KR20140073569A

KR20140073569A - 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140073569A
Application number: KR1020147012217A
Authority: KR
Inventors: 마사히로 후지쿠라; 요시유키 우시가미; 데스슈 무라카와; 신이치 가나오; 마코토 아타케; 다케루 이치에; 고지로 호리
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-11-11
Filing date: 2012-11-09
Publication date: 2014-06-16
Also published as: TWI479029B; US20170260598A1; US10214791B2; PL3575431T3; EP3575431A1; IN2014DN03203A; EP2778244A4; US9728312B2; US20140238558A1; CN103930583A; BR112014011159A2; KR101598312B1; CN103930583B; JPWO2013069754A1; PL2778244T3; EP2778244A1; EP2778244B1; JP5605518B2; TW201333216A; EP3575431B1

Abstract

질량％로, C:0.005％ 이하, Si:0.1％∼2.0％, Mn:0.05％∼0.6％, P:0.100％ 이하, Al:0.5％ 이하를 함유하고, 평균 직경 10㎚∼200㎚의 비자성 석출물 AlN을, 개수 밀도 10개/㎛³ 이하 함유하고, 압연 방향 및 압연 직각 방향의 평균의 자속 밀도 B50이 1.75T 이상인 무방향성 전자 강판. 이 무방향성 전자 강판은, 750℃∼Ac1 변태점의 온도에서 열간 압연 어닐링을 실시하는 방법과, 코일의 권취 온도를 780℃ 이상으로 하여 자기 어닐링하는 방법의 2개의 방법으로 제조할 수 있다.

Description

무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법{ANISOTROPIC ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, α-γ 변태(페라이트-오스테나이트 변태)를 갖는 자기 특성이 우수한 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본원은, 2011년 11월 11일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-247637호 및 2011년 11월 11일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-247683호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근의 각종 전기 기기의 고효율화 요구의 고조에 따라, 철심으로서 사용되는 무방향성 전자 강판에는, 고자속 밀도화와 저철손화가 요구되고 있다. 특히 높은 자속 밀도의 강판을 제작하기 위해서는 저Si의 강이 유리하지만, 그것은 필연적으로 α-γ 변태를 갖는 성분 조성 범위의 강을 이용하게 된다. 저Si의 무방향성 전자 강판에 있어서, 자기 특성을 향상시키는 방법이 다수 제안되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1에는, Ar3 변태점 이상에서 열간 압연을 종료하고, Ar3 변태점으로부터 Ar1 변태점의 온도 영역을 5℃/sec 이하로 완냉하는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 이 냉각 속도를 실기의 열간 압연에서 행하는 것은 곤란하다.

또한, 특허문헌 2에는, 강에 Sn을 첨가하고, Sn 농도에 따라 열간 압연의 마무리 온도를 제어하고, 높은 자속 밀도를 얻는 방법이 제안되어 있다. 그러나 이 방법은 Si 농도가 0.4％ 이하로 한정되어 있어, 낮은 철손을 얻기 위해서는 불충분하다.

또한, 특허문헌 3에는, 열간 압연 시의 가열 온도나 마무리 온도를 한정함으로써, 높은 자속 밀도와 변형 제거 어닐링 시의 입성장성이 우수한 강판이 제안되어 있다. 이 방법은, 열간 압연 어닐링을 대신하는 자기 어닐링 등의 공정이 없으므로, 높은 자속 밀도를 얻는 것은 되어 있지 않다.

또한, 특허문헌 4는, 열간 압연에 있어서, 마무리 압연 전의 조바아를 온라인에서 가열하고, 열간 압연의 마무리 온도를 Ar1＋20℃ 이상으로 하고, 권취 온도를 640∼750℃로 하는 것이 제안되어 있다. 그런데, 이 방법은 석출물의 무해화를 목적으로 하고 있어, 높은 자속 밀도는 얻어지고 있지 않다.

일본 특허 출원 공개 평6-192731호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-241554호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-217744호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-61257호 공보

본 발명의 과제는, α-γ 변태를 갖는 무방향성 전자 강판이며, 보다 고자속 밀도이며, 또한 저철손인 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명은, 강의 성분 조성과 함께 열간 압연 조건을 최적화함으로써, 열간 압연 어닐링 후의 조직, 혹은, 자기 어닐링 후의 조직을 조대화시켜, 냉간 압연, 마무리 어닐링 후의 제품의 자속 밀도를 높이는 것이다.

그와 같이 이루어진 본 발명은 다음과 같다.

(1)질량％로,

C:0.005％ 이하,

Si:0.1％∼2.0％,

Mn:0.05％∼0.6％,

P:0.100％ 이하,

Al:0.5％ 이하

를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물이며,

평균 직경 10㎚∼200㎚의 비자성 석출물 AlN을, 개수 밀도 10개/㎛³ 이하 함유하고, 또한, 미재결정 조직을 포함하지 않는 페라이트립으로 이루어지는 조직이며, 상기 페라이트립의 평균 입경이 30㎛∼200㎛이며,

압연 방향 및 압연 직각 방향의 평균의 자속 밀도 B50이 1.75T 이상인 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.

(2)질량％로, Sn, Sb 중 적어도 한쪽을 0.05％∼0.2％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 무방향성 전자 강판.

(3)질량％로, B를 0.0005％∼0.0030％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 무방향성 전자 강판.

(4)질량％로,

C:0.005％ 이하,

Si:0.1％∼2.0％,

Mn:0.05％∼0.6％,

P:0.100％ 이하,

Al:0.5％ 이하

를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물인 강 조성을 갖는 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열간 압연 강판을 얻는 공정과,

상기 열간 압연 강판에 열간 압연 어닐링을 실시하여 열간 압연 어닐링 강판을 얻는 공정과,

상기 열간 압연 어닐링 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉간 압연 강판을 얻는 공정과,

상기 냉간 압연 강판에 마무리 어닐링을 실시하는 공정을 갖고,

상기 열간 압연에 있어서, 상기 슬래브의 가열 온도를 1050℃∼1250℃, 마무리 압연의 종료 온도를 800℃∼(Ar1 변태점＋20℃), 코일의 권취 온도를 500℃∼700℃로 하고,

상기 열간 압연 어닐링에 있어서의 어닐링 온도를 750℃∼Ac1 변태점으로 하고, 상기 마무리 어닐링에 있어서의 어닐링 온도를 800℃∼Ac1 변태점으로 하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.

(5)상기 슬래브는, 질량％로, Sn, Sb 중 적어도 한쪽을 0.05％∼0.2％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (4)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법.

(6)상기 슬래브는, 질량％로, B를 0.0005％∼0.0030％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (4) 또는 (5)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법.

(7)질량％로,

C:0.005％ 이하,

Si:0.1％∼2.0％,

Mn:0.05％∼0.6％,

P:0.100％ 이하,

Al:0.5％ 이하

상기 열간 압연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉간 압연 강판을 얻는 공정과,

상기 열간 압연에 있어서, 상기 슬래브의 가열 온도를 1050℃∼1250℃, 마무리 압연의 종료 온도를 800℃∼(Ar1 변태점＋20℃), 코일의 권취 온도를 780℃ 이상으로 하고,

상기 마무리 어닐링에 있어서의 어닐링 온도를 800℃∼Ac1 변태점으로 하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.

(8)상기 슬래브는, 질량％로, Sn, Sb 중 적어도 한쪽을 0.05％∼0.2％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (7)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법.

(9)상기 슬래브는, 질량％로, B를 0.0005％∼0.0030％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는 (7) 또는 (8)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법.

여기서 B50은, 50㎐, 5000A/m의 자장을 인가하였을 때의 자속 밀도이다.

본 발명에 의해, 보다 고자속 밀도이며, 또한 저철손인 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1은 열간 압연 어닐링의 유지 시간을 변화시킨 경우의, 열간 압연의 마무리 온도 FT와 평균 자속 밀도 B50의 관계의 변화를 나타내는 도면이다.
도 2는 열간 압연 어닐링의 유지 시간을 변화시킨 경우의, 열간 압연의 마무리 온도 FT와 철손 W15/50의 관계의 변화를 나타내는 도면이다.
도 3은 열간 압연의 마무리 온도 FT가 1060℃, 열간 압연 어닐링이 850℃×120분의 조건에서 처리한 재료를 냉간 압연 후에 마무리 어닐링한 강판에 관찰된 꺾임의 일례를 나타내는 사진이다.
도 4는 열간 압연 어닐링 후의 단면의 금속 조직을 나타내는 사진이다.
도 5는 미세 석출물의 관찰 결과(SEM 50000배)를 나타내는 사진이다.

우선 본 발명을 유도하는 것에 도달한 실험 결과에 대해 서술한다.

질량％로, C:0.0011％, Si:0.7％, Mn:0.17％, P:0.073％, Al:0.31％ 및 Sn:0.095％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성의 강을 사용한 강괴를 실험실적으로 용제하였다. 포마스터 시험에서, 이 강의 Ar1 변태점은 963℃, Ar3 변태점은 1020℃, Ac1 변태점은 1060℃인 것을 확인하였다.

다음으로, 그 강괴를 1150℃의 온도에서 1시간 가열하고, 열간 압연을 실시하였다. 이때, 마무리 압연 종료 온도 FT를 880℃∼1080℃의 범위에서 변화시켰다. 또한, 마무리 두께는 2.5㎜였다.

다음으로, 얻어진 열간 압연 강판에, 온도 850℃, 유지 시간 1∼120분의 열간 압연 어닐링을 실시하거나, 혹은, 열간 압연 어닐링을 실시하지 않고, 강판을 산세하고, 강판의 두께가 0.5㎜로 될 때까지 냉간 압연하고, 또한 900℃, 30초의 마무리 어닐링을 행하였다.

그리고, 얻어진 마무리 어닐링 강판으로부터 55㎜×55㎜의 시험편을 잘라내고, JIS C 2556에 정하는 여자 전류법에 의해, 압연 방향(L 방향) 및 압연 방향에 직각인 방향(C 방향)의 자기 측정을 행하였다. 도 1에, 열간 압연 어닐링의 유지 시간을 변화시킨 경우의, 마무리 압연 종료 온도 FT와 L·C 방향의 평균 자속 밀도 B50의 관계를 나타낸다. 또한, 도 2에는, 열간 압연 어닐링의 유지 시간을 변화시킨 경우의, 마무리 압연 종료 온도 FT와 철손 W15/90의 관계를 나타낸다.

열간 압연 어닐링을 실시하지 않은 경우, 평균 자속 밀도 B50은, 마무리 압연 종료 온도 FT가 Ar1 변태점 근방에서 가장 높다. 유지 시간 1분에서는, 마무리 압연 종료 온도 FT가 Ar1 변태점 이하인 경우, 재료의 평균 자속 밀도 B50이 급격하게 상승하고, 마무리 압연 종료 온도 FT가 낮을수록 평균 자속 밀도 B50은 높아진다. 유지 시간이 15분에서도 마찬가지의 경향으로, 평균 자속 밀도 B50은 1.79T에 달한다. 120분 유지하면, 마무리 압연 종료 온도 FT가 Ar1 변태점 이상인 경우, 재료의 평균 자속 밀도 B50이 급격하게 증가하고, 마무리 압연 종료 온도 FT에 관계없이 1.81T 전후로 되었다.

그러나 한편, 마무리 압연 종료 온도 FT가 1060℃, 열간 압연 어닐링 조건이 어닐링 온도 850℃이며 유지 시간 120분으로 한 경우의 냉간 압연을 거쳐 마무리 어닐링을 행한 후의 마무리 어닐링 강판에는, 도 3에 나타내는 바와 같은 압연 직각 방향으로 신장되는, 복수의 판 두께 방향으로 관통하는 꺾임이 관찰되었다. 또한, 도 3에 꺾임부를 점선으로 나타냈다.

실제 제품에서 이러한 꺾임이 발생하면 점적률의 저하에 연결된다. 표 1에 꺾임이 관찰된 조건을 나타내는데, 이러한 꺾임의 현상은 마무리 압연 종료 온도 FT가 높고, 열간 압연 어닐링의 유지 시간이 긴 경우에 관찰된다.

다음으로, 꺾임의 발생 원인을 찾기 위해, 마무리 압연 종료 온도 FT의 다른 열간 압연 강판에 대해, 다른 조건에서 열간 압연 어닐링을 실시한 열간 압연 어닐링 강판의 조직을 조사하였다. 도 4에, 열간 압연 어닐링 후의 단면 조직을 나타낸다.

마무리 압연 종료 온도 FT가 880℃(α 영역)인 열간 압연 어닐링 강판에서는, 유지 시간과 함께 균일하게 입성장하는 것을 알 수 있다. 한편, 마무리 압연 종료 온도 FT가 1060℃(γ 영역)인 경우, 유지 시간이 15분에서는 조직은 미세하지만, 유지 시간이 120분으로 되면 급격하게 조직이 성장하고 있다. 이것으로부터, 마무리 어닐링 강판에 보이는 꺾임은, 냉간 압연 전의 조직이 지나치게 크므로, 냉간 압연, 재결정 후에 강판에 꺾임이 발생한 것으로 생각된다.

또한, 이러한 열간 압연 어닐링 후의 조직 변화의 원인을 찾기 위해, 마무리 압연 종료 온도 FT가 880℃와 1060℃인 열간 압연 직후의 열간 압연 강판에 대해 SEM(Scanning Electron Microscope)을 사용하여 미세 조직의 관찰을 행하였다. 도 5에 미세 조직 관찰의 결과를 나타낸다. 마무리 압연 종료 온도 FT가 1060℃인 경우, 입계에 미세 석출물이 관찰되고, 이 미세 석출물이 AlN인 것이 확인되었다. 이 미세한 AlN은 어닐링의 유지 시간이 짧을 때에는 입성장이 억제되지만, 장시간으로 되면 라이프닝하여 입계의 피닝이 해제되고, 이상 입성장이 일어난다고 추측된다. 한편, 마무리 압연 종료 온도 FT가 880℃인 경우, 입계의 미세 석출물은 관찰되지 않았다. 따라서 이 경우에는, 정상적으로 입성장한다. 이 AlN의 석출에 차이가 나오는 메커니즘은 명확하지 않지만, 하기와 같이 생각된다.

AlN은, 그 용해도가 γ상보다도 α상에서 작아지므로, 모상이 γ상으로부터 α상으로 변태하면 다량으로 석출된다. 한편, γ상의 입자에 가공을 실시하면, 변태 전의 γ상의 조직은, 경우에 따라서는 미재결정 조직을 포함하고, 재결정하였다고 해도 그 입경은 압하 전의 γ상의 입경보다 작다. 그리고 모상이 변태하면, 구γ상의 입계를 석출 사이트로 하여 α핵이 발생하고, 미세한 α상 조직으로 된다. 변태와 동시에 AlN은 석출되기 쉬워지므로, α상의 입자의 입계는 석출 사이트로 되고, AlN은 미세하게 다량으로 석출된다.

상기 실험으로부터, α-γ 변태를 갖는 성분 조성을 갖는 강에 있어서 우수한 자기 특성을 얻기 위해서는 열간 압연 강판에 어닐링을 실시하는 것이 중요하지만, 냉간 압연 후의 마무리 어닐링 후의 강판에 꺾임을 생성시키는 이상 입성장을 시키지 않기 위해, 열간 압연의 마무리 압연 종료 온도를 Ar1 근방보다도 저하시키는 것이 필요한 것을 알 수 있었다.

본 발명은, 이러한 검토 결과에 기초하여 이루어진 것이며, 이하, 본 발명에서 규정하는 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법의 요건에 대해, 순차적으로 상세하게 서술한다.

우선, 본 발명의 무방향성 전자 강판에 사용하는 강의 성분 조성의 한정 이유에 대해 설명한다. 이하에서 함유량의 ％는, 질량％를 의미한다.

<C:0.005％ 이하>

C는 철손을 열화시키고, 자기 시효의 원인으로도 되는 유해한 원소이므로, 0.005％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.003％ 이하이다. 0％도 포함한다.

<Si:0.1％∼2.0％>

Si는 강의 고유 저항을 증가시켜 철손을 저하시키는 원소이며, 하한은 0.1％로 한다. 과잉의 첨가는 자속 밀도를 저하시킨다. 따라서 Si의 상한은 2.0％로 한다. 바람직하게는 0.1％∼1.6％이다.

<Mn:0.05％∼0.6％>

Mn은 강의 고유 저항을 높이고, 또한 황화물을 조대화하여 무해화한다. 단, 과잉의 첨가는 강의 취화, 비용의 상승에 연결된다. 따라서 0.05％∼0.6％로 한다. 바람직하게는 0.1％∼0.5％이다.

<P:0.100％ 이하>

P는 재결정 후의 강판의 경도를 확보하기 위해 첨가한다. 과잉의 첨가는 강의 취화를 초래한다. 따라서 0.100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.001％∼0.08％이다.

<Al:0.5％ 이하>

Al은 N과 결합하여 AlN을 형성하기 쉽다. 이후에 서술하는 열간 압연의 방법을 적용함으로써, 미세 석출을 방지할 수 있지만, 지나치게 많으면 그 열간 압연의 방법을 이용해도 미세하게 석출되는 경향을 갖는다. 따라서, 0.5％ 이하로 한다. 한편 탈산에 유효한 원소이기도 하다. 바람직하게는, 0.03％∼0.4％이다.

<Sn, Sb 중 적어도 한쪽:0.05％∼0.2％>

Sn이나 Sb는 냉간 압연, 재결정 후의 집합 조직을 개선하여, 그 자속 밀도를 향상시키기 위해 필요에 따라 첨가된다. 단, 과잉의 첨가는 강을 취화시킨다. 이로 인해, 첨가하는 경우에는 0.05％∼0.2％로 하는 것이 좋다. 바람직하게는 0.05％∼0.15％이다.

<B:0.0005％∼0.0030％>

B는 BN을 형성하고, Al에 우선하여 N을 고정하여, 강판이 γ상으로부터 α상으로 변태하였을 때의 AlN의 미세 석출을 억제하는 작용이 있고, 이로 인해 필요에 따라 첨가된다. 그러나 과잉으로 첨가하면, 고용되어 집합 조직을 열화시키고, 자속 밀도를 저하시킨다. 이로 인해, 첨가하는 경우에는 0.0005％∼0.0030％로 하는 것이 좋다. 바람직하게는 0.001％∼0.002％이다.

<N>

앞서 기술한 바와 같이, 본 발명에서는 AlN의 미세 석출을 억제함으로써 우수한 자기 특성을 얻고자 하는 것이다. 전제로 하고 있는 질소 함유량은 통상의 범위의 것이며 특별히 규정하는 것은 아니지만, 예를 들어 40ppm의 함유에서도 본 발명을 이용하면, 양호한 자기 특성이 얻어진다. 바람직하게는 30ppm 이하, 보다 바람직하게는 20ppm 이하로 함으로써, 보다 양호한 자기 특성을 얻을 수 있다.

본 발명의 무방향성 전자 강판은 이상과 같은 α-γ 변태계의 강 조성을 갖는 것이며, 조성의 잔량부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.

계속하여 본 발명의 무방향 전자 강판의 그 밖의 특징에 대해 설명한다.

본 발명에서는, 강판 내에 있어서의 평균 직경 10㎚∼200㎚의 비자성 석출물 AlN의 개수 밀도를 10개/㎛³ 이하로 억제한다.

상기한 바와 같은 관찰의 결과, 본 발명에서는 열간 압연 어닐링 시나 마무리 어닐링 시의 입성장에 가장 영향을 미치는 AlN의 평균 직경은 10㎚∼200㎚였다. 따라서 이 사이즈의 AlN의 개수 밀도를 규정한다. 개수 밀도가 10개/㎛³를 초과하면, 열간 압연 어닐링 시에 열간 압연 강판의 재결정의 입성장이 충분하지 않고, 자속 밀도의 저하에 연결된다. 또한, 냉간 압연 후의 마무리 어닐링 시에 있어서의 재결정에서의 입성장에도 악영향을 미친다. 바람직하게는, 5개/㎛³ 이하이다.

또한, 본 발명의 무방향성 전자 강판의 조직은, 미재결정 조직을 포함하지 않는 페라이트립으로 이루어지는 조직이며, 그 페라이트립의 평균 입경이 30㎛∼200㎛이도록 한다. 미재결정 조직을 포함하는 경우나, 완전히 재결정하고 있어도, 평균 입경이 30㎛ 미만에서는 히스테리시스 손실이 커지고, 토탈의 철손이 증가한다. 바람직하게는 40㎛ 이상, 더욱 바람직하게는 60㎛ 이상이다. 또한, 페라이트립의 평균 입경이 200㎛를 초과하면 와전류손이 증대하고, 전 철손이 증가해 버린다. 바람직하게는 150㎛ 이하이다.

이상과 같은 구성의 무방향성 전자 강판에 있어서, 압연 방향 및 압연 직각 방향의 평균 자속 밀도 B50은 1.75T 이상이다. 또한, 앞서 설명한 바와 같이, Sn이나 Sb는, 냉간 압연, 재결정 후의 집합 조직을 개선하여, 그 평균 자속 밀도 B50을 향상시키는 작용을 갖는다.

다음으로, 본 발명의 무방향성 전자 강판을 얻기 위한 제조 방법을 설명한다.

본 발명의 제조 방법은, 상기에 기재된 강 조성을 갖는 슬래브에 대해 열간 압연을 실시하고, 얻어진 열간 압연 강판에 어닐링을 실시하고, 산세 후에 냉간 압연을 실시하고, 그 후 마무리 어닐링을 실시하는데, 열간 압연 강판에의 어닐링은, 연속 어닐링이나 뱃치 어닐링 등의 외부로부터 코일을 가열하는 방법 외에, 열간 압연 시의 열을 이용하여 자기 어닐링하는 방법도 가능하다.

열간 압연 어닐링의 방법에 관계없이, 열간 압연에 있어서 슬래브를 가열하는 온도는, 황화물 등의 불순물의 재고용-미세 석출을 방지하고, 철손을 열화시키지 않기 위해 1250℃ 이하로 한다. 단, 가열 온도가 지나치게 낮으면 열간 압연의 능력의 저하를 초래하므로 1050℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 1100℃∼1200℃이다.

계속하여 행하여지는 열간 압연의 조압연이나 디스케일링은, 통상의 방법으로 행하면 되고, 특별히 조건을 한정하는 것은 아니다.

이후, 열간 압연 강판의 어닐링을 외부 가열로 행하는 경우와 자기 어닐링으로 행하는 경우로 나누어 설명한다.

우선 외부로부터 가열하는 방법의 경우이다. 열간 압연의 마무리 압연에 있어서는, 그 종료 온도 FT를 800℃∼(Ar1 변태점＋20℃)로 한다. 마무리 압연 종료 온도 FT를 800℃ 미만으로 하면, 열간 압연의 조업이 불안정해져 생산성이 저하된다. 한편, 마무리 압연 종료 온도 FT를 Ar1 변태점＋20℃ 초과로 한 경우, AlN이 변태 후의 α립의 입계에 다량으로 미세 석출되고, 열간 압연 어닐링 강판에 있어서의 페라이트립의 입성장이 저해된다. 또한 앞서 설명한 바와 같이, 열간 압연 어닐링 조건과의 조합에 따라서는, 냉간 압연, 재결정 후의 강판에 꺾임이 발생해 버린다. 바람직하게는, 800℃∼Ar1 변태점의 범위이다.

코일 권취 온도는, 500∼700℃로 한다. 500℃ 미만에서는, 열간 압연의 조업이 불안정해진다. 700℃ 이상에서는, 강판의 표면에 스케일이 많이 흡착되어, 산세로 스케일을 제거하는 것이 곤란해진다.

다음으로 행하는 열간 압연 어닐링은, 온도가 지나치게 낮으면 평균 자속 밀도 B50의 증가가 충분하지 않고, 온도가 지나치게 높으면 변태를 일으켜, 어닐링 후의 조직이 미세화된다. 따라서 750℃∼Ac1 변태점의 온도 범위로 한다. 유지 시간은, 적절히 선택할 수 있다. 방식은 연속 어닐링이어도, 상자 어닐링이어도 가능하다.

그 후, 열간 압연 어닐링 강판은, 산세 후, 냉간 압연되어 냉간 압연 강판이 얻어지고, 그 후, 마무리 어닐링된다. 마무리 어닐링 공정에 있어서는, 어닐링 후의 조직을, 미재결정 조직을 포함하지 않는 페라이트상으로 하고, 또한, 그 페라이트립의 평균 입경을 30㎛∼200㎛로 한다. 그 페라이트립의 평균 입경을 30㎛ 이상으로 하기 위해, 어닐링 온도를 800℃ 이상으로 한다. 단, Ac1 변태점을 초과하면, 조직은 미립화되므로, Ac1 변태점 이하로 한다. 바람직하게는 850℃∼Ac1 변태점이다.

다음으로, 열간 압연 시의 열을 이용하는 자기 어닐링의 경우에 대해 서술한다. 열간 압연의 마무리 압연 종료 온도 FT는, 상술한 외부 가열법의 경우와 마찬가지로 800℃∼(Ar1 변태점＋20℃)로 한다. Ar1 변태점＋20℃ 이상에서 조업한 경우, 그 후의 자기 어닐링에 있어서 페라이트립의 입성장이 저해되므로, 그것을 피하기 위해서이다. 또한 하한은 열간 압연의 조업의 안정화를 위해 800℃로 하지만, 권취 후의 자기 어닐링의 온도를 높이기 위해서는 높은 쪽이 좋다. 바람직하게는 850℃∼Ar1 변태점＋20℃이다.

열간 압연의 열로 코일 자신을 어닐링하는 자기 어닐링을 위해, 코일 권취 온도는 780℃ 이상으로 한다. 탈스케일성을 좋게 하기 위한 등의 이유로 코일을 수냉하는 경우에는, 수냉 개시까지의 시간을 10분 이상으로 한다. 이들 조작에 의해 열간 압연에 의해 형성된 조직은 조대화되고, 자속 밀도는 향상된다. 또한 석출물도 조대화되고, 냉간 압연 후의 마무리 어닐링 시의 입성장을 양호하게 한다. 권취 온도는, 온도가 높을수록 자기 어닐링에 의해 조직이 커지므로, 800℃ 이상, 나아가서는, 850℃ 이상이 바람직하다.

권취 온도를 높이기 위해 마무리 압연의 직전에 조바아를 가열해도 된다. 또한 강 성분에 따라서는, Ar1 변태점이 낮으므로 상술한 마무리 온도의 한정으로부터, 계속되는 권취 온도도 저하되는 경우가 있다. 그 경우에는 권취 직전의 열간 압연 강판을 가열하고, Ac1 변태점보다도 낮은 온도로 승온할 수 있다. 이들 가열 방법은 특별히 한정하지 않지만, 유도 가열 등을 이용할 수 있다.

또한 권취 온도의 상한은, Ac1 변태점 이하로 하는 것이 바람직하다. Ac1 변태점보다도 높아지면, 냉각 과정에서 다시 변태하고, 냉간 압연 전의 조직이 미세해지고, 냉간 압연, 재결정 후의 자속 밀도가 저하되어 버린다.

이상의 공정에서 제조된 자기 어닐링 강판은, 산세 후, 냉간 압연되어 냉간 압연 강판이 얻어지고, 그 후, 마무리 어닐링된다. 마무리 어닐링 공정에 있어서는, 어닐링 후의 조직을, 미재결정 조직을 포함하지 않는 페라이트상으로 하고, 또한, 그 페라이트립의 평균 입경을 30㎛∼200㎛로 한다. 그 페라이트립의 평균 입경을 30㎛ 이상으로 하기 위해, 어닐링 온도를 800℃ 이상으로 한다. 단, Ac1 변태점을 초과하면, 조직은 미립화되므로, Ac1 변태점 이하로 한다. 바람직하게는 850℃∼Ac1 변태점이다.

본 발명은, 이상과 같은 고자속 밀도로 저철손의 무방향성 전자 강판 및 그 전자 강판을 제조하는 방법인데, 이하, 실시예를 이용하여, 그러한 본 발명의 실시 가능성 및 효과에 대해 더 설명한다. 또한, 이하에 설명하는 실험에 있어서의 조건 등은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 예이며, 본 발명은, 이들 예에 한정되는 것은 아니다.

실시예

<실시예 1>

표 2에 나타낸 성분 조성의 잉곳을 실험실에서 진공 용해하여 제조하고, 이어서, 이 잉곳을 가열하고, 조압연하여 두께 40㎜의 조바아를 얻었다. 얻어진 조바아에 열간 마무리 압연을 실시하고, 두께가 2.5㎜인 열간 압연 강판으로 하고, 850℃, 15분의 열간 압연 어닐링 후, 산세를 행하여, 0.5㎜까지 냉간 압연하고, 마무리 어닐링을 행하였다. 표 2에 각 강의 변태 온도, 열간 압연 가열 온도, 마무리 압연 온도, 권취 상당 온도 및 냉간 압연 후의 마무리 어닐링 온도를 나타낸다.

다음으로, 얻어진 시료의 자기 특성 평가는 엡스타인법(JIS C 2556)으로 행하고, 입경 측정(JIS G 0552), 석출물 관찰도 행하였다. 그 결과도 표 2에 나타낸다. 자기 특성(자속 밀도)은, L 방향 및 C 방향의 평균값으로 나타냈다. 금회의 평가에서는, 평균 자속 밀도 B50이 1.75T 이상, 철손 W15/50이 5.0W/㎏ 이하인 것을 양호한 것으로 하여 평가하고, 본 발명예에서는 모두 양호한 특성이 얻어졌다.

표 2에 나타내는 바와 같이, 본 발명 범위의 성분 조성의 무방향성 전자 강판에서는, 우수한 자기 특성이 얻어졌다. 한편, 비교예에서는, B3은 평균 자속 밀도 B50이 낮고, B6은 강판에 파단이 발생하고, 그 이외의 것은 철손이 컸다.

<실시예 2>

질량％로, C:0.0014％, Si:0.5％, Mn:0.2％, P:0.076％, Al:0.3％ 및 Sn:0.09％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성의 강으로 이루어지는 잉곳을 실험실의 진공 용해로에서 용제하였다. 이 강의 Ar1 변태점은 955℃, Ar3 변태점은 985℃, Ac1 변태점은 1018℃이다.

이 잉곳을 사용하여, 표 3에 나타내는 조건에서, 열간 압연, 열간 압연 어닐링을 행하고, 산세 후, 0.5㎜로 냉간 압연 후, 표 3에 나타내는 조건에서 마무리 어닐링을 행하였다.

얻어진 재료에 대해, 실시예 1과 마찬가지로, 자기 측정, 입경 측정, 석출부 관찰을 행하였다. 제조 조건과 측정 결과를 아울러 표 3에 나타낸다. Sn을 첨가한 본 실시예에 있어서, 본 발명의 제조 조건에서 제조하면, 평균 자속 밀도 B50이 1.77T 이상, 철손 W15/50이 4.5W/㎏ 이하인 양호한 특성이 얻어졌다.

본 발명 범위의 제조 방법으로 제조한 무방향성 전자 강판은, 우수한 자기 특성이 얻어졌다. 한편, D2, D3 및 D5에 대해서는, 모두 열간 압연의 조업이 불안정해지는 온도에서 처리하였으므로, 금회의 실험에서는 우수한 자기 특성의 무방향성 전자 강판은 얻어졌지만, 재현성까지는 확인할 수 없었다. 또한, D4에 대해서는, 자기 특성은 우수하였지만, 강판의 표면에 부착된 스케일을 산세로 충분히 제거할 수 없고, 냉간 압연에서 강판 형상이 매우 열화되었으므로, 제품으로서 취급할 수 없는 것이었다.

<실시예 3>

전로에서 용제한 용강을 진공 탈가스 처리하고, 표 4에 나타낸 성분 조성으로 조정 후, 연속 주조하여 슬래브로 하고, 이 슬래브를 가열하여 열간 압연을 실시하고, 두께가 2.5㎜인 열간 압연판으로 하여 권취하였다. 표 4에는, 각각의 강의 변태 온도, 슬래브의 가열 온도, 마무리 압연의 종료 온도, 열간 압연 강판의 권취 온도를 나타낸다.

그 후, 이 열간 압연 강판을 산세하고, 0.5㎜까지 냉간 압연하고, 마무리 어닐링을 행하였다. 동일하게 표 4에 마무리 어닐링 온도를 나타낸다.

얻어진 재료에 대해, 실시예 1과 마찬가지로, 자기 측정, 입경 측정, 석출부 관찰을 행하였다. 제조 조건과 측정 결과를 아울러 표 4에 나타낸다. 금회의 평가에서는, 평균 자속 밀도 B50이 1.75T 이상, 철손 W15/50이 5.0W/㎏ 이하인 것을 양호한 것으로 하여 평가하고, 본 발명예에서는 모두 양호한 특성이 얻어졌다.

본 발명 범위의 성분 조성의 무방향성 전자 강판은, 우수한 자기 특성이 얻어졌다. 한편, 비교예에서는, F3은 평균 자속 밀도 B50이 낮고, F6은 강판에 파단이 발생하고, 그 이외의 것은 철손이 컸다.

<실시예 4>

C:0.0011％, Si:0.5％, Mn:0.17％, P:0.073％, Al:0.31％ 및 Sn:0.095％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물인 성분 조성의 슬래브를 전로에서 용제하였다. 이 강의 Ar1 변태점은 955℃, Ar3 변태점은 985℃, Ac1 변태점은 1018℃였다.

이 슬래브를, 가열하고, 열간 압연을 실시하고, 두께가 2.5㎜인 열간 압연 강판으로 하여 권취하였다. 표 5에, 슬래브의 가열 온도, 마무리 압연의 종료 온도, 열간 압연 강판의 권취 온도를 나타낸다. 권취한 코일은 15분 유지하고, 그 후 수냉하였다. 권취 온도가 높은 일부의 재료에 대해서는, 권취 직전에 가열을 행하였다.

그 후, 열간 압연 강판을 산세하고, 0.5㎜까지 냉간 압연하고, 표 5에 나타내는 온도에서 30초간의 마무리 어닐링을 행하였다.

얻어진 재료에 대해, 실시예 1과 마찬가지로, 자기 측정, 입경 측정, 석출부 관찰을 행하였다. 제조 조건과 측정 결과를 아울러 표 5에 나타낸다. Sn을 첨가한 본 실시예에 있어서, 본 발명의 제조 조건에서 제조하면, 평균 자속 밀도 B50이 1.77T 이상, 철손 W15/50이 4.5W/㎏ 이하인 양호한 특성이 얻어졌다.

본 발명 범위의 제조 방법으로 제조한 무방향성 전자 강판은, 우수한 자기 특성이 얻어지고 있다. 한편, 비교예에서는, F3은 평균 자속 밀도 B50이 낮고, F6은, 강판에 파단이 발생하고, 그 이외의 것은 철손이 컸다.

본 발명에 의해, 모터 등 각종 기기의 고효율화에 기여할 수 있다.

Claims

질량％로,
C:0.005％ 이하,
Si:0.1％∼2.0％,
Mn:0.05％∼0.6％,
P:0.100％ 이하,
Al:0.5％ 이하
를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물이며,
평균 직경 10㎚∼200㎚의 비자성 석출물 AlN을, 개수 밀도 10개/㎛³ 이하 함유하고, 또한, 미재결정 조직을 포함하지 않는 페라이트립으로 이루어지는 조직이며, 상기 페라이트립의 평균 입경이 30㎛∼200㎛이며,
압연 방향 및 압연 직각 방향의 평균의 자속 밀도 B50이 1.75T 이상인 것을 특징으로 하는, 무방향성 전자 강판.
제1항에 있어서, 질량％로, Sn, Sb 중 적어도 한쪽을 0.05％∼0.2％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 무방향성 전자 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 질량％로, B를 0.0005％∼0.0030％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 무방향성 전자 강판.
질량％로,
C:0.005％ 이하,
Si:0.1％∼2.0％,
Mn:0.05％∼0.6％,
P:0.100％ 이하,
Al:0.5％ 이하
를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물인 강 조성을 갖는 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열간 압연 강판을 얻는 공정과,
상기 열간 압연 강판에 열간 압연 어닐링을 실시하여 열간 압연 어닐링 강판을 얻는 공정과,
상기 열간 압연 어닐링 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉간 압연 강판을 얻는 공정과,
상기 냉간 압연 강판에 마무리 어닐링을 실시하는 공정을 갖고,
상기 열간 압연에 있어서, 상기 슬래브의 가열 온도를 1050℃∼1250℃, 마무리 압연의 종료 온도를 800℃∼(Ar1 변태점＋20℃), 코일의 권취 온도를 500℃∼700℃로 하고,
상기 열간 압연 어닐링에 있어서의 어닐링 온도를 750℃∼Ac1 변태점으로 하고, 상기 마무리 어닐링에 있어서의 어닐링 온도를 800℃∼Ac1 변태점으로 하는 것을 특징으로 하는, 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
제4항에 있어서, 상기 슬래브는, 질량％로, Sn, Sb 중 적어도 한쪽을 0.05％∼0.2％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
제4항 또는 제5항에 있어서, 상기 슬래브는, 질량％로, B를 0.0005％∼0.0030％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
질량％로,
C:0.005％ 이하,
Si:0.1％∼2.0％,
Mn:0.05％∼0.6％,
P:0.100％ 이하,
Al:0.5％ 이하
를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물인 강 조성을 갖는 슬래브에 열간 압연을 실시하여 열간 압연 강판을 얻는 공정과,
상기 열간 압연 강판에 냉간 압연을 실시하여 냉간 압연 강판을 얻는 공정과,
상기 냉간 압연 강판에 마무리 어닐링을 실시하는 공정을 갖고,
상기 열간 압연에 있어서, 상기 슬래브의 가열 온도를 1050℃∼1250℃, 마무리 압연의 종료 온도를 800℃∼(Ar1 변태점＋20℃), 코일의 권취 온도를 780℃ 이상으로 하고,
상기 마무리 어닐링에 있어서의 어닐링 온도를 800℃∼Ac1 변태점으로 하는 것을 특징으로 하는, 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
제7항에 있어서, 상기 슬래브는, 질량％로, Sn, Sb 중 적어도 한쪽을 0.05％∼0.2％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
제7항 또는 제8항에 있어서, 상기 슬래브는, 질량％로, B를 0.0005％∼0.0030％ 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 무방향성 전자 강판의 제조 방법.