KR20200089321A

KR20200089321A - 저철손 방향성 전자 강판과 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20200089321A
Application number: KR1020207018525A
Authority: KR
Inventors: 마사노리 다케나카; 마코토 와타나베; 유이코 에하시
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2017-12-28
Filing date: 2018-12-27
Publication date: 2020-07-24
Also published as: CN111417737A; EP3733895A4; US20200325555A1; JP6601649B1; WO2019131853A1; CN111417737B; KR102437377B1; EP3733895B1; JPWO2019131853A1; US11459633B2; RU2744254C1; EP3733895A1

Abstract

질량％로, C: 0.02∼0.10％, Si: 2.0∼5.0％, Mn: 0.01∼0.30％를 함유하고, 추가로 인히비터 형성 성분을 함유하는 강 슬래브를 열간 압연하고, 열연판 어닐링하고, 냉간 압연하고, 탈탄 어닐링을 겸한 1차 재결정 어닐링하고, 마무리 어닐링을 실시하여 방향성 전자 강판을 제조할 때, 상기 강 슬래브 중의 sol.Al과 N의 함유량의 비(sol.Al/N)의 값과 최종 판두께 d가, 소정의 관계를 충족함과 함께 상기 마무리 어닐링에 있어서, 가열 과정의 850℃ 초과 950℃ 이하에서 5∼200hr 간의 보정 처리하고, 950∼1050℃ 간을 5∼30℃/hr로 가열하고, 추가로, 1100℃ 이상의 온도에 2hr 이상 유지하는 순화 처리를 실시하여, 원 상당 지름의 평균값이 10∼100㎜이고, 애스펙트비의 평균값이 2.0 미만, 상기 애스펙트비의 표준 편차가 1.0 이하인 2차 재결정 조직으로 함으로써, 극박의 판두께에서도 코일 전체 길이에 걸쳐 자기 특성이 양호하고 편차가 작은 방향성 전자 강판을 얻는다.

Description

저철손 방향성 전자 강판과 그의 제조 방법

본 발명은, 저철손(low-iron-loss)의 방향성 전자 강판과 그의 제조 방법에 관한 것이다.

방향성 전자 강판은, 2차 재결정을 이용하여, 결정립을 {110}<001>방위(이후, 「고스(Goss) 방위」라고 함)에 집적시킴으로써, 저철손이고 고자속 밀도라는 우수한 자기 특성을 부여한 연자성 재료인 점에서, 주로 변압기 등의 전기 기기의 철심 재료로서 이용되고 있다. 방향성 전자 강판의 자기 특성을 나타내는 지표로서는, 일반적으로, 자장의 강도가 800A/m에 있어서의 자속 밀도 B₈(T)과, 여자 주파수가 50㎐인 교류 자장에서 1.7T까지 자화했을 때의 강판 1㎏당의 철손 W_17/50(W/㎏)이 이용되고 있다.

방향성 전자 강판의 철손은, 결정 방위나 강판 순도 등에 의존하는 히스테리시스손(hysteresis loss)과, 판두께나 비저항, 자구(magnetic domain)의 크기 등에 의존하는 와전류손과의 합으로 나타난다. 그 때문에, 철손을 저감하는 방법으로서는, 결정 방위의 Goss 방위로의 집적도를 높여 자속 밀도를 향상시킴으로써 히스테리시스손을 저감하는 방법이나, 전기 저항을 높이는 Si 등의 함유량을 높이거나, 강판의 판두께를 저감하거나, 자구를 세분화하거나 함으로써 와전류손을 저감하는 방법 등이 알려져 있다.

이들 철손 저감 방법 중, 자속 밀도를 향상시키는 방법에 대해서는, 방향성 전자 강판을 제조할 때, 인히비터(inhibitor)라고 불리우는 석출물을 이용하여 최종 마무리 어닐링 중에 입계에 이동도차(易動度差)를 둠으로써, 고스 방위만을 우선 성장시키는 방법이 일반적인 기술로서 이용되고 있다. 예를 들면, 특허문헌 1에는, 인히비터로서, AlN이나 MnS를 이용하는 방법이, 또한, 특허문헌 2에는, 인히비터로서, MnS나 MnSe를 이용하는 방법이 개시되어 있고, 모두, 고온에서의 슬래브(slab) 가열을 필요로 하는 제조 방법으로서 공업적으로 실용화되어 있다.

또한, 판두께를 얇게 하는 방법에 관해서는, 압연에 의한 방법과, 화학 연마에 의한 방법이 알려져 있지만, 화학 연마하는 방법은, 수율의 저하가 커서, 공업적 규모에서의 생산에는 적합하지 않다. 그 때문에, 오로지 압연에 의해 판두께를 얇게 하는 방법이 이용되고 있다. 그러나, 압연하여 판두께를 얇게 하면, 마무리 어닐링에 있어서의 2차 재결정이 불안정해져, 자기 특성이 우수한 제품을 안정적으로 제조하는 것이 어려워진다는 문제가 있다.

이 문제에 대하여, 예를 들면, 특허문헌 3에는, 주(主)인히비터로서 AlN을 사용하고, 강압하의 최종 냉간 압연함으로써 비교적 얇은 일 방향성 전자 강판을 제조하는 방법에 있어서, Sn과 Se의 복합 첨가에 더하여 추가로 Cu 및/또는 Sb를 첨가함으로써, 보다 우수한 철손값이 얻어지는 것이, 또한, 특허문헌 4에는, 판두께 0.20㎜ 이하의 비교적 얇은 일 방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서, Nb를 첨가함으로써, 탄질화물의 미세 분산이 촉진되어 인히비터 효과가 강화되고, 자기 특성이 향상하는 것이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 5에는, 열연판의 판두께를 얇게 하고, 코일의 권취 온도를 내리고, 마무리 어닐링의 히트 패턴을 적정하게 제어함으로써, 1회의 냉연으로 자기 특성이 우수한 비교적 얇은 일 방향성 전자 강판을 제조하는 방법이, 또한, 특허문헌 6에는, 열연판의 판두께를 1.9㎜ 이하로 함으로써, 0.23㎜ 이하의 방향성 전자 강판을 1회 냉연법으로 제조하는 방법이 개시되어 있다.

그러나, 최종 냉연 후의 판두께가 0.15∼0.23㎜라는 극박(極薄)의 방향성 전자 강판에서는, 상기 특허문헌 3∼6의 기술을 적용해도, 여전히 2차 재결정 불량이 발생하여, 수율이 저하하기 쉽다는 문제가 있었다.

그래서, 상기 문제를 해결하는 기술로서, 특허문헌 7에는, 제품 판두께에 따라서 소재가 되는 강 슬래브 중의 sol.Al과 N의 함유량의 비를 적정 범위로 제어하고, 강판 판두께의 중심층의 1차 재결정 입경을 2차 재결정에 적합한 크기로 함과 함께, 마무리 어닐링의 가열 과정에 있어서, 2차 재결정 전의 강판을 소정의 온도에 소정 시간 유지하는 보정(保定) 처리를 실시하여 코일 내의 온도를 균일화한 후, 10∼60℃/hr의 승온 속도로 급속 가열하여 강판 표층의 입경을 적정 범위로 제어함으로써 2차 재결정 불량을 방지하는 기술이 개시되어 있다.

일본특허공고공보 소40-015644호 일본특허공고공보 소51-013469호 일본특허공고공보 평07-017956호 일본공개특허공보 평06-025747호 일본특허공고공보 평07-042507호 일본공개특허공보 평04-341518호 일본공개특허공보 2013-047382호

그러나, 제품 판두께(최종 냉연판 두께)가 0.15∼0.23㎜라는 극박 두께의 방향성 전자 강판에서는, 상기 특허문헌 7에 개시된 기술을 적용하여, 마무리 어닐링의 가열 과정에 있어서, 2차 재결정 전의 강판에 보정 처리를 실시했다고 해도, 그 후의 2차 재결정시키는 급속 가열 시에 코일 내에 큰 온도차가 발생하기 때문에, 특히 코일 중간 감기부 등의 승온 속도가 비교적 느린 부위에서는 여전히 2차 재결정 불량이 발생하여, 발본적인 문제의 해결에는 이르지 않았다. 또한, 보정 처리 후의 고온역에서 급속 가열하기 위해서는, 강력한 가열 설비나 다량의 연료 공급이 필요해지기 때문에, 공업적 관점에서도 바람직하지 않다.

본 발명은, 종래 기술이 갖는 상기 문제점을 감안하여 이루어진 것으로서, 그의 목적은, 슬래브의 고온 가열이 필요한 방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서, 극박의 판두께에서도, 마무리 어닐링에 있어서의 급속 가열을 행하는 일 없이, 2차 재결정 불량의 발생을 억제 가능한 제조 방법을 제안하는 것에 있다.

발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 인히비터 형성 성분으로서의 sol.Al과 N의 함유량 및 제품 판두께의 관계에 착안하여 예의 검토를 거듭했다. 그 결과, 고온 슬래브 가열이 필요한 방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서, 제품 판두께에 대한, 소재가 되는 강 슬래브 중의 sol.Al과 N의 함유량의 비(sol.Al/N)의 값을, 특허문헌 7에 기재된 종래 기술보다도 낮은 범위로 제어함으로써, 인히비터로서 작용하는 AlN의 마무리 어닐링에 있어서의 오스트발트 성장이 억제되어, 2차 재결정 전의 1차 재결정립이 2차 재결정에 적합한 크기가 되고, 게다가, 마무리 어닐링에 있어서의 가열 과정의 보정 처리 후의 승온 속도도, 특허문헌 7에 기재된 종래 기술보다도 적정 범위가 저속도측으로 이행하는 것, 따라서, 급속 가열하는 일 없이 코일 전체 길이에 걸쳐 2차 재결정을 안정적으로 발현할 수 있는 것을 발견하여, 본 발명을 개발하기에 이르렀다.

상기 인식에 기초하는 본 발명은, C: 0.005mass％ 이하, Si: 2.0∼5.0mass％, Mn: 0.01∼0.30mass％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 결정립의 원 상당 지름의 평균값이 10∼100㎜이고, (압연 방향의 길이)/(압연 직각 방향의 길이)로 나타나는 애스펙트비의 평균값이 2.0 미만, 또한, 상기 애스펙트비의 표준 편차가 1.0 이하인 2차 재결정 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 방향성 전자 강판이다.

본 발명의 상기 방향성 전자 강판은, 상기 결정립의 애스펙트비의 표준 편차가 0.7 이하인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 상기 방향성 전자 강판은, 원 상당 지름이 2㎜ 미만인 결정립의 합계 면적률이 1％ 이하인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 상기 방향성 전자 강판은, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, Ni: 0.01∼1.00mass％, Sb: 0.005∼0.50mass％, Sn: 0.005∼0.50mass％, Cu: 0.01∼0.50mass％, Cr: 0.01∼0.50mass％, P: 0.005∼0.50mass％, Mo: 0.005∼0.10mass％, Ti: 0.001∼0.010mass％, Nb: 0.001∼0.010mass％, V: 0.001∼0.010mass％, B: 0.0002∼0.0025mass％, Bi: 0.005∼0.50mass％, Te: 0.0005∼0.010mass％ 및 Ta: 0.001∼0.010mass％ 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명은, C: 0.02∼0.10mass％, Si: 2.0∼5.0mass％, Mn: 0.01∼0.30mass％, sol.Al: 0.01∼0.04mass％, N: 0.004∼0.020mass％, S 및 Se 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 합계로 0.002∼0.040mass％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1250℃ 이상의 온도로 가열한 후, 열간 압연하고, 1회 혹은 중간 어닐링을 사이에 두는 2회 이상의 냉간 압연하여 최종 판두께의 냉연판으로 하고, 탈탄 어닐링을 겸한 1차 재결정 어닐링하고, 마무리 어닐링을 실시하는 일련의 공정으로 이루어지는 방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서, 상기 강 슬래브는, sol.Al과 N의 함유량의 비(sol.Al/N)와 최종 판두께 d(㎜)가, 하기 (1)식;

4d＋0.80≤sol.Al/N≤4d＋1.50 …(1)

을 충족함과 함께, 상기 마무리 어닐링에서는, 가열 과정의 850℃ 초과 950℃ 이하의 온도역에 5∼200hr 유지하는 보정 처리한 후, 계속하여, 혹은, 일단, 700℃ 이하까지 강온한 후, 재가열하고, 950∼1050℃ 간의 온도역을 5∼30℃/hr의 승온 속도로 가열하고, 추가로, 1100℃ 이상의 온도에 2hr 이상 유지하는 순화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자 강판의 제조 방법을 제안한다.

또한, 본 발명의 상기 방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상기 1차 재결정 어닐링의 가열 과정에 있어서의 500∼700℃ 간을 50℃/s 이상의 승온 속도로 가열하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 상기 방향성 전자 강판의 제조 방법에 이용하는 상기 강 슬래브는, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, Ni: 0.01∼1.00mass％, Sb: 0.005∼0.50mass％, Sn: 0.005∼0.50mass％, Cu: 0.01∼0.50mass％, Cr: 0.01∼0.50mass％, P: 0.005∼0.50mass％, Mo: 0.005∼0.10mass％, Ti: 0.001∼0.010mass％, Nb: 0.001∼0.010mass％, V: 0.001∼0.010mass％, B: 0.0002∼0.0025mass％, Bi: 0.005∼0.50mass％, Te: 0.0005∼0.010mass％ 및 Ta: 0.001∼0.010mass％ 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 상기 방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상기 최종 판두께로 하는 냉간 압연 이후의 어느 공정에서, 자구 세분화 처리를 실시하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 상기 방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상기 자구 세분화 처리를, 평탄화 어닐링 후의 강판 표면에 전자 빔 또는 레이저 빔을 조사하여 행하는 것을 특징으로 한다.

본 발명의 제조 방법에 의하면, 고온 슬래브 가열을 실시하는 방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서, 건전한 2차 재결정이 곤란했던 판두께가 0.15∼0.23㎜라는 극박 두께의 강판에서도, 2차 재결정이 안정적으로 발현하기 때문에, 판두께 저감에 의한 철손 특성의 개선 효과를 코일 전체 길이에 걸쳐 향수하는 것이 가능해진다. 또한, 본 발명에 의하면, 마무리 어닐링의 가열 과정에 있어서의 800∼950℃ 간의 급속 가열이 불필요해지기 때문에, 공업적인 관점에서도 유리하다.

도 1은 강 슬래브 중의 (sol.Al/N)과 판두께 d가, 제품판의 자속 밀도 B₈에 미치는 영향을 나타내는 그래프이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

우선, 본 발명을 개발하기에 이른 실험에 대해서 설명한다.

<실험 1>

표 1에 나타낸 바와 같이, C: 0.05∼0.06mass％, Si: 3.4∼3.5mass％, Mn: 0.06∼0.08mass％, S: 0.002∼0.003mass％ 및 Se: 0.005∼0.006mass％를 함유하고, 또한, sol.Al과 N의 함유량 N의 비(sol.Al/N)를 1.09∼2.98의 범위에서 여러 가지로 변화시킨 성분 조성을 갖는 10종의 강 슬래브를 1400℃로 가열한 후, 열간 압연하여 판두께 2.4㎜의 열연판으로 하고, 1000℃×60초의 열연판 어닐링을 실시한 후, 1회째의 냉간 압연하여 중간 판두께 1.5㎜로 하고, 1100℃×60s의 중간 어닐링을 실시한 후, 2회째(최종)의 냉간 압연하여 최종 판두께가 0.12∼0.27㎜의 범위의 여러 가지의 냉연판으로 했다.

이어서, 50vol％ H₂-50vol％ N₂의 습수소 분위기하에서 820℃×2min의 탈탄 어닐링을 겸한 1차 재결정 어닐링을 실시했다. 이때, 1차 재결정 어닐링의 500∼700℃ 간의 승온 속도는 20℃/s로 했다.

이어서, MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 강판 표면에 도포, 건조한 후, 900℃까지를, N₂ 분위기하에서, 20℃/hr의 승온 속도로 가열하고, 900℃의 온도에서 10hr 유지하는 보정 처리를 실시한 후, 900℃에서 1150℃까지를, 25vol％ N₂-75vol％의 H₂의 혼합 분위기하에서, 950∼1050℃ 간의 승온 속도가 20℃/hr이 되도록 가열하고, 1150℃에서 1200℃까지를, H₂ 분위기하에서, 승온 속도 10℃/hr로 가열하고, 추가로, H₂ 분위기하에서 1200℃의 온도에 10hr 유지하는 순화 처리를 실시한 후, 800℃ 이하를 N₂ 분위기하에서 냉각하는, 2차 재결정 어닐링과 순화 처리로 이루어지는 마무리 어닐링을 실시했다.

이어서, 상기 마무리 어닐링 후의 강판 표면으로부터 미반응의 어닐링 분리제를 제거한 후, 인산염계의 절연 장력 피막을 도포하고, 피막의 소부(baking)와 강대의 평탄화를 목적으로 하는 평탄화 어닐링을 실시하여 제품판으로 했다.

이렇게 하여 얻은 전체 길이 약 4000m의 제품판의 길이 방향 0m, 1000m, 2000m, 3000 및 4000m의 5개소로부터, 자기 특성 측정용의 시험편을 채취하여, 자화력 800A/m에 있어서의 자속 밀도 B₈을 측정하고, 코일 내에서 자속 밀도가 가장 낮은 값을 코일 내 보증값, 가장 높은 값을 코일 내 최량값으로 하여, 그 결과를 표 1에 병기했다. 또한, 도 1에는, 코일 내 보증값의 자속 밀도 B₈: 1.92T 이상이 얻어지는 판두께 d와 (sol.Al/N)의 범위를 나타냈다. 여기에서, 코일 내 보증값의 자속 밀도 B₈이 높다는 것은, 코일 내에서 2차 재결정이 균일하게 일어나고 있는 것을 나타내고 있고, 2차 재결정이 적정하게 발현한 것을 판단하는 데에 유효한 지표가 된다.

이들 결과로부터, 강 소재(슬래브) 중의 sol.Al과 N의 비(sol.Al/N)를, 제품 판두께(최종 판두께)에 따라서 적정 범위로 제어하는, 구체적으로는, 하기 (1)식;

4d＋0.80≤sol.Al/N≤4d＋1.50 …(1)

을 충족하도록 제어함으로써, 코일 전체 길이에 걸쳐 2차 재결정이 안정적으로 발현하여, 제품판의 자기 특성이 크게 향상하는 것을 알 수 있었다.

상기와 같이, (sol.Al/N)의 적정 범위가 판두께에 의해 변화하는 이유에 대해서, 발명자들은 이하와 같이 생각하고 있다.

판두께가 얇아지면, 판두께 방향의 1차 재결정립의 수가 감소하기 때문에, 2차 재결정을 일으키는 구동력이 저하한다. 그 때문에, 최종 판두께 d(㎜)의 저하에 따라서, 2차 재결정 전의 1차 재결정립를 미세하게 유지한 채로, 어떠한 방법으로, 2차 재결정의 구동력을 높여 줄 필요가 있다. 그러나, (sol.Al/N)의 값이 커지면, AlN의 오스트발트 성장이 오히려 촉진하기 때문에, 2차 재결정에 필요한 구동력을 확보할 수 없어, 도 1에 나타낸 바와 같이, 2차 재결정 불량을 초래한다. 한편, (sol.Al/N)이 지나치게 작아지면, Goss 방위로부터의 각도차가 큰 립(粒)도 2차 재결정을 일으키게 되기 때문에, 2차 재결정 후의 자속 밀도가 저하하거나, 철손이 증대하거나 한다.

<실험 2>

C: 0.06mass％, Si: 3.1mass％, Mn: 0.09mass％, sol.Al: 0.012mass％, N: 0.0066mass％(sol.Al/N＝1.82), S: 0.013mass％, Se: 0.005mass％, Cu: 0.09mass％ 및 Sb: 0.05mass％를 함유하는 강 슬래브를 1300℃로 가열한 후, 열간 압연하여 판두께 2.2㎜의 열연판으로 하고, 1050℃×10초의 열연판 어닐링을 실시한 후, 1회째의 냉간 압연하여 중간 판두께 1.5㎜로 하고, 1050℃×80초의 중간 어닐링을 실시하고, 추가로 2회째의 냉간 압연하여 최종 판두께 0.18㎜의 냉연판으로 했다.

이어서, 60vol％ H₂-40vol％ N₂의 습수소 분위기하에서 880℃×2min의 탈탄을 겸한 1차 재결정 어닐링을 실시했다. 이때, 1차 재결정 어닐링의 가열 과정의 500∼700℃ 간의 승온 속도는 10℃/s로 했다.

이어서, MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 강판 표면에 도포, 건조한 후, 860℃까지를 N₂ 분위기하에서, 20℃/hr의 승온 속도로 가열한 후, 860℃에서 1220℃까지를 H₂ 분위기하에서 가열하고, 추가로, H₂ 분위기하에서, 1220℃의 온도에 20hr 유지하는 순화 처리를 실시한 후, 800℃ 이하를 N₂ 분위기하에서 냉각하는 2차 재결정 어닐링과 순화 처리로 이루어지는 마무리 어닐링을 실시했다. 이때, 상기 860℃에서 1220℃까지의 가열에 있어서는, 860℃의 온도에서 50hr 유지하는 보정 처리의 유무와, 950∼1050℃ 간의 승온 속도를, 표 2에 나타낸 A∼H의 가열 패턴과 같이 변화시켰다. 여기에서, 표 2 중에 나타낸 「강온 없음」이란, 보정 처리 후, 계속하여, 고온으로 가열한 것을, 또한, 「강온 있음」이란, 보정 처리 후, 일단, 200℃ 이하까지 강온한 후, 재가열한 것을 나타내고 있다.

이어서, 상기 마무리 어닐링 후의 강판 표면으로부터 미반응의 어닐링 분리제를 제거한 후, 인산염계의 절연 장력 피막을 도포한 후, 피막의 소부와 강대의 평탄화를 목적으로 하는 평탄화 어닐링을 실시하여 제품판으로 했다.

이렇게 하여 얻은 전체 길이 약 4000m의 제품판의 길이 방향 0m, 1000m, 2000m, 3000m 및 4000m의 5개소로부터 자기 특성 측정용의 샘플을 채취하여, 자화력 800A/m에 있어서의 자속 밀도 B₈ 및 자속 밀도의 진폭 1.7T, 50㎐에 있어서의 철손값 W_17/50을 측정하고, 코일 내에서 가장 나쁜 B₈ 및 W_17/50의 값을 코일 내 보증값, 코일 내에서 가장 양호한 B₈ 및 W_17/50의 값을 코일 내 최량값으로 하여, 그들 결과를 표 2에 병기했다. 또한, 상기 샘플의 폭 중앙부 1000㎜×압연 방향 길이 500㎜의 영역의 매크로 사진을 화상 처리하여 당해 영역의 결정립에 대한, 원 상당 지름의 평균값, (압연 방향의 길이)/(압연 직각 방향의 길이)로 나타나는 애스펙트비의 평균값과 그의 표준 편차 σ 및, 원 상당 지름이 2㎜ 미만인 결정립의 합계 면적률을 측정하고, 그 결과도 표 2에 병기했다.

이들 결과로부터, 마무리 어닐링의 가열 도중의 860℃에 있어서 50hr의 보정 처리를 행하지 않았던 가열 패턴 A 및 950∼1050℃ 간의 승온 속도가 2℃/hr로 낮은 가열 패턴 B는, 코일 내에서 균일하게 2차 재결정이 발현하지 않았기 때문에, 코일 내 보증값이 나쁘지만, 860℃에서 50hr의 보정 처리 후, 5℃/hr 이상의 승온 속도로 가열한 가열 패턴 C∼G에서는, 2차 재결정이 안정적으로 발현하여, 코일 내 전체 길이에 걸쳐 자기 특성이 향상하고 있다. 또한, 가열 패턴 D와 E를 비교하면 알 수 있는 바와 같이, 보정 처리 후, 계속하여, 고온까지 가열한 경우와, 보정 처리 후, 일단, 200℃ 이하까지 강온하고, 그 후, 고온까지 재가열한 경우는, 자기 특성에 차이가 확인되지 않는다. 단, 보정 처리 후의 승온 속도가 30℃/hr을 초과하는 가열 패턴 H 및 I의 경우에는, 자기 특성이 약간 열화하는 경향이 확인되었다.

또한, 코일 내 보증값의 자기 특성이 향상한 조건에서는, 제품판의 결정립이, 원 상당 지름의 평균값이 10㎜ 이상이고, 애스펙트비의 평균값이 2.0 미만, 또한, 표준 편차 σ가 1.0 이하였다.

여기에서, 상기와 같이 마무리 어닐링의 가열 과정에서 적절한 보정 처리를 실시함으로써, 그 후의 가열이 저(低)승온 속도에서도 자기 특성이 개선되는 이유에 대해서, 발명자들은, 이하와 같이 생각하고 있다.

가열 과정의 2차 재결정 개시 전의 860℃의 온도에서 50hr의 보정 처리를 실시하는 목적은, 코일 내의 온도를 균일화하기 위함이다. 그러나, 상기 보정 처리 중에도, 인히비터로서 작용하는 AlN의 오스트발트 성장은 진행되어 조대화하여, 인히비터능은 저하한다. 그 때문에, 종래 기술에 있어서는, 그 후의 2차 재결정이 일어나는 고온역(950∼1050℃ 간)에서의 가열을 급속 가열로 할 필요가 있었다. 그러나, 본 발명에서는, 강 슬래브 중의 sol.Al과 N의 함유량의 비를 종래보다도 낮은 범위로 제어하고 있기 때문에, 마무리 어닐링의 보정 처리 완료까지의 사이에 있어서의 AlN의 오스트발트 성장이 억제된다. 따라서, 1차 재결정립이 미세한 상태인 채로, 즉, 2차 재결정의 구동력을 높게 유지한 채로, 2차 재결정이 일어나는 고온역으로 이행하는 것이 가능해지기 때문에 급속 가열할 필요성이 없어진다. 또한, 저속 가열이 가능해짐으로써, 코일 내의 온도차가 보다 저감되기 때문에, 코일 전체 길이에 걸쳐 2차 재결정을 안정적으로 발현하는 것이 가능해진다.

또한, 자기 특성이 향상한 조건에서, 제품판의 결정립의 원 상당 지름의 평균값이 10㎜ 이상, 애스펙트비의 평균값이 2.0 미만이고 표준 편차 σ가 1.0 이하가 되는 이유에 대해서는, 상기 조건에서는, 2차 재결정의 구동력을 높게 유지한 채로, 2차 재결정을 발현하는 것이 가능해지기 때문에, 조대하고 또한 애스펙트비가 작은 2차 재결정 조직이 보다 많이 형성되기 때문이라고 생각된다. 그 결과, 원 상당 지름이 2㎜ 미만인 미세한 결정립의 형성도 억제되게 된다.

본 발명은, 상기의 신규한 인식에 기초하여 이루어진 것이다.

다음으로, 본 발명의 방향성 전자 강판에 대해서 설명한다.

결정립의 원 상당 지름의 평균값: 10∼100㎜

본 발명의 무방향성 전자 강판은, 2차 재결정 후의 결정 조직에 있어서의 결정립의 원 상당 지름이, 평균값으로 10∼100㎜의 범위 내에 있는 것이 필요하다. 원 상당 지름의 평균값이 10㎜ 미만에서는, 상기 실험 결과로부터 알 수 있는 바와 같이, 양호한 자기 특성이 얻어지지 않는다. 한편, 100㎜를 초과하면, 180° 자구폭이 증대하여, 철손이 열화(증대)하기 때문이다. 보다 양호한 자기 특성을 얻기 위해서는, 30∼80㎜의 범위인 것이 바람직하다.

원 상당 지름이 2㎜ 미만인 결정립의 합계 면적률: 1％ 이하

본 발명의 무방향성 전자 강판은, 보다 우수한 자기 특성을 얻기 위해서는, 2차 재결정 후의 결정 조직에 있어서의 원 상당 지름이 2㎜ 미만인 결정립의 합계 면적률이 1％ 이하인 것이 바람직하다. 1％를 초과하면, 상기한 결정립의 원 상당 지름의 평균값의 저하를 초래하기 때문이다. 보다 양호한 자기 특성을 얻기 위해서는, 0.5％ 이하인 것이 바람직하다.

결정립의 애스펙트비의 평균값: 2.0 미만 또한 표준 편차: 1.0 이하

본 발명의 무방향성 전자 강판은, 2차 재결정 후의 결정 조직에 있어서의 결정립의, (압연 방향의 길이)/(압연 직각 방향의 길이)로 정의되는 애스펙트비의 평균값이 2.0 미만 또한 표준 편차 σ가 1.0 이하인 것이 필요하다. 상기 실험 결과로부터 알 수 있는 바와 같이, 애스펙트비의 평균값이 2.0 이상 또는 표준 편차 σ가 1.0 초과에서는, 양호한 자기 특성이 얻어지지 않기 때문이다. 보다 양호한 자기 특성을 얻기 위해서는, 애스펙트비의 평균값은 1.5 이하, 표준 편차 σ는 0.7 이하인 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 방향성 전자 강판의 소재가 되는 강 슬래브의 성분 조성에 대해서 설명한다.

C: 0.02∼0.10mass％

C는, 열연 및 열연판 어닐링의 균열 시에 일어나는 γ-α 변태를 이용하여 열연판 조직의 개선을 도모하기 위해 필요한 원소이다. C 함유량이 0.02mass％를 충족시키지 않으면, 상기 열연판 조직의 개선 효과가 작고, 소망하는 1차 재결정 집합 조직을 얻는 것이 어려워진다. 한편, C 함유량이 0.10mass％를 초과하면, 탈탄 처리의 부하가 증대할 뿐만 아니라, 탈탄 자체가 불완전해져, 제품판에 있어서 자기 시효(magnetic aging)를 일으키는 원인으로도 된다. 그 때문에, C의 함유량은 0.02∼0.10mass％의 범위로 한다. 바람직하게는 0.03∼0.08mass％의 범위이다.

Si: 2.0∼5.0mass％

Si는, 강의 전기 저항을 증대시켜, 철손의 일부를 구성하는 와전류손을 저감하는 데에 매우 유효한 원소이다. Si 함유량이 2.0mass％ 미만에서는, 전기 저항이 작아, 양호한 철손 특성을 얻을 수 없다. 한편, 강판에 Si를 첨가한 경우, 함유량이 11mass％까지는, 전기 저항이 단조롭게 증가하기는 하지만, 함유량이 5.0mass％를 초과하면, 가공성이 현저하게 저하하여, 압연하여 제조하는 것이 곤란해진다. 그 때문에, Si의 함유량은 2.0∼5.0mass％의 범위로 한다. 바람직하게는 3.0∼4.0mass％의 범위이다.

Mn: 0.01∼0.30mass％

Mn은, 마무리 어닐링의 승온 과정에서 MnS 및 MnSe를 형성하여 석출하고, 정상 입성장을 억제하는 인히비터로서 기능하기 때문에, 방향성 전자 강판의 제조에 있어서는 중요한 원소이다. 그러나, Mn 함유량이 0.01mass％를 충족시키지 않으면, 인히비터의 절대량이 부족하기 때문에, 정상 입성장의 억제력이 부족하다. 한편, Mn 함유량이 0.30mass％를 초과하면, 열연 전의 슬래브 가열 과정에서, Mn을 완전 고용시키기 때문에, 슬래브의 고온 가열이 필요하다. 또한, 인히비터가 오스트발트 성장하여 조대화하여, 정상 입성장의 억제력이 부족하다. 그 때문에, Mn의 함유량은 0.01∼0.30mass％의 범위로 한다. 바람직하게는 0.05∼0.20mass％의 범위이다.

sol.Al: 0.01∼0.04mass％

Al은, AlN을 형성하여 석출하고, 2차 재결정 어닐링에 있어서, 정상 입성장을 억제하는 인히비터로서 기능하는 원소로서, 방향성 전자 강판에 있어서는 중요한 원소이다. 그러나, Al 함유량이, 산 가용성 Al(sol.Al)으로 0.01mass％를 충족시키지 않으면, 인히비터의 절대량이 부족하여, 정상 입성장의 억제력이 부족하다. 한편, sol.Al으로 0.04mass％를 초과하면, AlN이 오스트발트 성장하여 조대화하여, 역시 정상 입성장의 억제력이 부족하다. 그 때문에, Al의 함유량은 sol.Al으로 0.01∼0.04mass％의 범위로 한다. 바람직하게는 0.015∼0.030mass％의 범위이다.

N: 0.004∼0.020mass％

N은, Al과 결합·석출하여 인히비터가 되는 AlN을 형성하지만, 함유량이 0.004mass％ 미만에서는, 인히비터의 절대량이 부족하여, 정상 입성장의 억제력 부족해진다. 한편, 함유량이 0.020mass％를 초과하면, 열간 압연 시에 슬래브가 블리스터를 일으킬 우려가 있다. 그 때문에, N의 함유량은 0.004∼0.020mass％로 한다. 바람직하게는 0.006∼0.010mass％의 범위이다.

S 및 Se 중의 1종 또는 2종: 합계로 0.002∼0.040mass％

S 및 Se는, Mn과 결합하여 인히비터가 되는 MnS 및 MnSe를 형성한다. 그러나, 단독 혹은 합계로 0.002mass％를 충족시키지 않으면, 그 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 0.040mass％를 초과하면, 인히비터가 오스트발트 성장하여 조대화하여, 정상 입성장의 억제력이 부족하다. 따라서, S 및 Se의 함유량은, 합계로 0.002∼0.040mass％의 범위로 한다. 바람직하게는 0.005∼0.030mass％의 범위이다.

본 발명에 이용하는 강 슬래브는, 상기 성분 조성을 충족하는 것에 더하여, 상기 강 슬래브 중에 포함되는 sol.Al 및 N의 함유량(mass％)의 비(sol.Al/N)가, 제품 판두께 d(㎜), 즉, 냉간 압연 후의 최종 판두께 d(㎜)와의 사이에서, 하기 (1)식;

4d＋0.80≤sol.Al/N≤4d＋1.50 …(1)

을 충족하도록 함유하고 있는 것이 중요하다. 그 이유에 대해서는, 전술한 바와 같다.

또한, 본 발명에 있어서는, 마무리 어닐링으로 2차 재결정을 일으키기 직전에 있어서의 (sol.Al/N)의 값이, 최종 판두께 d(㎜) 및 강 슬래브 중의 sol.Al의 함유량에 따라서 상기 적정 범위에 있는 것이 중요하고, 마무리 어닐링으로 2차 재결정을 일으키게 하기 전의 어느 공정에서 질화 처리를 실시하여, N의 함유량을 상기 (1)식을 충족하도록 조정해도 좋다.

본 발명에 이용하는 강 슬래브는, 상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다. 단, 더 한층의 자기 특성의 향상을 목적으로 하여, 상기 성분에 더하여, Ni, Sb, Sn, Cu, Cr, P, Mo, Ti, Nb, V, B, Bi, Te 및 Ta를, 각각 Ni: 0.01∼1.00mass％, Sb: 0.005∼0.50mass％, Sn: 0.005∼0.50mass％, Cu: 0.01∼0.50mass％, Cr: 0.01∼0.50mass％, P: 0.005∼0.50mass％, Mo: 0.005∼0.10mass％, Ti: 0.001∼0.010mass％, Nb: 0.001∼0.010mass％, V: 0.001∼0.010mass％, B: 0.0002∼0.0025mass％, Bi: 0.005∼0.50mass％, Te: 0.0005∼0.010mass％ 및 Ta: 0.001∼0.010mass％의 범위에서 함유할 수 있다. Ni, Sb, Sn, Cu, Cr, P, Mo, Ti, Nb, V, B, Bi, Te 및 Ta는, 모두 자기 특성 향상에 유용한 원소이지만, 각각의 함유량이 상기 범위의 하한값을 충족시키지 않으면, 자기 특성의 개선 효과가 부족하고, 한편, 각각의 함유량이 상기 범위의 상한값을 초과하면, 2차 재결정이 불안정해져 자기 특성의 열화를 초래한다.

다음으로, 상기 강 슬래브를 이용한 본 발명의 방향성 전자 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 방향성 전자 강판의 제조 방법은, 우선, 상기에 설명한 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1250℃ 이상의 고온으로 가열한 후, 열간 압연한다. 슬래브의 가열 온도가 1250℃ 미만에서는, 첨가한 인히비터 형성 원소가 강 중에 충분히 고용하지 않기 때문이다. 바람직한 슬래브 가열 온도는 1300∼1450℃의 범위이다. 또한, 슬래브를 가열하는 수단은, 가스로, 유도 가열로, 통전로 등의 공지의 수단을 이용할 수 있다. 또한, 슬래브의 가열에 계속되는 열간 압연은, 종래 공지의 조건에서 행하면 좋고, 특별히 제한은 없다.

이어서, 상기 열간 압연 후의 강판(열연판)에는, 열연판 조직의 개선을 목적으로 하여, 열연판 어닐링을 실시해도 좋다. 이 열연판 어닐링은, 균열 온도: 800∼1200℃, 균열 시간: 2∼300s의 조건에서 행하는 것이 바람직하다. 균열 온도가 800℃ 미만 및/또는 균열 시간이 2s 미만에서는, 열연판 조직의 개선 효과가 충분히 얻어지지 않고, 또한, 미재결정부가 잔존하여, 소망하는 열연판 어닐링판 조직을 얻을 수 없을 우려가 있다. 한편, 균열 온도가 1200℃ 초과 및/또는 균열 시간이 300s 초과에서는, AlN, MnSe 및 MnS의 오스트발트 성장이 진행되고, 2차 재결정에 필요한 인히비터의 억제력이 부족하여, 자기 특성의 열화를 일으킨다.

이어서, 상기 열간 압연 후 또는 열연판 어닐링 후의 열연판은, 그 후, 1회 혹은 중간 어닐링을 사이에 두는 2회 이상의 냉간 압연에 의해 최종 판두께의 냉연판으로 한다. 상기 중간 어닐링은, 종래 공지의 조건이라도 좋지만, 균열 온도: 800∼1200℃, 균열 시간: 2∼300s의 범위로 하는 것이 바람직하다. 상기 균열 온도가 800℃ 미만 및/또는 균열 시간이 2s 미만에서는, 미재결정 조직이 잔존하여, 1차 재결정에서 정립(整粒) 조직을 얻는 것이 어려워져, 소망하는 2차 재결정립이 얻어지지 않아, 자기 특성의 열화를 일으킬 우려가 있다. 한편, 균열 온도가 1200℃ 초과 및/또는 균열 시간을 300s 초과에서는, AlN, MnSe 및 MnS의 오스트발트 성장이 진행되고, 2차 재결정에 필요한 인히비터의 억제력이 부족하여, 2차 재결정하지 않게 되어, 자기 특성의 열화를 일으킬 우려가 있다.

또한, 상기 중간 어닐링에 있어서의 균열 후의 냉각은, 800∼400℃ 간을 10∼200℃/s로 냉각 속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각 속도가 10℃/s 미만에서는, 카바이드의 조대화가 진행되고, 그 후의 냉간 압연-1차 재결정 어닐링에 있어서의 집합 조직의 개선 효과가 약해져, 자기 특성이 열화하기 쉬워진다. 한편, 800∼400℃ 간의 냉각 속도가 200℃/s를 초과하면, 경질의 마르텐사이트상이 생성되고, 1차 재결정 후에 소망하는 조직을 얻을 수 없어, 자기 특성의 열화를 일으킬 우려가 있다.

또한, 본 발명의 방향성 전자 강판의 제품 판두께(냉간 압연에 있어서의 최종 판두께)는, 0.15∼0.23㎜의 범위로 한다. 판두께가 0.23㎜ 초과인 강판에 본 발명을 적용하면, 2차 재결정의 구동력이 과잉이 되어, 2차 재결정립의 Goss 방위로부터의 분산이 증대할 우려가 있다. 한편, 0.15㎜ 미만이 되면, 본 발명을 적용해도 2차 재결정을 안정적으로 발현하는 것이 어려워지는 것 외에, 절연 피막의 비율이 상대적으로 커져 자속 밀도가 저하하거나, 압연하여 제조하는 것이 어려워지거나 하기 때문이다.

또한, 본 발명의 제조 방법에 있어서는, 최종 판두께로 하는 냉간 압연(최종 냉간 압연)에 있어서, 패스 간 시효나 온간 압연을 적용해도 좋다.

상기 최종 판두께로 냉간 압연한 냉연판은, P_H2O/P_H2＞0.1로 제어한 습수소 분위기하에 있어서, 700∼1000℃의 온도에서, 탈탄 어닐링을 겸한 1차 재결정 어닐링을 실시하는 것이 바람직하다. 상기 탈탄 어닐링 온도가 700℃ 미만에서는, 탈탄 반응이 충분히 진행되지 않아, 자기 시효를 일으키지 않는 C: 0.005mass％ 이하까지 탈탄할 수 없게 될 우려가 있는 것 외에, 미재결정부가 잔존하여 소망하는 1차 재결정 조직을 얻을 수 없을 우려가 있다. 한편, 균열 온도가 1000℃ 초과에서는, 2차 재결정을 일으켜 버릴 우려가 있다. 보다 바람직한 탈탄 온도는 800∼900℃의 범위이다. 또한, 탈탄 어닐링 후의 바람직한 C 함유량은 0.003mass％ 이하이다.

상기의 조건을 충족하여 탈탄 어닐링을 겸한 1차 재결정 어닐링을 실시함으로써, 우수한 자기 특성을 갖는 방향성 전자 강판에 적합한 1차 재결정 집합 조직이 얻어진다. 또한, 상기 1차 재결정 어닐링의 가열 과정에서, 냉간 압연 후의 조직이 회복을 일으키는 500∼700℃ 간의 승온 속도는, 50℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 상기 온도 범위를 급속 가열함으로써, 고스 방위의 회복이 억제되고, 고온도역에서, 우선적으로 재결정을 일으키기 때문에, 1차 재결정 조직 중의 고스 방위 비율을 높여, 2차 재결정을 보다 안정적으로 발현할 수 있게 되는 것 외에, 자속 밀도를 높이면서, 2차 재결정 후의 결정립을 세립화하여, 철손 특성을 개선할 수 있다. 보다 바람직하게는 80℃/s 이상이다.

또한, 상기 탈탄 어닐링을 겸한 1차 재결정 어닐링에 있어서의 급속 가열 시의 분위기는, 탈탄에 적합한 산화성 분위기(예를 들면 P_H2O/P_H2＞0.1)로 하는 것이 바람직하지만, 설비 등의 제약에 의해 산화성 분위기로 하는 것이 곤란한 경우에는, P_H2O/P_H2≤0.1의 분위기로 해도 좋다. 탈탄 반응은, 급속 가열하는 온도 영역보다도 고온의 800℃ 근방에서 주로 진행하기 때문이다. 또한, 탈탄을 중시하는 경우에는, 급속 가열을 수반하는 1차 재결정 어닐링과, 탈탄 어닐링을 나누어 실시해도 좋다.

상기 탈탄 어닐링을 겸한 1차 재결정 어닐링을 실시한 냉연판은, 그 후, 예를 들면, MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 강판 표면에 도포, 건조한 후, 본 발명에 있어서는 가장 중요한 공정인 마무리 어닐링을 실시한다. 또한, 2차 재결정에 인히비터를 이용하는 방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서의 마무리 어닐링은, 통상, 2차 재결정을 일으키게 하는 2차 재결정 어닐링과, 인히비터 형성 성분 등을 제거하는 순화 처리로 이루어지고, 상기 순화 처리에 있어서는, 강판을 1200℃ 정도의 온도까지 가열하는 것이 일반적이다. 또한, 상기 순화 처리는, 강판 표면으로의 포스테라이트 피막의 형성을 겸하여 행해지는 경우도 있다.

본 발명에 있어서의 상기 마무리 어닐링은, 가열 과정의 2차 재결정 개시 전의 850℃ 초과 950℃ 이하의 온도역에 5∼200hr 유지하는 보정 처리를 실시한 후, 계속하여, 950∼1050℃ 간을 5∼30℃/hr의 승온 속도로 가열하여 2차 재결정을 완료시키거나, 혹은, 보정 처리를 실시한 후, 일단, 700℃ 이하까지 냉각한 후, 재가열하고, 950∼1050℃ 간을 5∼30℃/hr의 승온 속도로 가열하여 2차 재결정을 완료시킨 후, 추가로 가열하고, 1100℃ 이상의 온도에 2hr 이상 유지하는 순화 처리를 실시하는 것이 필요하다.

이하, 본 발명의 상기 마무리 어닐링의 각 과정에 대해서 구체적으로 설명한다.

우선, 가열 과정의 850℃ 초과 950℃ 이하의 온도역에서 5∼200hr의 보정 처리를 실시하는 이유는, 2차 재결정이 일어나는 바로 아래의 온도에 장시간 유지함으로써, 코일 내의 온도를 균일화하고, 그 후의 고온역으로의 가열 시에, 2차 재결정을 균일하게 발현시키기 위함이다. 상기 보정 처리 온도가 850℃ 이하에서는, 2차 재결정이 일어나는 고온역의 온도와의 차가 크기 때문에, 상기 고온역으로의 가열 시에 코일 내의 온도 불균일을 초래한다. 한편, 950℃를 초과하면, 코일 내에서 국부적으로 2차 재결정이 발생해 버릴 우려가 있다. 또한, 상기 보정 시간이 5hr 미만에서는, 코일 내 온도의 균일화 효과가 충분히 얻어지지 않아, 2차 재결정이 불균일하게 발현한다. 한편, 200hr을 초과하면, 상기 효과가 포화하는 것 외에, 생산성의 저하를 초래하기 때문이다. 바람직하게는, 10∼100hr의 범위이다. 여기에서, 상기 보정 처리의 시간이란, 코일 내의 최냉점의 강판 온도가 850℃ 초과 950℃ 이하에 체류하고 있는 시간이라고 정의한다.

또한, 상기 보정 처리는, 850℃ 초과 950℃ 이하의 어느 특정 온도에 5∼200hr 간 유지하는 균열 유지라도 좋고, 850℃ 초과 950℃ 이하의 사이를 5∼200hr에 걸쳐 서서히 승온하는 서(徐)가열로 해도 좋다. 또한, 상기 균열 유지와 서가열을 조합해도 좋다.

상기 보정 처리에 계속되는, 2차 재결정시키기 위한 고온역으로의 가열은, 950∼1050℃ 간에 있어서의 승온 속도를 5∼30℃/hr의 범위로 하여 행할 필요가 있다. 상기 승온 속도가 5℃/hr을 충족시키지 않으면, 1차 재결정립의 정상 입성장이 현저하게 일어나, 2차 재결정의 구동력이 저하하여, 2차 재결정이 발현하지 않게 된다. 한편, 2차 승온 속도가 30℃/hr을 초과하면, 2차 재결정립의 Goss 방위로의 첨예도가 저하하여, 전술한 표 2로부터 알 수 있는 바와 같이, 자기 특성이 열화하는 경향이 된다.

또한, 상기의 2차 재결정 전의 보정 처리에 계속하여 행하는, 2차 재결정을 위한 고온역으로의 가열은, 보정 처리에 계속하여 연속하여 행해도 좋고, 또한, 보정 처리한 후, 일단, 700℃ 이하까지 강온하고, 그 후, 재가열하여 행해도 좋다.

상기 고온역에서 2차 재결정을 완료시킨 강판은, 그 후, 강 소재(슬래브) 중에 첨가된 인히비터 형성 성분이나 불순물 원소를 배출하기 위해, 혹은 추가로, 포스테라이트 피막을 형성시키기 위해, 순화 처리를 실시한다. 상기 순화 처리의 조건으로서는, 수소 분위기하에서, 1100℃ 이상의 온도에 2hr 이상 유지할 필요가 있고, 구체적으로는, 1150∼1250℃의 온도에 2∼20hr 유지하는 것이 바람직하다. 상기 순화 처리에 의해, 강판 중에 포함되는 인히비터 형성 성분인 Al, N, S 및 Se는, 불가피적 불순물 레벨까지 저감된다.

또한, 상기 보정 처리는, 전술한 2차 재결정을 완료시키는 어닐링에 계속하여 행해도 좋고, 또한, 2차 재결정 어닐링 후, 일단, 700℃ 이하까지 강온하고, 그 후, 재가열하여 행해도 좋다.

또한, 상기 마무리 어닐링에 있어서의 분위기 가스로서는, N₂, H₂ 및 Ar의 단독 가스 혹은 이들의 혼합 가스를 이용할 수 있지만, 온도가 850℃ 이하의 가열 과정 및 냉각 과정에서는 N₂ 가스를, 그 이상의 온도역에서는 H₂ 또는 Ar의 단독 가스, 혹은, H₂와 N₂ 또는 H₂와 Ar의 혼합 가스가 일반적으로 이용된다. 또한, 순화 처리에 있어서의 분위기는, H₂ 가스를 이용함으로써, 보다 순화가 촉진된다.

상기 마무리 어닐링을 실시한 강판은, 그 후, 강판 표면으로부터 미반응의 어닐링 분리제를 제거한 후, 절연 피막 도포 공정 및 평탄화 어닐링 공정을 거쳐, 소망하는 방향성 전자 강판(제품판)으로 한다.

상기의 조건을 충족하여 제조된 방향성 전자 강판(제품판)의 C는, 탈탄 어닐링을 겸한 1차 재결정 어닐링 공정에서 0.0050mass％ 이하까지 저감되고, Mn 이외의 인히비터 형성 성분인 S, Se, Al 및 N은, 마무리 어닐링 공정에서 불가피적 불순물 레벨(0.0030mass％ 이하)까지 저감되어 있다. 또한, 상기 성분 이외의 필수 성분인 Si, Mn 및 임의의 첨가 성분인 Ni, Sb, Sn, Cu, Cr, P, Mo, Ti, Nb, V, B, Bi, Te 및 Ta의 조성은, 제조 공정에 있어서 변화하는 일 없이, 소재인 강 슬래브 시의 조성이 그대로 유지된다. 또한, 상기 제품판의 바람직한 C 함유량은 0.0030mass％ 이하, S, Se, Al 및 N의 함유량은 각각 0.0020mass％ 이하이다.

또한, 상기의 조건을 충족하여 제조된 방향성 전자 강판은, 2차 재결정 후에 매우 높은 자속 밀도와 낮은 철손을 갖는다. 여기에서, 자속 밀도가 높다는 것은, 2차 재결정에 있어서, 이상 방위인 고스 근방의 방위만이 우선 성장한 것을 나타내고 있다. 또한, 2차 재결정립의 성장 속도는, 2차 재결정립의 방위가 고스 근방이 될수록 증대하는 것이 알려져 있다. 따라서, 높은 자속 밀도를 갖는다는 것은, 2차 재결정립이 조대화하는 것도 나타내고 있다. 그러나, 2차 재결정립의 조대화는, 히스테리시스손을 저감하는 관점에서는 유리하지만, 와전류손을 저감하는 관점에서는 불리해진다.

그래서, 히스테리시스손과 와전류손의 총합인 철손을 저감하는 관점에서, 제품 판두께로 하는 최종 냉간 압연 이후의 어느 공정에서, 자구 세분화 처리를 실시하는 것이 바람직하다. 자구 세분화함으로써, 2차 재결정립의 조대화에 의해 증대한 와전류손이 저감하고, Goss 방위로의 고집적도화나 고순도화에 의한 히스테리시스손의 저감과도 서로 작용하여, 매우 낮은 철손을 얻을 수 있다. 자구 세분화 처리의 방법으로서는, 공지의 내열형 혹은 비내열형의 자구 세분화 처리 방법을 채용할 수 있지만, 2차 재결정 후의 강판 표면에 전자 빔 혹은 레이저 빔을 조사하는 방법이면, 강판 판두께 내부까지 자구 세분화 효과를 침투할 수 있기 때문에, 에칭법 등의 다른 자구 세분화 처리 방법보다도, 우수한 철손 특성을 얻을 수 있다.

실시예 1

표 3에 나타낸 여러 가지의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1380℃로 가열한 후, 열간 압연하여 판두께 2.7㎜의 열연판으로 하고, 1050℃×30초의 열연판 어닐링을 실시하고, 1회째의 냉간 압연하여 중간 판두께 1.8㎜로 하고, 1080℃×60s의 중간 어닐링을 실시한 후, 2회째의 냉간 압연(최종 냉간 압연)하여 최종 판두께 0.23㎜의 냉연판으로 했다. 이어서, 50vol％ H₂-50vol％ N₂의 습수소 분위기하(P_H2O/P_H2: 0.41)에서 860℃×2min의 탈탄을 겸한 1차 재결정 어닐링을 실시했다. 이때, 중간 어닐링의 800∼400℃ 간의 냉각 속도는 30℃/s, 1차 재결정 어닐링의 500∼700℃ 간의 승온 속도는 30℃/s로 했다.

이어서, MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 강판 표면에 도포, 건조한 후, 930℃까지를, N₂ 분위기하에서 20℃/hr의 승온 속도로 가열하고, 930℃의 온도에서 50hr 유지하는 보정 처리를 실시한 후, 930℃에서 1150℃까지를, 25vol％ N₂-75vol％의 H₂의 혼합 분위기하에서, 950∼1050℃ 간의 승온 속도를 20℃/hr로 하여 가열하고, 1150℃에서 1240℃까지를 H₂ 분위기하에서 5℃/hr의 승온 속도로 가열하고, 추가로, H₂ 분위기하에서 1240℃×10hr의 순화 처리를 실시한 후, 800℃ 이하를 N₂ 분위기하에서 냉각하는 2차 재결정 어닐링과 순화 처리를 겸한 마무리 어닐링을 실시했다. 이어서, 상기 마무리 어닐링 후의 강판 표면으로부터 미반응의 어닐링 분리제를 제거한 후, 인산염계의 절연 장력 피막을 도포한 후, 피막의 소부와 강대의 평탄화를 목적으로 하는 평탄화 어닐링을 실시하여 제품판으로 했다.

이렇게 하여 얻은 전체 길이 약 4000m의 제품판의 길이 방향 0m, 1000m, 2000m, 3000m 및 4000m의 합계 5개소로부터, 자기 특성 측정용의 시험편을 채취하여, 1.7T의 자속 밀도에 있어서의 철손값 W_17/50을 측정하고, 상기 5개소 중에서 철손이 가장 나쁜 값을 코일 내 보증값, 가장 양호한 값을 코일 내 최량값으로 하여, 그 결과를 표 4에 나타냈다. 또한, 제품 코일 폭 중앙부 1000㎜×압연 방향 500㎜의 영역의 매크로 사진을 화상 처리하여 당해 영역의 결정립에 대한, 원 상당 지름의 평균값, (압연 방향의 길이)/(압연 직각 방향의 길이)로 나타나는 애스펙트비의 평균값과 표준 편차, 그리고, 원 상당 지름이 2㎜ 미만인 결정립의 합계 면적률을 측정하여, 그 결과를 표 4에 병기했다. 표 4로부터, 본 발명에 적합한 성분 조성을 갖는 제품판은, 코일 전체 길이에 걸쳐 철손 특성이 우수한 것을 알 수 있다.

실시예 2

실시예 1에서 사용한 No.23(발명예)의 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1420℃로 가열한 후, 열간 압연하여 판두께 2.0㎜의 열연 코일로 하고, 1100℃×60s의 열연판 어닐링을 실시한 후, 냉간 압연하여 최종 판두께 0.18㎜의 냉연판으로 했다. 이어서, 50vol％ H₂-50vol％ N₂의 습수소 분위기하(P_H2O/P_H2: 0.44)에서 830℃×2min의 탈탄을 겸한 1차 재결정 어닐링을 실시했다. 이때, 열연판 어닐링의 800∼400℃ 간의 냉각 속도는 60℃/s, 1차 재결정 어닐링의 500∼700℃ 간의 승온 속도는 표 4에 나타내는 바와 같이 여러 가지로 변화시켰다.

이어서, MgO를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 강판 표면에 도포, 건조한 후, 900℃까지를 N₂ 분위기하에서, 20℃/hr의 승온 속도로 가열하고, 900℃에서 200hr 유지하는 보정 처리를 실시한 후, 900℃에서 1150℃까지를, 25vol％ N₂-75vol％의 H₂의 혼합 분위기하에서 950∼1050℃ 간을 승온 속도 10℃/hr로 하여 가열하고, 1150℃에서 1200℃까지를 H₂ 분위기하에서 15℃/hr로 가열하고, 추가로, H₂ 분위기하에서 1200℃×20hr의 순화 처리를 실시한 후, 800℃ 이하를 N₂ 분위기하에서 냉각하는 2차 재결정 어닐링과 순화 처리를 겸한 마무리 어닐링을 실시했다. 이어서, 상기 마무리 어닐링 후의 강판 표면으로부터 미반응의 어닐링 분리제를 제거한 후, 인산염계의 절연 장력 피막을 도포한 후, 피막의 소부와 강대의 평탄화를 목적으로 하는 평탄화 어닐링을 실시하여 제품판으로 했다.

또한, 그 후, 일부의 제품판에 표 5에 나타낸 3종류의 자구 세분화 처리를 실시했다. 또한, 에칭 홈 형성은, 0.18㎜의 두께까지 냉간 압연한 강판의 편면에 대하여, 폭: 60㎛, 깊이: 20㎛의 홈을, 압연 직각 방향으로 압연 방향으로 5㎜의 간격으로 형성했다. 또한, 전자 빔 조사는, 제품판의 편면에 대하여, 가속 전압: 100㎸, 빔 전류 3㎃, 압연 방향 간격: 5㎜의 조건에서, 압연 직각 방향으로 연속 조사했다. 또한, 레이저 빔 조사는, 제품판의 편면에 대하여, 빔 지름: 0.3㎜, 출력: 200W, 주사 속도: 100㎧, 압연 방향 간격: 5㎜의 조건에서, 압연 직각 방향으로 연속 조사했다.

이렇게 하여 얻은 전체 길이 약 4000m의 제품판의 길이 방향 0m, 1000m, 2000m, 3000m 및 4000m의 합계 5개소로부터, 자기 특성 측정용의 시험편을 채취하여, 1.7T의 자속 밀도에 있어서의 철손값 W_17/50을 측정하고, 상기 5개소 중에서 철손이 가장 나쁜 값을 코일 내 보증값, 가장 양호한 값을 코일 내 최량값으로 하여, 그 결과를 표 5에 병기했다. 또한, 제품 코일의 폭 중앙부 1000㎜×압연 방향 길이 500㎜의 영역의 매크로 사진을 화상 처리하여 당해 영역의 결정립에 대한, 원 상당 지름의 평균값, (압연 방향의 길이)/(압연 직각 방향의 길이)로 정의되는 애스펙트비의 평균값과 표준 편차 및, 원 상당 지름이 2㎜ 미만인 결정립의 합계 면적률을 측정하여, 그 결과도 표 5에 병기했다.

표 5로부터, 1차 재결정 어닐링에 있어서의 500∼700℃ 간의 승온 속도를 높임에 따라, 철손 특성이 개선되는 것, 또한, 모든 승온 속도에 있어서, 자구 세분화 처리를 실시함으로써 철손 특성이 개선되고, 그 중에서도 전자 빔 조사와 레이저 빔 조사의 개선 효과가 큰 것을 알 수 있다.

Claims

C: 0.005mass％ 이하, Si: 2.0∼5.0mass％, Mn: 0.01∼0.30mass％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 결정립의 원 상당 지름의 평균값이 10∼100㎜이고, (압연 방향의 길이)/(압연 직각 방향의 길이)로 나타나는 애스펙트비의 평균값이 2.0 미만, 또한, 상기 애스펙트비의 표준 편차가 1.0 이하인 2차 재결정 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 방향성 전자 강판.
제1항에 있어서,
상기 결정립의 애스펙트비의 표준 편차가 0.7 이하인 것을 특징으로 하는 방향성 전자 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
원 상당 지름이 2㎜ 미만인 결정립의 합계 면적률이 1％ 이하인 것을 특징으로 하는 방향성 전자 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, Ni: 0.01∼1.00mass％, Sb: 0.005∼0.50mass％, Sn: 0.005∼0.50mass％, Cu: 0.01∼0.50mass％, Cr: 0.01∼0.50mass％, P: 0.005∼0.50mass％, Mo: 0.005∼0.10mass％, Ti: 0.001∼0.010mass％, Nb: 0.001∼0.010mass％, V: 0.001∼0.010mass％, B: 0.0002∼0.0025mass％, Bi: 0.005∼0.50mass％, Te: 0.0005∼0.010mass％ 및 Ta: 0.001∼0.010mass％ 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
C: 0.02∼0.10mass％, Si: 2.0∼5.0mass％, Mn: 0.01∼0.30mass％, sol.Al: 0.01∼0.04mass％, N: 0.004∼0.020mass％, S 및 Se 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종을 합계로 0.002∼0.040mass％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1250℃ 이상의 온도로 가열한 후, 열간 압연하고, 1회 혹은 중간 어닐링을 사이에 두는 2회 이상의 냉간 압연하여 최종 판두께의 냉연판으로 하고, 탈탄 어닐링을 겸한 1차 재결정 어닐링하고, 마무리 어닐링을 실시하는 일련의 공정으로 이루어지는 방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서,
상기 강 슬래브는, sol.Al과 N의 함유량의 비(sol.Al/N)와 최종 판두께 d(㎜)가, 하기 (1)식을 충족함과 함께,
상기 마무리 어닐링에서는, 가열 과정의 850℃ 초과 950℃ 이하의 온도역에 5∼200hr 유지하는 보정(保定) 처리한 후, 계속하여, 혹은, 일단, 700℃ 이하까지 강온한 후, 재가열하고, 950∼1050℃ 간의 온도역을 5∼30℃/hr의 승온 속도로 가열하고, 추가로, 1100℃ 이상의 온도에 2hr 이상 유지하는 순화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자 강판의 제조 방법.
4d＋0.80≤sol.Al/N≤4d＋1.50 …(1)
제5항에 있어서,
상기 1차 재결정 어닐링의 가열 과정에 있어서의 500∼700℃ 간을 50℃/s 이상의 승온 속도로 가열하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자 강판의 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 강 슬래브는, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, Ni: 0.01∼1.00mass％, Sb: 0.005∼0.50mass％, Sn: 0.005∼0.50mass％, Cu: 0.01∼0.50mass％, Cr: 0.01∼0.50mass％, P: 0.005∼0.50mass％, Mo: 0.005∼0.10mass％, Ti: 0.001∼0.010mass％, Nb: 0.001∼0.010mass％, V: 0.001∼0.010mass％, B: 0.0002∼0.0025mass％, Bi: 0.005∼0.50mass％, Te: 0.0005∼0.010mass％ 및 Ta: 0.001∼0.010mass％ 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자 강판의 제조 방법.
제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 최종 판두께로 하는 냉간 압연 이후의 어느 공정에서, 자구 세분화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자 강판의 제조 방법.
제8항에 있어서,
상기 자구 세분화 처리를, 평탄화 어닐링 후의 강판 표면에 전자 빔 또는 레이저 빔을 조사하여 행하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자 강판의 제조 방법.