KR20080012957A - 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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KR20080012957A
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Abstract

소정의 성분으로 이루어지는 방향성 전자강판 슬라브를 1280℃ 이상 그리고 인히비터 물질의 고용 온도 이상에서 재가열하고, 열간 압연하고, 소둔, 냉간 압연을 실시하고, 탈탄 소둔하고, 스트립 주행 상태하에서 질화 처리를 실시하고, 소둔 분리제를 도포하여 마무리 소둔을 실시할 때에, 열간 압연 후의 N 중에서 AlN으로서의 석출율을 20% 이하, 일차 재결정 평균 입자 지름을 7 ㎛ 이상 20 ㎛ 미만, 질화 처리에 있어서의 질소 증량 △N를 식(1)의 범위 내에서, 강판의 한쪽 표면 20% 두께 부분의 질소 함유량 σN1, σN2(표리, 질량%)를 식(2)의 범위 내로 한다. 0.007-([N]-14/48×[Ti])≤△N≤[so1Al]×14/27-([N]-14/48×[Ti])
+0.0025···식(1)
│σN1-σN2│/△N≤0.35···식(2)
전자강판, 인히비터, 철손, 재결정

Description

자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판 및 그 제조 방법 {GRAIN-ORIENTED MAGNETIC STEEL SHEET WITH EXTREMELY HIGH MAGNETIC PROPERTY AND PROCESS FOR PORDUCING THE SAME}
본 발명은 주로 트랜스 등의 철심으로서 사용되는 방향성 전자강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
자속밀도 B8(800 A/m의 자장 중에서의 자속 밀도)가 1.9 T를 초과하는, 자기 특성이 우수한 방향성 전자강판을 안정적으로 생산하는 기술은 여러 가지로 제안되어 있지만, Al를 인히비터로서 함유하는 경우의 제조 방법은 슬라브 가열 온도에 의하여 표 1에 나타내는 제1 내지 제３의 3 종류의 기술로 분류할 수 있다.
분류 슬라브 가열 온도 질화 Goss 방위 집적도 비고
제1 완전 고용 비질화형 ≥1350℃ 불가 ○ 종래법
제2 충분 석출 질화형 ＜1280℃ 필수 △
제3 부분 석출 질화형 1200 내지 1350℃ 필수 공업화 곤란
완전 고용 다질화형 필수 ○
제4 완전 고용 소질화형 ≥1280℃ 필수 ◎ 본 발명
제1 기술은 완전 고용 비질화형으로, 슬라브를 1350℃ 내지 최고 1450℃의 초고온으로 가열하고, 또한 슬라브 전체를 통하여 균일하게 가열(균열)하기 위하여 충분한 시간 슬라브를 그 온도로 유지하는 방법이다. 이것은 MnS, AlN 등의 인히비터 능력을 가진 물질을 완전 용체화시켜서 이차 재결정에 필요한 인히비터로서 기능시키기 위한 것으로, 이 완전 용체화 처리는 동시에, 슬라브 부위에 의한 인히비터 강도 차를 해소하는 수단도 되고, 이 점에서는 안정적인 이차 재결정 발현에 유리하다.
그러나, 이 기술의 경우, 이차 재결정에 필요한 인히비터량을 확보하기 위한 완전 용체화 온도는 열역학적으로는 그다지 높지 않음에도 불구하고, 실제의 공업생산에서는 생산성과 슬라브 전체의 균일 고용 상태를 확보하기 위하여 초고온이 되지 않을 수 없어서 개선은 시도되고 있으나, 실제 생산에 있어서 여러 가지 문제를 포함하고 있다. 예를 들면, 1) 부위에 따라서는 열연 온도의 확보가 곤란하고, 확보할 수 없었던 경우에는 인히비터 강도의 슬라브 내 편차가 발생하기 때문에 이차 재결정 불량이 발생하며, 2) 슬라브 가열시에 조대 입자가 생성되기 쉽고, 그 조대 입자 부분은 이차 재결정되지 못하며, 선 모양의 이차 재결정 불량부가 발생하고, 3) 슬라브 표층이 용융되어 슬래그가 되어 가열로의 유지 관리에 막대한 노력이 필요하고, 4) 열연 후의 강대에 거대한 에지 크랙이 발생하기 쉬운 점 등이다.
또한, 이 기술에서는 ISIJ International Vol.43(2003), No.3, pp.400 내지 409, Acta Metal 1., 42(1994), 2593, 가와사키세데쓰 기보 Vol.29(1997) 3, 129-l35에 개시되어 있는 바와 같이, 인히비터를 보충하기 위하여 탈탄 소둔 후 이차 재결정 개시까지 질화 처리를 실시하면, Goss 방위 집적도가 저하되는 것은 널리 알려져 있다. 또한, 용제시 질소가 적으면 이차 재결정 불량이 발생하는 것도 잘 알려져 있다.
제2 기술은(충분) 석출 질화형으로, 일본 공개 특허 공보 소59-56522호, 일본 공개 특허 공보 평 5-112827호, 일본 공개 특허 공보 평9-118964호 공보 등에 개시되어 있는 바와 같이, 슬라브 가열 온도를 1280℃ 미만으로 실시하고, 탈탄 소둔 후 이차 재결정 개시까지 질화 처리를 실시하는 것이다.
이 방법에 있어서는, 예를 들면 일본 공개 특허 공보 평2-182866호에 개시되어 있는 바와 같이 탈탄 소둔 후의 일차 재결정 입자의 평균 입자 지름을 일정 범위, 통상 18 내지 35 ㎛의 범위로 제어하는 것이, 이차 재결정을 양호하게 실시하게 하는 데 있어서 매우 중요하다.
또한, 인히비터 능력을 가진 물질의 강중 고용량이 일차 재결정 입자의 성장성에 크게 영향을 주기 때문에, 이 기술에서는 강판 내 일차 재결정 입자의 크기를 균일하게 하기 위하여, 예를 들면 일본 공개 특허 공보 평5-295443호에서는 슬라브 가열시의 고용 질소를 낮추고, 후공정에서 발생하는 불균일한 석출을 억제하는 방법이 개시되어 있다. 또한, 고용량 저감의 면에서, 실제의 슬라브 가열 온도는 1150℃ 이하가 좋다.
그러나, 이 기술에서는 엄밀하게 성분을 조정하고도 인히비터 물질을 완전하게 조대 석출시킨 채로 두는 것은 불가능하므로, 일차 재결정 입자 지름이 일정하지 않은 경향이 있다. 이에 실제의 제조 활동에서는 소정의 일차 재결정 입자 지름을 얻기 위하여 일차 재결정 소둔의 조건(특히 온도)을 코일 마다 조절하고 있다. 이 때문에 제조공정은 번잡화되고, 또한 탈탄 소둔의 산화층 형성이 일정하지 않기 때문에, 글래스 피막 형성 불량을 일으키는 경우가 있다.
제３ 기술은 혼합형으로, 일본 공개 특허 공보 2000-199015호에 나타나 있는 바와 같이, 슬라브 가열 온도를 1200 내지 1350℃로 하고, 제2 기술과 마찬가지로 질화를 필수로 한다. 제1 기술에 있어서의 1350℃를 초과하는 초고온의 슬라브 가열 온도를 피하기 위하여 슬라브 가열 온도를 내린다. 이것에 따라 부족된 인히비터 강도를 질화 처리에 의하여 보충한다. 이 기술은 흔히 2 종류로 분류된다.
하나는 부분 고용 질화형(부분 석출 질화형), 또 하나는 일본 공개 특허 공보 2001-152250호로 대표되는 완전 고용 질화형이다. 전자는 강판(코일) 전체에서 고용 상태를 공업적으로 균일하게 하는 것은 용이하지 않다. 한편, 후자는 인히비터 원소가 고용될 수 있도록 그 함유량을 줄이고 있기 때문에, 인히비터의 불균일 상태는 발생하기 어렵고, 매우 적합하고 유효한 기술이다.
이 제３ 기술에서는 인히비터를, 일차 재결정 입자 지름을 결정하는 일차 인히비터와 이차 재결정을 가능하게 하는 이차 인히비터로 구별하고 있다. 일차 인히비터는 물론 이차 재결정에도 기여한다. 일차 인히비터의 존재에 의하여, 일차 재결정 후의 입자 지름 변동이 작아진다. 특히 후자의 완전 고용형에서는 일차 재결정 입자 지름은 통상의 온도 범위에서는 변화하지 않기 때문에, 일차 재결정 소둔 조건을 입자 지름 조정을 위하여 변경할 필요가 없어, 글래스 피막 형성이 극히 안정 ㄷ되어 있다.
일차 인히비터로서는, 제1 기술에서 이용되고 있는 인히비터 물질(예를 들면 AlN, MnS, MnSe, Cu-S, Sn, Sb 등)이 주로 사용된다. 다만, 슬라브 가열 온도를 저감 하기 위하여 그 함유량은 적은 것이 요구된다. 이차 인히비터는 이들 일차 인피비터와 탈탄 소둔 후 이차 재결정 개시까지 질화되어 형성된 AlN이다. 또한, 상기 일본 공개 특허 공보 2001-152250호에는 일차 인히비터로서 그 외에 BN이 기재되어 있으나, N은 Al과도 결합하므로 실제적으로는 Al와 B를 동시에 함유하면 이차 재결정이 불안정하게 되는 경우가 있다.
상기 세 개의 기술에 공통 과제로서 필요한 인히비터 물질(특히 Al와 N)의 함유량의 적정 범위가 제강에서의 용제시의 공정 능력과 비교하여 좁은 것을 들 수 있다. 이에 종래부터, 산가용성 Al(이하, solAl)로부터 N 당량을 공제한 AlR을 지표로서 제조 조건을 조절하는 방법이, 제1과 제2 기술에 있어서 개시되어 있다.
제1 기술에서는 예를 들면 일본 공개 특허 공보 소60-177131호에는 AlR값에 의하여, 최종 냉연전 소둔의 균열 시간 또는 냉각 속도 외에, 일련의 공정 조건 중 어느 하나를 조절하는 것을 규정하고 있다.
또한 제2 기술에서는 일본 공개 특허 공보 평7-305116호에는 마무리 소둔시의 분위기 중의 N2의 비율을 AlR의 식에 의하여 규정하고 있다. 특히, 일본 공개 특허 공보 평 8-253815호에서는 Bi를 첨가하고, AlR의 식에 의하여 최종 냉연전 소둔 온도를 규정하고 있다. 일본 공개 특허 공보 평8-279408호에서는 Ti를 함유시키고, TiN를 고려한 AlR의 식에 의하여 질화량을 규정하고 있다.
제３ 기술의 경우, 일차 재결정 입자 지름의 일차 재결정 소둔 온도 의존성은 무시할 수 있는 정도이지만, 인히비터 성분, 특히 Al, N, 또 AlN 형성에 영향을 미치는 Ti의 함유량이 변동되면, 이차 재결정성이 불안정하게 되는 경우가 있다.
AlR이 큰 경우, 자기 특성을 확보하려면 후공정에 있어서는 질화량을 많게 할 필요가 있다. 이 이유는 현재 다음과 같이 생각되고 있다. AlR가 크면 최종 냉간압연전 소둔 후에 AlN이 크게 석출되어 일차 입자 지름이 커지지만, 일차 인히비터의 이차 인히비터로서의 효과가 강해지므로, 이차 재결정 개시 온도는 높아진다. 그 상태 그대로는, 고온화에 대하여 인히비터 강도는 질적으로 충분하지 않고, 입자 지름과 인히비터의 균형이 무너져 이차 재결정 불량이 된다. 이에 높아진 이차 재결정 온도에 상당하도록 질화에 의하여 이차 인히비터를 강하게 할 필요가 있고, 질화량을 늘릴 필요가 생긴다. 즉, 이차 재결정 온도가 높아지면 인히비터 강도를 강하게 할 필요가 있고, 또한 인히비터 강도 변화의 정도는 커지기(고온에서는 인히비터의 강도 변화가 급격하다) 때문에 조대한 인히비터가 필요하게 된다고 생각된다. 그러나, 질화량을 크게 하면, 글래스 피막에 금속 노출의 결함이 발생하여 결함율이 현저하게 증가한다.
한편, AlR이 작으면 최종 냉간 압연 전 소둔 후에 AlN는 작게 석출되고, 일차 입자 지름은 작기 때문에, 이차 재결정 개시 온도는 높아지지 않고, 질화량은 적어도 되지만, AlR이 너무 작으면, 비특허 문헌 1에 기재되어 있는 바와 같이, 이차 재결정 핵 발생 위치가 판 두께 전체로 퍼지기 때문에, 표층 근방의 첨예한 Goss 방위 뿐만 아니라 중심층의 입자도 이차 재결정되어 자기 특성이 열화된다.
이와 같이, AlR이 변화하면 이차 재결정성, 나아가 Goss 방위의 첨예성이 변화한다. 그러나, 용제 단계에서 Al, N, Ti의 성분 범위를 좁은 범위로 제어하는 것은 곤란하기 때문에, 이들 성분 변동의 영향을 완화하는 방책이 요망되어 왔다.
방향성 전자강판은 열간 압연 후 많은 공정을 거쳐 생산되는 것은 잘 알려져 있는 사실이지만, 본 발명에서는 슬라브 가열 온도를 극단적으로 높지도 낮지도 않게 하여, 통상의 열간 압연기로 생산할 수 있고, 또한 특별한 슬라브 가열 장치를 필요로 하지 않으며, 성분이 불가피적으로 변동되더라도 열간 압연 이후의 공정에서 인히비터 강도를 일정하게 유지하여 극히 자기 특성이 양호한 전자강판을 제조할 수 있다.
본 발명은 AlN을 이차 재결정의 주된 인히비터로 하는 고온 슬라브 가열을 사용한 방향성 전자강판의 제조 방법에 있어서, 종래, 자기 특성이 열화되기 때문에 불가능하였던, 후공정에서의 질화 처리를 유효하게 활용함으로써, 극히 자기 특성이 우수한 방향성 전자강판을 얻는 제조 방법을 제안하는 것이다. 본 발명은 이하의 구성으로 이루어진다.
(1) 질량%로, C: 0.025 내지 0.10%, Si: 2.5 내지 4.0%, Mn: 0.04 내지 0.15%. solAl: 0.020 내지 0.035%, N: 0.002 내지 0.007%, S와 Se를 Seq(S 당량)= S+0.406×Se로 하여 0.010 내지 0.035%, Ti≤0.007%, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬라브를 1280℃ 이상, 그리고 인히비터 물질의 고용 온도 이상으로 재가열하고, 열간 압연을 실시하여 열연 강대로 하고, 열연판 소둔과 1회 또는 중간 소둔을 사이에 끼운 2회 이상의 냉간 압연, 또는 열연판 소둔을 생략하고 중간 소둔을 사이에 끼운 2회 이상의 냉간 압연을 실시하고, 탈탄 소둔하고, 탈탄 후에 스트립 주행 상태 하에서 수소, 질소 및 암모니아의 혼합 가스 중에서 질화 처리를 실시하고, Mg0를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하여 마무리 소둔을 실시하는 방향성 전자강판의 제조 방법에 있어서, 열간 압연 후의 강대에 함유되는 N 중에서 AlN으로서의 석출율을 20% 이하로 하고, 탈탄 소둔 완료 후에 일차 재결정 입자의 원 상당 평균 입자 지름(직경)을 7 ㎛ 이상 20 ㎛ 미만으로 하고, 질화 처리에 있어서의 질소 증량 △N(질량%)를 식(1)의 범위 내로 하고, 또한, 강판의 한쪽 표면 20% 두께 부분의 질소 함유량 σN1, σN2(각각 겉과 뒤, 질량%)를 식(2)의 범위 내로 하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
0.007-([N]-14/48×[Ti])≤△N≤[solAl]×14/27-([N]-14/48×[Ti])+0.0025
···식(1)
(식 중 [ ]는 성분의 함유량(질량%)을 나타낸다.)
│σN1-σN2│/△N≤0.35···식(2)
(2) 열연판 소둔 또는 중간 소둔 중에서 마지막 소둔(이하, 최종 냉간 압연 전 소둔이라 한다)의 최고 온도 T1(℃)를, solAl, N, Ti 함유량으로부터 식(3)으로 규정되는 AlNR에 의하여, 최종 냉간 압연전 소둔 온도 T1(℃)를 950℃ 이상, 그리고 식(4)로 나타내는 범위로 하는 것을 특징으로 하는(1)에 기재된 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
AlNR=[solAl]-27/14×[N]+27/48×[Ti]···식(3)
3850/3-4/3×AlNR×10000≤T1(℃)≤4370/3-4/3×AlNR×10000···식(4)
(3) 최종 냉간 압연 전 소둔 온도를 1 단계로 하고, 그 온도를 상기 식(4)로 나타내는 T1(℃)의 범위에서 20 내지 360초간으로 하는 것을 특징으로 하는(2) 기재의 자기 특성이 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
(4) 최종 냉간 압연전 소둔 온도를 2 단계로 하고, 1단째는 온도를 상기 식(4)에 나타내는 T1(℃)의 범위에서 5 내지 120초간, 2단째는 온도를 850 내지 1000℃의 범위에서 10초 내지 240초간으로 하는 것을 특징으로 하는(2) 또는(3) 기재의 자기 특성이 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
(5) 최종 냉간 압연 전 소둔의 냉각에 있어서 700℃ 내지 300℃까지의 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 하는 것을 특징으로 하는(1) 내지(4)중 어느 하나에 기재된 자기 특성이 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
(6) 슬라브의 성분이 추가적으로 Cu를 질량%로 0.05 내지 0.30% 포함하는 것을 특징으로 하는(1) 내지(5) 중 어느 하나에 기재된 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
(7) 슬라브의 성분이 추가적으로 Sn, Sb, P 중 적어도 1종을 질량%의 합계로 0.02 내지 0.30% 함유하는 것을 특징으로 하는(1) 내지(6)의 어느 하나에 기재된 자기 특성이 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
(8) 슬라브의 성분이 추가적으로 Cr을 질량%로 0.02 내지 0.30% 함유하는 것을 특징으로 하는(1) 내지(7)의 어느 하나에 기재된 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
(9) 최종의 냉간 압연에 있어서의 압연율을 80 내지 92%로 하는 것을 특징으로 하는(1) 내지(8)의 어느 하나에 기재된 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
(10) 최종 냉간 압연의 적어도 1 패스에 있어서, 강스트립을 100 내지 300℃의 온도 범위로 1분 이상 유지하는 것을 특징으로 하는(1) 내지(9)의 어느 하나에 기재된 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
(11) 탈탄 소둔에 있어서의 승온 개시로부터 650℃까지의 가열 속도를 100℃/초 이상으로 하는 것을 특징으로 하는(1) 내지(10)의 어느 하나에 기재된 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
(12)(1) 내지(11)의 어느 하나에 기재된 제조 방법으로 얻고, 압연 방향의 자속 밀도 B8(800 A/m에서의 자속 밀도)가 1.92T 이상인 것을 특징으로 하는 방향성 전자강판.
도 1은 본 발명에서 규정하는 식(1)의 값과 식(2)의 값의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 AlNR와 소둔 온도의 관계를 나타내는 도면이다.
발명을 실시하기 위한 최선의 실시 상태
이하에 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.
본 발명의 골자는 지금까지 후공정 질화는 불가하다고 하던 제1 기술, 즉, 초고온 슬라브 가열로 인히비터 물질을 완전 고용시키는 경우에 대하여, 용제시의 N의 함유량을 적게 하고, 그 결과 이차 인히비터로서 부족한 AlN를 질화로 보상하는 것에 있고, 이 경우에 적게 하지 않을 수 없는 질화량에 있어서 유효한 인히비터 강도를 얻기 위하여, 강판의 양면에 질화를 실시하는 것을 필수 요건으로 하는 것이다.
또한, 인히비터 원소를 완전 고용시킴으로써, 일차 재결정 입자 지름의 탈탄 소둔 온도 의존성이 없어지므로, 탈탄 소둔 조건을 포스테라이트 생성에 유리한 조건으로 설정할 수 있어서, 글래스 피막 형성이 용이하게 되는 이점도 있다.
본 발명의 특징은 Al를 함유하는 고자속 밀도 방향성 전자강판의 제조에 관한 것으로, 용제 단계의 Al, N의 변동은 불가피한 것이고, 공업 생산에 있어서 극히 엄격한 제조 조건의 곤란성을 질화에 의하여 극복한 점이다. 이와 같은 방법에는 일본 공개 특허 공보 평5-112827호 공보, 일본 공개 특허 공보2000-199015호, 일본 공개 특허 공보 2001-152250호에 개시되어 있는 기술이 있으나, 이들 기술은 슬라브 가열 온도의 저감이나 글래스 피막 결함율의 저감이 주된 목적이다.
현행의 공업 생산 설비에서는 AlN을 주된 인히비터로 하는 방법이 Goss 방위 집적도가 가장 높은 것은 논할 필요가 없다. 특히 제1 기술과 제３ 기술 중 완전 고용형에 대하여는 고자속 밀도를 얻을 가능성이 있다. 본 발명 기술의 목적은 이 방법의 결점인 용제 단계에서의 불가피적 Al, N 변동을 최종 냉간 압연전 소둔 조건과 질화에 의하여 흡수하고, 또한 질화에 의하여 인히비터를 판 두께 방향으로 다단화하고, 또한 Goss 방위 집적도를 더욱 향상시키는 것에 있다.
본 발명 기술의 경우 질화량이 적기 때문에, 질화를 스트립의 표리의 큰 차이가 없도록 하는 것을 필수로 하는 것이다. 또한, 슬라브 가열의 상한은 규정되지 않지만, 현실적으로는 1420℃를 넘는 것은 설비 능력상 곤란하다.
상기 표의 제1 “완전 고용 비질화형"에서는 용제시의 함유 질소가 0.008% 정도인 경우에는 탈탄 소둔으로부터 이차 재결정 개시 사이에 질화하면 Goss 집적도가 저하되는 것은 널리 알려져 있다. 또한, 용제시 질소가 적으면 이차 재결정 불량이 발생하는 것도 잘 알려져 있다.
이에 본 발명자들은 예의 연구·개발을 하여 다음의 사항을 밝혀내었다.
먼저, 완전 고용형에 있어서, 용제시의 질소를 적게 하고, 또한 후공정에서 질화함으로써, 인히비터 형태가 탈탄 소둔 전의 열처리로 미세하게 석출된 선천적 인히비터와 그 질화에 의하여 형성된 후천적 인히비터의 두 가지 형태가 되는 이상, 인히비터의 종류도 고려하면 인히비터가 차례로 다단계로 작용하는 상태가 됨으로써, 이차 재결정 소둔(마무리 소둔) 시에 판 두께 방향의 표층에서 첨예한 Goss핵이 발생하고, 이것이 극히 우선적으로 이차 재결정되는 것을 밝혀내었다. 이 것에 의하여, Goss 방위 이차 재결정의 거의 완전한 제어가 가능하게 되었다. 또한, 지금까지 없는 극히 자속 밀도가 높은 방향성 전자강판의 제조가 가능해졌다.
또한, 용제 단계에서의 알루미늄과 질소의 불가피적 변동에 의하여 발생하는 이차 인히비터의 양, 질의 변동은 최종 냉간 압연전 소둔 조건과 질화량의 제어에 의하여 흡수할 수 있는 것을 나타낸다.
방향성 전자강판에 있어서의 자기 특성의 중요한 지표로서는, 철손, 자속밀도 및 자기 변형이 있다. 철손은 Goss 방위 집적도가 첨예하게 되어 자속 밀도가 높으면, 자구 제어 기술에 의하여 개선할 수 있다. 자기 변형도 또한 자속밀도가 높으면 작게(양호하게) 할 수 있다. 자속 밀도가 높으면 변압기의 여기 전류를 상대적으로 작게 할 수 있기 때문에 크기를 작게 할 수 있다. 즉, 방향성 전자강판의 제조에 있어서 가장 주시하여야 할 자기 특성은 자속 밀도이고, 그 향상이 이 분야에서의 큰 기술 개발 항목이다. 본 발명의 목적은 자속 밀도를 종래부터 더욱 향상시키는 것으로, 특히 자속 밀도(B8)가 1.92 T 이상인 방향성 전자강판과 그 제조 방법을 대상으로 한다. 다음으로 본 발명에 있어서 슬라브의 성분 범위의 한정 이유에 대하여 설명한다. 함유량의 단위는 질량%이다.
C는 0.025%보다 적으면 일차 재결정 집합 조직이 적절하지 않게 되고, 0.10%를 넘으면 탈탄이 곤란하게 되어 공업 제조에 적절하지 않다.
Si는 2.5%보다 적으면 양호한 철손을 얻지 못하고, 4.0%를 넘으면 냉간 압연이 극히 곤란해져서 공업 제조에 적절하지 않다.
Mn는 0.04%보다 적으면 열간 압연 후에 균열이 발생하기 쉽고, 수율이 저하되어 이차 재결정이 안정되지 않는다. 한편, 0.15%를 넘으면 인히비터로서의 MnS, MnSe가 많아지고, 열간 압연시의 슬라브 가열 온도를 높게 하지 않을 수 없고, 또한 고용의 정도가 장소에 따라 불균일하게 되어 실공업 생산에서는 안정적인 생산에 문제가 생긴다.
solAl은 N와 결합하여 AlN를 형성하고, 주로 이차 인히비터로서 기능한다. 이 AlN에는 질화 전에 형성되는 것과 질화 후에 고온 소둔시에 형성되는 것이 있고, 이 양쪽 모두의 AlN의 양을 확보를 위하여 0.020 내지 0.035%가 필요하다. 0.035%를 초과하면 슬라브 가열 온도를 극히 높게 하지 않으면 아니된다. 또한, 0.020% 미만으로 하면 Goss 방위 집적도가 열화된다.
N는 본 발명에서는 인히비터로서 중요하지만, 후공정에서의 질화를 전제로 용제 단계에서는 종래 기술 보다 약간 낮게 설정함으로써, 초고온 슬라브 가열 온도를 회피하고 있다. N이 0.007%를 넘으면, 실제의 공업 생산에서는 슬라브 가열 온도를 1350℃ 초과로 할 필요가 발생하고, 또한 후공정에서의 질화에 의하여 Goss 방위 집적도가 저하된다. 0.002% 미만에서는 안정된 일차 인히비터 효과를 얻지 못하고, 일차 재결정 입자 지름의 제어가 곤란하게 되어, 이차 재결정 불량이 된다. 용제시의 N의 상한은 좋기로는 0.0065%, 더 좋기로는 0.006%, 더 좋기로는 0.0055%이다. 한편, 하한은 좋기로는 0.0025%, 더 좋기로는 0.003%, 더 좋기로는 0.0035%이다.
S 및 Se는 Mn, Cu와 결합하여 인히비터로서 작용한다. 또한 AlN의 석출 핵으 로 하여도 유용하다. Seq=S+0.406×Se가 0.035%를 넘으면, 완전 고용을 위해서는 슬라브 가열 온도를 매우 높게 하여야 한다. 0.010% 미만으로 하면, 인히비터로서의 효과가 약해지고, 이차 재결정이 불안정하게 된다.
Ti는 N과 결합하여 TiN를 형성한다. 0.007%를 초과하여 함유하면, AlN를 형성하는 N이 부족하고, 인히비터 강도가 확보되지 않아 이차 재결정 불량이 발생한다. 또한 최종 제품에 TiN의 형태로 잔존하여, 자기 특성(특히 철손)을 열화시킨다.
Cu는 슬라브를 1280℃ 이상으로 가열하는 본 발명에 있어서는 S나 Se와 함께 미세한 석출물을 형성하고, 인히비터 효과를 발휘한다. 또한, 이 석출물은 AlN의 분산을 더 균일하게 하는 석출 핵도 되어, 이차 인히비터의 역할도 하는데, 이 효과가 이차 재결정을 양호하게 한다. 0.05% 보다 적으면 상기 효과는 줄어든다. 한편, 0.3%를 초과하면 상기 효과가 포화되는 동시에, 열연시에 「카퍼 변형」등의 표면 흠결의 원인이 된다.
Sn, Sb, P는 일차 재결정 집합 조직의 개선에 유효하다. 또한, Sn, Sb, P는 입계 편석 원소이고, 2차 재결정을 안정화시키는 효과가 있는 것은 주지이다. 이들의 합계로 0.02% 미만이면 그 효과가 극히 작다. 한편 0.30%를 넘으면 탈탄 소둔시에 산화되기 어려워, 그래프 피막 형성이 불충분하게 되고, 탈탄 소둔성을 현저하게 저해한다.
Cr는 포스테라이트 피막(일차 피막, 글래스 피막) 형성을 양호하게 하는 데 유효하다. 0.02% 미만이면 이 효과가 극히 작다. 한편 0.30%를 초과하면 탈탄 소둔 시에 산화되기 어려워서, 글래스 피막 형성이 불충분하게 된다.
그 밖의 원소에 대하여는 방향성 전자강판의 제 특성 향상을 위하여 공지의 범위에서 첨가하는 것을 방해하지 않는다. 예를 들면 Ni는 일차, 이차 인히비터로서의 석출물의 균일 분산에 현저한 효과가 있고, 자기 특성이 더욱 양호하고 또한 안정화한다. 0.02% 보다 적으면 이 효과는 없고, 0.3%를 넘으면, 탈탄 소둔시에 산화되기 어려워져 글래스 피막 형성이 곤란하게 된다.
또한, Mo, Cd는 황화물 또는 셀렌화물을 형성하고 인히비터의 강화에 도움을 주는데, 0.008% 미만에서는 효과가 없고, 0.3%를 넘으면 석출물이 조대화하여 인히비터의 기능을 하지 못하고, 자기 특성이 안정되지 않는다.
다음으로 본 발명에 있어서 제조 공정 및 그 한정 이유에 대하여 설명한다.
슬라브를 얻기 위한 주조는 종래의 연속 주조법을 사용하면 좋지만, 한층 더 슬라브 가열을 용이하게 하기 위하여 분괴법을 적용하여도 좋다. 이 경우, 탄소 함유량을 줄일 수 있는 것은 주지이다. 구체적으로는, 공지의 연속 주조법에 의하여 초기의 두께가 150 mm 내지 300 mm의 범위, 바람직하게는 200 mm 내지 250 mm의 범위의 슬라브를 제조한다. 이 대신에, 슬라브는 초기의 두께가 약 30 mm 내지 70 mm의 범위의 이른바 얇은 슬라브이어도 좋다. 이러한 경우에는 열연 강스트립을 제조할 때에, 중간 두께로 조가공(粗加工)을 할 필요가 없다는 이점이 있다.
열연에 앞선 슬라브 가열 온도의 조건은 본 발명의 중요한 점이다. 슬라브 가열 온도는 1280℃ 이상에서 인히비터 물질을 고용(용체화)시킬 필요가 있다. 1280℃ 미만에서는 슬라브(또는 열연 강스트립)에서의 인히비터 물질의 석출 상태 가 불균일하게 되어 최종 제품에서 이른 바 스키드 마크가 발생한다. 좋기로는, 1290℃ 이상, 더 좋기로는, 1300℃ 이상, 1310℃ 이상이다. 상한은 특히 한정하지 않지만, 공업적으로는 1420℃ 정도이다.
온도를 1420℃라는 초고온으로 올리지 않고 이 완전고용 처리를 실시하는 것이 최근의 유도 가열 등의 설비 기술의 발달로 가능하게 되었다. 물론, 공업 생산 상에서 열연의 가열 방법에는 통상의 가스 가열 방법에 추가하여 유도 가열, 직접 통전 가열을 사용하여도 좋고, 이들의 특별한 가열 방법을 위한 형상을 확보하기 위하여, 슬라브 거푸집에 브레이크다운(분괴)을 실시하여도 아무런 문제가 없다. 또한, 가열 온도가 높은 1300℃ 이상이 되는 경우에는 이 브레이크다운에 의하여 집합 조직의 개선을 실시하여 C량을 줄여도 된다. 이들은 종래의 공지 기술의 범위이다.
최근, 통상의 연속 열간 압연을 보완함으로써 박 슬라브 주조, 강스트립 주조(스트립 캐스터)가 실용화되고 있지만, 본 발명과 관련하여 적용은 방해하지 않는다. 그러나, 실제 문제로서 이들에서는 응고시에 소위“중심 편석"이 발생하여 완전한 균일 고용상태를 얻는 것은 어렵다. 완전한 균일 고용상태를 얻으려면 열연 강스트립을 얻기 전에 한 번 고용화 열처리를 실시하는 것이 강하게 요망된다.
열연 강스트립에 있어서 N 중 AlN으로서의 석출 비율이 20%를 넘으면, 최종 냉연전 소둔후의 석출물의 크기가 커지고, 유효한 인히비터로서 기능하는 미세 석출물량이 감소하기 때문에, 이차 재결정성이 불안정하게 된다. 석출율은 열연 후의 냉각에 의하여 조절할 수 있고, 냉각 개시 온도를 높게, 또한 냉각 속도를 빠르게 하면 석출 비율은 저감된다. 석출 비율의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 현실적으로는 3% 미만으로 하는 것은 곤란하다.
최종 냉간 압연전 소둔은 통상, 주로 열연시에 생긴 강스트립 내의 조직의 균일화 및 인히비터 석출·미세 분산을 위하여 실시된다. 1회 냉연의 경우에는 열연 강스트립에서의 소둔이고, 2회 이상의 압연의 경우에는 최종 냉간 압연전의 소둔이 된다. 이 경우의 최고 온도는 인히비터에 큰 영향을 준다. 즉, 비교적 낮은 경우에는 일차 재결정 입자 지름이 작고, 높으면 커진다. 또한, 양호한 Goss 방위 집합 조직을 얻으려면 이 온도와 질화량의 관계가 중요하다. 구체적으로는 식(3)에서 규정되는 AlNR(질량%)의 값에 따라서, 식(4)에서 얻는 T1(℃)의 범위 내의 온도로 하는 것이 좋다. 도 12에 나타내는 바와 같이, T1(℃)이 식(4) 미만에서는 Goss 방위 집적도가 떨어지고, B8는 1.92 T를 넘지 않는다. 또한, T1(℃)이 식(4)를 초과하는 온도에서는 이차 재결정 불량이 된다. 또한, T1(℃)은 하한인 950℃ 미만에서는 소둔 효과가 없고, 특히 조직의 개선에 효과가 없다. 한편, 상한은 실조업에서는 장치상의 한계가 있는 경우가 있고, 대략 1275℃를 넘는 온도 조건에서의 소둔은 공업적으로는 어렵다.
AlNR=[solAl]-27/14×[N]+27/48×[Ti]···식(3)
3850/3-4/3×AlNR×10000≤T1(℃)≤4370/3-4/3×AlNR×10000···식(4)
특히 바람직한 방법으로서는 소둔의 온도를 1 단계(1 수준의 온도)로 하고, 그 온도를 상기 식(4)로 나타내는 T1(℃)의 범위에서 20 내지 360초간으로 하거나, 또는 소둔 온도를 2 단계(2 수준의 온도)로 하고, 1단째는 온도를 상기 식 4에 나타내는 T1(℃)의 범위에서 5 내지 120초간, 2단째는 온도를 850 내지 1000℃의 범위에서 10초부터 240초간으로 하는 것이 좋다.
최종 냉간 압연 전 소둔 후의 냉각은 미세한 인히비터를 확보하고, 마르텐사이트 또는 베이나이트상 등의 담금질 하드 상을 확보하기 위하여, 700℃ 내지 300℃의 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 하는 것이 좋다.
냉간 압연 중 최종 냉간압연 비율은 80% 미만이면 일차 재결정 집합 조직에서의 Goss 방위({110}<OOl>)가 넓고, 또한, Goss의 ∑9 대응 방위 강도가 약해져서, 고자속 밀도가 얻어진다. 또한 92%를 넘으면 일차 재결정 집합 조직에서의 Goss 방위({110}<001>)이 극단적으로 적어져 이차 재결정이 불안정하게 된다.
최종 냉간 압연은 상온에서 실시하여도 좋지만, 적어도 1 패스를 100 내지 300℃의 온도 범위로 1분 이상 유지하면 일차 재결정 집합 조직이 개선되어, 자기 특성이 극히 양호하게 되는 것은 공지이다.
탈탄 소둔 완료 후의 일차 재결정 입자의 평균 입자 지름(원 상당 면적의 직경)은 예를 들면 일본 공개 특허 공보 평07-252532호 공보에서는 일차 재결정 입자의 평균 입자 지름을 18 내지 35 ㎛ 로 하고 있으나, 본 발명에서는 일차 재결정 입자의 평균 입자 지름을 7 ㎛ 이상 20 ㎛ 미만으로 할 필요가 있다. 이것은 자기 특성(특히, 철손)을 양호하게 하는 본 발명의 매우 중요한 점이다. 즉, 일차 재결정 입자 지름이 작으면 집합 조직의 관점에서도 일차 재결정의 단계에서 이차 재결정의 핵이 되는 Goss 방위 입자의 체적 분율이 많아진다.
또한, 일차 재결정 입자 지름이 작기 때문에 Goss 핵의 수도 상대적으로 많고, 그 절대 수는 일차 재결정 입자의 평균 반경이 18 내지 35 ㎛인 경우보다 본 발명의 경우가 약 5배 정도 많아지므로, 이차 재결정 입자 지름도 또한 상대적으로 작아져, 그 결과 현저한 철손 향상이 이루어진다.
또한, 일반적으로 이차 재결정의 개시는 판 두께의 표층 부근에서 일어나지만, 일차 재결정 입자 지름이 작으면, Goss 이차 재결정 핵 성장의 판 두께 방향에서의 선택성이 증대하고, Goss 이차 재결정 집합 조직이 첨예하게 된다.
그런데, 입자 지름이 7 ㎛ 미만이면 이차 재결정 온도가 극히 저하되어 Goss 방위 집적도가 나빠지고, 20 ㎛ 이상이 되면 이차 재결정 온도가 상승하여 이차 재결정이 불안정하게 된다. 통상, 일차 재결정 입자 지름은 슬라브 가열 온도를 1280℃ 이상으로 하여 인히비터 물질을 완전하게 고용시키면, 최종 냉간 압연 전 소둔 온도나 탈탄 소둔 온도를 변화시켜도, 대개 9 내지 20 ㎛ 미만의 범위 내가 된다.
본 발명에서는 충분 석출 질화형의 기술(제2 기술)과 비교하여 일차 재결정 입자의 평균 입자 지름을 작게 하고, 질화량을 적게 하고 있다. 이것에 의하여, 입계 이동(입자 성장: 이차 재결정)의 구동력이 커지고, 최종 마무리 소둔의 승온 단계의 더 이른 시기에(더 저온에서) 이차 재결정이 개시된다. 이것에 의하여, 이차 재결정 소둔을 상자형 소둔으로 코일 상태로 실시하는 현재 상태로서는, 일정한 승온 상황일 때에 이차 재결정시키는 것이 코일의 각 위치의 온도 이력이 근사하기 때문에, 이차 재결정의 코일 부위에 의한 자기 특성의 불균일성이 현저하게 감소하고, 자기 특성이 극히 높은 수준으로 안정된다.
탈탄 소둔은 공지의 조건, 즉, 650 내지 950℃에서 판 두께에 따라서도 60 내지 500초간, 좋기로는 80 내지 300초간, 질소와 수소의 혼합 습윤 분위기에서 이루어진다. 이 때, 승온 개시로부터 650℃까지의 가열 속도를 10O℃/sec 이상으로 하면, 일차 재결정 집합 조직이 개선되어 자기 특성이 양호하게 된다. 가열 속도를 확보하려면 다양한 방법을 생각할 수 있다. 즉, 저항 가열, 유도 가열, 직접 에너지 부여 가열 등이 있다.
가열 속도를 빨리 하면, 일차 재결정 집합 조직에 있어서 Goss 방위가 많아지고, 이차 재결정 입자 지름이 작아지는 것은 일본 공개 특허 공보 평1-290716호 등에 의하여 공지되어 있다.
탈탄 소둔 후 이차 재결정 개시 전에 강판에 질화 처리를 실시하는 것은 본 발명에서는 필수이다. 그 방법은 고온 소둔시의 소둔 분리제에 질화물(CrN, MnN 등)을 혼합시키는 방법과, 탈탄 소둔 후에 스트립을 주행시킨 상태 하에서 수소, 질소 및 암모니아의 혼합 가스 중에서 질화시키는 방법이 알려져 있다. 어느 방법도 채용할 수 있으나, 후자가 공업 생산에서는 현실적이어서, 본 발명에서는 후자로 한정한다.
질화는 산가용성 Al와 결합하는 N를 확보하고, 인히비터 강도를 확보하는 것으로, 적으면 이차 재결정이 불안정하게 된다. 또한, 많으면 Goss 방위 집적도가 극히 열화되고, 또한 일차 피막에 지철이 노출된 결함이 많이 발생한다.
질화 후의 질소량의 상한은 AlN로서의 Al 당량의 N를 초과하는 양일 필요가 있다. 그 이유는 아직 밝혀지지 않았지만, 본 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있 다. 이차 재결정 소둔의 사이에 고온이 되면 인히비터인 AlN는 분해·고용되어 약체화하지만, 이 경우, N의 확산은 용이하기 때문에 함유량(질화량)이 적으면 이 약체화가 빨라 이차 재결정이 불안정하게 된다. 이와 같이, 인히비터의 열적 안정을 위하여는 AlN 당량보다 많은 N이 필요하고, 이 경우에는 Al이 충분히 고정되어 있기 때문에 인히비터의 약체화는 느리고, Goss 이차 재결정 핵의 선택 성장성은 극히 크게 확보된다. 이상의 영향을 종합하여, 질화량 △N(질량%)은 이하의 식(1)에서 규정하는 범위 내로 조절한다.
0.007-([N]-14/48×[Ti])≤△N≤[solAl]×14/27-([N]-14/48×[Ti])
+0.0025···식(1)
(식 중, [ ]은 성분의 함유량(질량%)을 나타낸다. )
이 질화는 양면의 큰 차가 없게 하는 것이 필수이다. 충분 석출 질화형(제2 기술)에서는 일차 재결정 입자 지름이 크고 질화량도 많기 때문에, 이차 재결정 개시 온도는 1000℃ 초과로 높아지기 때문에, 거의 편면으로부터의 질화에서도 질화량만 확보되면 고온에서 N이 확산되어 판 두께 방향의 인히비터 강도는 확보할 수 있고, 이차 재결정에 문제는 발생하지 않는다. 다만 자기 특성은 떨어지고, 또한 일차 피막의 결함은 발생하기 쉽다. 한편, 본 발명에서는 일차 재결정 입자 지름이 작고 질화량이 적기 때문에, 이차 재결정 개시 온도는 1000℃ 이하로 낮아진다. 이 때문에, 양호한 Goss 방위 이차 재결정 집합 조직을 얻기 위해서는 판 두께 방향 전체에 인히비터를 확보하는 것이 필요하고, 그러기 위하여는 N을 조기에 확산시킬 필요가 있다. 따라서, 이것을 확실하게 하기 위하여는 양면의 질화량에 큰 차이가 없도록 하는 것이 필수이고, 그렇지 않으면 이차 재결정 불량이 생긴다.
양면을 거의 등량 질화시키는 구체적인 방법으로서는, 균일한 암모니아 농도 분위기 중에 스트립을 주행시킨다. 다만, 스트립은 1 m를 초과하는 폭을 가지므로, 그 상하에서의 암모니아 농도를 일정하게, 그리고 동일한 정도로 유지하려면 암모니아의 공급 수단에 대하여 충분히 검토할 필요가 있다.
구체적으로는, 강판의 한쪽 표면 20% 두께 부분의 질소 함유량 σN1, σN2(각각 겉과 뒤, 질량%)를 식(2)의 범위 내에 규정한다.
│σN1-σN2│/△N≤0.35 ... 식(2)
질화 처리 후, 공지의 방법에 따라, Mg0를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하여 마무리 소둔을 실시한다. 통상은 그 후, 절연 장력 코팅의 도포와 평탄화 처리를 실시하여 제품으로 한다.
(실시예 1)
통상의 방법으로 용제한, 표 2에 나타내는 용강 성분으로 이루어지는 슬라브를 1230 내지 1380℃의 범위에서 재가열한 후, 특히 AlN의 석출을 극도로 억제하기 위하여, 가능한 한 높은 온도로 열연을 완료시키고, 급속히 냉각시켰다. 이렇게 하여 두께 2.3 mm의 열연 강스트립을 얻었다. 이어서 열연 강스트립의 연속 소둔을 표 2에 나타내는 소둔 온도로 60초간 실시하고, 20℃/초로 냉각하였다. 그 후, 200℃∼250℃의 온간으로 압연하고, 두께를 0.285 mm로 하였다. 그 후, 850℃로 150초 간, H2와 N2의 혼합 분위기에서, 노점 65℃에서 탈탄과 일차 재결정을 겸하는 소둔을 실시하고, 이어서, 강스트립을 주행하게 하면서 암모니아 함유 분위기 내에서 질화시켰다. 그 후, Mg0를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포한 후, 이차 재결정 소둔을 실시하였다. 그 이차 재결정 소둔은 N2=25%, H2=75%의 분위기로 하여 10 내지 20℃/시간으로 1200℃까지 승온하였다. 그 후, 1200℃의 온도에서 20 시간 이상, H2=100%로 순화 처리를 실시하였다. 그 후, 통상 사용되는 절연 장력 코팅의 도포와 평탄화 처리를 실시하였다. 그 결과를 표 2, 표 3(표 2의 계속)에 나타내었다. 표 2, 표 3에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 강은 자기 특성, 특히 B8이 높은 것이 얻어진다.
Figure 112007088752517-PCT00001
Figure 112007088752517-PCT00002
(실시예 2)
통상의 방법으로 용제한, 표 3에 나타내는 용강 성분으로 이루어지는 슬라브를, 1240 내지 1350℃의 범위에서 재가열하고, 인히비터 물질을 한번 완전하게 고용시킨 후, 특히 AlN의 석출을 극도로 억제하기 위하여 가능한 한 높은 온도로 열연을 완료시키고, 급속으로 냉각시켰다. 이와 같이 하여 두께 2.3 mm의 열연 강스트립을 얻었다. 이어서 열연 강스트립의 연속 소둔을, 표 3에 나타내는 최고 온도로 30초간, 이어서 930℃에서 60초간 실시하고, 20℃/초로 냉각하였다. 그 후, 200 내지 250℃의 온간에서 압연하여 0.22 mm로 하였다. 이어서 850℃에서 110초간 H2와 N2의 혼합 분위기에서 노점 65℃로 탈탄 소둔하고, 강스트립을 주행시켜 암모니아 분위기 중에서 질화 처리를 실시하였다. 그 후, Mg0를 주성분으로 하는 소둔 분리제의 도포 후에 이차 재결정 소둔을 실시하였다. 그 이차 재결정 소둔은 N2=25%, H2=75%의 분위기로 하여 10 내지 20℃/시간으로 1200℃까지 승온하였다. 그 후, 1200℃의 온도에서 20 시간 이상, H2=100%로 순화 처리를 실시하였다. 그 후, 통상 사용되는 절연 장력 코팅의 도포와 평탄화 처리를 실시하였다. 그 결과를 표 4, 표 5(표 4의 계속)에 나타내었다. 표 4, 표 5에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 강은 자기 특성, 특히 B8이 높은 것이 얻어졌다.
Figure 112007088752517-PCT00003
Figure 112007088752517-PCT00004
(실시예 3)
실시예 2와 동일한 조건으로 얻은 2.3 mm의 열연 강스트립을 소둔시키지 않고 산세하여 두께 1.5 mm로 냉간 압연하고, 표 4에 나타내는 최고 온도에서 중간 소둔을 30초간, 이어서 930℃에서 60초간 소둔을 실시하고, 20℃/초로 냉각하였다. 그 후, 200℃∼250℃의 온간으로 압연하여 0.22 mm로 하였다. 이어서 850℃에서 110 초간, H2와 N2의 혼합 분위기에서, 노점 65℃로 탈탄 소둔하고, 강스트립을 주행시켜 암모니아 분위기 중에서 질화 처리를 실시하였다. 그 후, Mg0를 주성분으로 하는 소둔 분리제의 도포 후에 이차 재결정 소둔을 실시하였다. 그 이차 재결정 소둔은 N2=25%, H2=75%의 분위기로 하여 10 내지 20℃/시간으로 1200℃까지 승온하였다. 그 후, 1200℃의 온도에서 20 시간 이상, H2=100%로 순화 처리를 실시하였다. 그 후, 통상 사용되는 절연 장력 코팅의 도포와 평탄화 처리를 실시하였다. 그 결과를 표 6, 표 7(표 6의 계속)에 나타내었다. 표 6, 표 7에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 강은 자기 특성, 특히 B8이 높은 것이 얻어진다.
Figure 112007088752517-PCT00005
Figure 112007088752517-PCT00006
(실시예 4)
실시예 1에서 사용한, 표 2의 번호 1과 동일한 조건으로 탈탄 소둔까지 실시한 시료를 다수 준비하여, 질화 처리를 강판의 상하의 분위기 중에서 암모니아 농도를 조절하고 여러 가지로 변화시킨 시료를 작성한 후, Mg0를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하고, 이차 재결정 소둔, 절연 장력 코팅의 도포와 평탄화 처리를 실시예 1과 동일한 조건으로 실시하였다. 그 결과를 도 1에 나타내었다. 도 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 강은 자기 특성, 특히 B8이 높은 것이 얻어진다.
본 발명에 있어서는 종래의 방향성 전자강판의 열연 가열시의 초고온도를 탈각함과 동시에 저온 가열의 폐해를 없애, 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판을 제조할 수 있게 된다.

Claims (12)

  1. 질량%로, C: 0.025 내지 0.10%, Si: 2.5 내지 4.0%, Mn: 0.04 내지 0.15%, solAl: 0.020 내지 0.035%, N: 0.002 내지 0.007%, S와 Se를 Seq(S 당량) =S+0.406×Se로 하여 0.010 내지 0.035%, Ti≤0.007%, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬라브를 1280℃ 이상 그리고 인히비터 물질의 고용 온도 이상으로 재가열하고, 열간 압연을 실시하여 열연 강스트립으로 하고, 열연 판 소둔과 1회 또는 중간 소둔을 사이에 끼운 2회 이상의 냉간 압연, 또는 열연판 소둔을 생략하고 중간소둔을 사이에 끼운 2회 이상의 냉간 압연을 실시하고, 탈탄 소둔하고, 탈탄 소둔 후에 스트립 주행 상태 하에서 수소, 질소 및 암모니아의 혼합 가스 중에서 질화 처리를 실시하고, Mg0를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하여 마무리 소둔을 실시하는 방향성 전자강판의 제조 방법에 있어서, 열간 압연 후의 강스트립에 함유되는 N 중 AlN으로서의 석출율을 20% 이하로 하고, 탈탄 소둔 완료 후 재결정 입자의 원 상당 평균 입자 지름(직경)을 7 ㎛ 이상 20 ㎛ 미만으로 하고, 질화 처리에 있어서의 질소 증량 △N(질량%)을 식(1)의 범위 내로 하고, 또한 강판의 한쪽 표면 20% 두께 부분의 질소 함유량 σN1, σN2(각각 겉과 뒤, 질량%)를 식(2)의 범위 내로 하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
    0.007-([N]-14/48×[Ti])≤△N≤[solAl]×14/27-([N]-14/48×[Ti])+0.0025···식(1)
    (식 중 []은 성분의 함유량(질량%)을 나타낸다. )
    │σN1-σN2│/△N≤0.35···식(2)
  2. 제1항에 있어서, 열연판 소둔 또는 중간 소둔 중에서 마지막 소둔(이하, 최종 냉간 압연전 소둔으로 한다)의 최고 온도 T1(℃), solAl, N, Ti 함유량으로부터 식(3)으로 규정되는 AlNR에 의하여, 최종 냉간 압연전 소둔의 온도 T1(℃)를 950℃ 이상, 그리고 식(4)에 나타내는 범위로 하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
    AlNR=[solAl]-27/14×[N]+27/48×[Ti]···식(3)
    3850/3-4/3×AlNR×10000≤T1(℃)≤4370/3-4/3×AlNR×10000···식(4)
  3. 제2항에 있어서, 최종 냉간 압연 전 소둔의 온도를 1 단계로 하고, 그 온도를 상기 식(4)에 나타내는 T1(℃)의 범위에서 20 내지 360초간으로 하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
  4. 제2항 또는 제3항에 있어서, 최종 냉간 압연전 소둔의 온도를 2 단계로 하고, 1단째는 온도를 상기 식(4)에 나타내는 T1(℃)의 범위에서 5 내지 120 초간, 2단째는 온도를 850 내지 1000℃의 범위에서 10초 내지 240초간으로 하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 하나의 항에 있어서, 최종 냉간 압연전 소둔의 냉각에 있어서 700℃ 내지 300℃의 냉각 속도를 10℃/초 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 하나의 항에 있어서, 슬라브의 성분이 추가적으로 Cu를 질량%로 0.05 내지 0.30% 함유하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 하나의 항에 있어서, 슬라브의 성분이 추가적으로 Sn, Sb, P의 적어도 1종을 질량%의 합계로 0.02 내지 0.30% 함유하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
  8. 제1항 내지 제7항 중 어느 하나의 항에 있어서, 슬라브의 성분이 추가적으로 Cr을 질량%로 0.02 내지 0.30% 함유하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
  9. 제1항 내지 제8 중 어느 하나의 항에 있어서, 최종의 냉간 압연에 있어서의 압연율을 80 내지 92%로 하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
  10. 제1항 내지 제9항 중 어느 하나의 항에 있어서, 최종 냉간 압연이 적어도 1 패스에 대하여, 강스트립을 100 내지 300℃의 온도 범위로 1분 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
  11. 제1항 내지 제10항 중 어느 하나의 항에 있어서, 탈탄 소둔에 있어서의 승온 개시로부터 650℃까지의 가열 속도를 100℃/초 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법.
  12. 제1항 내지 제11항 중 어느 하나의 항에 기재된 제조 방법으로 얻은, 압연 방향의 자속 밀도 B8(800 A/m로의 자속밀도)가 1.92 T 이상인 것을 특징으로 하는 방향성 전자강판.
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