KR20120118504A

KR20120118504A - 방향성 전자기 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR20120118504A
Application number: KR1020127024187A
Authority: KR
Inventors: 겐이찌 무라까미; 요시유끼 우시가미
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2010-02-18
Filing date: 2011-02-18
Publication date: 2012-10-26
Also published as: EP2537947A1; JP4943559B2; PL2537947T3; BR112012020741B1; EP2537947A4; US20120312423A1; WO2011102456A1; BR112012020741A2; EP2537947B1; CN102762752A; KR101389248B1; CN102762752B; KR20130119516A; JPWO2011102456A1

Abstract

본 발명은, Ti:0.0020질량％ 내지 0.010질량％ 및／또는 Cu:0.010질량％ 내지 0.50질량％를 함유하는 소정의 조성의 강의 열간 압연을 행하여 열간 압연 강판을 얻는다. 상기 열간 압연 강판의 어닐링을 행하여 어닐링 강판을 얻는다. 상기 어닐링 강판의 냉간 압연을 행하여 냉간 압연 강판을 얻는다. 상기 냉간 압연 강판의 탈탄 어닐링을 800℃ 내지 950℃의 온도로 행하여 탈탄 어닐링 강판을 얻는다. 이어서, 상기 탈탄 어닐링 강판의 질화 처리를 700℃ 내지 850℃로 행하여 질화 처리 강판을 얻는다. 상기 질화 처리 강판의 마무리 어닐링을 행한다.

Description

방향성 전자기 강판의 제조 방법{MANUFACTURING METHOD FOR GRAIN-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET}

본 발명은 자기 특성의 편차의 억제를 도모한 방향성 전자기 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

방향성 전자기 강판은, Si를 함유하고, 결정립의 방위가 {110} <001> 방위에 고도로 집적된 강판이며, 변압기 등의 정지 유도기의 권취 철심 등의 재료로서 이용되고 있다. 결정립의 방위 제어는, 2차 재결정이라고 불리는 이상 입성장 현상을 이용하여 행해지고 있다.

2차 재결정을 제어하는 방법으로서 다음 2가지 방법을 들 수 있다. 하나는, 강편을 1280℃ 이상의 온도로 가열하여 인히비터라 불리는 미세 석출물을 거의 완전히 고용시킨 후에, 열간 압연, 냉간 압연 및 어닐링 등을 행하여, 열간 압연 및 어닐링시에 미세 석출물을 석출시킨다. 다른 하나는, 강편을 1280℃ 미만의 온도로 가열한 후에, 열간 압연, 냉간 압연, 탈탄 어닐링, 질화 처리 및 마무리 어닐링 등을 행하여, 질화 처리시에 인히비터로서 AlN, (Al, Si)N 등을 석출시킨다.

그런데, 최근의 CO₂ 배출 삭감의 관점에서, 방향성 전자기 강판의 제조 과정에 있어서의 탈탄 어닐링에 소요되는 시간을 단축하는 것이 요청되고 있다. 이로 인해, C 함유량이 낮은 슬래브를 사용하는 것에 대해 검토가 행해지고 있다.

그러나, 슬래브의 C 함유량의 저하에 수반하여, 코일 형상으로 권취된 상태에서 행해지는 마무리 어닐링 후에 부위에 따른 자기 특성의 편차(자기 특성 편차)가 현저해진다.

일본 특허 공개 평 제3-122227호 공보 일본 특허 공개 평 제11-323437호 공보 일본 특허 공개 평 제6-256847호 공보 일본 특허 공표 제2001-515540호 공보 일본 특허 공개 제2000-199015호 공보 일본 특허 공개 제2007-254829호 공보

본 발명은, 자기 특성의 편차를 억제할 수 있는 방향성 전자기 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상술한 바와 같은 마무리 어닐링 후의 자기 특성의 편차는, C 함유량이 0.06질량％ 이하, 나아가 0.048질량％ 이하인 경우에 특히 현저한 것이 판명되었다. 마무리 어닐링 후의 자기 특성의 편차가 발생하는 원인은 분명치는 않지만, 마무리 어닐링 전에는 결정립이 균일하게 보이고 있는 경우에도, 마무리 어닐링 중에 결정립이 균일하게 성장하지 않는 경우가 있기 때문이라고 생각된다. 또한, 결정립이 균일하게 성장하지 않는 원인으로는, C 함유량이 낮기 때문에, 열간 압연 중의 상변태가 충분히 행해지지 않고, 오스테나이트 변태량이 적고, 열간 압연 조직이 불안정해져 있는 것을 생각할 수 있다. 즉, 열간 압연 조직이 불균일해진 부분에 서 충분한 2차 재결정이 발생되지 않아, 충분한 자기 특성이 얻어지지 않고 있다고 생각된다.

본 발명자들은, 이러한 지식에 기초하여, 마무리 어닐링 중의 결정립 성장을 균일화하기 위해, 유효한 석출물을 형성함으로써 충분히 2차 재결정을 발생시킬 수 있다고 생각하였다. 그리고, 본 발명자들은, 슬래브에 여러가지 원소를 첨가하여 얻어진 방향성 전자기 강판의 자기 특성을 측정하는 실험을 반복하여 행하였다. 이 결과, 본 발명자들은, 2차 재결정을 균일화하기 위해서는, Ti 및 Cu의 첨가가 유효한 것을 발견하였다.

본 발명은 상기 지식에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.

(1) Si:2.5질량％ 내지 4.0질량％, C:0.01질량％ 내지 0.060질량％, Mn:0.05질량％ 내지 0.20질량％, 산 가용성 Al:0.020질량％ 내지 0.040질량％, N:0.002질량％ 내지 0.012질량％, S:0.001질량％ 내지 0.010질량％ 및 P:0.01질량％ 내지 0.08질량％를 함유하고, 또한, Ti:0.0020질량％ 내지 0.010질량％ 및 Cu:0.010질량％ 내지 0.50질량％로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강의 열간 압연을 행하여 열간 압연 강판을 얻는 공정과,

상기 열간 압연 강판의 어닐링을 행하여 어닐링 강판을 얻는 공정과,

상기 어닐링 강판의 냉간 압연을 행하여 냉간 압연 강판을 얻는 공정과,

상기 냉간 압연 강판의 탈탄 어닐링을 800℃ 내지 950℃의 온도로 행하여 탈탄 어닐링 강판을 얻는 공정과,

이어서, 상기 탈탄 어닐링 강판의 질화 처리를 700℃ 내지 850℃로 행하여 질화 처리 강판을 얻는 공정과,

상기 질화 처리 강판의 마무리 어닐링을 행하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 방향성 전자기 강판의 제조 방법.

(2) 상기 강의 열간 압연을, 상기 강을 1250℃ 이하의 온도로 가열하고 나서 행하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 방향성 전자기 강판의 제조 방법.

(3) 상기 강은, 또한, Cr:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Sn:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Sb:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Ni:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Se:0.005질량％ 내지 0.02질량％, Bi:0.005질량％ 내지 0.02질량％, Pb:0.005질량％ 내지 0.02질량％, B:0.005질량％ 내지 0.02질량％, V:0.005질량％ 내지 0.02질량％, Mo:0.005질량％ 내지 0.02질량％ 및 As:0.005질량％ 내지 0.02질량％로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 방향성 전자기 강판의 제조 방법.

(4) 상기 강의 Ti 함유량은 0.0020질량％ 내지 0.0080질량％이며,

상기 강의 Cu 함유량은 0.01질량％ 내지 0.10질량％이며,

상기 강의 Ti 함유량(질량％)을 [Ti], Cu 함유량(질량％)을 [Cu]로 표시했을 때, 「20×[Ti]+[Cu]≤0.18」의 관계가 성립되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3)중 어느 하나에 기재된 방향성 전자기 강판의 제조 방법.

(5)「10×[Ti]+[Cu]≤0.07」의 관계가 성립되는 것을 특징으로 하는 (4)에 기재된 방향성 전자기 강판의 제조 방법

본 발명에 따르면, 적절한 양의 Ti 및／또는 Cu가 강에 포함되어 있고, 적절한 온도에서 탈탄 어닐링 및 질화 처리가 행해지기 때문에, 자기 특성의 편차를 억제할 수 있다.

도 1은, Ti 함유량 및 Cu 함유량과, 자속 밀도 및 그 편차의 평가와의 관계를 도시하는 도면이다.
도 2는, 본 발명의 실시 형태에 관한 방향성 전자기 강판의 제조 방법을 나타내는 흐름도이다.

상술한 바와 같이, 본 발명자들은, 슬래브에 여러가지 원소를 첨가하여 얻어진 방향성 전자기 강판의 자기 특성을 측정하는 실험을 반복해서 행하고, 2차 재결정을 균일화하기 위해서는, Ti 및 Cu의 첨가가 유효한 것을 발견하였다.

이 실험에서는, 예를 들어 저온 슬래브 가열법에 의한 방향성 전자기 강판의 제조에 사용되는 조성으로, C 함유량이 0.06질량％ 이하인 규소 강을 사용하였다. 그리고, 이 탄소 강에, Ti 및 Cu를 여러가지 비율로 함유시켜, 다양한 조성의 강괴를 제작하였다. 또한, 강괴를 1250℃ 이하의 온도로 가열하여 열간 압연을 행하고, 그 후에 냉간 압연을 행하였다. 또한, 냉간 압연 후에 탈탄 어닐링을 행하고, 그 후에 질화 처리 및 마무리 어닐링을 행하였다. 그리고, 얻어진 방향성 전자기 강판의 자속 밀도 B8을 측정하여, 마무리 어닐링 후의 코일내의 자속 밀도 B8의 편차를 조사하였다. 자속 밀도 B8은, 50Hz에서 800A/m의 자장이 인가되었을 때에, 방향성 전자기 강판에 발생하는 자속 밀도이다.

이 결과, 강괴에, 0.0020질량％ 내지 0.010질량％의 Ti 및／또는 0.010질량％ 내지 0.50질량％의 Cu가 함유되어 있는 경우에, 마무리 어닐링 후의 코일내의 자속 밀도 B8의 편차가 현저하게 저감되는 것이 발견되었다.

상기의 실험에 의해 얻어진 결과의 일례를 도 1에 도시한다. 실험의 상세한 것은 후술하지만, 도 1 중의 ○ 표시는, 5장의 단판 시료의 자속 밀도 B8의 평균값이 1.90T 이상이고, 또한, 자속 밀도 B8의 최대값과 최저값의 차가 0.030T 이하인 것을 나타낸다. 또한, 도 1 중의 ●은, 적어도, 5장의 단판 시료의 자속 밀도 B8의 평균값이 1.90T 미만이거나 자속 밀도 B8의 최대값과 최저값의 차가 0.030T를 초과하고 있는 것을 나타낸다. 도 1에서, 0.0020질량％ 내지 0.010질량％의 Ti 및／또는 0.010질량％ 내지 0.50질량％의 Cu가 강괴에 함유되어 있는 경우, 자속 밀도 B8의 평균값이 높고, 자속 밀도 B8의 편차가 작은 것이 명확하다.

이어서, 본 발명의 실시 형태에 관한 방향성 전자기 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 도 2는, 본 발명의 실시 형태에 관한 방향성 전자기 강판의 제조 방법을 나타내는 흐름도이다.

본 실시 형태에서는, 우선 소정의 조성의 방향성 전자기 강판용 용강의 주조를 행하여 슬래브를 제작한다(스텝 S1). 주조 방법은 특히 한정되지 않는다. 용강은 예를 들어 Si:2.5질량％ 내지 4.0질량％, C:0.01질량％ 내지 0.060질량％, Mn:0.05질량％ 내지 0.20질량％, 산 가용성 Al:0.020질량％ 내지 0.040질량％, N:0.002질량％ 내지 0.012질량％, S:0.001질량％ 내지 0.010질량％, P:0.01질량％ 내지 0.08질량％를 함유한다. 용강은 또한, Ti:0.0020질량％ 내지 0.010질량％ 및 Cu:0.010질량％ 내지 0.50질량％로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 함유한다. 즉, 용강은, Ti 및 Cu의 한쪽 또는 양쪽을 Ti:0.010질량％ 이하 및 Cu:0.50질량％ 이하의 범위에서, 적어도 Ti:0.0020질량％ 이상 또는, Cu:0.010질량％ 이상의 한쪽을 만족하도록 함유한다. 용강의 잔량부는 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 또한, 불가피 불순물에는, 방향성 전자기 강판의 제조 공정에서 인히비터를 형성하고, 고온 어닐링에 의한 순화 후에 방향성 전자기 강판 중에 잔존하고 있는 원소도 포함된다.

여기서, 상기한 용강의 조성의 수치 한정 이유에 대해 설명한다.

Si는, 방향성 전자기 강판의 전기 저항을 높여, 철손의 일부를 구성하는 와전류 손실을 저감하는데 극히 유효한 원소이다. Si 함유량이 2.5질량％ 미만이면 와전류 손실을 충분히 억제할 수 없다. 한편, Si 함유량이 4.0질량％를 초과하면, 가공성이 저하된다. 따라서, Si 함유량은 2.5질량％ 내지 4.0질량％로 한다.

C는, 1차 재결정에 의해 얻어지는 조직(1차 재결정 조직)을 제어하는 데 있어서 유효한 원소이다. C 함유량이 0.01질량％ 미만이면 이 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, C 함유량이 0.06질량％를 초과하면, 탈탄 어닐링에 필요로 하는 시간이 길어져, CO₂의 배출량이 많아진다. 또한, 탈탄 어닐링이 불충분하면, 양호한 자기 특성의 방향성 전자기 강판을 얻기 어렵다. 따라서, C 함유량은 0.01질량％ 내지 0.06질량％로 한다. 또한, 상술한 바와 같이, 종래의 기술에서는, C 함유량이 0.048질량％ 이하인 경우에 마무리 어닐링 후의 자기 특성의 편차가 특히 현저하기 때문에, 본 실시 형태는, C 함유량이 0.048질량％ 이하인 경우에 특히 유효하다.

Mn은, 방향성 전자기 강판의 비저항을 높여서 철손을 저감시킨다. Mn은, 열간 압연에 있어서 깨짐의 발생을 방지하는 작용도 나타낸다. Mn 함유량이 0.05질량％ 미만이면 이들 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, Mn 함유량이 0.20질량％를 초과하면, 방향성 전자기 강판의 자속 밀도가 저하한다. 따라서, Mn 함유량은 0.05질량％ 내지 0.20질량％로 한다.

산 가용성 Al은, 인히비터로서 작용하는 AlN을 형성하는 중요한 원소이다. 산 가용성 Al의 함유량이 0.020질량％ 미만이면 충분한 양의 AlN을 형성할 수 없어, 인히비터 강도가 부족하다. 한편, 산 가용성 Al의 함유량이 0.040질량％를 초과하면, AlN이 조대화되어, 인히비터 강도가 저하된다. 따라서, 산 가용성 Al의 함유량은 0.020질량％ 내지 0.040질량％로 한다.

N은, 산 가용성 Al과 반응하여 AlN을 형성하는 중요한 원소이다. 후술하는 바와 같이, 냉간 압연 후에 질화 처리가 행해지기 때문에, 방향성 전자기 강판용 강에 다량의 N이 함유되어 있을 필요는 없지만, N 함유량을 0.002질량％ 미만으로 하기 위해서는, 제강시에 큰 부하를 필요로 하는 경우가 있다. 한편, N 함유량이 0.012질량％를 초과하면, 냉간 압연시에 강판 중에 블리스터라고 불리는 공공이 발생되어 버린다. 따라서, N 함유량은 0.002질량％ 내지 0.012질량％로 한다. 블리스터의 가일층의 저감을 위해, N 함유량은 0.010질량％ 이하인 것이 바람직하다.

S는, Mn과 반응하여 MnS 석출물을 형성하는 중요한 원소이다. MnS 석출물은 주로 1차 재결정에 영향을 주고, 열간 압연에 기인하여 초래되는 1차 재결정 입성장의 장소적인 변동을 억제하는 작용을 나타낸다. Mn 함유량이 0.001질량％ 미만이면 이 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, Mn 함유량이 0.010질량％를 초과하면, 자기 특성이 저하되기 쉽다. 따라서, Mn 함유량은 0.001질량％ 내지 0.010질량％로 한다. 자기 특성의 가일층의 향상을 위해, Mn 함유량은 0.009질량％ 이하인 것이 바람직하다.

P는, 방향성 전자기 강판의 비저항을 높여서 철손을 저감시킨다. P 함유량이 0.01질량％ 미만이면 이 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, P 함유량이 0.08질량％를 초과하면, 냉간 압연이 곤란해지는 경우가 있다. 따라서, P 함유량은 0.01질량％ 내지 0.08질량％로 한다.

Ti는 N과 반응하여 TiN 석출물을 형성한다. 또한, Cu는 S와 반응하여 CuS 석출물을 형성한다. 그리고, 이들 석출물은, 마무리 어닐링에 있어서의 결정립의 성장을 코일의 부위에 의하지 않고 균일화하여, 방향성 전자기 강판의 자기 특성의 편차를 억제하는 작용을 나타낸다. 특히, TiN 석출물은 마무리 어닐링의 고온 영역에서의 입성장의 편차를 억제하고, 방향성 전자기 강판의 자기 특성의 편차를 작게 한다고 생각된다. 또한, CuS 석출물은 탈탄 어닐링 또는 마무리 어닐링의 저온 영역에 있어서의 입성장의 편차를 억제하여 방향성 전자기 강판의 자기 특성의 편차를 작게 한다고 생각된다. Ti 함유량이 0.0020질량％ 미만, 또한, Cu 함유량이 0.010질량％ 미만이면 이들 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, Ti 함유량이 0.010질량％를 초과하면, TiN 석출물이 과잉으로 형성되어, 마무리 어닐링 후에도 잔존해 버린다. 마찬가지로, Cu 함유량이 0.50질량％를 초과하면, CuS 석출물이 과잉으로 형성되어, 마무리 어닐링 후에도 잔존해 버린다. 그리고, 이들 석출물이 방향성 전자기 강판에 잔존하고 있으면, 높은 자기 특성을 얻는 것이 곤란해진다. 따라서, 용강은, Ti 및 Cu의 한쪽 또는 양쪽을, Ti:0.010질량％ 이하 및 Cu:0.50질량％ 이하의 범위에서, 적어도 Ti:0.0020질량％ 이상 또는 Cu:0.010질량％ 이상의 한쪽을 만족하도록 함유한다. 즉, 용강은, Ti:0.0020질량％ 내지 0.010질량％ 및 Cu:0.010질량％ 내지 0.50질량％로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 함유한다.

또한, Ti 함유량의 하한은 0.0020질량％인 것이 바람직하고, Ti 함유량의 상한은 0.0080질량％인 것이 바람직하다. 또한, Cu 함유량의 하한은 0.01질량％인 것이 바람직하고, Cu 함유량의 상한은 0.10질량％인 것이 바람직하다. 또한, Ti 함유량(질량％)을 [Ti], Cu 함유량(질량％)을 [Cu]로 표시했을 때, 「20×[Ti]+[Cu]≤0.18」의 관계가 성립되는 것이 보다 바람직하고, 「10×[Ti]+[Cu]≤0.07」의 관계가 성립되는 것이 바람직하다.

또한, 이하의 다양한 원소의 적어도 1종이 용강에 포함되어 있어도 좋다.

Cr 및 Sn은, 탈탄 어닐링시에 형성되는 산화층의 성질을 양호한 것으로 하고, 마무리 어닐링시에 이 산화층을 사용하여 형성되는 글래스 피막의 성질도 양호한 것으로 한다. 즉, Cr 및 Sn은, 산화층 및 글래스 피막의 형성의 안정화를 통해서, 자기 특성을 향상하고, 자기 특성의 편차를 억제한다. 단, Cr 함유량이 0.20질량％를 초과하면, 글래스 피막의 형성이 불안정해지는 경우가 있다. 또한, Sn 함유량이 0.20질량％를 초과하면, 강판의 표면이 산화되기 어려워져 글래스 피막의 형성이 불충분해지는 경우가 있다. 따라서, Cr 함유량 및 Sn 함유량은 모두 0.20질량％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 상기 효과를 충분히 얻기 위해, Cr 함유량 및 Sn 함유량은 모두 0.01질량％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, Sn은 입계 편석 원소이며, 2차 재결정을 안정화할 수 있는 효과도 있다.

또한, Sb:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Ni:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Se:0.005질량％ 내지 0.02질량％, Bi:0.005질량％ 내지 0.02질량％, Pb:0.005질량％ 내지 0.02질량％, B:0.005질량％ 내지 0.02질량％, V:0.005질량％ 내지 0.02질량％, Mo:0.005질량％ 내지 0.02질량％ 및／또는 As:0.005질량％ 내지 0.02질량％가 용강에 함유되어 있어도 좋다. 이들 원소는 모두 인히비터 강화 원소이다.

본 실시 형태에서는, 이러한 조성의 용강으로부터 슬래브를 제작한 후, 슬래브를 가열한다(스텝 S2). 이 가열의 온도는, 에너지 절약의 관점에서 1250℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 슬래브의 열간 압연을 행함으로써, 열간 압연 강판을 얻는다(스텝 S3). 열간 압연 강판의 두께는 특별히 한정되지 않고 예를 들어, 1.8 ㎜ 내지 3.5 ㎜로 한다.

그 후, 열간 압연 강판의 어닐링을 행함으로써, 어닐링 강판을 얻는다(스텝 S4). 어닐링의 조건은 특별히 한정되지 않고 예를 들어, 750℃ 내지 1200℃의 온도로 30초간 내지 10분간 행한다. 이 어닐링에 의해 자기 특성이 향상된다.

이어서, 어닐링 강판의 냉간 압연을 행함으로써, 냉간 압연 강판을 얻는다(스텝 S5). 냉간 압연은 1회만 행해도 되고, 복수회의 냉간 압연을, 사이에 중간 어닐링을 행하면서 행해도 된다. 중간 어닐링은, 예를 들어 750℃ 내지 1200℃의 온도로 30초간 내지 10분간 행하는 것이 바람직하다.

또한, 상기와 같은 중간 어닐링을 행하지 않고 냉간 압연을 행하면, 균일한 특성을 얻기 어려워지는 경우가 있다. 또한, 중간 어닐링을 사이에 행하면서 복수회의 냉간 압연을 행하면, 균일한 특성을 얻기 쉬워지지만, 자속 밀도가 낮아지는 경우가 있다. 따라서, 냉간 압연의 횟수 및 중간 어닐링의 유무는, 최종적으로 얻어지는 방향성 전자기 강판에 요구되는 특성 및 비용에 따라서 결정하는 것이 바람직하다.

또한, 어느 경우에도, 최종 냉간 압연의 압하율은 80％ 내지 95％로 하는 것이 바람직하다.

냉간 압연 후, 냉간 압연 강판에, 800℃ 내지 950℃의 수소 및 질소를 함유한 습윤 분위기 중에서 탈탄 어닐링을 행함으로써, 탈탄 어닐링 강판을 얻는다(스텝 S6). 탈탄 어닐링에 의해 강판 중의 탄소가 제거되어, 1차 재결정이 발생한다. 탈탄 어닐링의 온도가 800℃ 미만이면 1차 재결정에 의해 얻어지는 결정립(1차 재결정립)이 지나치게 작아서, 후의 2차 재결정이 충분히 발현되지 않는다. 한편, 탈탄 어닐링의 온도가 950℃를 초과하면, 1차 재결정립이 지나치게 커서, 후의 2차 재결정이 충분히 발현하지 않는다.

이어서, 탈탄 어닐링 강판에, 700℃ 내지 850℃의 수소, 질소 및 암모니아 등의 질화능을 갖는 가스를 함유하는 분위기 중에서 질화 처리를 행함으로써, 질화 처리 강판을 얻는다(스텝 S7). 질화 처리에 의해, 강판 중의 질소 함유량이 증가한다. 질화 처리의 온도가 700℃ 미만이거나, 850℃를 초과하면, 강판의 내부까지 질소가 확산되기 어렵고, 후의 2차 재결정이 충분히 발현되지 않는다.

그 후, 질화 처리 강판의 표면에 MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 물 슬러리로 도포하고, 질화 처리 강판을 코일 형상으로 권취한다. 그리고, 코일 형상의 질화 처리 강판에 배치식 마무리 어닐링을 행함으로써, 코일 형상의 마무리 어닐링 강판을 얻는다(스텝 S8). 마무리 어닐링에 의해, 2차 재결정이 발생한다.

그 후, 코일 형상의 마무리 어닐링 강판의 권취 및 어닐링 분리제의 제거를 행한다. 이어서, 마무리 어닐링 강판의 표면에 인산 알루미늄 및 콜로이드 실리카를 주성분으로 한 피복액을 도포하고, 이 베이킹을 행하여 절연 피막을 형성한다(스텝 S9).

이와 같이 하여 방향성 전자기 강판을 제조할 수 있다.

또한, 열간 압연의 대상으로 하는 강은, 용강의 주조에 의해 얻어지는 슬래브에 한정되지 않고, 소위 박 슬래브를 사용해도 좋다. 또한, 박 슬래브를 사용하는 경우, 반드시 1250℃ 이하의 슬래브 가열을 행하지 않아도 좋다.

실시예

다음에, 본 발명자들이 행한 실험에 대해 설명한다. 이들 실험에 있어서의 조건 등은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 예이며, 본 발명은 이들 예에 한정되는 것은 아니다.

(제1 실험)

우선, Si:3.2질량％, C:0.055질량％, Mn:0.10질량％, 산 가용성 Al:0.028질량％, N:0.003질량％, S:0.0060질량％ 및 P:0.030질량％를 함유하고, 또한, 표 1에 나타내는 양의 Ti 및 Cu를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 15종의 강괴를 진공 용해로를 사용하여 제작하였다. 이어서, 1150℃로 강괴의 어닐링을 1시간 행하고, 그 후, 열간 압연을 행하여 두께가 2.3 ㎜인 열간 압연 강판을 얻었다.

이어서, 1100℃로 열간 압연 강판의 어닐링을 120초간 행하여 어닐링 강판을 얻었다. 이어서, 어닐링 강판의 산세를 행하고, 그 후, 어닐링 강판의 냉간 압연을 행하여 두께가 0.23 ㎜인 냉간 압연 강판을 얻었다. 이어서, 860℃로 수증기, 수소 및 질소를 함유하는 가스 분위기 중에서 냉간 압연 강판의 탈탄 어닐링을 100초간 행하여 탈탄 어닐링 강판을 얻었다. 이어서, 770℃로 수소, 질소 및 암모니아를 함유하는 가스 분위기 중에서 탈탄 어닐링 강판의 질화 처리를 20초간 행하여 질화 처리 강판을 얻었다.

그 후, 질화 처리 강판의 표면에 MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 물 슬러리로 도포하였다. 그리고, 1200℃로 20시간의 마무리 어닐링을 행하여 마무리 어닐링 강판을 얻었다. 이어서, 마무리 어닐링 강판을 수세하고, 그 후, 폭이 60 ㎜, 길이가 300 ㎜인 단판 자기 측정용 크기로 전단하였다. 이어서, 마무리 어닐링 강판의 표면에 인산 알루미늄 및 콜로이드 실리카를 주성분으로 하는 피복액을 도포하고, 이 베이킹을 행하여 절연 피막을 형성하였다. 이와 같이 하여, 방향성 전자기 강판의 시료를 얻었다.

그리고, 각 방향성 전자기 강판의 자속 밀도 B8을 측정하였다. 자속 밀도 B8은, 상술한 바와 같이, 50Hz에서 800A/m의 자장이 인가되었을 때에, 방향성 전자기 강판에 발생하는 자속 밀도이다. 또한, 시료마다, 5장의 측정용 단판 시료의 자속 밀도 B8을 측정하였다. 그리고, 시료마다, 평균값 「평균 B8」, 최고값 「B8 max」 및 최저값 「B8 min」을 구하였다. 또한, 최고값 「B8 max」와 최저값 「B8 min」의 차 「ΔB8」도 구하였다. 차 「ΔB8」은, 자기 특성의 변동 폭을 나타내는 지표이다. 이들 결과를 Ti 함유량 및 Cu 함유량과 함께 표 1에 나타낸다. 또한, 평균값 「평균 B8」 및 차 「ΔB8」에 기초한 평가 결과를 도 1에 도시한다. 상술한 바와 같이, 도 1 중의 ○ 표시는, 평균값 「평균 B8」이 1.90T 이상이고, 또한, 차 「ΔB8」이 0.030T 이하인 것을 나타낸다. 또한, 도 1 중의 ●은, 평균값 「평균 B8」이 1.90T 미만이거나, 차 「ΔB8」이 0.030T를 초과하고 있는 것을 나타낸다.

표 1 및 도 1에 나타낸 바와 같이, Ti 함유량 및 Cu 함유량이 본 발명 범위 내에 있는 시료 No.2 내지 No.4, No.6 내지 No.9 및 No.11 내지 No.15에서는, 평균값 「평균 B8」이 1.90T 이상으로 크고, 차 「ΔB8」이 0.030T 이하로 작았다. 즉, 높은 자기 특성이 얻어지고, 자기 특성의 편차가 작았다.

특히, Ti 함유량(질량％)을 [Ti], Cu 함유량(질량％)을 [Cu]로 표시했을 때, 「20×[Ti]+[Cu]≤0.18」의 관계가 성립되는 시료 No.11, No.13 및 No.15에 있어서, 평균값 「평균 B8」 및 차 「ΔB8」의 균형이 양호하였다. 그 중에서도, 「10×[Ti]+[Cu]≤0.07」의 관계가 성립되는 시료 No.15에 있어서, 평균값 「평균 B8」 및 차 「ΔB8」의 균형이 극히 양호하였다.

한편, Ti 함유량이 0.0020질량％ 미만, 또한, Cu 함유량이 0.010질량％ 미만의 시료 No.1에서는, 차 「ΔB8」이 0.030T 초과로 컸다. 즉, 자기 특성의 편차가 컸다. 또한, Ti 함유량이 0.010질량％를 초과하는 시료 No.5 및 Cu 함유량이 0.50질량％를 초과하는 시료 No.10에서는, 석출물이 다량으로 포함되어, 마무리 어닐링에 영향을 미친 결과, 평균값 「평균 B8」이 1.90T 미만으로 작았다. 즉, 충분히 높은 자기 특성을 얻을 수 없었다.

(제2 실험)

우선, Si:3.2질량％, C:0.051질량％, Mn:0.09질량％, 산 가용성 Al:0.026질량％, N:0.004질량％, S:0.0053질량％ 및 P:0.027질량％, Ti:0.0024질량％ 및Cu:0.029질량％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강괴를, 진공 용해로를 사용하여 제작하였다. 이어서, 1150℃로 강괴의 어닐링을 1시간 행하고, 그 후, 열간 압연을 행하여 두께가 2.4 ㎜인 열간 압연 강판을 얻었다.

이어서, 1090℃로 열간 압연 강판의 어닐링을 120초간 행하여 어닐링 강판을 얻었다. 이어서, 어닐링 강판의 산세를 행하고, 그 후, 어닐링 강판의 냉간 압연을 행하여 두께가 0.23 ㎜인 냉간 압연 강판을 얻었다. 이어서, 냉간 압연 강판으로부터 8장의 어닐링용 강판을 잘라내고, 표 2에 나타내는 790℃ 내지 960℃의 온도 T1로 수증기, 수소 및 질소를 함유하는 가스 분위기 중에서 강판의 탈탄 어닐링을 80초간 행하여 탈탄 어닐링 강판을 얻었다. 이어서, 표 2에 나타내는 680℃ 내지 880℃의 온도 T2로 수증기, 수소, 질소 및 암모니아를 함유하는 가스 분위기 중에서 탈탄 어닐링 강판의 질화 처리를 20초간 행하여 질화 처리 강판을 얻었다.

그 후, 질화 처리 강판의 표면에 MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 물 슬러리로 도포하였다. 그리고, 1200℃로 20시간의 마무리 어닐링을 행하여 마무리 어닐링 강판을 얻었다. 이어서, 제1 실험과 마찬가지로 하여, 수세로부터 절연 피막의 형성까지의 처리를 행하고, 방향성 전자기 강판의 시료를 얻었다.

그리고, 제1 실험과 마찬가지로 하여, 시료마다 평균값 「평균 B8」, 최고값 「B8 max」, 최저값 「B8 min」 및 차 「ΔB8」을 구하였다. 이들 결과를 온도 T1 및 온도 T2와 함께 표 2에 나타낸다.

표 2에 나타내는 바와 같이, 탈탄 어닐링의 온도 T1 및 질화 처리의 온도 T2가 본 발명 범위 내에 있는 시료 No.22 내지 No.24 및 No.27에서는, 평균값 「평균 B8」이 1.90T 이상으로 크고, 차 「ΔB8」이 0.030T 이하로 작았다. 즉, 높은 자기 특성이 얻어지고, 자기 특성의 편차가 작았다.

한편, 탈탄 어닐링의 온도 T1이 800℃ 미만의 시료 No.21에서는, 평균값 「평균 B8」이 1.90T 미만으로 작았다. 탈탄 어닐링의 온도 T1이 950℃ 초과의 시료 No.25에서는, 차 「ΔB8」이 0.030T 초과로 크고, 평균값 「평균 B8」이 1.90T 미만으로 작았다. 또한, 질화 처리의 온도 T2가 700℃ 미만의 시료 No.26에서는, 평균값 「평균 B8」이 1.90T 미만으로 작았다. 질화 처리의 온도 T2가 850℃ 초과의 시료 No. 28에서는, 차 「ΔB8」이 0.030T 초과로 크고, 평균값 「평균 B8」이 1.90T 미만으로 작았다.

(제3 실험)

우선, Si:3.2질량％, Mn:0.09질량％, 산 가용성 Al:0.026질량％, N:0.004질량％, S:0.0053질량％, P:0.027질량％를 함유하고, 또한, 표 3에 나타내는 양의 C, Ti 및 Cu를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 20종의 강괴를 진공 용해로를 사용하여 제작하였다. 이어서, 1150℃로 강괴의 어닐링을 1시간 행하고, 그 후, 열간 압연을 행하여 두께가 2.4 ㎜인 열간 압연 강판을 얻었다.

이어서, 1090℃로 열간 압연 강판의 어닐링을 120초간 행하여 어닐링 강판을 얻었다. 이어서, 어닐링 강판의 산세를 행하고, 그 후, 어닐링 강판의 냉간 압연을 행하여 두께가 0.23 ㎜인 냉간 압연 강판을 얻었다. 이어서, 냉간 압연 강판으로부터 어닐링용 강판을 잘라내고, 860℃로 수증기, 수소 및 질소를 함유하는 가스 분위기 중에서 강판의 탈탄 어닐링을 80초간 행하여 탈탄 어닐링 강판을 얻었다. 이어서, 760℃로 수증기, 수소, 질소 및 암모니아를 함유하는 가스 분위기 중에서 탈탄 어닐링 강판의 질화 처리를 20초간 행하여 질화 처리 강판을 얻었다.

그리고, 제1 실험과 마찬가지로 하여, 시료마다 평균값 「평균 B8」, 최고값 「B8 max」, 최저값 「B8 min」 및 차 「ΔB8」을 구하였다. 이들 결과를 C 함유량, Ti 함유량 및 Cu 함유량과 함께 표 3에 나타낸다.

표 3에 나타낸 바와 같이, C 함유량, Ti 함유량 및 Cu 함유량이 본 발명 범위 내에 있는 시료 No.32 내지 No.34, No.37 내지 No.39, No.42 내지 No.44 및 No.47 내지 No.49에서는, 평균값 「평균 B8」이 1.90T 이상으로 크고, 차 「ΔB8」이 0.025T 이하로 작았다. 즉, 높은 자기 특성이 얻어지고, 자기 특성의 편차가 작았다. 특히, C 함유량이 적은 경우에, 양호한 결과가 얻어졌다.

또한, Ti 함유량이 0.0020 질량 내지 0.080질량％, Cu 함유량이 0.010 질량 내지 0.10질량％이며, 「20×[Ti]+[Cu]≤0.18」의 관계가 성립되는 시료 No.32, No.33, No.37, No.38, No.42, No.43, No.47 및 No.48에 있어서, 평균값 「평균 B8」 및 차 「ΔB8」의 균형이 양호하였다. 그 중에서도, 「10×[Ti]+[Cu]≤0.07」의 관계가 성립되는 시료 No.32, No.37, No.42 및 No.47에 있어서, 평균값 「평균 B8」 및 차 「ΔB8」의 균형이 극히 양호하였다.

한편, Ti 함유량이 0.010질량％ 미만, 또한, Cu 함유량이 0.50질량％ 미만의 시료 No.31, No.36, No.41 및 No.46에서는, 차 「ΔB8」이 0.030T 초과로 컸다. 그 중에서도, C 함유량이 낮은 시료 No.31, No.36에서는, 또한, 평균값 「평균 B8」이 1.90T 미만으로 작았다. 또한, Ti 함유량이 0.010질량％를 초과하고, Cu 함유량이 0.50질량％를 초과하는 시료 No.35, No.40, No.45 및 No.50에서는, 평균값 「평균 B8」이 1.90T 미만으로 작았다.

(제4 실험)

우선, Si:3.2질량％, C:0.048질량％, Mn:0.08질량％, 산 가용성 Al:0.028질량％, N:0.004질량％, S:0.0061질량％, P:0.033질량％, Ti:0.0024질량％ 및Cu:0.029질량％를 함유하고, 또한, 표 4에 나타내는 양의 Cr 및 Sn을 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 10종의 강괴를, 진공 용해로를 사용하여 제작하였다. 이어서, 1100℃로 강괴의 어닐링을 1시간 행하고, 그 후, 열간 압연을 행하여 두께가 2.3 ㎜인 열간 압연 강판을 얻었다.

이어서, 1080℃로 열간 압연 강판의 어닐링을 120초간 행하여 어닐링 강판을 얻었다. 이어서, 어닐링 강판의 산세를 행하고, 그 후, 어닐링 강판의 냉간 압연을 행하여 두께가 0.23 ㎜인 냉간 압연 강판을 얻었다. 이어서, 870℃로 수증기, 수소 및 질소를 함유하는 가스 분위기 중에서 냉간 압연 강판의 탈탄 어닐링을 90초간 행하여 탈탄 어닐링 강판을 얻었다. 이어서, 760℃로 수소, 질소 및 암모니아를 함유하는 가스 분위기 중에서 탈탄 어닐링 강판의 질화 처리를 20초간 행하여 질화 처리 강판을 얻었다.

그리고, 제1 실험과 마찬가지로 하여, 시료마다, 평균값 「평균 B8」, 최고값 「B8 max」, 최저값 「B8 min」 및 차 「ΔB8」을 구하였다. 이들 결과를 Cr 함유량 및 Sn 함유량과 함께 표 4에 나타낸다.

표 4에 나타내는 바와 같이, 시료 No.51 내지 60의 어느 경우에서도, 평균값「평균 B8」이 1.90T 이상으로 크고, 차 「ΔB8」이 0.030T 이하로 작았다. 즉, 높은 자기 특성이 얻어지고, 자기 특성의 편차가 작았다. 그 중에서도, 0.010질량％ 내지 0.20질량％의 Cr 및／또는, 0.010질량％ 내지 0.20질량％의 Sn을 함유하는 시료 No.52, No.53, No.55, No.56, No.58 내지 No.60에서는, 평균값 「평균 B8」이 1.91T 이상으로 특히 크고, 차 「ΔB8」이 0.025T 이하로 특히 작았다.

<산업상 이용가능성>

본 발명은, 예를 들어, 전자기 강판 제조 산업 및 전자기 강판 이용 산업에 있어서 이용할 수 있다.

Claims

Si:2.5질량％ 내지 4.0질량％, C:0.01질량％ 내지 0.060질량％, Mn:0.05질량％ 내지 0.20질량％, 산 가용성 Al:0.020질량％ 내지 0.040질량％, N:0.002질량％ 내지 0.012질량％, S:0.001질량％ 내지 0.010질량％ 및 P:0.01질량％ 내지 0.08질량％를 함유하고, 또한, Ti:0.0020질량％ 내지 0.010질량％ 및 Cu:0.010질량％ 내지 0.50질량％로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강의 열간 압연을 행하여 열간 압연 강판을 얻는 공정과,
상기 열간 압연 강판의 어닐링을 행하여 어닐링 강판을 얻는 공정과,
상기 어닐링 강판의 냉간 압연을 행하여 냉간 압연 강판을 얻는 공정과,
상기 냉간 압연 강판의 탈탄 어닐링을 800℃ 내지 950℃의 온도에서 행하여 탈탄 어닐링 강판을 얻는 공정과,
이어서, 상기 탈탄 어닐링 강판의 질화 처리를 700℃ 내지 850℃에서 행하여 질화 처리 강판을 얻는 공정과,
상기 질화 처리 강판의 마무리 어닐링을 행하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 강의 열간 압연을, 상기 강을 1250℃ 이하의 온도로 가열하고 나서 행하는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
제1항에 있어서, 상기 강은, 또한, Cr:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Sn:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Sb:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Ni:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Se:0.005질량％ 내지 0.02질량％, Bi:0.005질량％ 내지 0.02질량％, Pb:0.005질량％ 내지 0.02질량％, B:0.005질량％ 내지 0.02질량％, V:0.005질량％ 내지 0.02질량％, Mo:0.005질량％ 내지 0.02질량％ 및 As:0.005질량％ 내지 0.02질량％로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
제2항에 있어서, 상기 강은, 또한, Cr:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Sn:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Sb:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Ni:0.010질량％ 내지 0.20질량％, Se:0.005질량％ 내지 0.02질량％, Bi:0.005질량％ 내지 0.02질량％, Pb:0.005질량％ 내지 0.02질량％, B:0.005질량％ 내지 0.02질량％, V:0.005질량％ 내지 0.02질량％, Mo:0.005질량％ 내지 0.02질량％ 및 As:0.005질량％ 내지 0.02질량％로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
제1항에 있어서, 상기 강의 Ti 함유량은 0.0020질량％ 내지 0.0080질량％이며,
상기 강의 Cu 함유량은 0.01질량％ 내지 0.10질량％이며,
상기 강의 Ti 함유량(질량％)을 [Ti], Cu 함유량(질량％)을 [Cu]로 표시했을 때, 「20×[Ti]+[Cu]≤0.18」의 관계가 성립되는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
제2항에 있어서, 상기 강의 Ti 함유량은 0.0020질량％ 내지 0.0080질량％이며,
상기 강의 Cu 함유량은 0.01질량％ 내지 0.10질량％이며,
상기 강의 Ti 함유량(질량％)을 [Ti], Cu 함유량(질량％)을 [Cu]라 표시했을 때, 「20×[Ti]+[Cu]≤0.18」의 관계가 성립되는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
제3항에 있어서, 상기 강의 Ti 함유량은 0.0020질량％ 내지 0.0080질량％이며,
상기 강의 Cu 함유량은 0.01질량％ 내지 0.10질량％이며,
상기 강의 Ti 함유량(질량％)을 [Ti], Cu 함유량(질량％)을 [Cu]로 표시했을 때, 「20×[Ti]+[Cu]≤0.18」의 관계가 성립되는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
제4항에 있어서, 상기 강의 Ti 함유량은 0.0020질량％ 내지 0.0080질량％이며,
상기 강의 Cu 함유량은 0.01질량％ 내지 0.10질량％이며,
상기 강의 Ti 함유량(질량％)을 [Ti], Cu 함유량(질량％)을 [Cu]로 표시했을 때, 「20×[Ti]+[Cu]≤0.18」의 관계가 성립되는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
제5항에 있어서, 「10×[Ti]+[Cu]≤0.07」의 관계가 성립되는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
제6항에 있어서, 「10×[Ti]+[Cu]≤0.07」의 관계가 성립되는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
제7항에 있어서, 「10×[Ti]+[Cu]≤0.07」의 관계가 성립되는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자기 강판의 제조 방법.
제8항에 있어서, 「10×[Ti]+[Cu]≤0.07」의 관계가 성립되는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자기 강판의 제조 방법.