KR20140077223A

KR20140077223A - 방향성 전기 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR20140077223A
Application number: KR1020147015188A
Authority: KR
Inventors: 다케시 이마무라; 미네오 무라키; 야스유키 하야카와; 다케시 오무라; 유키히로 신가키
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2008-10-22
Filing date: 2009-10-21
Publication date: 2014-06-23
Also published as: KR20110074547A; WO2010047414A1; CN102197149A; CN102197149B

Abstract

인히비터를 함유하지 않는 성분계로 이루어지는 슬래브를 사용하여 방향성 전기 강판을 제조할 때, 그 슬래브 중에, 미량 원소로서 B, Nb 및 V 중에서 선택한 적어도 1 종을 합계로 10 ∼ 150 ppm 함유시키고, 또 불순물로서 함유되는 Al 과 N 의 질량비를 Al/N ≥ 1.4 로 하고, 바람직하게는 또한 재결정 소둔에 있어서의 600 ∼ 800 ℃ 사이의 평균 승온 속도를 15 ℃/s 이상으로 함으로써, 인히비터를 함유하지 않는 성분계를 사용하여 고위 안정적인 자기 특성을 갖는 방향성 전기 강판의 제조 방법을 제공한다.

Description

방향성 전기 강판의 제조 방법{METHOD FOR MANUFACTURING GRAIN-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET}

본 발명은, 변압기의 철심 재료 등의 용도에 제공하기에 바람직한 방향성 전기 강판 (grain oriented electrical steel sheet) 의 제조 방법에 관한 것이다.

방향성 전기 강판에 대해서는, 인히비터 (inhibitor) 로 불리는 석출물 (precipitates) 을 사용하여, 마무리 소둔 (final annealing) 중에 고스 (Goss) 방위를 갖는 입자 (grain) 를 우선적으로 2 차 재결정 (secondary recrystallization) 시키는 것이 일반적인 기술로서 알려져 있다. 예를 들어, 특허문헌 1 에는, Al 및 S 를 지정량 함유시키는 방법, 즉 AlN, MnS 를 인히비터로서 사용하는 방법이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 2 에는, S 및 Se 중 적어도 일방을 지정량 함유시키는 방법, 즉 MnS, MnSe 를 인히비터로서 사용하는 방법이 개시되어 있다. 이들 방법은 각각 공업적으로 실용화되어 있다.

또한, 이들 인히비터의 작용을 강화시키는 것을 목적으로 하여, 특허문헌 3 에는, Pb, Sb, Nb, Te 를 이용하는 방법이, 또 특허문헌 4 에는, Zr, Ti, B, Nb, Ta, V, Cr, Mo 를 이용하는 방법이 개시되어 있다.

이들 인히비터를 사용하는 방법은, 안정적으로 2 차 재결정 입자 (secondary recrystallized grain) 를 발달 (develop) 시키는데 유효한 방법이지만, 인히비터를 강 중에 미세 분산 (finely dispersed) 시키기 위해, 1300 ℃ 이상의 고온에서의 슬래브 가열 (slab reheating) 을 실시하여 인히비터 성분 (inhibitor-forming element) 을 일단 재고용시키는 것이 필요하였다. 또, 인히비터 성분은, 2 차 재결정 후에는 자기 특성 (magnetic property) 을 열화시키는 원인이 되므로, 인히비터를 제거하는 순화 소둔 (purification annealing) 공정이 필요해지며, 그 공정은 1100 ℃ 이상의 고온에서, 게다가 그 분위기를 제어할 필요가 있었다.

한편, 인히비터 성분을 함유하지 않는 소재에 있어서, 고스 방위 결정 입자 (Goss oriented grain) 를 2 차 재결정에 의해 발달시키는 기술이 특허문헌 5 에 제안되어 있다. 이 방법은, 인히비터 성분과 같은 불순물을 오히려 최대한 배제함으로써, 1 차 재결정시의 결정 입계 (grain boundary) 가 갖는 입계 에너지의 입계 방위차각 (misorientation) 의존성을 현재화시킴 (elicit) 으로써, 인히비터를 사용하지 않고 고스 방위를 갖는 입자를 2 차 재결정시키는 기술이다. 이 효과는 텍스처 인히비션 효과 (texture inhibition effect) 로 불리고 있다. 상기 특허문헌 5 의 방법은 인히비터를 순화시키는 공정이 불필요하기 때문에, 최종 마무리 소둔을 고온으로 할 필요가 없는 점, 및 인히비터를 강 중에 미세 분산시킬 필요가 없기 때문에, 고온 슬래브 가열도 필요로 하지 않는 점에서, 제조 비용이나 설비 메인터넌스의 면에서도 큰 장점을 갖는 방법이다.

선행기술문헌 (특허문헌)

(특허문헌 1) 일본 특허공보 소40-15644호

(특허문헌 2) 일본 특허공보 소51-13469호

(특허문헌 3) 일본 특허공보 소38-8214호

(특허문헌 4) 일본 공개특허공보 소52-24116호

(특허문헌 5) 일본 공개특허공보 2000-129356호

그러나, 인히비터를 함유하지 않는 성분계는, 입자 성장을 억제하는 석출물이 적기 때문에, 소둔시의 입자 성장에 의해 입경이 커지기 쉽고, 즉 소둔 온도 의존성이 강하였다. 이 때문에, 약간의 공정 조건의 변동, 구체적으로는 각 소둔 온도의 편차 (variation) 에 의해, 열연판 소둔 (hot band annealing) 후나 재결정 소둔 후의 입경도 변동되고, 따라서 제품 코일의 전체 길이 전체 폭에서의 자기 특성이 변동되어, 코일 전체로서 양호한 자기 특성이 얻어지지 않는다는 문제가 현재화되게 되었다.

본 발명은 상기 문제를 유리하게 해결하는 것으로, 제품 자기 특성의 고위 안정화를 도모할 수 있는 방향성 전기 강판의 유리한 제조 방법을 제안하는 것을 목적으로 한다.

그런데, 발명자들은 상기 서술한 문제를 해결하기 위해, 입경 제어에 영향이 있는 것으로 생각되는 원소를 중심으로 예의 검토를 거듭한 결과, Al 과 N 의 비를 소정의 범위로 규제한 후, 특정 원소를 미량 첨가함으로써, 양호하고 안정적인 자기 특성을 얻을 수 있음을 알아냈다. 이하, 본 발명을 성공에 이르게 한 실험에 대해 설명한다.

또한, 이하, ％ 표시에 대해서는 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미하는 것으로 한다. ppm 표시도 동일하게 질량에서의 값이다.

(실험 1a)

C : 0.012 ∼ 0.073 ％, Si : 3.15 ∼ 3.33 ％, Mn : 0.06 ∼ 0.09 ％, Cr : 0.02 ∼ 0.06 ％, Sb : 0.018 ∼ 0.045 ％, Al : 35 ∼ 100 ppm, N : 14 ∼ 70 ppm, S : 11 ∼ 25 ppm 및 Nb : 20 ∼ 50 ppm 을 갖고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물의 조성이 되는 강 슬래브를 연속 주조 (continuous casting process) 로 제조하고, 1250 ℃ 에서 슬래브 가열 후, 열간 압연에 의해 2.3 ㎜ 두께의 열연판 (hot rolled steel sheet) 으로 하였다. 다음으로, 1050 ℃ 에서 15 초의 열연판 소둔을 실시한 후, 냉간 압연에 의해 0.23 ㎜ 의 판두께로 마무리하였다. 또한, 균열 (均熱) 조건이 850 ℃ 에서 60 초인 재결정 소둔을 실시한 후, MgO 를 주체로 하는 소둔 분리제를 도포하고 나서, 1200 ℃ 로 10 시간 유지하는 마무리 소둔을 실시하였다. 마지막으로, 인산마그네슘과 붕산을 주체로 하는 장력 부여 코팅 (tension coating) 의 형성을 겸한, 평탄화 소둔 (flattening annealing) 을 900 ℃ 에서 15 초간 실시하여, 방향성 전기 강판을 제조하였다.

얻어진 샘플의 자속 밀도 (magnetic flux density) (B₈) (자화력 800 A/m) 를 JIS C 2550 의 방법에 준거하여 측정하였다. 얻어진 자속 밀도는, 언뜻 보기에 편차가 있는 것처럼 보였지만, 강 슬래브 성분의 Al 과 N 의 비로 정리하면 매우 양호한 상관이 얻어졌다.

그 결과를 도 1 에 나타낸다.

동 도면에 나타낸 바와 같이, Al/N (횡축 : 질량비) 이 작으면 자속 밀도 (B₈) (종축 : 단위 T) 가 저하되는 경향이 있고, 특히 Al/N ＜ 1.4 에 있어서는 편차도 커짐을 알 수 있다.

(실험 1b)

C : 0.035 ∼ 0.043 ％, Si : 3.23 ∼ 3.30 ％, Mn : 0.06 ∼ 0.09 ％, Sb : 0.027 ∼ 0.045 ％, Cr : 0.02 ∼ 0.06 ％, P : 0.012 ∼ 0.015 ％, Al : 28 ∼ 100 ppm, N : 17 ∼ 50 ppm, S : 15 ∼ 26 ppm 및 Nb : 25 ∼ 47 ppm 을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 슬래브를 연속 주조로 제조하고, 1250 ℃ 에서 슬래브 가열한 후, 열간 압연에 의해 2.3 ㎜ 두께의 열연판으로 하고, 이어서 1050 ℃ 에서 15 초의 열연판 소둔 후, 냉간 압연에 의해 0.23 ㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 그 후, 50 ％ N₂-50 ％ H₂ 의 습윤 분위기 중에서 균열 조건 : 850 ℃, 60 초로 재결정 소둔을 실시한 후, MgO 를 주체로 하는 소둔 분리제를 도포하고 나서, 1200 ℃ 로 10 시간 유지하는 마무리 소둔을 실시하였다. 그 후, 인산마그네슘과 붕산을 주체로 하는 장력 부여 코팅 형성을 겸한 평탄화 소둔을 900 ℃ 에서 15 초의 조건으로 실시하였다.

평탄화 소둔 후에 인라인 철손계로 코일 전체 길이의 철손 (iron loss) 을 미리 측정하고, 전체 길이 측정에서 철손이 나빴던 지점 : 3 지점과 코일 양 단부 : 2 지점의 합계 5 지점의 샘플을 채취하였다. 얻어진 샘플의 자기 특성 (자속 밀도 (B₈)) 을 JIS C 2550 에 기재된 방법으로 측정하여, 5 지점 중 가장 자기 특성이 나빴던 값을 그 코일의 대표값으로 하였다. 이 방법에서는, 자기 특성의 편차가 큰 경우에는 대표값이 나빠지므로, 코일 내의 편차도 수치화할 수 있는 것으로 간주할 수 있다.

얻어진 자기 특성은 언뜻 보기에 편차가 있는 것처럼 보였지만, 강 슬래브 성분 중의 Al 과 N 의 비 (Al/N) 로 정리하면 양호한 상관이 얻어졌다. 그 결과를 도 2 에 나타낸다.

도 2 로부터, Al/N (횡축 : 질량비) 이 작아지면 자기 특성 (종축 : 자속 밀도 (B₈ (T))) 이 열화되고, 특히 1.4 를 밑돌면 편차가 커짐을 알 수 있다.

또한, 도 1, 도 2 모두 Al/N ≥ 2.0 인 경우에는 자속 밀도가 약간 더 높아지는 경향이 있다.

그래서, Al/N 이 자속 밀도와 상관을 갖는 이유를 추구하기 위해, 추가로 실험을 실시하였다. 즉, 상기 서술한 실험 1a, 1b 에 있어서 Al/N 이 2.0 부근에서도 자속 밀도에 변화가 확인된 점에서, 불순물로서 존재하는 Al 과 N 이 AlN 을 형성 (Al/N 은 질량비로 27/14 ≒ 1.93) 하여, 이 화합물의 거동이 관여하고 있는 것은 아닐까 추측되었다. 그리고 이 추측을 더욱 추구하기 위해, 질화물 형성 원소를 다양하게 첨가한 실험을 실시하였다.

(실험 2a)

C : 0.045 ∼ 0.062 ％, Si : 3.20 ∼ 3.31 ％, Mn : 0.04 ∼ 0.16 ％, Cr : 0.03 ∼ 0.11 ％, Sb : 0.015 ∼ 0.037 ％, Mo : 0.03 ∼ 0.05 ％, Al : 55 ∼ 97 ppm, N : 20 ∼ 49 ppm (단 Al/N : 1.98 ∼ 3.10) 및 S : 17 ∼ 27 ppm 을 함유하고, 또한 Zr, Ti, B, Nb 및 V 에서 1 종을 선택하여 각각 약 50 ppm 함유시킨 강 슬래브와, 이들 미량 원소 (Zr, Ti, B, Nb 및 V) 를 모두 함유시키지 않은 강 슬래브를 각각 연속 주조로 제조하였다. 각 강 슬래브의 조성의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 하였다. 이들 강 슬래브를 1250 ℃ 에서 슬래브 가열 후, 열간 압연에 의해 2.2 ㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 이어서, 1100 ℃ 에서 60 초의 열연판 소둔을 실시한 후, 냉간 압연에 의해 0.23 ㎜ 의 판두께로 마무리하였다. 또한, 균열 조건이 840 ℃ 에서 80 초인 재결정 소둔을 실시한 후, MgO 를 주체로 하는 소둔 분리제를 도포하고 나서, 1200 ℃ 로 10 시간 유지하는 마무리 소둔을 실시하였다. 마지막으로, 인산마그네슘과 붕산을 주체로 하는 장력 부여 코팅의 형성을 겸한 평탄화 소둔을 900 ℃ 에서 15 초간 실시하여, 방향성 전기 강판을 제조하였다.

얻어진 샘플의 자속 밀도 (B₈) 를 JIS C 2550 의 방법에 준거하여 측정하였다. 그 결과를 도 3 에 나타낸다.

동 도면에 나타낸 바와 같이, 첨가한 Zr, Ti, B, Nb 및 V 의 종류에 따라, 얻어지는 자속 밀도 (B₈) (종축 : 단위 T) 는 크게 상이함을 알 수 있다. 즉, Zr (좌측단) 및 Ti (좌측에서부터 2 번째) 를 첨가한 샘플은 자속 밀도가 낮고, 2 차 재결정이 발현되지 않았다. 이것에 대하여, Nb (동 3 번째), B (우측에서부터 3 번째), 및 V (동 2 번째) 를 첨가한 경우에는, 첨가하지 않은 경우 (우측단) 와 비교하여 자속 밀도가 높아졌음이 밝혀졌다.

(실험 2b)

C : 0.045 ∼ 0.062 ％, Si : 3.20 ∼ 3.31 ％, Mn : 0.04 ∼ 0.16 ％, Sb : 0.015 ∼ 0.037 ％, Cr : 0.03 ∼ 0.11 ％, Mo : 0.03 ∼ 0.05 ％, Al : 55 ∼ 97 ppm, N : 20 ∼ 49 ppm (단 Al/N : 1.98 ∼ 3.10) 및 S : 17 ∼ 27 ppm 을 함유하고, 또한 Zr, Ti, Nb, B, V 중에서 1 종을 선택하여 각각 약 50 ppm 첨가한 강 슬래브와, 이들 미량 원소 (Zr, Ti, Nb, B 및 V) 를 모두 함유하지 않는 강 슬래브를 각각 연속 주조로 제조하였다. 어느 강 슬래브도 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 하였다. 각 강 슬래브를 1250 ℃ 에서 슬래브 가열한 후, 열간 압연에 의해 2.8 ㎜ 두께의 열연판으로 하고, 이어서 1100 ℃ 에서 60 초의 열연판 소둔 후, 냉간 압연에 의해 0.30 ㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 그 후, 50 ％ N₂-50 ％ H₂ 의 습윤 분위기 중에서 균열 조건 : 840 ℃, 80 초로 재결정 소둔을 실시한 후, MgO 를 주체로 하는 소둔 분리제를 도포하고 나서, 1200 ℃ 로 10 시간 유지하는 마무리 소둔을 실시하였다. 그 후, 인산마그네슘과 붕산을 주체로 하는 장력 부여 코팅 형성을 겸한 평탄화 소둔을 900 ℃ 에서 15 초의 조건으로 실시하였다.

평탄화 소둔 후에 인라인 철손계로 코일 전체 길이의 철손을 미리 측정하고, 실험 1b 와 동일한 수법으로 코일 내로부터 합계 5 지점의 샘플을 채취하고, 얻어진 샘플의 자기 특성을 JIS C 2550 에 기재된 방법으로 측정하여, 5 지점 중 가장 자기 특성이 나빴던 값을 그 코일의 대표값으로 하였다.

얻어진 결과를 도 4 에 나타낸다.

도 4 로부터, 약 50 ppm 첨가한 미량 원소에 따라 자속 밀도 (B₈) (종축 : 단위 T) 가 크게 상이함을 알 수 있다. 여기서, 자속 밀도가 낮은 Zr 첨가재 (좌측단) 및 Ti 첨가재 (좌측에서부터 2 번째) 는, 2 차 재결정이 발현되지 않았다. 또, Nb (좌측에서부터 3 번째), B (우측에서부터 3 번째), V (동 2 번째) 를 첨가한 경우에는, 아무것도 첨가하지 않은 경우 (우측단) 와 비교하여 자속 밀도가 높아짐이 밝혀졌다.

상기한 바와 같이, 미량 원소의 첨가에 의해 자기 특성이 변화하는 이유, 혹은 B, Nb 및 V 중 적어도 어느 것을 첨가함으로써 자기 특성이 향상되는 이유에 대해서는, 반드시 명확하게 해명된 것은 아니지만, 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다.

첨가물 (특히 미량 첨가물) 이나 불순물에 있어서의 질화물의 열역학적인 안정성은 상세하게 조사되어 있으며, 질소에 결합되어 있는 원소에 따라 그 안정성이 상이함이 밝혀져 있다. 본 실험 2a 및 2b 에서 첨가한 원소에서는, 그 질화물의 안정성은 안정적인 면에서 Zr, Ti, Al, B, Nb 및 V 이다.

도 3 및 도 4 의 결과에 따르면, 자기 특성이 나빴던 원소는 질화물이 Al 보다 안정적인 Zr, Ti 이고, 자기 특성이 양호하였던 원소는 질화물이 Al 보다 불안정한 B, Nb 및 V 였다. 이 점에서, Zr 이나 Ti 가 존재하면, 강 중의 N 은 이들 원소와 결합하여, ZrN 이나 TiN 을 형성하는 것이 자기 특성을 열화시키고 있는 것으로 추측된다. 한편, 설령 B, Nb 나 V 가 존재해도, 강 중의 N 은 Al 과 안정적인 질화물을 형성하여, B, Nb 나 V 와의 질화물은 형성되지 않는 것으로 생각된다.

또한, 실험 1a 및 1b 에서, Al/N 이 낮은 경우에는 Nb 의 존재하에서도 자기 특성이 낮았다. 이 이유는, 화학량론적으로 Al 과 비교하여 N 이 과잉이 되어, Nb 가 잉여의 N 과 결합하여 질화물을 형성한 것이 원인으로 생각된다.

극론하면, Zr, Ti, B, Nb 혹은 V 의 질화물의 존재가 자기 특성을 열화시키고 있는 것으로 생각된다. 아마 이들 미량 원소의 질화물과 같은 미소 석출물이 증가함으로써, 강판의 결정 입자의 입계 에너지차를 구동력으로 한 텍스처-인히비션 효과가 약해지는 것이 원인으로 추측된다.

한편, 상기 서술한 바와 같이, B, Nb 혹은 V 를, 질화물을 형성하지 않는 조건하에서 미량 첨가한 경우에는, 첨가하지 않은 경우와 비교하여 자기 특성이 양호해졌다. 이 이유도 확실치는 않지만, B, Nb 및 V 중 적어도 어느 것을 첨가한 경우에는 재결정 소둔 후의 결정 입경이 미세하고, 또한 균일해지는 것이 발명자들의 추가적인 조사에 의해 판명되었다. 이 점이 입경의 사이즈 효과 (입경 평균값의 약 2 배 이상의 입자가 이상 입자 성장을 일으키기 쉬운 현상) 의 영향을 배제하여, 텍스처 인히비션 효과를 최대한 발휘할 수 있었기 때문에, 자기 특성의 향상으로 이어졌다고 추측하고 있다. 입경 균일화 효과는, 인히비터를 함유하지 않는 성분계의 과제였던, 동일 샘플 내의 자기 특성의 편차 개선에도 기여하고 있다.

상기의 결과 및 고찰을 받아, 발명자들은 입경 균일화 효과를 추구하기 위해 추가로 실험을 실시하였다. 그 결과, 상기와 같이 특정 원소를 미량 첨가하고, 불순물인 Al 과 N 의 비를 규정한 후, 또한 재결정 소둔시에 있어서의 승온 속도를 제어함으로써, 소기한 목적이 더욱 유리하게 달성된다는 지견을 얻었다.

(실험 3)

C : 0.034 ％, Si : 3.30 ％, Mn : 0.07 ％, Sb : 0.030 ％, Sn : 0.059 ％, Cr : 0.05 ％, Al : 56 ppm, N : 29 ppm (Al/N : 1.93), S : 15 ppm 및 Nb : 35 ppm 을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 슬래브를 연속 주조로 제조하였다. 이 강 슬래브를 1150 ℃ 에서 슬래브 가열한 후, 열간 압연에 의해 3.0 ㎜ 두께의 열연판으로 하고, 이어서 950 ℃ 에서 30 초의 열연판 소둔 후, 1 회째 냉간 압연에 의해 1.8 ㎜ 의 중간 판두께로 하고, 1000 ℃ 에서 40 초의 중간 소둔 후, 2 회째 냉간 압연에 의해 0.23 ㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 그 후, 50 ％ N₂-50 ％ H₂ 습윤 분위기 중에서 균열 조건 : 850 ℃, 60 초로 재결정 소둔을 실시하였다. 이 때, 600 ∼ 800 ℃ 사이의 평균 승온 속도를 다양하게 변경하였다.

얻어진 샘플의 재결정 입경을 측정하고, 입도 분포로부터 평균 입경과 그 표준 편차를 구하였다. 재결정 입경의 측정 방법은, 샘플의 압연 방향에 수직인 단면을 잘라내어, 나이탈액 (nital) 으로 에칭한 후에 광학 현미경으로 관찰하고, 시야 내의 입자를 화상 처리 장치에 의해 타원 근사법 (fitting an ellipse to the grains) 으로 타원에 근사시켜, 그 장축의 치수와 단축의 치수의 평균을 그 입자의 입경으로 하였다. 상기 샘플은, 제조된 재결정판의 폭 방향에 있어서의 양 단부와 중앙부로부터 채취하고, 관찰 지점은 판두께 전체 두께로 하였다. 관찰한 입자의 개수가 양 단부와 중앙부의 합계로 적어도 2000 개 이상이 되도록 샘플을 채취하였다.

도 5 에 평균 입경을 1.0 으로 규격화하였을 때의 표준 편차 (종축) 를, 재결정 소둔의 승온 속도 (횡축 (600 ∼ 800 ℃ 사이의 평균 승온 속도) : 단위 ℃/s) 와의 관계로 나타낸다.

동 도면에 나타낸 바와 같이, 600 ∼ 800 ℃ 사이의 평균 승온 속도가 빠를수록 표준 편차가 작은, 즉 입경의 편차가 작은 것을 알 수 있다.

이상과 같은 실험, 고찰을 거쳐, 발명자들은 인히비터를 함유하지 않는 성분계의 방향성 전기 강판 중에 불순물로서 존재하는 Al 과 N 의 비를 규제하고, 추가하여 B, Nb 및 V 중 적어도 어느 것을 미량 첨가함으로써, 양호한 자기 특성이 얻어진다는 결론에 이르렀다.

또 추가적인 실험, 고찰을 거쳐, 발명자들은, Al 과 N 의 비를 규정하고, B, Nb 및 V 중 적어도 어느 것을 미량으로 첨가한 계에 있어서, 재결정 소둔시의 승온 속도를 제어함으로써, 더욱 우수한 자기 특성 (자기 특성의 균일성도 포함한다) 을 갖는 방향성 전기 강판이 얻어진다는 결론에 이르렀다.

본 발명은, 상기 지견에 입각하는 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

(1) 질량％ 로, C : 0.10 ％ 이하, Si : 2.0 ∼ 8.0 ％ 및 Mn : 0.005 ∼ 1.0 ％ 를 함유하고, Al 을 100 ppm 이하, 또한 N, S 및 Se 를 각각 50 ppm 이하로 하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬래브를 압연하여 최종 판두께로 마무리하고, 이어서 재결정 소둔을 실시한 후, 마무리 소둔을 실시하는 일련의 공정으로 이루어지는 방향성 전기 강판의 제조 방법에 있어서,

상기 슬래브 중에 함유되는 Al 량과 N 량의 비를 질량비로 1.4 이상으로 함과 함께, 상기 슬래브 중에 추가로, B, Nb 및 V 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 10 ∼ 150 ppm 함유시키는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.

(2) 슬래브를 압연하여 최종 판두께로 마무리하는 상기 공정이, 슬래브를 열간 압연하고, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한 후, 1 회 또는 중간 소둔을 사이에 갖는 2 회 이상의 냉간 압연을 실시하는 공정인 상기 (1) 에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

(3) 상기 슬래브 중에 추가로, Ni : 0.010 ∼ 1.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.50 ％, P : 0.005 ∼ 0.50 ％, Sn : 0.005 ∼ 0.50 ％, Sb : 0.005 ∼ 0.50 ％, Bi : 0.005 ∼ 0.50 ％ 및 Mo : 0.005 ∼ 0.10 ％ 중에서 선택한 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2) 에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

(4) 질량％ 로, C : 0.10 ％ 이하, Si : 2.0 ∼ 8.0 ％ 및 Mn : 0.005 ∼ 1.0 ％ 를 함유하고, 또한 Al 을 100 ppm 이하, 또한 N, S 및 Se 를 각각 50 ppm 이하로 저감시키고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 슬래브를 압연하여 최종 판두께로 마무리하고, 이어서 재결정 소둔을 실시한 후, 마무리 소둔을 실시하는 일련의 공정으로 이루어지는 방향성 전기 강판의 제조 방법에 있어서,

그 슬래브 중에 추가로, B, Nb 및 V 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 합계로 10 ∼ 150 ppm 의 범위에서 함유하고, 또 불순물로서 함유되는 Al 과 N 의 비를 질량비로 Al/N ≥ 1.4 로 하고, 또한 재결정 소둔에 있어서의 600 ∼ 800 ℃ 사이의 평균 승온 속도를 15 ℃/s 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.

(5) 슬래브를 압연하여 최종 판두께로 마무리하는 상기 공정이, 슬래브를 열간 압연하고, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한 후, 1 회 또는 중간 소둔을 사이에 갖는 2 회 이상의 냉간 압연을 실시하는 공정인 상기 (4) 에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

(6) 상기 슬래브 중에 질량％ 로 추가로, Ni : 0.010 ∼ 1.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.50 ％, P : 0.005 ∼ 0.50 ％, Sn : 0.005 ∼ 0.50 ％, Sb : 0.005 ∼ 0.50 ％, Bi : 0.005 ∼ 0.50 ％ 및 Mo : 0.005 ∼ 0.100 ％ 중에서 선택한 적어도 1 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (4) 또는 (5) 에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

(7) 재결정 소둔 후의 강판의 재결정 입자의 입도 분포가, 평균 입경을 1.0 으로 규격화한 경우의 표준 편차가 0.3 이하를 만족시키는 것을 특징으로 하는 상기 (4) ∼ (6) 중 어느 하나에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 인히비터를 실질적으로 함유하지 않는 성분계에 있어서, 코일의 길이 방향 및 폭 방향에 있어서의 자기 특성의 편차를 작게 할 수 있고, 그 결과 제품 코일 전체로서 양호한 자기 특성 (즉 고위 안정적인 자기 특성) 을 갖는 방향성 전기 강판을 얻을 수 있다.

도 1 은 강 중의 Al 과 N 의 비 (Al/N) (횡축 : 질량비) 와 자속 밀도 (B₈) (종축 : 단위 T) 의 관계를 나타낸 도면이다.
도 2 는 강 중의 불순물 Al 과 N 의 비 (Al/N) (횡축 : 질량비) 와 자속 밀도 (B₈) (종축 : 단위 T) 의 관계를 나타낸 도면이다.
도 3 은 강 중에 첨가한 미량 원소의 종류 (횡축) 와 자속 밀도 (B₈) (종축 : 단위 T) 의 관계를 비교하여 나타낸 도면이다.
도 4 는 강 중에 첨가한 미량 원소의 종류 (횡축) 와 자속 밀도 (B₈) (종축 : 단위 T) 의 관계를 나타낸 도면이다.
도 5 는 평균 입경을 1.0 으로 규격화하였을 때의 표준 편차 (종축) 를, 재결정 소둔의 승온 속도 (횡축 : ℃/s) 와의 관계로 나타낸 도면이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명에 있어서, 슬래브의 성분 조성을 상기의 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다.

또한, 원칙으로서 원소마다 한정 이유를 서술하지만, 이것은 각 원소가 서로 독립적으로 영향을 준다는 의미가 아니라, 다른 원소가 본원 규정의 범위 내에 있다는 전제에서 효과를 발휘하는 것이다. 바꿔 말하면, 각 원소의 범위 한정은 다른 원소의 범위 한정, 혹은 제조 조건과의 조합 효과에 의해, 목적으로 하는 효과나 보다 바람직한 효과를 얻고 있는 것이다.

상기한 바와 같이, 조성에 있어서의 ％ 나 ppm 은 특별히 언급하지 않는 한 질량 기준이다.

C : 0.10 ％ 이하

C 량이 0.10 ％ 를 초과하면, 탈탄 (decarburization) 처리를 실시해도 자기 시효가 일어나지 않는 50 ppm 이하로 저감시키기 곤란해진다. 따라서, C 량은 0.10 ％ 이하로 한정하였다. 특히 바람직한 범위는 0.04 ％ 이하이다. C 는 적은 편이 바람직하지만, 공업적으로는 30 ppm 이상 함유되는 것이 일반적이다.

Si : 2.0 ∼ 8.0 ％

Si 는 강의 비저항을 높여 철손을 개선하기 위해 필요한 원소인데, 2.0 ％ 미만에서는 그 효과가 부족하다. 한편 8.0 ％ 를 초과하면 가공성이 열화되어, 압연이 곤란해진다. 이 때문에, Si 량은 2.0 ∼ 8.0 ％ 의 범위로 한정하였다. 특히 바람직한 하한은 2.8 ％ 이다. 또 특히 바람직한 상한은 3.5 ％ 이다.

Mn : 0.005 ∼ 1.0 ％

Mn 은 열간 가공성을 양호하게 하기 위해 필요한 원소인데, 0.005 ％ 미만에서는 그 효과가 부족하다. 한편, 1.0 ％ 를 초과하면 제품판의 자속 밀도가 저하된다. 이 때문에, Mn 량은 0.005 ∼ 1.0 ％ 의 범위로 한정하였다. 특히 바람직한 하한은 0.02 ％ 이다. 또 특히 바람직한 상한은 0.20 ％ 이다.

Al : 100 ppm 이하, 또한 N, S, Se : 각각 50 ppm 이하

본 발명에 있어서, Al 량을 100 ppm 이하, 또한 N, S 및 Se 의 양에 대해서는 각각 50 ppm 이하로 하는 것이, 강판을 양호하게 2 차 재결정시키는데 있어서 불가결하다. 이러한 성분은 최대한 저감시키는 것이 자기 특성의 관점에서는 바람직하지만, 이들 성분의 저감은 비용이 상승되기 때문에, 상기 범위 내에서 잔존시켜도 문제는 없다.

이 중, Al 과 Se 는 마무리 소둔 등에 의해 강 중으로부터 제거하기 (순화시키기) 곤란한 원소이므로, Al 은 80 ppm, Se 는 20 ppm 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 공업적으로는 각각 20 ppm 이상, 6 ppm 이상 함유되는 것이 일반적이다.

또, 경 (輕) 원소인 N 이나 S 는, 강 슬래브 제조 전의 성분 조정시에 완전히 제거하기 곤란하여, 특수한 처리를 실시하지 않는 경우에는, 각각 20 ppm 정도 강판 중에 잔존하는 것이 일반적이다.

이들 불순물 중에서도, Al 과 N 의 질량비 (Al/N) 를 1.4 이상으로 하는 것이 전술한 이유에 의해 필수이며, 특히 Al/N 을 2.0 이상으로 하면 자기 특성이 향상되므로 더욱 바람직하다. 또, 상기 서술한 바와 같이, N 은 완전히 제거하기 곤란하기 때문에, Al/N ≥ 1.4 를 만족시키기 위해 Al 을 100 ppm 이하의 범위에서 미량 첨가하는 것도 무방하다.

Al/N 의 상한은 효과의 관점에서는 불필요하지만, 상기의 공업적인 N 량의 하한 20 ppm 내지, 일반적으로는 5 를 초과하지 않는 정도가 된다.

B, Nb 및 V 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상 : 합계로 10 ∼ 150 ppm

또한, 본 발명에 있어서의 자기 특성 향상의 효과를 충분히 얻기 위해서는, B, Nb 및 V 의 1 종 또는 2 종 이상을 10 ppm 이상 첨가하는 것이 필요하다. 이유는 이미 서술한 바와 같다. 첨가량의 합계가 10 ppm 미만에서는 그 첨가 효과가 적다. 바람직하게는 각각의 첨가량을 10 ppm 이상으로 하면, 보다 확실하게 본 발명의 효과를 얻을 수 있다. 더욱 바람직하게는, 각각 20 ppm 이상이다. 그러나, 이들 미량 첨가 원소는, 최종 제품에 있어서도 지철 (地鐵) 중에 잔존하여, 철손을 열화시키는 원인이 되므로, 총량으로 150 ppm 이하로 제한된다. 철손 열화 억제의 관점에서는, 총량으로 100 ppm 이하로 하는 것이 바람직하고, 총량으로 50 ppm 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

또한, 가장 바람직한 원소는 Nb 이며 재결정 소둔 후의 결정 입경을 균일화하는 효과에 있어서 다른 것보다 우수하다.

이상, 필수 원소 및 억제 원소에 대해 설명하였는데, 본 발명에서는, 그 밖에도 자기 특성 개선 원소로서, Ni, Cr, Cu, P, Sn, Sb, Bi 및 Mo 중에서 선택한 적어도 1 종을 이하의 범위에서 적절히 함유시킬 수 있다.

Ni : 0.01 ∼ 1.50 ％

Ni 는 열연판 조직을 개선하여 자기 특성을 향상시키는데 있어서 유용한 원소인데, 첨가량이 0.01 ％ 미만에서는 그 첨가 효과가 부족하다. 한편 1.50 ％ 를 초과하면 2 차 재결정이 불안정해져 자기 특성이 저하된다. 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다.

Cr : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.50 ％, P : 0.005 ∼ 0.50 ％

이들 원소는 모두 철손의 개선에 유용한 원소인데, 각각 하한에 못 미치면 그 첨가 효과가 부족하다. 한편 상한을 초과하면 2 차 재결정 입자의 발달이 억제되어, 오히려 자기 특성의 열화를 초래한다.

Sn : 0.005 ∼ 0.50 ％, Sb : 0.005 ∼ 0.50 ％, Bi : 0.005 ∼ 0.50 ％, Mo : 0.005 ∼ 0.10 ％

이들 원소도 자기 특성의 향상에 유용한 원소인데, 각각 하한에 못 미치면 그 첨가 효과가 부족하다. 한편 상한을 초과하면 2 차 재결정 입자의 발달이 억제되어, 오히려 자기 특성의 열화를 초래한다. Mo 의 상한은 바람직하게는 0.100 ％ 이하이다.

다음으로, 본 발명의 제조 공정에 대해 설명한다.

상기의 적합 성분 조성으로 조정한 용강을 통상적인 조괴법이나 연속 주조법으로 슬래브로 한다. 또, 100 ㎜ 이하의 두께를 갖는 얇은 주물편을 직접 주조법으로 제조해도 된다. 슬래브의 경우에는, 통상적인 방법으로 가열하여 열간 압연하는데, 주조 후 가열하지 않고 바로 열간 압연에 제공해도 된다. 얇은 주물편의 경우에는, 열간 압연해도 되고, 열간 압연을 생략하고 그대로 이후의 공정으로 진행되어도 된다.

열간 압연 전의 슬래브 가열 온도는, Al, N, S 및 Se 를 저감시키고, 인히비터 성분을 함유하지 않는 성분계인 점에서, 종래 필수였던 인히비터를 고용시키기 위한 고온 소둔을 필요로 하지 않는다. 따라서, 1250 ℃ 이하의 저온으로 하는 것이 비용면에서 바람직하다.

이어서, 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한다. 양호한 자기 특성을 얻기 위한 열연판 소둔 온도로는 800 ∼ 1150 ℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 열연판 소둔 온도가 800 ℃ 에 못 미치면 열연에 의한 밴드 조직 (band texture) 이 잔류하고, 정립 (整粒) 된 1 차 재결정 조직을 실현하기 곤란해져, 2 차 재결정의 발달이 저해된다 (열연판 소둔을 필요로 할 정도의 밴드 조직이 미리 존재한 경우). 한편, 열연판 소둔 온도가 1150 ℃ 를 초과하면, 열연판 소둔 후의 입경이 지나치게 조대화되기 때문에, 정립된 1 차 재결정 조직을 실현하는데 있어서 매우 불리해진다.

열연판 소둔 후, 1 회 또는 중간 소둔을 사이에 갖는 2 회 이상의 냉간 압연을 실시한 후, 재결정 소둔을 실시한다. 냉간 압연시에 그 온도를 100 ∼ 300 ℃ 로 상승시켜 실시하는 것이나, 냉간 압연의 도중에 100 ∼ 300 ℃ 의 시효 처리를 1 회 또는 복수 회 실시하는 것은, 자기 특성을 향상시키는데 있어서 유리하다.

재결정 소둔은, 탈탄을 필요로 하는 경우에는 분위기를 습윤 분위기로 하지만, 탈탄을 필요로 하지 않는 경우에는 건조 분위기에서 실시해도 된다. 이 재결정 소둔에 있어서의 균열 온도는 재결정 온도 이상이면 특별히 제한은 없지만, 지나치게 고온에서 소둔하면 결정 입경이 조대해져, 2 차 재결정 발현이 불안정해질 우려가 있으므로, 소둔 온도의 상한은 1050 ℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 또한, 재결정 소둔 후에 침규법 (浸珪法) 에 의해 Si 량을 증가시키는 기술을 병용해도 된다.

본 발명에서는, 상기한 재결정 소둔 공정에 있어서, 600 ℃ 에서 800 ℃ 까지의 평균 승온 속도를 15 ℃/s 이상으로 하는 것이 매우 바람직하다. 이러한 것은, 승온 속도의 평균값을 15 ℃/s 이상으로 함으로써, 도 5 에 나타낸 바와 같이, 평균 입경을 1.0 으로 규격화하였을 때의 표준 편차가 매우 작아져, 즉 입경의 편차가 매우 작아져, 우수한 자기 특성을 안정적으로 얻는데 있어서 더욱 현격하게 유리해지기 때문이다. 또한, 이 평균 승온 속도의 상한값에 대해서는 특별히 제한은 없고 클수록 바람직한데, 온도 제어의 관점에서는 승온 속도를 300 ℃/s 이하의 범위에서 조정하는 것이 바람직하다. 평균 승온 속도는, 방사 온도계로 판의 표면 온도를 측정하여, 600 ℃ 에서 800 ℃ 에 도달할 때까지의 시간으로 승온량 (200 ℃) 을 나누어 구하면 된다.

그 후, 철손을 중시하여 포오스테라이트 (forsterite) 피막을 형성시키는 경우에는, MgO 를 주체로 하는 소둔 분리제를 도포한 후에 마무리 소둔을 실시함으로써, 2 차 재결정 조직을 발달시킴과 함께, 포오스테라이트 피막을 형성시킬 수 있다.

한편, 타발 가공성을 중시하여 포오스테라이트 피막을 형성시키지 않는 경우에는, 소둔 분리제를 사용하지 않거나, 사용한다고 해도 포오스테라이트 피막의 형성을 저해하는 실리카나 알루미나 등을 주성분으로 한 것을 사용한다. 이들 소둔 분리제를 도포할 때에는, 수분을 반입하지 않는 정전 도포를 실시하는 것 등이 유효하며, 또 내열 무기 재료 시트 (실리카, 알루미나, 마이카) 를 사용해도 된다.

마무리 소둔은, 2 차 재결정 발현을 위해 800 ℃ 이상에서 실시하는 것이 바람직하다. 또, 2 차 재결정을 완료시키기 위해서는 800 ℃ 이상의 온도로 20 시간 이상 유지시키는 것이 바람직하다. 타발성을 중시하여 포오스테라이트 피막을 형성시키지 않는 경우에는, 2 차 재결정이 완료되면 되므로, 유지 온도는 850 ∼ 950 ℃ 정도로 하는 것이 바람직하고, 유지 단계에서 마무리 소둔을 종료할 수도 있다. 철손을 중시하는 경우나 트랜스의 소음을 저하시키기 위해 포오스테라이트 피막을 형성시키는 경우에는, 1200 ℃ 정도까지 승온시키는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서는 마무리 소둔에 있어서 인히비터를 제거할 필요는 없고, 따라서 마무리 소둔 온도의 자유도는 높지만, 인히비터 이외여도 불순물을 마무리 소둔에 의해 제거하는 (순화시키는) 것은 여전히 바람직하다. 따라서, 본 발명에 있어서도 마무리 소둔은 순화 소둔의 의미도 갖는다.

마무리 소둔 후에는, 부착된 미반응의 소둔 분리제를 제거하기 위해, 물 세정이나 브러싱, 산 세정 등을 실시한다. 그 후, 평탄화 소둔을 실시하여 형상을 교정하는 것이 철손 저감을 위해 유효하다.

또한, 강판을 적층하여 사용하는 경우에는, 철손을 개선할 목적으로, 평탄화 소둔 전 또는 후에 강판 표면에 절연 코팅을 실시하는 것이 유효하다. 이 절연 코팅은, 철손 저감을 위해 강판에 장력을 부여할 수 있는 코팅으로 하는 것이 바람직하다. 즉, 바인더를 통한 장력 코팅 도포 방법이나, 물리 증착법, 화학 증착법에 의해 무기물을 강판 표면에 증착시키는 코팅 방법을 채용하면, 밀착성이 우수한 코팅막이 얻어지고, 또 철손 저감 효과도 향상된다.

실시예

(실시예 1)

C : 0.018 ∼ 0.023 ％, Si : 3.20 ∼ 3.40 ％, Mn : 0.10 ∼ 0.15 ％, Cr : 0.03 ∼ 0.05 ％, Al : 30 ∼ 140 ppm 및 N : 29 ∼ 50 ppm 을 함유하고, 표 1 에 기재된 Al/N 비를 갖고, 또한 표 1 에 기재된 Nb 량을 함유하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 슬래브를 연속 주조로 제조하였다. 이어서 1200 ℃ 에서 슬래브 가열하고, 열간 압연에 의해 판두께 2.2 ㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 다음으로, 1060 ℃ 에서 40 초의 열연판 소둔을 실시하고, 1 회의 냉간 압연에 의해 판두께 0.23 ㎜ 의 두께로 마무리하였다. 또한, 균열 조건이 850 ℃ 에서 100 초인 재결정 소둔을 실시한 후, MgO 를 주체로 하는 소둔 분리제를 도포하고 나서, 900 ℃ 로 50 시간 유지하여 2 차 재결정시킨 후, 1200 ℃ 로 10 시간 유지하여 포오스테라이트 피막을 형성시켰다. 마지막으로, 1200 ℃ 에서 60 초의 평탄화 소둔을 실시하고, 그 후, 화학 증착법에 의해 TiN 을 강판 표면에 증착시켜 코팅으로 하였다.

여기서, 본 실시예에서의 자기 특성 측정 샘플의 채취 및 자기 특성의 측정을 이하의 순서로 실시하였다.

먼저, 평탄화 소둔 라인의 소둔로 출구측에 설치된 인라인 철손계에 의해 코일의 전체 길이에 걸쳐 철손을 측정하고, 코일 길이 방향의 철손 프로파일을 취득해 둔다. 다음으로, TiN 코팅 후, 상기 철손 프로파일에서의 철손이 높았던 부위로부터, 판 폭 방향으로 3 지점, 및 코일 길이 방향의 양 단부 2 지점 (폭 방향 중앙) 의 합계 5 지점으로부터 샘플을 채취하고, 자기 특성을 JIS C 2550 의 방법에 준거하여 측정하였다.

상기 5 지점 중, 가장 자기 특성이 나빴던 샘플에 있어서의 자속 밀도 (B₈) 및 W₁₇ _/50 을 그 코일의 대표값으로 하고, 그 값의 양부 (良否) 에 의해 코일 전체 길이에서 우수한 자기 특성이 얻어졌는지의 여부를 평가하였다.

이상의 측정 평가 결과를 표 1 에 병기한다.

동 표에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 의하면, 인히비터를 함유하지 않는 성분계에 있어서, 코일 전체 길이에 걸쳐 양호한 자기 특성의 방향성 전기 강판을 얻을 수 있었다.

(실시예 2)

C : 0.018 ∼ 0.023 ％, Si : 3.20 ∼ 3.40 ％, Mn : 0.10 ∼ 0.15 ％, Cr : 0.03 ∼ 0.05 ％, Al : 30 ∼ 140 ppm 및 N : 29 ∼ 50 ppm 을 함유하고, Al/N 비가 표 2 에 나타내는 값이 되고, 또한 표 2 에 나타내는 양의 Nb 를 함유하며, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 슬래브를 연속 주조로 제조하고, 1200 ℃ 에서 슬래브 가열한 후, 열간 압연에 의해 2.2 ㎜ 두께의 열연판으로 하고, 이어서 1060 ℃ 에서 40 초의 열연판 소둔 후, 냉간 압연에 의해 0.23 ㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 그 후, 25 ％ N₂-75 ％ H₂ 의 습윤 분위기 중에서 820 ℃, 90 초의 재결정 소둔을 실시하였다. 이 때, 600 ∼ 800 ℃ 사이의 평균 승온 속도는 모두 36 ℃/s 로 하였다. 또한, 재결정 입자의 입도 분포의 표준 편차는 모두 0.21 정도였다. 이어서, MgO 를 주체로 하는 소둔 분리제를 도포하고 나서, 1200 ℃ 에서 10 시간의 순화 소둔을 실시하였다. 그 후, 1200 ℃, 60 초의 평탄화 소둔을 실시하고, 그 때, 화학 증착법에 의해 TiN 을 강판 표층에 증착시켜 코팅으로 하였다.

평탄화 소둔 후에 인라인 철손계로 코일 전체 길이의 철손을 미리 측정하고, 전체 길이 측정에서 철손이 나빴던 지점 : 3 지점과 코일 양 단부 : 2 지점의 합계 5 지점의 샘플을 채취하였다.

얻어진 샘플의 자기 특성 (자속 밀도 (B₈), 철손 W₁₇ _/50) 을 JIS C 2550 에 기재된 방법으로 측정하여, 5 지점 중 가장 자기 특성이 나빴던 값을 그 코일의 대표값으로 하였다. 이 방법에서는, 자기 특성의 편차가 큰 경우에는 대표값이 나빠지므로, 코일 내의 편차도 수치화할 수 있는 것으로 간주할 수 있다.

얻어진 결과를 표 2 에 병기한다.

동 표로부터 분명한 바와 같이, 미량 원소로서 적정량의 Nb 를 첨가하고, 또한 Al/N 비를 적정 범위로 조정함으로써, 양호한 자기 특성이 얻어짐을 알 수 있다.

(실시예 3)

표 3 에 나타내는 성분을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 슬래브를 연속 주조로 제조하였다. 이어서, 1250 ℃ 에서 슬래브 가열하고, 열간 압연에 의해 판두께 2.3 ㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 다음으로, 1000 ℃ 에서 35 초의 열연판 소둔을 실시하고, 1 회째 냉간 압연에 의해 판두께 0.82 ㎜ 의 강판으로 하였다. 이어서, 1000 ℃ 에서 40 초의 중간 소둔을 실시한 후, 2 회째 냉간 압연에 의해 판두께 0.23 ㎜ 의 최종 두께로 마무리하였다. 계속해서, 850 ℃ 에서 60 초의 재결정 소둔을 실시하고, MgO 를 주체로 하는 소둔 분리제를 도포하고, 1250 ℃ 에서 10 시간의 마무리 소둔을 실시하였다. 이 때 10 시간의 유지 중 후반 5 시간을 Ar 분위기로 하고, 그 이외에는 수소 분위기로 하였다. 마지막으로 인산마그네슘과 붕산을 주체로 한 장력 부여 코팅의 형성을 겸한 평탄화 소둔을 900 ℃ 에서 15 초 실시하였다.

얻어진 샘플의 자기 특성을, 실시예 1 과 동일한 순서에 따라 소둔 후의 강판에 대해 측정 및 평가를 하였다.

그 결과를 표 3 에 병기한다.

(실시예 4)

표 4 에 나타내는 성분 조성이 되는 강 슬래브를 연속 주조로 제조하고, 1200 ℃ 의 슬래브 가열 후, 열간 압연에 의해 2.8 ㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 이어서, 1 회째 냉간 압연에 의해 2.0 ㎜ 의 중간 판두께로 하고, 1000 ℃, 40 초의 중간 소둔 후, 2 회째 냉간 압연에 의해 0.23 ㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 그 후, 40 ％ N₂-60 ％ H₂ 의 습윤 분위기 중에서 830 ℃, 60 초의 재결정 소둔을 실시하였다. 이 때, 600 ∼ 800 ℃ 사이의 평균 승온 속도는 모두 70 ℃/s 로 하였다. 또한, 재결정 입자의 입도 분포의 표준 편차는 모두 0.19 정도였다. 이어서, MgO 를 주체로 하는 소둔 분리제를 도포하고 나서, 1250 ℃ 에서 10 시간의 순화 소둔을 실시하였다. 그 때, 10 시간의 유지 중 후반 5 시간을 Ar 분위기로 하고, 그 이외에는 수소 분위기로 하였다. 그 후, 인산마그네슘과 붕산을 주체로 한 장력 부여 코팅 형성을 겸한 평탄화 소둔을 900 ℃ 에서 15 초의 조건으로 실시하였다.

얻어진 결과를 표 4 에 병기한다.

동 표로부터 분명한 바와 같이, 성분 조성이 본 발명의 적정 범위를 만족시키는 발명예는 모두 양호한 자기 특성이 얻어졌다.

(실시예 5)

C : 0.082 ％, Si : 3.30 ％, Mn : 0.07 ％, Cr : 0.05 ％, P : 0.012 ％, Sn : 0.054 ％, Sb : 0.035 ％, Al : 70 ppm, N : 32 ppm (Al/N ＝ 2.19) 및 V : 40 ppm 을 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 슬래브를 연속 주조로 제조하고, 1200 ℃ 의 슬래브 가열 후, 열간 압연에 의해 2.7 ㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 이어서, 950 ℃ 에서 30 초의 열연판 소둔 후, 150 ℃ 의 온간 압연에 의해 0.30 ㎜ 의 최종 판두께로 마무리하였다. 그 후, 60 ％ N₂-40 ％ H₂ 의 습윤 분위기 중에서 835 ℃, 90 초의 재결정 소둔을 실시하였다. 이 때, 600 ∼ 800 ℃ 사이의 평균 승온 속도를 표 5 에 나타내는 바와 같이 다양하게 변화시켰다. 이어서, MgO 를 주체로 하는 소둔 분리제를 도포하고 나서, 1200 ℃, 25 시간의 순화 소둔을 실시하였다. 그 후, 인산마그네슘과 붕산을 주체로 한 장력 부여 코팅 형성을 겸한 평탄화 소둔을 900 ℃ 에서 15 초의 조건으로 실시하였다.

얻어진 결과를 표 5 에 병기한다.

동 표로부터 분명한 바와 같이, 재결정 소둔 공정에 있어서의 600 ∼ 800 ℃ 사이의 평균 승온 속도를 15 ℃/s 이상으로 함으로써, 더욱 양호한 자기 특성이 얻어짐을 알 수 있다. 또한, 평균 승온 속도가 15 ℃/s 를 밑돌면 편차에 의해 자기 특성은 열화되지만, 이 경우에도 Al/N 을 1.4 이상으로 하고 미량 원소를 소정량 함유시킴으로써 자기 특성을 개선할 수 있다.

산업상 이용가능성

본 발명에 의하면, 인히비터를 함유하지 않는 성분계에 있어서, 코일의 길이 방향 및 폭 방향에 있어서의 자기 특성의 편차를 작게 할 수 있고, 그 결과 제품 코일 전체로서 양호한 자기 특성을 얻을 수 있다. 즉, 코일 전체 길이·전체 폭에 걸쳐 자기 특성이 우수한 방향성 전기 강판을 얻을 수 있고, 이 방향성 전기 강판은 강한 자속 밀도가 필요한 코일의 철심 등의 용도에 제공하기에 매우 유효하다.

Claims

본원 발명의 상세한 설명에 기재된 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강판의 제조방법