강판.
  24. 제 23 항에 있어서, Sb+0.5×Sn는 0.001∼0.005wt.% 인 무방향성 전자강판.
  25. 제 23 항에 있어서, S는 0.0005wt.% 이하인 무방향성 전자강판.
  26. 제 23 항에 있어서, 70∼200㎛의 평균결정입경을 갖는 무방향성 전자강판.
  27. 제 1 항에 있어서, Si는 1.5∼3wt.% 이며 ; Al는 0.1∼1wt.% 이며 ; Si+Al는 3.5wt.% 이하이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sb이며 ; Sb는 0.001∼0.05wt.% 이며 ; 판두께는 0.1∼0.35㎜인 무방향성 전자강판.
  28. 제 27 항에 있어서, Sb는 0.001∼0.005wt.% 인 무방향성 전자강판.
  29. 제 27 항에 있어서, S는 0.0005wt.% 이하인 무방향성 전자강판.
  30. 제 27 항에 있어서, 70∼200㎛의 평균결정입경을 갖는 무방향성 전자강판.
  31. 제 1 항에 있어서, Si는 1.5∼3wt.% 이며 ; Al은 0.1∼1wt.% 이며 ; Si+Al은 3.5wt.% 이하이며 : 적어도 하나의 원소는 Sn 이며 ; Sn는 0.002∼0.1wt.% 이며 ; 판두께는 0.1∼0.35㎜인 무방향성 전자강판.
  32. 제 31 항에 있어서, Sn는 0.002∼0.01wt.% 인 무방향성 전자강판.
  33. 제 31 항에 있어서, S는 0.0005wt.% 이하인 무방향성 전자강판.
  34. 제 31 항에 있어서, 70∼200㎛의 평균결정입경을 갖는 무방향성 전자강판.
  35. 제 1 항에 있어서, Si는 3wt.% 초과 4.5wt.% 이하이며 ; Al은 0.1∼1.5wt.% 이며 ; Si+Al은 4.5wt.% 이하이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sb와 Sn이며 ; Sb+0.5×Sn는 0.001∼0.05wt.% 이며, 판두께는 0.1∼0.35㎜인 무방향성 전자강판.
  36. 제 35 항에 있어서, Sb+0.5×Sn는 0.001∼0.005wt.%인 무방향성 전자강판.
  37. 제 35 항에 있어서, S는 0.0005wt.% 이하인 무방향성 전자강판.
  38. 제 1 항에 있어서, Si는 3wt.% 초과 4.5wt.% 이하이며 ; Al은 0.1∼1.5wt.%이며 ; Si+Al은 4.5wt.% 이하이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sb이며 ; Sb는 0.001∼0.05wt.% 이며 ; 판두께는 0.1∼0.35㎜인 무방향성 전자강판.
  39. 제 38 항에 있어서, Sb는 0.001∼0.005wt.% 인 무방향성 전자강판.
  40. 제 38 항에 있어서, S는 0.0005wt.% 이하인 무방향성 전자강판.
  41. 제 1 항에 있어서, Si는 3wt.% 초과 4.5wt.% 이하이며 ; Al은 0.1∼1.5wt.% 이며 ; Si+Al은 4.5wt.% 이하이며 ; 적어도 하나의 원소는 Sn이며 ; Sn은 0.002∼0.1wt.% 이며 ; 판두께는 0.1∼0.35㎜인 무방향성 전자강판.
  42. 제 41 항에 있어서, Sn는 0.002∼0.01wt.% 인 무방향성 전자강판.
  43. 제 41 항에 있어서, S는 0.0005wt.% 이하인 무방향성 전자강판.
  44. 이하로 이루어지며 :
    Si : 4wt.% 이하, Mn : 0.05∼1wt.%, Al : 0.1∼1wt.%,
    S : 0.001wt.% 이하,
    잔부가 Fe 및 불가피한 불순물 ;
    마무리 소둔후의 강판의 표면에서 30㎛ 이내의 영역에서의 질화물량이 300ppm 이하인 무방향성 전자강판.
  45. 이하의 공정으로 이루어지는 무방향성 전자강판의 제조방법 :
    (a) 이하의 성분으로 이루어지는 슬래브를 준비하여 ;
    C : 0.005wt.% 이하, P : 0.2wt.% 이하, N : 0.005wt.% 이하,
    Si : 4wt.% 이하, Mn : 0.05 ∼ 1wt.%, Al : 1.5 wt.% 이하,
    S : 0.001wt.% 이하,
    이하로 이루어지는 그룹에서 선택되는 적어도 하나의 원소 :
    Sb : 0.001 ∼ 0.05wt.%, Sn : 0.002 ∼ 0.1wt.%,
    Se : 0.0005 ∼ 0.01wt.%, Te : 0.0005 ∼ 0.01wt.%.
    잔부가 Fe 및 불가피한 불순물,
    (b) 슬래브를 열간압연하여 열간압연판으로 하고 ;
    (c) 열간압연판을 냉간압연하여 냉간압연판으로 하고 ;
    (d) 냉간압연판을 마무리 소둔한다.
  46. 제 45 항에 있어서, 적어도 하나의 원소는 이하로 이루어지는 그룹에서 선택되는 적어도 하나의 원소인 방법 :
    Sb : 0.001 ∼ 0.05wt.%, Sn : 0.002 ∼ 0.1wt.%.
  47. 제 45 항에 있어서, 적어도 하나의 원소는 이하로 이루어지는 그룹에서 선택되는 적어도 하나의 원소인 방법 :
    Se : 0.0005 ∼ 0.01wt.%, Te : 0.0005 ∼ 0.01wt.%.
  48. 제 45 항에 있어서, 슬래브는 이하로 이루어지며 :
    C : 0.005wt.% 이하, P : 0.2wt.% 이하, N : 0.005wt.% 이하,
    Si : 1 ∼ 4wt.%, Mn : 0.05 ∼ 1wt.%, Al : 0.1 ∼ 1wt.%,
    S : 0.001wt.% 이하, Sb+0.5×Sn : 0.001 ∼ 0.05wt.%,
    잔부가 Fe 및 불가피한 불순물,
    마무리 소둔은 40℃/초 이하의 속도로 승온하는 것으로 이루어지는 방법.
  49. 제 48 항에 있어서, Sb+0.5×Sn는 0.001∼0.005wt.% 인 방법.
  50. 제 45 항에 있어서, 슬래브는 이하로 이루어지며 :
    C : 0.005wt.% 이하, P : 0.03 ∼ 0.15wt.%, N : 0.005wt.% 이하,
    Si : 1 ∼ 3.5wt.%, Mn : 0.05 ∼ 1wt.%, Al : 0.1 ∼ 1wt.%,
    S : 0.001wt.% 이하, Sb+0.5×Sn : 0.001 ∼ 0.05wt.%,
    잔부가 Fe 및 불가피한 불순물,
    마무리 소둔은 수소농도가 10% 이상인 분위기, 균열시간 30초 ∼ 5분으로 연속소둔하는 것으로 이루어지는 방법.
  51. 제 45 항에 있어서, 슬래브는 이하로 이루어지며 :
    C : 0.005wt.% 이하, P : 0.2wt.% 이하, N : 0.005wt.% 이하,
    Si : 1.5wt.% 미만, Mn : 0.05 ∼ 1wt.%, Al : 0.1 ∼ 1wt.%,
    S : 0.001wt.% 이하, Sb+0.5×Sn : 0.001 ∼ 0.05wt.%,
    잔부가 Fe 및 불가피한 불순물,
    마무리 소둔은 수소농도가 10% 이상인 분위기, 균열시간 30초 ∼ 5분으로 연속소둔 하는 것으로 이루어지는 방법.
  52. 제 45 항에 있어서, 열간압연판을 소둔하는 공정을 더 갖는 방법.
  53. 제 52 항에 있어서, 슬래브는 이하로 이루어지며 :
    C : 0.005wt.% 이하, P : 0.2wt.% 이하, N : 0.005wt.% 이하,
    Si : 1.5 ∼ 4 wt.%, Mn : 0.05 ∼ 1 wt.%, Al : 0.1 ∼ 1wt.%,
    S : 0.001wt.% 이하, Sb+0.5×Sn : 0.001 ∼ 0.05wt.%.
    잔부가 Fe 및 불가피한 불순물,
    열간압연판의 소둔은 수소와 질소의 혼합분위기, 40℃/초 이하의 가열속도로 승온하는 것으로 이루어지는 방법.
  54. 제 52 항에 있어서, Sb+0.5×Sn는 0.001∼0.005wt.% 인 방법.
  55. 제 52 항에 있어서, 슬래브는 이하로 이루어지며 :
    C : 0.005wt.% 이하, P : 0.15wt.% 이하, N : 0.005wt.%이하,
    Si : 1.5∼ 3.5wt.%, Mn : 0.05 ∼ 1wt.%, Al : 0.1 ∼ 1wt.%,
    S : 0.001wt.%이하, Sb+0.5×Sn : 0.001 ∼ 0.05wt.%,
    잔부가 Fe 및 불가피한 불순물,
    열간압연판의 소둔은 수소농도가 60% 이상인 분위기에서 1∼6시간 균열하는 것으로 이루어지는 방법.
  56. 제 52 항에 있어서, 열간압연판의 소둔은 수소농도가 10% 이상인 분위기에서 1∼5분간 균열하는 것으로 이루어지는 방법.
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