KR20220044350A - 방향성 전자 강판 - Google Patents

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KR20220044350A
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glass film
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마사토 야스다
다케오 아라마키
신야 야노
요시히로 아리타
다카시 가타오카
겐이치 무라카미
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

(과제) 자구 제어 전의 철손이 한층 개선되고, 또한 철손 개선 효과가 충분히 얻어지지 않는 내열성의 자구 제어에 있어서도, 충분히 철손 개선 효과를 얻을 수 있는 방향성 전자 강판을 제공한다. (과제 수단) 본 발명의 일 관점에 따르면, 모재 강판과, 모재 강판의 표면에 형성된 글라스 피막을 포함하는 방향성 전자 강판이며, 모재 강판은, 화학 성분으로서, 질량%로, C: 0.010% 이하, Si: 2.00 내지 4.00%, Mn: 0.05 내지 1.00%, Al: 0.010 내지 0.065% 이하, N: 0.004% 이하, S: 0.010% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하고, 글라스 피막 및 모재 강판에 포함되는 산소 농도가 2500ppm 이하이고, Al의 농도 프로파일에 있어서, Al의 제1 피크 강도를 IAl_1로 하고, Al의 제2 피크 강도를 IAl_2로 하였을 때, 수식 (1)의 관계를 충족하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자 강판이 제공된다.
IAl_1<IAl_2 … 식 (1)

Description

방향성 전자 강판
본 발명은 방향성 전자 강판에 관한 것이다.
방향성 전자 강판은 주로 트랜스의 철심으로서 이용되므로, 자화 특성, 특히 철손이 낮을 것이 요망된다. 그러기 위해서는, {110} <001> 방위에 집적된 결정립을 고도로 정렬시키는 것이나, Si를 함유시켜 고유 저항을 높이는 것, 불순물을 저감하는 것이 중요하다.
그러나, 결정 방위의 제어나 강판 성분에 의한 철손의 저감에는 한계가 있어, 자구의 폭을 세분화하여, 철손을 저감하는 기술(이하, 「자구 제어 기술」이라고도 칭한다.)이 개발되어 있다. 자구 제어 기술은 크게 구별하여, 비내열형과 내열형의 기술로 나뉜다.
비내열형의 자구 제어 기술로서는, 예를 들어 특허문헌 1, 2에 개시되어 있는 바와 같이, 강판에 레이저 빔을 조사함으로써, 강판 표층에 선상의 열변형 영역을 형성하는 방법이 알려져 있다. 이 방법에서는, 열변형 영역에 의해 자구폭이 좁아지므로, 철손이 저감된다. 그러나, 열변형 영역은 열처리에 의해 변형이 해방되기 때문에, 비내열형의 자구 제어 기술이 실시된 방향성 전자 강판은 권철심과 같은 가공 후에 응력 제거 어닐링을 요하는 변압기에는 사용할 수 없다. 그 때문에, 방향성 전자 강판의 사용 용도가 제한된다고 하는 과제가 있다.
한편, 내열형의 자구 제어 기술이 실시된 방향성 전자 강판에는, 용도의 제약을 받지 않는다고 하는 장점이 있다. 이러한 내열형의 자구 제어 기술로서는, 예를 들어 특허문헌 3에 개시되어 있는 바와 같은 전해 에칭에 의해 홈 형성하는 방법이 알려져 있다. 이 방법에서는, 예를 들어 먼저 2차 재결정 후의 강판 표면에 글라스 피막을 형성한다. 이어서, 레이저나 기계적 방법에 의해 강판 표면의 글라스 피막을 선상으로 제거하고, 에칭에 의해 지철이 노출된 부분에 홈을 형성한다. 따라서, 이 방법에서는, 공정이 복잡해지며, 제조 비용이 높아진다. 또한, 처리 속도에도 한계가 있다.
그 밖에는, 특허문헌 4에 개시되어 있는 바와 같이, 기계적인 치형 프레스에 의해 강판의 표면에 홈을 형성하는 방법이 알려져 있다. 그러나, 전자 강판에는 전기 저항을 높이는 등의 목적에 의해 Si가 약 3질량% 첨가되는 경우가 많다. 이러한 전자 강판은 매우 단단하기 때문에, 특허문헌 4에 개시되어 있는 방법에서는, 치형의 마모 및 손상이 발생할 가능성이 있다. 또한 홈 깊이에 변동이 발생하고, 나아가서는 철손 개선 효과에도 변동이 발생할 가능성이 있다.
또한, 상기한 내열형의 자구 제어 기술에는, 강판에 레이저 빔을 조사함으로써 강판 표층에 열변형 영역을 도입하는 비내열형의 자구 제어 기술에 비하여, 철손 저감 효과가 충분히 얻어지지 않는다고 하는 과제도 있다. 특허문헌 5, 6에는, 내열형의 자구 제어 기술로서, 강판 표면의 형상이나 홈 형상을 연구한 기술이 개시되어 있지만, 내열형의 자구 제어 기술이 갖는 상기 각 과제의 근본적인 해결에는 이르지 못하였다.
그런데, 상기와 같은 자구 세분화에 의한 철손 저감의 효과를 충분히 얻기 위해서는, 절연 피막이나 글라스 피막이 강판에 미치는 장력(이하, 「피막 장력」이라고도 칭하는 경우가 있다)도 매우 중요하다. 절연 피막으로서는, 예를 들어 인산염과 콜로이달실리카를 포함하는 수계 도포 용액을 강판에 도포함으로써 형성되는 것 등이 알려져 있다. 글라스 피막으로서는, 후술로 상세하게 설명하지만, 예를 들어 포르스테라이트를 주성분으로 하는 산화물을 포함하는 것이 알려져 있다.
특허문헌 7, 8에는, 글라스 피막의 장력을 높이는 것을 목적으로 한 기술이 개시되어 있다. 구체적으로는, 특허문헌 7에는, 포르스테라이트 중(즉 글라스 피막 중)의 스피넬(예를 들어, MgAl2O4)을 5% 이상으로 한 전자 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 8에는, 글로우 방전 발광 분석에 의해 얻어지는 Al과 Fe의 발광 강도가 소정의 조건을 충족하는 전자 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 9에는, 글라스 피막의 밀착성을 높이는(트랜스 제조 시의 굽힘 가공에서의 박리를 방지하는) 것을 목적으로 한 기술이 개시되어 있다. 구체적으로는, 특허문헌 9에는, 글로우 방전 발광 분석에 의해 얻어지는 B의 발광 강도가 소정의 조건을 충족하는 전자 강판이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 7 내지 9에 개시되어 있는 기술에서는, 글라스 피막 장력 또는 밀착성이 향상되는 것을 기대할 수 있기는 하지만, 이들 기술만으로는 자구 세분화 효과는 얻어지지 않는다. 즉, 특허문헌 7 내지 9에 개시되어 있는 기술은, 어디까지나 상술한 내열형의 자구 제어 기술을 전제로 한 것이다. 따라서, 이들 기술에 의해서도, 여전히 철손 저감 효과가 충분히 얻어지지 않는다고 하는 과제를 충분히 해결할 수 없다.
일본 특허 공개 평6-57335호 공보 일본 특허 공개 제2003-129135호 공보 일본 특허 공개 소61-117284호 공보 일본 특허 공개 소61-117218호 공보 국제 공개 제2010/147009호 일본 특허 공표 제2013-510239호 공보 일본 특허 공개 평8-134660호 공보 일본 특허 공개 제2000-204450호 공보 국제 공개 제2019/146697호
이상 설명한 바와 같이, 내열형의 자구 제어 기술에서는, 철손 저감 효과가 충분히 얻어지지 않는다는 문제가 있었다. 한편, 비내열형의 자구 제어 기술에서는, 내열형의 자구 제어 기술에 비하여 철손 저감 효과를 높일 수 있기는 하지만, 더한층의 철손 저감 효과의 개선이 요구되고 있었다.
본 발명은 상기한 실정을 감안하여 개발된 것으로, 자구 제어 전의 철손이 한층 개선되고, 또한 철손 개선 효과가 충분히 얻어지지 않는 내열성의 자구 제어에 있어서도, 충분히 철손 개선 효과를 얻을 수 있는 방향성 전자 강판을 제공하는 것을 목적으로 하는 것이다.
본 발명자는, 상기 과제의 해결을 위해 예의 검토를 거듭하였다. 구체적으로는, 본 발명자는 자구 제어 전의 상태에서, 동일한 자속 밀도를 가지며, 또한 다양한 철손 특성을 갖는 방향성 전자 강판에 내열형의 자구 제어를 실시하는 실험을 반복하였다. 이 결과, 본 발명자는, 자구 제어 전의 상태의 철손이 양호할수록, 자구 제어 후의 철손도 좋은 것을 알아냈다. 그리고 본 발명자는 자구 제어 전의 철손이 양호한 강판의 특징을 조사한 결과, 어느 강판에 있어서도, 글라스 피막의 모재 강판 표층부에의 감입 구조(이하, 「글라스 피막의 감입 구조」라고도 칭한다)가 발달해 있는 것을 밝혔다. 본 발명자는, 이러한 지견에 기초하여, 본 발명에 상도하였다. 본 발명의 요지는 다음과 같다.
본 발명의 일 관점에 따르면, 모재 강판과, 모재 강판의 표면에 형성된 글라스 피막을 포함하는 방향성 전자 강판이며, 모재 강판은, 화학 성분으로서, 질량%로, C: 0.010% 이하, Si: 2.00 내지 4.00%, Mn: 0.05 내지 1.00%, Al: 0.010 내지 0.065% 이하, N: 0.004% 이하, S: 0.010% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하고, 글라스 피막 및 모재 강판에 포함되는 산소 농도가 2500ppm 이하이고, 글라스 피막의 표면으로부터 방향성 전자 강판을 글로우 방전 발광 분석(GDS)함으로써 얻어지는 Al의 농도 프로파일이 적어도 2개의 피크를 갖고, 각각의 Al의 피크를 글라스 피막의 표면에 가까운 측으로부터 차례로 제1 피크, 제2 피크로 하고, Al의 제1 피크의 강도를 IAl_1, Al의 제2 피크 강도를 IAl_2로 하였을 때, 수식 (1)의 관계를 충족하는 것을 특징으로 하는 방향성 전자 강판이 제공된다.
IAl_1<IAl_2 … 식 (1)
여기서, 모재 강판의 표층부의 압연 방향에 평행한 수직 단면 중, 글라스 피막의 표면으로부터 판 두께 중심부 방향으로의 깊이 10㎛까지의 범위 내의 영역에는, 원 상당 직경으로 1㎛ 이상의 Al을 함유하는 석출물이 압연 방향으로 평균 50개/㎜ 이상의 빈도로 점재해도 된다. 또한, 본 명세서에서 특별히 언급하지 않는 한, 수직 단면이란 강판 표면의 법선 방향에 평행한 단면을 가리킨다.
본 발명의 상기 관점에 따르면, Al의 제1 피크 강도를 IAl_1로 하고, Al의 제2 피크 강도를 IAl_2로 한 경우, 수식 (1)의 관계가 충족된다. 상세는 후술하지만, 수식 (1)의 조건이 충족되는 경우, 글라스 피막의 감입 구조가 크게 발달하여, 많은 Al 석출물이 모재 강판의 표층부 내에 형성된다. 이들 Al 석출물은 자극을 구성하므로, 이들 Al 석출물에 의해 자구 세분화 효과를 충분히 높일 수 있다. 본 발명에 관한 방향성 전자 강판에는, 자구 제어를 더 실시해도 된다. 따라서, 본 발명에 따르면, 자구 제어 전의 철손이 한층 개선되고, 또한 철손 개선 효과가 충분히 얻어지지 않는 내열성의 자구 제어에 있어서도, 충분히 철손 개선 효과를 얻을 수 있다.
도 1은 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판을 글로우 방전 발광 분석(GDS)함으로써 얻어지는 Al의 농도 프로파일의 일례를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 압연 방향에 평행한 수직 단면을 모식적으로 도시하는 단면도이다.
도 3은 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 압연 방향에 평행한 단면을 광학 현미경으로 촬영한 사진의 일례이다.
도 4는 글라스 피막의 감입 구조가 발달하지 않은 방향성 전자 강판의 압연 방향에 평행한 수직 단면을 모식적으로 도시하는 단면도이다.
도 5는 본 실시 형태의 탈탄 어닐링에 있어서의 승온 패턴의 일례를 설명하는 그래프이다.
<1. 본 발명의 개요>
이하에 첨부 도면을 참조하면서, 본 발명의 적합한 실시 형태에 대해서 상세하게 설명한다. 먼저, 본 발명의 개요에 대해서 설명한다. 본 발명자는, 더한층의 철손의 저감을 위해, 자구 세분화를 촉진하는 기술에 대해서 예의 검토하였다. 자구가 세분화되면, 자구폭이 좁아진다. 자구폭이 좁아지면 강판이 자화되었을 때의 자벽의 이동 거리가 짧아지므로, 자벽 이동 시의 에너지 손실이 저감된다. 즉 철손이 저감된다.
여기서, 자구 세분화는, 모재 강판의 표층부에 새로운 자극을 생성함으로써 실현될 수 있다. 상세하게 설명하면, 이러한 자극에 의해 모재 강판 표층부의 정자 에너지가 높아진다. 그리고 모재 강판의 표층부에서는, 정자 에너지를 낮추기 위해 새롭게 180°자벽이 생성된다. 이에 의해, 자구가 세분화된다. 바꾸어 말하면, 자구폭이 좁아진다.
이상 설명한 바와 같이, 자구 세분화에는 새로운 자극의 생성이 필요하다. 구체적으로는, 모재 강판과는 투자율이 다른 물질에 의한 계면을 모재 강판의 표층부에 만들어 넣는 것이 필요하다.
그래서 본 발명자는, 글라스 피막을 모재 강판의 표층부에 감입시키는 것을 검토하였다. 글라스 피막의 감입 구조는 모재 강판의 표층부에서 자극을 구성하므로, 자구 세분화를 실현할 수 있기 때문이다. 또한, 상세는 후술하지만, 글라스 피막의 감입 구조는 Al 석출물을 포함하고, 이들이 자극을 구성한다.
본 발명자는, 글라스 피막의 감입 구조에 의한 자구 세분화 효과를 최대한으로 발현하기 위한 검토를 거듭한바, 소정의 조건을 충족하는 글라스 피막을 모재 강판의 표면에 형성함으로써 감입 구조를 제어하여, 자구 세분화 효과를 최대한, 향수할 수 있는 것을 알아냈다.
구체적으로는, 글라스 피막 및 모재 강판에 포함되는 산소 농도를 2500ppm 이하로 한다. 또한, 방향성 전자 강판을 글로우 방전 발광 분석(GDS)함으로써 얻어지는 Al의 농도 프로파일에 있어서, 도 1에 도시한 바와 같이, Al 제1 피크(1)의 강도(제1 피크 강도)를 IAl_1로 하고, Al의 제2 피크(2)의 강도(제2 피크 강도)를 IAl_2로 한 경우, IAl_1<IAl_2(수식 (1))의 관계가 충족되도록 글라스 피막의 구조를 제어한다. 도 2, 도 3에 도시한 바와 같이, 모재 강판(c)의 표층부의 압연 방향에 평행한 수직 단면 중, 글라스 피막(a)의 표면으로부터 판 두께 중심부 방향으로 10㎛의 범위 내의 영역에는, 원 상당 직경으로 1㎛ 이상의 Al을 함유하는 석출물(b)이 압연 방향으로 평균 50개/㎜ 이상의 빈도로 점재하는 것이 바람직하다. 이하, 본 실시 형태에 대해서 상세하게 설명한다.
<2. 방향성 전자 강판의 구성>
(2-1. 전체 구성)
본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판은, 모재 강판과, 모재 강판의 표면에 형성된 글라스 피막을 포함한다. 글라스 피막의 표면에는 절연 피막이 더 형성되어 있어도 된다. 글라스 피막은 모재 강판에 감입하는 감입 구조를 갖고 있고, 감입 구조가 매우 발달해 있다. 즉, 감입 구조는 복잡한 3차원 네트워크 구조를 갖고 있다. 따라서, 글라스 피막은, 모재 강판의 표층의 대부분을 피복하는 피복 부분과, 당해 피복 부분으로부터 모재 강판의 표층부의 내부에 감입한 감입 구조로 구분된다. 또한, 감입 구조는 Al을 포함하는 석출물을 많이 포함한다.
도 2 및 도 3은 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 압연 방향에 평행한 수직 단면의 일례를 나타낸다. 도 2는 모식도이고, 도 3은 단면의 현미경 사진이다. ND는 판 두께 방향(강판 표면의 법선 방향)을 나타내고, RD는 압연 방향을 나타낸다.
이들 예에서는, 방향성 전자 강판은, 모재 강판(c)과, 모재 강판(c)의 표면에 형성된 글라스 피막(a)을 포함한다. 글라스 피막(a)은 모재 강판(c)에 감입하는 감입 구조를 갖고 있고, 감입 구조가 매우 발달해 있다. 감입 구조는 Al 석출물(b)을 포함한다. 또한, 도 2 및 도 3에서는 Al 석출물이 점재하여 존재하는 것처럼 보이지만, Al 석출물은, 도 2 및 도 3에서 도시되는 바와 같이, 지면의 평면 상(즉 강판의 압연 방향에 평행한 단면 상)에만 존재할 뿐만 아니라, 실제로는 도 2 및 도 3의 지면에 교차하는(예를 들어 지면에 수직인) 방향(즉 강판의 판 폭 방향)으로도 연장되며, 또한 피복 부분에 연결된 3차원 네트워크 구조를 갖고 있다. 또한, 도 2, 도 3에서는 감입 구조가 대체로 피복 부분으로부터 모재 강판의 표층부를 향해 감입하는(즉 판 두께 방향으로 연장되는) 것처럼 보이지만, 감입 구조는 압연 방향 및 판 폭 방향으로 연장되는 경우도 있다. 이 부분의 수직 단면을 관찰한 경우, 좌우로(압연 방향 및 판 폭 방향으로) 긴 감입 구조가 관찰된다. 감입 구조 및 Al 석출물의 상세는 후술한다. 또한, 글라스 피막 중 피복 부분은, 모재 강판의 표층의 대부분을 피복하는 부분이고, 또한 모재 강판의 표층부의 내부에 감입하는 감입 구조로 이어지는 부분이다. 피복 부분과 감입 구조는, 후술하는 바와 같이, Al 농도 프로파일에 의해 구분할 수 있다.
(2-2. 모재 강판의 성분 조성)
모재 강판은, 화학 성분으로서, 질량%로, C: 0.010% 이하, Si: 2.00 내지 4.00%, Mn: 0.05 내지 1.00%, Al: 0.010 내지 0.065% 이하, N: 0.004% 이하, S: 0.010% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함한다. 이하, 성분 조성에 관한 %는, 모재 강판의 총 질량에 대한 질량%를 의미하는 것으로 한다.
(C: 0.010% 이하)
C는 1차 재결정 조직의 제어에 유효한 원소이지만, 자기 특성에 악영향을 미치므로, 마무리 어닐링 전에 탈탄 어닐링으로 제거되는 원소이다. 최종 제품에서 C 농도가 0.010%를 초과하면, C가 시효 석출되어, 히스테리시스 손실이 열화되므로, C 농도는 0.010% 이하로 한다. C 농도는 바람직하게는 0.007% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다. C 농도의 하한은 0%를 포함하지만, C 농도를 0.0001% 미만으로 저감하려고 하면 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판상, 0.0001%가 실질적인 하한이다. 또한, 방향성 전자 강판에 있어서, C 농도는 탈탄 어닐링에 의해 통상 0.001% 정도 이하로 저감된다.
(Si: 2.00 내지 4.00%)
Si는 강판의 전기 저항을 높여, 철손 특성을 개선하는 원소이다. Si 농도가 2.00% 미만이면, 마무리 어닐링 시에 철 조직의 γ 변태가 발생하여, 강판의 결정 방위가 손상되므로, Si 농도는 2.00% 이상으로 한다. Si 농도는, 바람직하게는 2.50% 이상, 보다 바람직하게는 3.00% 이상이다. 한편, Si 농도가 4.00%를 초과하면, 방향성 전자 강판의 가공성이 저하되어, 압연 시에 갈라짐이 발생하므로, Si 농도는 4.00% 이하로 한다. Si 농도는 바람직하게는 3.50% 이하이다.
(Mn: 0.05 내지 1.00%)
Mn은 열간 압연 시의 갈라짐을 방지함과 함께, S와 결합하여, 인히비터로서 기능하는 MnS를 생성하는 원소이다. Mn 농도가 0.05% 미만이면, Mn의 첨가 효과가 충분히 발현되지 않으므로, Mn 농도는 0.05% 이상으로 한다. Mn 농도는, 바람직하게는 0.07% 이상, 보다 바람직하게는 0.09% 이상이다. 한편, Mn 농도가 1.00%를 초과하면, MnS의 석출 분산이 불균일해져, 소요의 2차 재결정 조직이 얻어지지 않고, 자속 밀도가 저하되므로, Mn 농도는 1.00% 이하로 한다. Mn 농도는 바람직하게는 0.80% 이하, 보다 바람직하게는 0.60% 이하이다.
(Al: 0.010 내지 0.065%)
Al은, N과 결합하여, 인히비터로서 기능하는 (Al, Si)N 또는 AlN을 생성하는 원소이다. Al 농도가 0.010% 미만이면, Al의 첨가 효과가 충분히 발현되지 않고, 2차 재결정이 충분히 진행되지 않으므로, Al 농도는 0.010% 이상으로 한다. Al 농도는 바람직하게는 0.015% 이상, 보다 바람직하게는 0.020% 이상이다. 한편, Al 농도가 0.065%를 초과하면, 인히비터의 석출 분산이 불균일해져, 소요의 2차 재결정 조직이 얻어지지 않고, 자속 밀도가 저하되므로, Al 농도는 0.065% 이하로 한다. Al 농도는 바람직하게는 0.050% 이하, 보다 바람직하게는 0.040% 이하이다. 또한, 상세는 후술하지만, 모재 강판 중 Al은 감입 구조가 발달한 글라스 피막과 반응하여, Al 석출물을 형성한다고 하는 기능도 갖는다.
(N: 0.004% 이하)
N은, Al과 결합하여, 인히비터로서 기능하는 AlN을 형성하는 원소이다. 단, 최종 제품에서 N 농도가 0.004%를 초과하면 강판 중의 N이 AlN으로서 석출되어, 히스테리시스 손실을 열화시키므로, N 농도는 0.004% 이하로 한다. N 농도의 하한은 0%를 포함하지만, N 농도를 0.0001% 미만으로 저감하려고 하면 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판상, 0.001%가 실질적인 하한이다. 또한, 방향성 전자 강판에 있어서, N 농도는 마무리 어닐링에 의해 통상 0.001% 정도 이하로 저감된다.
(S: 0.010% 이하)
S는, Mn과 결합하여, 인히비터로서 기능하는 MnS를 생성하는 원소이다. 단, 최종 제품에 있어서 S 농도가 0.010%를 초과하면 강판 중의 S가 MnS로서 석출되어, 히스테리시스 손실을 열화시키므로, S 농도는 0.010% 이하로 한다. S 농도의 하한은 0%를 포함하지만, S 농도를 0.0001% 미만으로 저감하려고 하면 제조 비용이 대폭 상승하므로, 실용 강판상, 0.0001%가 실질적인 하한이다. 또한, 방향성 전자 강판에 있어서, S 농도는 마무리 어닐링에 의해 통상, 0.005% 정도 이하로 저감된다.
모재 강판의 성분에 있어서, 상기 원소를 제외한 잔부는, Fe 및 불순물이다. 불순물은 기본적으로 불가피적 불순물이지만, 모재 강판에 후술하는 임의 첨가 원소가 포함되는 경우, 불순물은 불가피적 불순물 외에, 이들 임의 첨가 원소로 구성된다. 불가피적 불순물은, 강 원료로부터 및/또는 제강 과정에서 불가피적으로 혼입되는 원소이며, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 특성을 저해하지 않는 범위에서 허용되는 원소이다.
또한, 모재 강판에는, 그 자기 특성을 저해하지 않으며, 또한 다른 특성을 높일 수 있는 것을 목적으로 하여, Cr: 0.30% 이하, Cu: 0.40% 이하, P: 0.50% 이하, Ni: 1.00% 이하, Sn: 0.30% 이하, Sb: 0.30% 이하, B: 0.0100% 이하, Mo: 0.1% 이하, 및 Bi: 0.01% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 임의 첨가 원소로서 첨가해도 된다. 이들 원소는 임의 첨가 원소이므로, 농도의 하한값은 0%여도 된다.
(Cr: 0.30% 이하)
Cr은 탈탄 어닐링의 산화층을 개선하여, 글라스 피막 형성에 유효한 원소이다. 이 때문에, Cr을 0.30% 이하의 범위에서 모재 강판에 첨가해도 된다. Cr 농도가 0.30%를 초과하면, 탈탄성을 현저하게 저해하므로, Cr 농도의 상한은 0.30%인 것이 바람직하다.
(Cu: 0.40% 이하)
Cu는 모재 강판의 비저항을 높여 철손을 저감시키는 데 유효한 원소이다. C 농도가 0.40%를 초과하면 철손 저감 효과가 포화됨과 함께, 열연 시에 「구리 스캡」이라는 표면 흠집의 원인이 되기 때문에, C 농도의 상한은 0.40%인 것이 바람직하다.
(P: 0.50% 이하)
P는 모재 강판의 비저항을 높여 철손을 저감시키는 데 유효한 원소이다. P 농도가 0.50%를 초과하면 압연성에 문제를 발생시키기 때문에, P 농도의 상한은 0.50%인 것이 바람직하다.
(Ni: 1.00% 이하)
Ni는 모재 강판의 비저항을 높여 철손을 저감시키는 데 유효한 원소이다. 또한, Ni는 열연판의 철 조직을 제어해서 자기 특성을 향상시키는 데 있어서 유효한 원소이기도 하다. 그러나 Ni 농도가 1.00%를 초과하면 2차 재결정이 불안정해지므로, Ni 농도의 상한은 1.00%인 것이 바람직하다.
(Sn: 0.30% 이하, Sb: 0.30% 이하)
Sn과 Sb는, 잘 알려져 있는 입계 편석 원소이다. 본 실시 형태에 관한 모재 강판은 Al을 함유하고 있으므로, 마무리 어닐링의 조건에 따라서는 어닐링 분리제로부터 방출되는 수분에 의해 Al이 산화되어 코일 위치에서 인히비터 강도가 변동되는 경우가 있다. 이 결과, 자기 특성이 코일 위치에서 변동되는 경우가 있다. 이 대책 중 하나로서, 이들 입계 편석 원소의 첨가에 의해 Al의 산화를 방지하는 방법이 있고, 그러기 위해 Sn 및 Sb를 각각 0.30% 이하의 농도로 모재 강판에 첨가해도 된다. 한편, 이들 원소의 농도가 0.30%를 초과하면 탈탄 어닐링 시에 Si가 산화되기 어려워, 글라스 피막의 형성이 불충분해짐과 함께, 탈탄 어닐링성을 현저하게 저해한다. 이 때문에, 이들 원소 농도의 상한은 0.30%인 것이 바람직하다.
(B: 0.0100% 이하)
B는 모재 강판 중 N과 결합하여, MnS와 복합 석출되어, 인히비터로서 기능하는 BN을 형성하는 원소이다. B 농도의 하한은 특별히 제한되지 않고, 상술한 바와 같이 0%여도 된다. 단, B의 첨가 효과를 충분히 발휘하기 위해서는, B 농도의 하한은 0.0005%인 것이 바람직하다. B 농도는 바람직하게는 0.001% 이상, 보다 바람직하게는 0.0015% 이상이다. 한편, B 농도가 0.0100%를 초과하면, BN의 석출 분산이 불균일해져, 소요의 2차 재결정 조직이 얻어지지 않아, 자속 밀도가 저하된다. 이 때문에, B 농도는 0.0100% 이하인 것이 바람직하다. B 농도는 바람직하게는 0.0080% 이하, 보다 바람직하게는 0.0060% 이하, 보다 바람직하게는 0.0040% 이하이다.
(Mo: 0.1% 이하)
Mo는 열연 시의 표면 성상을 개선하는 데 유효한 원소이다. 단, Mo 농도가 0.1%를 초과하면 Mo 첨가 효과가 포화되어 버리기 때문에, Mo 농도의 상한은 0.1%인 것이 바람직하다.
(Bi: 0.01% 이하)
Bi는 황화물 등의 석출물을 안정화해서 인히비터로서의 기능을 강화하는 효과가 있다. 그러나, Bi 농도가 0.01%를 초과하면 Bi가 글라스 피막 형성에 악영향을 미치기 때문에, Bi 농도의 상한은 0.01%인 것이 바람직하다.
(2-3. 글라스 피막 및 모재 강판 중의 산소 농도)
글라스 피막 및 모재 강판 중의 합계의 산소 농도는 2500ppm 이하로 된다. 산소의 대부분은 글라스 피막에 포함되고, 강판 중에 포함되는 산소는 10 내지 100ppm 정도이다. 또한, 방향성 전자 강판이 후술하는 절연 피막을 포함하는 경우, 산소 농도는, 방향성 전자 강판으로부터 절연 피막을 제거한 후에 측정된다. 즉, 절연 피막은 산소 농도의 측정 대상에는 포함되지 않는다. 절연 피막은, 예를 들어 수산화나트륨 수용액 등을 사용해서 제거된다.
산소 분석법은, 흑연 도가니 내에 시료를 넣고, 시료를 융해시켜 가열하고, CO 및 CO2를 적외 흡수법으로 측정하는 가스 분석 방법을 사용한다.
산소 농도가 2500ppm을 초과하면, 모재 강판의 자속 밀도가 저하되어(보다 구체적으로는, 자철이 적어져), 철손이 열화된다. 이 때문에, 산소 농도의 상한은 2500ppm이 된다. 산소 농도의 하한은 특별히 제한되지 않지만, 산소 농도가 500ppm 이하로 극단적으로 낮은 경우에는, 사실상, 모재 강판의 표면에 글라스 피막이 형성되지 않고, 글라스 피막의 감입 구조도 발달하지 않는다. 이 때문에, 철손이 열위가 된다. 또한, 절연 피막 밀착성이 낮아질 가능성도 있다. 그 때문에, 산소 농도는 500ppm 초과인 것이 바람직하고, 1000ppm 이상으로 되는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 산소 농도는, 불활성 가스 용융법의 원리를 사용한 가스 분석 장치를 사용하여 측정된다. 후술하는 실시예에서는 이 방법으로 측정된 값이다. 산소 농도를 2500ppm 이하로 하는 방법으로서는, 예를 들어 탈탄 어닐링 조건, 특히 노점을 조정하는 방법을 들 수 있다. 예를 들어, 어닐링 시간 및 어닐링 온도를 고려하면서 노점을 조정함으로써, 산소 농도를 2500ppm 이하로 할 수 있다.
(2-4. GDS에 의한 Al 농도 프로파일)
본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판을 글로우 방전 발광 분석(GDS)한 경우, 판 두께 방향으로 Al의 발광 강도 분포(Al 농도 프로파일)가 관측된다. 또한, 방향성 전자 강판이 후술하는 절연 피막을 포함하는 경우, Al 농도 프로파일은, 방향성 전자 강판으로부터 절연 피막을 제거한 후에 측정된다. 즉, 절연 피막은 Al 농도 프로파일의 측정 대상에는 포함되지 않는다. GDS에 의한 측정은, 글라스 피막의 표면으로부터 행해진다.
GDS 분석은, 시료에 따라서, 적절히 조건 조정이 필요하며, 그 조정은 당업자에게는 통상의 실무 범위 내이다. 그 때문에, GDS의 측정 조건은 한정되지 않지만, 예를 들어 출력 35W로 하고, 0.01 내지 0.10초 간격으로 데이터를 도입하였다.
Al 농도 프로파일은, 적어도 2개의 피크를 갖는다. 각각의 Al의 피크를 글라스 피막의 표면에 가까운 측으로부터 차례로 제1 피크, 제2 피크 …로 한다. 도 1에 Al 농도 프로파일의 일례를 나타낸다. 도 1에 도시한 Al 농도 프로파일은, 2개의 피크, 즉 제1 피크(1), 제2 피크(2)를 갖는다. 피크의 수는 바람직하게는 2개이다. 또한, 피크끼리는 일부 겹쳐 있어도 되고, 이격되어 있어도 된다.
제1 피크는, 글라스 피막의 피복 부분 중의 Al 석출물에서 유래하고, 제2 피크는 글라스 피막의 감입 구조 중의 Al 석출물에서 유래한다. 각 피크의 유래가 되는 Al 석출물은, 예를 들어 글라스 피막을 구성하는 포르스테라이트(Mg2SiO4)의 Si가 Al로 치환된 Mg2Al2O4이다. MgAl2O4는 포르스테라이트(Mg2SiO4)와 구성 원소의 조성이 유사하고, 다형의 관계에 있어, 생성되기 쉽다. 단, Al 석출물은 반드시 Mg2Al2O4에 한정되는 것은 아니며, 모재 강판의 표층부 내에서 자극을 구성하는 것이면 특별히 제한되지 않는다. 본 실시 형태에 있어서 상정되는 다른 Al 석출물로서는, MgAl2O4에 다른 원소가 치환형 고용된 석출물이나 Al2O3 등을 들 수 있다.
또한, Al의 제1 피크 강도를 IAl_1로 하고, Al의 제2 피크 강도를 IAl_2로 하였을 때, 수식 (1)의 관계를 충족한다.
IAl_1<IAl_2 … 식 (1)
즉, 제2 피크 강도는 제1 피크 강도보다 커진다. 여기서, 각 피크 강도는, 각 피크에 있어서의 Al 발광 강도의 최고 강도(바꾸어 말하면 최고 피크 높이)로서 정의된다.
또한, 수식 (1)을 변형하여, 제1 피크 강도와 제2 피크 강도의 비가 1 미만이어도 된다. 즉, 수식 (1)'의 관계를 충족한다.
IAl_1/IAl_2<1 … 식 (1)'
제1 피크 강도는 0이어도 되고, 피크비의 하한은 0이어도 된다. 또한, 피크비의 하한은, 0.1 이상 또는 0.1 초과, 0.2 이상 또는 0.2 초과, 0.3 이상 또는 0.3 초과, 0.4 이상 또는 0.4 초과, 0.5 이상 또는 0.5 초과, 0.6 이상 또는 0.6 초과, 0.7 이상 또는 0.7 초과, 0.8 이상 또는 0.8 초과, 0.9 이상 또는 0.9 초과여도 된다.
한편, 대체로 제2 피크 강도가 강할수록, 피크비는 1에 근접하여 바람직하다. 따라서, 피크비의 상한은, 0.9 이하 또는 0.9 미만, 0.8 이하 또는 0.8 미만, 0.7 이하 또는 0.7 미만, 0.6 이하 또는 0.6 미만, 0.5 이하 또는 0.5 미만, 0.4 이하 또는 0.4 미만이어도 된다.
(2-5. 모재 강판의 표층부의 구조)
상술한 바와 같이, 제2 피크 강도는 제1 피크 강도보다 커진다. 이것은, 모재 강판의 표층부에 글라스 피막의 감입 구조가 형성되어 있고, 후술에서 상세하게 설명하는 바와 같이 Al 석출물이 감입 구조에 많이 분포하기 때문이다. 그래서, 도 2 및 도 3을 참조하여, 글라스 피막의 감입 구조에 대해서 설명한다. 상술한 바와 같이, 도 2 및 도 3은 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 표면 상태의 일례를 나타낸다. 이들 예에서는, 방향성 전자 강판은, 모재 강판(c)과, 모재 강판(c)의 표면에 형성된 글라스 피막(a)을 포함한다. 글라스 피막(a)은 모재 강판(c)에 감입하는 감입 구조를 갖고 있고, 감입 구조가 매우 발달해 있다. 감입 구조는 Al 석출물(b)을 포함한다.
이들 예에서 나타나는 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판에서는, 모재 강판의 표층부에 글라스 피막의 감입 구조가 형성되어 있다. 또한, 감입 구조는 매우 복잡한 3차원 네트워크 구조를 갖고 있다. 또한, 도 2 및 도 3에서는 Al 석출물이 점재하여 존재하는 것처럼 보이지만, Al 석출물은, 도 2 및 도 3에서 나타나는 바와 같이, 지면의 평면 상(즉 강판의 압연 방향에 평행한 단면 상)에만 존재할 뿐만 아니라, 실제로는 도 2 및 도 3의 지면에 교차하는(예를 들어 지면에 수직인) 방향(즉 강판의 판 폭 방향)으로도 연장되며, 또한 피복 부분에 연결된 3차원 네트워크 구조를 갖고 있다. 또한, 도 2, 도 3에서는 감입 구조가 대체로 피복 부분으로부터 모재 강판의 표층부를 향해서 감입하는(즉 판 두께 방향으로 연장되는) 것처럼 보이지만, 감입 구조는 압연 방향 및 판 폭 방향으로 연장되는 경우도 있다. 이 부분의 수직 단면을 관찰한 경우, 좌우로(압연 방향 및 판 폭 방향으로) 긴 감입 구조가 관찰된다.
또한, 본 실시 형태에 있어서의 「모재 강판의 표층부」는, 모재 강판의 표면(글라스 피막의 피복 부분과 모재 강판의 계면)으로부터 모재 강판 내의 소정 깊이까지의 영역을 의미한다. 예를 들어, 글라스 피막의 감입 구조가 형성되어 있는 부분을 모재 강판의 표층부로 해도 된다. 여기서, 모재 강판의 표면(글라스 피막의 피복 부분과 모재 강판의 계면)은, 대략 글라스 피막의 피복 부분과 감입 구조의 경계에 대응하고 있고, 당해 경계는 Al 농도 프로파일에 의해 구분할 수 있다. 또한, 소정 깊이는, 일반적인 방향성 전자 강판에서의 글라스 피막의 두께를 고려하여, 글라스 피막의 표면으로부터 판 두께 중심부 방향으로의 깊이 10㎛여도 된다.
또한, 감입 구조의 일부는 Al 석출물로 구성되어 있다. Al 석출물은, 감입 구조의 선단부에 많이 분포한다. 여기서, 감입 구조의 선단부는, 예를 들어 도 3과 같은 이차원 단면에서의 관찰에 있어서, 강판 내부측의 깊이 방향으로 연장된 단부를 의미한다. 도 2 및 도 3에 있어서도, 많은 Al 석출물이 감입 구조의 선단부에 형성되어 있는 것을 알 수 있다. 또한, 도 2 및 도 3에 있어서, 모재 강판 중에 대략 구상으로 점재하고 있는 것처럼 보이는 Al 석출물은, 지면에 교차하는 방향(즉 강판의 판 폭 방향)으로 연장되는 감입 구조의 선단에 형성되어 있는 것이다. 또한, 감입 구조가 그 후에 더욱 발달하는 경우가 있으므로, Al 석출물은 감입 구조의 선단부에 이외에 존재하는 경우도 있다. 감입 구조의 구체적인 3차원 네트워크 구조는 특별히 제한되지 않지만, 감입 구조가 복잡하면 복잡할수록, 많은 Al 석출물이 감입 구조 내에 생성되고, 거기에 트랩되어 머무른다. 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판에서는, 감입 구조가 매우 복잡한 3차원 네트워크 구조를 형성하고 있기 때문에, 많은 Al 석출물이 감입 구조 내에 존재한다. 한편, Al 석출물은, 대부분이 감입 구조로 형성되어 거기에 트랩되므로, 글라스 피막의 피복 부분에는 그렇게 많이는 석출되지 않는다. 그리고, 상술한 바와 같이, Al 농도 프로파일에 있어서, 제1 피크는, 글라스 피막의 피복 부분 중의 Al 석출물에서 유래하고, 제2 피크는 글라스 피막의 감입 구조 중의 Al 석출물에서 유래한다. 이 때문에, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판에서는, 제2 피크 강도가 제1 피크 강도보다 커져, 수식 (1)이 충족된다. 이러한 점에서, 글라스 피막의 피복 부분과 감입 구조의 경계를, Al 농도 프로파일에 의해 구분할 수 있다.
Al 석출물은, 모재 강판의 표층부에 있어서 강판과는 투자율이 다른 계면을 형성한다. 즉, 모재 강판의 표층부에 감입한 감입 구조의 Al 석출물은 자극을 구성한다. 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판에서는, 많은 Al 석출물, 즉 자극이 모재 강판의 표층부에 형성되기 때문에, 자구가 보다 세분화된다.
또한, 수식 (1)이 충족되지 않는 경우로서는, 예를 들어 감입 구조가 발달해 있지 않아, Al 석출물의 석출량이 적은 경우를 들 수 있다. 이러한 방향성 전자 강판의 일례를 도 4에 나타낸다. 도 4 중의 각 부호의 의미는 도 2 및 도 3과 마찬가지이다. 도 4의 예에서는, 감입 구조가 거의 발달해 있지 않고, 따라서 Al 석출물은 거의 글라스 피막 내(피복 부분에 상당하는 부분)에만 존재한다. 이 경우, 감입 구조가 발달하지 않아, 모재 강판의 표층부에 자극이 되는 Al 석출물이 거의 형성되지 않으므로, 자구 세분화 효과를 향수할 수 없다.
(2-6. Al 석출물의 관찰 방법)
글라스 피막의 감입 구조는 모재 강판의 표층부에 감입한 부분이며, 그 감입 구조에 포함되는 Al 석출물은, 모재 강판의 표층부 중, 글라스 피막의 표면으로부터 깊이 10㎛까지의 부분에 많이 존재한다. 이 때문에, Al 석출물은 이하의 방법으로 관찰 가능하다. 즉, 모재 강판의 표층부의 압연 방향에 평행한 수직 단면 중 적어도 글라스 피막의 표면으로부터 깊이 10㎛까지의 영역(이하, 「관찰 영역」이라고도 칭한다)을 광학 현미경이나 FE-SEM(전계 방출형 주사 전자 현미경) 등으로 관찰한다. 이어서, 관찰 영역의 조성을 EDS(에너지 분산형 X선 분광법)나 EPMA(전자선 마이크로애널라이저) 등으로 분석한다. 이에 의해, 관찰 영역 내의 Al 석출물을 동정할 수 있다. 예를 들어, 후술하는 Al 석출물의 사이즈, 석출 빈도를 측정할 수 있다. 또한, 석출 빈도에 관해서는, 예를 들어 관찰 영역의 사진을 복수매 촬영하고, 각 사진에서 측정된 석출 빈도를 산술 평균해도 된다.
(2-7. Al 석출물의 사이즈 및 석출 빈도)
상기 관찰 영역 내에는, 원 상당 직경으로 1㎛ 이상의 Al 석출물이 압연 방향으로 평균 50개/㎜ 이상의 빈도로 점재하는 것이 바람직하다. 이 경우, 자구 세분화 효과를 보다 높일 수 있다.
원 상당 직경이 1㎛ 미만인 Al 석출물의 존재는 모재 강판의 특성에 악영향을 미치는 것은 아니지만, 이러한 Al 석출물은 자구 세부화 효과에는 기여하기 어려운 것으로 생각된다. Al 석출물의 원 상당 직경의 상한은 특별히 제한되지 않는다. 단, 너무 Al 석출물이 지나치게 크면 Al 석출물의 개수 밀도가 상대적으로 감소하여, 철손 개선 효과가 저감될 가능성이 있으므로, 예를 들어 원 상당 직경은 10㎛ 이하가 바람직하다.
Al 석출물의 석출 빈도가 50개/㎜보다 적으면 자극의 발생 빈도가 낮아지므로, 자구 세분화 효과가 약간 저감될 가능성이 있다. 석출 빈도의 상한은 특별히 제한되지 않지만, 석출 빈도가 너무 지나치게 많으면 Al 석출물이 자벽 이동 자체를 저해할 가능성이 있다. 이 경우, 오히려 철손이 손상될 가능성이 있으므로, 석출 빈도는 100개/㎜ 이하가 바람직하다.
이상 설명한 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판에 의하면, Al의 제1 피크 강도를 IAl_1로 하고, Al의 제2 피크 강도를 IAl_2로 한 경우, 수식 (1)의 관계가 충족된다. 수식 (1)의 조건이 충족되는 경우, 글라스 피막의 감입 구조가 크게 발달하여, 많은 Al 석출물이 감입 구조, 바꾸어 말하면 모재 강판의 표층부 내에 형성된다. 이들 Al 석출물은 자극을 구성하므로, 이들 Al 석출물에 의해 자구 세분화 효과를 충분히 높일 수 있다. 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판에는, 후술하는 자구 제어를 더 실시해도 된다. 따라서, 본 실시 형태에 따르면, 자구 제어 전의 철손이 한층 개선되며, 또한 철손 개선 효과가 충분히 얻어지지 않는 내열성의 자구 제어에 있어서도, 충분히 철손 개선 효과를 얻을 수 있다.
<3. 방향성 전자 강판의 제조 방법>
다음으로, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 제조 방법의 일례를 설명한다. 또한, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 제조 방법은 이하에 설명하는 제조 방법에 한정되지 않고, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판을 제조할 수 있는 제조 방법이면 어떠한 제조 방법이어도 된다.
(3-1. 제조 방법의 개요)
본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 제조 방법은, 강 슬래브 준비 공정, 재가열 공정, 열간 압연 공정, 열연판 어닐링 공정, 냉간 압연 공정, 탈탄 어닐링 공정, 질화 처리 공정, 어닐링 분리제 도포 공정, 마무리 어닐링 공정, 순화 어닐링 공정, 및 냉각 공정을 포함한다. 이하, 각 공정에 대해서 상세하게 설명한다.
(3-2. 강 슬래브 준비 공정)
이 공정에서는, 강 슬래브를 준비한다. 구체적으로는, 예를 들어 전로 또는 전기로 등에 의해 강을 용제한다. 이에 의해 얻어진 용강을 필요에 따라서 진공 탈가스 처리한 후, 연속 주조 혹은 조괴 후 분괴 압연한다. 이에 의해 강 슬래브가 얻어진다. 강 슬래브의 두께는 특별히 제한되지 않지만, 통상은 150 내지 350㎜의 범위, 바람직하게는 220 내지 280㎜의 두께로 주조된다. 단, 강 슬래브는 30 내지 70㎜의 두께 범위의 소위 박 슬래브여도 된다. 박 슬래브를 사용하는 경우, 열연판을 제조할 때에 중간 두께로 조가공을 행할 필요가 없다고 하는 이점이 있다.
여기서, 강 슬래브의 화학 성분은, N의 질량%를 제외하고 상술한 모재 강판과 마찬가지이다. 여기에서는 N의 질량%만 설명한다.
(N: 0.004 내지 0.012%)
N은 Al과 결합하여, 인히비터로서의 기능하는 AlN을 형성하는 원소이다. 단, N은 냉간 압연 시에 강판 중에 블리스터(공공)를 형성하는 원소이기도 하다. N의 질량%가 0.004% 미만이면, AlN의 형성이 불충분해지므로, N 농도는 0.004% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.006% 이상, 보다 바람직하게는 0.007% 이상이다. N 농도가 0.012%를 초과하면, 냉간 압연 시에 강판 중에 많은 블리스터를 형성할 가능성이 있으므로, N 농도는 0.012% 이하로 한다.
(3-3. 재가열 공정)
이 공정에서는, 강 슬래브를 재가열한다. 강 슬래브의 재가열 온도는 1280℃ 이하가 바람직하다. 재가열 온도가 1280℃를 초과하는 경우, 용융 스케일양이 많아진다. 또한, MnS가 강 슬래브에 완전 고용되고, 그 후의 공정에서 미세하게 석출되므로, 원하는 1차 재결정 입경을 얻기 위한 탈탄 어닐링 온도를 900℃ 초과로 할 필요가 있다. 이 때문에, 본 실시 형태에서는, 강 슬래브를 1280℃ 이하에서 재가열하는 것이 바람직하다. 재가열 온도의 하한값은 특별히 제한되지 않지만, 예를 들어 1100℃여도 된다.
(3-4. 열간 압연 공정, 열연판 어닐링 공정)
열간 압연(열연) 공정에서는, 재가열 후의 강 슬래브를 열연한다. 열연판 어닐링 공정에서는, 상기 열간 압연 공정에 의해 얻어진 열연판을 1000 내지 1150℃의 1단째 온도까지 가열함으로써, 철 조직을 재결정시킨다. 이어서, 열연판을 850 내지 1100℃ 또한 1단째 온도보다 낮은 2단째 온도에서 어닐링한다. 이 열연판 어닐링 공정은 주로 열연 시에 발생한 불균일 조직의 균일화를 목적으로 하여 행해진다.
즉, 열연 시에 발생한 불균일한 철 조직을 최종 냉간 압연 전에 균일화하기 위해서, 본 실시 형태에서는, 1회 이상의 어닐링을 행하는 것이 필수적이다. 이 경우의 1단째 온도의 상한값은, 인히비터에 큰 영향을 미친다. 예를 들어, 1단째 온도가 1150℃를 초과하는 경우에는, 인히비터가 그 후의 공정에서 미세하게 석출된다. 이 때문에, 1단째 온도의 상한을 1150℃로 한다. 한편, 1단째 온도가 1000℃ 미만인 경우에는, 재결정이 불충분하여 열연 후의 철 조직을 균일화할 수 없다. 이 때문에, 1단째 온도의 하한을 1000℃로 한다. 2단째 온도의 상한값도 인히비터에 큰 영향을 미친다. 예를 들어, 2단째 온도가 1100℃를 초과하는 경우에는, 인히비터가 그 후의 공정에서 미세하게 석출된다. 이 때문에, 2단째 온도의 상한을 1100℃로 한다. 2단째 온도가 850℃ 미만인 경우에는, γ상이 발생하지 않으므로, 철 조직의 균일화를 할 수 없다. 이 때문에, 2단째 온도의 하한을 850℃로 한다. 또한, 2단째 온도는 1단째 온도보다 낮은 값으로 제어할 필요가 있다.
(3-5. 냉간 압연 공정)
열연판 어닐링 공정을 행한 후, 열연판에 1회의 냉간 압연 또는 중간 어닐링을 사이에 두는 2회 이상의 냉간 압연(냉연)을 실시한다. 이에 의해, 최종 냉연판을 제작한다. 각 냉간 압연은, 상온에서 행해도 되고, 상온보다 높은 온도 예를 들어 200℃ 정도로 강판 온도를 높여 압연하는 온간 압연으로 해도 된다.
(3-6. 탈탄 어닐링 공정)
탈탄 어닐링 공정에서는, 먼저, 냉연 공정 후의 강판(냉연판)을 입측 온도 t0℃로부터 입측 온도보다 높은 균열 온도 t2까지 가열하는 가열 공정과, 냉연판의 온도를 균열 온도 t2℃로 소정 시간 유지하는 균열 공정을 포함한다. 탈탄 어닐링 공정은 습윤 분위기에서 행해진다. 여기서, 입측 온도 t0℃는 냉연판이 어닐링로에 도입될 때의 온도이며, 대략 600℃ 이하이다. 균열 온도는 700 내지 900℃의 범위 내의 온도가 된다.
탈탄 어닐링의 균열 공정(700 내지 900℃의 온도를 소정 시간 유지하는 과정)은 강 중 카본의 제거와 1차 재결정 입경을 원하는 입경으로 제어하는 것을 목적으로 하여 행해진다. 균열 공정은, 예를 들어 700℃ 내지 900℃의 온도역의 균열 온도 t2℃에서, 1차 재결정 입경이 15㎛ 이상이 되는 시간으로 행하는 것이 바람직하다. 균열 온도 t2℃가 700℃ 미만이면 원하는 1차 재결정 입경을 실현할 수 없고, 균열 온도 t2가 900℃ 초과이면 1차 재결정이 원하는 입경을 초과해 버린다.
탈탄 어닐링 공정에서는, 가열 과정에서의 가열 속도를 제어함으로써 1차 재결정 집합 조직(구체적으로는, 집합 조직 내의 결정 방위)을 제어할 수 있다. 1차 재결정 집합 조직에서는, {111} 방위 입자를 저감시키고, {411} 방위 입자 및 고스 방위 입자가 증가하는 것이 바람직하다. 재결정되기 용이함이 결정 방위에 따라 달라, {411} 방위 입자는 100℃/초 근방의 가열 속도에서 가장 재결정되기 쉽고, 또한 고스 방위 입자는, 가열 속도에 비례해서 재결정되기 쉬워진다. 따라서, 본 실시 형태에서는, 강판 온도가 600℃ 이하인 t0℃로부터 700 내지 900℃의 범위에 있는 t2℃(균열대에서의 온도)까지의 가열 속도 HR1을 40℃/초 이상, 바람직하게는 75℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 75 내지 125℃/초의 가열 속도로 가열하는 것이 바람직하다. 이에 의해, {111} 방위 입자를 저감시키고, {411} 방위 입자 및 고스 방위 입자를 증가시킬 수 있다. 또한, 상세는 후술하지만, t0 내지 t2의 온도역의 가열 속도 HR1을 40℃/초 이상으로 제어함으로써, 강판의 표층부에 SiO2를 생성, 발달시킬 수 있다. 즉, 강판의 표층부에 SiO2를 많이 포함하는 내부 산화층을 형성할 수 있다. 또한, HR1은 t0℃로부터 t2℃까지의 평균 가열 속도이며, 가열 과정의 일부에 있어서 가열 속도가 변동되어, 일시적으로 예를 들어 40℃/초 미만이 되는 경우가 있어도 된다.
또한, 가열 공정에서는, 전반과 후반에서 가열 속도를 변화시켜도 된다.
일 실시 형태에서는, 탈탄 어닐링 공정은, 냉연판을 600℃ 이하의 입측 온도 t0℃로부터 입측 온도 t0℃보다 높은 균열 온도 t2℃까지 가열하는 가열 공정과, 냉연판의 온도를 균열 온도 t2℃에서 유지하는 균열 공정을 포함하고, 탈탄 어닐링 공정의 가열 공정에서는, 냉연판의 온도가 입측 온도 t0℃로부터 700 내지 900℃의 범위 내이며 또한 균열 온도 t2℃보다 낮은 도달 온도 t1℃에 도달할 때까지의 가열 속도 hr1을 40℃/초 이상으로 하고, 냉연판의 온도가 도달 온도 t1℃로부터 균열 온도 t2℃에 도달할 때까지의 가열 속도 hr2를 15℃/초 초과 내지 30℃/초로 해도 된다.
구체적으로는, 도 5에 도시한 바와 같이, 냉연판의 온도가 입측 온도 t0℃로부터 700 내지 900℃의 범위 내이며 또한 균열 온도 t2℃보다 낮은 도달 온도 t1℃에 도달할 때까지(즉, 급속 가열 온도 범위)의 가열 속도 hr1을 40℃/초 이상으로 하고, 또한 냉연판의 온도가 도달 온도 t1℃로부터 균열 온도 t2℃에 도달할 때까지의 가열 속도 hr2를 15℃/초 초과 내지 30℃/초로 해도 된다. 도달 온도 t1℃는 상술한 조건이 충족되는 범위 내에서 임의로 설정되어도 되지만, 도달 온도 t1℃를 강판의 퀴리점(750℃) 이하로 함으로써, 입측 온도 t0℃ 내지 도달 온도 t1℃의 온도 범위(급속 가열 온도 범위)에서의 가열을 유도 가열 장치에 의해 행할 수 있다.
여기서, 가열 속도 hr1이 40℃/초 이상이며, 바람직하게는 75 내지 125℃/초여도 된다.
본 실시 형태에서는, 냉연판의 온도가 입측 온도 t0℃로부터 균열 t1℃에 도달할 때까지의 가열 속도 hr1을 40℃/초 이상으로 한다. 이에 의해, {111} 방위 입자를 저감시키고, {411} 방위 입자 및 고스 방위 입자를 증가시킬 수 있다. 가열 속도 hr1은, 바람직하게는 75℃/초 이상, 더욱 바람직하게는 75 내지 125℃/초이다.
또한, 본 실시 형태에서는, 냉연판의 온도가 도달 온도 t1℃로부터 균열 온도 t2℃에 도달할 때까지의 가열 속도 hr2를 15℃/초 초과 내지 30℃/초로 해도 된다. 가열 속도 hr2의 하한값은, 바람직하게는 16℃/초이다. 이와 같이, 본 실시 형태에서는, 냉연판의 온도가 도달 온도 t1℃에 도달한 이후의 가열 속도 hr2를 15℃/초 초과 내지 30℃/초로 비교적 높은 값으로 해도 된다. 이에 의해, {411} 방위 입자 및 고스 방위 입자의 빈도가 높고, 또한 고스 방위 입자의 결정 입경이 대경화된 1차 재결정립 집합 조직을 얻는 것이 가능하다. 이 결과, 그 후의 마무리 어닐링의 2차 재결정에서 2차 재결정 입경이 소경화되므로, 철손이 양호한 방향성 전자 강판이 얻어진다.
여기서, 가열 속도 hr2를 15℃/초 초과 내지 30℃/초로 제어한 경우에 상기한 효과가 얻어지는 이유는 명확하지는 않지만, 본 발명자는, 그 이유를 이하와 같이 생각하고 있다. 즉, 급속 가열의 도달 온도 t1℃로부터 700 내지 900℃에 있는 균열 온도 t2℃까지의 온도 범위에서는, 미재결정립의 재결정과 이미 재결정을 종료한 결정립의 입성장이 일어난다. 균열 온도 t2℃에서는, 미재결정립은 모두 재결정립으로 되어 있다. 그 후, 균열 온도 t2℃에서의 균열 공정(균열 어닐링)에서는, 재결정립이 입성장 모드에 들어가, 결정 입경이 작은 방위 입자는 잠식되고, 결정 입경이 큰 방위 입자는 대경화된다. 여기서, 고스 방위 입자는 도달 온도 t1℃ 이하에서 재결정을 완료하고 있다. 도달 온도 t1℃로부터 균열 온도 t2℃까지의 가열 속도 hr2를 15℃/초 초과 내지 30℃, 바람직하게는 16℃/초 이상 30℃/초 이하로 제어함으로써, 이미 재결정을 종료한 고스 방위 입자의 입성장이 촉진된다. 즉, 균열 공정의 개시 시에는 이미 고스 방위 입자는 대경화된 결정립으로 되어 있으므로, 균열 공정에 있어서 다른 방위 입자에 잠식되지 않고 존재할 수 있다.
여기서, 가열 속도 hr2가 15℃/초 이하인 경우에는, 도달 온도 t1℃ 이후에 재결정되는 방위의 결정립의 성장과 고스 방위 입자의 성장이 경합하여, 고스 방위 입자가 충분히 입성장할 수 없다. 이 결과, 1차 재결정립 집합 조직에 있어서 고스 방위 입자의 빈도가 저하되어 버려, 양호한 철손 특성을 갖는 전자 강판이 얻어지지 않는다. 한편, 가열 속도 hr2가 30℃/초 초과인 경우에는, 1차 재결정립 집합 조직에 있어서 고스 방위 입자의 빈도, 결정 입경이 극단적으로 커져, 조직 전체의 정립성(균일성)이 현저하게 손상되어 버린다. 이 때문에, 안정된 2차 재결정이 얻어지지 않고, 결과적으로 철손 특성은 열화되어 버린다.
또한, hr2의 상한은, 25℃ 이하 또는 25℃ 미만으로 해도 된다. hr2의 범위는, 후단에서 상세하게 설명하는 바와 같이, 다양한 가열 장치로 가열할 수 있지만, hr2가 커져 균열 온도 t2를 오버슈트하면, 그 후의 2차 재결정 불량으로 이어지는 경우가 있다. 그 때문에, hr2의 상한은, 25℃ 이하 또는 25℃ 미만으로 함으로써, 균열 온도 t2를 오버슈트하는 것을 방지할 수 있어, 바람직하다.
(3-6-1. 탈탄 어닐링 공정에서의 가열 방법)
탈탄 어닐링의 가열 과정에서의 가열은 유도 가열로 행해도 된다. 이 경우, 가열 속도의 자유도가 높고, 강판과 비접촉으로 가열할 수 있고, 또한 탈탄 어닐링로 내에의 설치가 비교적 용이한 등의 효과가 얻어진다.
특히, 가열 공정에서는, 전반과 후반에서 가열 속도를 변화시켜, 도달 온도 t1℃가 강판의 퀴리점인 750℃ 이하가 되는 경우, 유도 가열 장치만으로 냉연판을 입측 온도 t0℃로부터 도달 온도 t1℃까지 급속 가열할 수 있다.
한편, 도달 온도 t1℃로부터 균열 온도 t2℃까지의 가열 및 그 후의 균열 공정에서의 균열 처리는 예를 들어 라디언트 튜브 등의 복사열원을 사용한 가열 장치를 사용해서 행해도 된다. 유도 가열 장치에서는 퀴리점 이후의 가열이 곤란하지만, 복사열원을 사용한 가열 장치이면 이러한 온도역이라도 안정적으로 냉연판을 가열할 수 있다. 또한, 복사열에 의한 가열에는, 가열 속도 hr2의 범위 내(가열 속도 hr1보다 느린 범위 내)에 있어서 제어가 용이하다는 장점도 있다.
물론, 가열 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 가열 방법은, 상술한 방법 외에, 새로운 레이저, 플라스마 등의 고에너지 열원을 이용하는 방법, 통전 가열 장치를 이용하는 방법 등이어도 된다. 이들을 적절히 조합하는 것도 가능하다. 단, 유도 가열 장치 혹은 복사열원을 사용한 가열 장치를 사용함으로써 냉연판에 가열 장치가 직접 접촉하지 않고 냉연판을 가열할 수 있다고 하는 장점이 있다.
여기서, HR1, HR2(후술), hr1, hr2 등의 가열 속도의 측정 방법은, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 방사 온도계 등을 사용해서 강판 온도를 측정함으로써 산출하는 것이 가능하다. 단, 강판 온도 t0, t1, t2 등의 측정이 곤란하고, HR1, HR2, hr1, hr2 등의 개시, 종료점의 정확한 장소의 추정이 곤란한 경우에는, 승온 과정의 각각의 히트 패턴을 유추함으로써, 이들 장소를 추정해도 된다.
(3-7. 질화 처리 공정)
탈탄 어닐링 후, 강판의 질소 농도가 40ppm이상 1000ppm 이하가 되도록, 강판에 질화 처리를 실시한다. 질화 처리 후의 강판의 질소 농도가 40ppm 미만이면 강판 내에 AlN이 충분히 석출되지 않아, AlN이 인히비터로서 기능하지 않는다. 이 때문에, 강판의 질소 농도는 40ppm 이상으로 한다. 한편, 강판의 질소 농도가 1000ppm 초과가 된 경우, 마무리 어닐링에 있어서 2차 재결정 완료 후에도 강판 내에 과잉으로 AlN이 존재한다. 이러한 AlN은 철손 열화의 원인이 된다. 이 때문에, 강판의 질소 농도는 1000ppm 이하로 한다.
(3-8. 어닐링 분리제 도포 공정)
질화 처리 공정 후, 강판의 표면에 어닐링 분리제를 도포한다. 후술하는 마무리 어닐링은 강판을 코일상으로 권취한 상태에서 행해지는 경우가 있다. 이러한 상태에서 마무리 어닐링을 행한 경우, 코일이 눌러붙어 코일을 감고 푸는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 그래서, 본 실시 형태에서는, 마무리 어닐링 후에 코일을 감고 풀 수 있도록 어닐링 분리제를 도포한다. 여기서, 어닐링 분리제의 주성분은 MgO이고, 어닐링 분리제 중의 MgO가 마무리 어닐링 시에 내부 산화층 중의 SiO2와 고상 반응하여, 포르스테라이트(Mg2SiO4)가 생성, 글라스 피막을 형성한다.
(3-9. 마무리 어닐링 공정)
마무리 어닐링 공정은, 2차 재결정 어닐링 공정이라고도 칭해지는 어닐링이며, 철 조직의 2차 재결정을 촉진하는 처리이다. 마무리 어닐링 공정에서는, 강판을 후술하는 1200℃ 정도까지 가열한다. 여기서, 가열 과정에 있어서, 적어도 1000℃ 내지 1100℃의 온도 범위에서는, 가열 속도 HR2를 15℃/h 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 가열 속도의 제어 대신에, 1000℃ 내지 1100℃의 온도 범위 내에 10시간 이상 유지하는 것도 유효하다. 즉, 이 온도역에서의 가열 속도를 매우 느리게 한다. 이에 의해, 고스 방위의 우선 성장(2차 재결정)을 촉진할 수 있다. 가열 속도 HR2가 너무 빠른(15℃/h를 초과하는) 경우, 고스 방위 이외의 결정 방위의 결정립이 성장해 버린다. 다른 온도역에 있어서의 가열 속도는 특별히 제한되지 않고, 종래의 마무리 어닐링과 동일 정도이면 된다.
마무리 어닐링 공정은, 질소 수소의 혼합 분위기에서 행한다. 또한, 본 실시 형태에서는, 질소 농도(질소 분압)를 가열 과정에 있어서 단계적으로 낮추는 제어를 행한다. 구체적으로는, 700 내지 900℃의 온도 범위를 T2, 800 내지 1000℃의 온도 범위를 T3, 900 내지 1200℃의 온도 범위를 T4로 한 경우, 실온으로부터 T2까지(T2 이하)의 질소 분압 P0을 60 내지 90%, T2로부터 T3까지(T2 초과 T3 이하)의 질소 분압 P1을 40 내지 60%, T3으로부터 T4까지(T3 초과 T4 이하)의 질소 분압 P2를 10 내지 40%로 한다. 이때, T2<T3<T4 또한 P0>P1>P2로 한다. 상세는 후술하지만, 이와 같이 질소 분압을 단계적으로 낮춤으로써, 글라스 피막의 감입 구조를 크게 발달시킬 수 있다. 또한, T4를 1200℃보다 낮은 온도로 한 경우, T4 내지 1200℃의 질소 분압 P2는 0%(수소 분압 100%)가 된다.
(3-10. 순화 어닐링 공정)
마무리 어닐링 공정에 이어지는 순화 어닐링 공정에서는, 2차 재결정 완료 후에 순화를 행함으로써, 인히비터로서 이용한 석출물(AlN, MnS 등)의 무해화를 행한다. 이에 의해 최종 자기 특성에 있어서의 히스테리시스 손실을 저감하는 것이 가능해진다. 순화 어닐링 공정에서는, 예를 들어 수소 분위기 하, 1200℃에서 10시간 이상 강판의 유지를 행하는 것이 바람직하다.
(3-11. 냉각 공정)
순화 어닐링 공정 후, 강판을 냉각한다. 여기서, 1200 내지 1000℃의 온도 범위(T5)의 냉각 속도(강온 속도) CR을 30 내지 100℃/h로 하는 것이 바람직하다. 냉각 속도 CR은, 보다 바람직하게는 30 내지 50℃/h이다. 상세는 후술하지만, 냉각 속도 CR을 낮춤으로써, 감입 구조를 보다 발달시킬 수 있다.
상술한 공정에 의해, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판을 제작할 수 있다. 또한, 상술한 각 공정에 의해 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판을 제작 가능한 이유는 명확하지는 않지만, 본 발명자는 그 이유를 대략 이하와 같이 생각하고 있다.
먼저, 탈탄 어닐링 공정의 가열 과정에 있어서, t0 내지 t2의 온도 범위에서의 가열 속도 HR1을 40℃/초 이상으로 제어함으로써, 마무리 어닐링 전의 강판의 표층부에 SiO2를 많이 포함하는 내부 산화층을 형성할 수 있다.
이어서, 마무리 어닐링 공정에서는, 내부 산화층 중의 SiO2와 어닐링 분리제 중의 MgO가 고상 반응함으로써, 포르스테라이트(Mg2SiO4)가 생성된다. 그리고, 포르스테라이트가 강판의 표면에서 집적되어, 글라스 피막이 된다. 이에 의해, 강판(모재 강판)의 표면에 글라스 피막이 형성된다. 여기서, 상술한 바와 같이, 마무리 어닐링 공정에서는, 700 내지 1200℃에 있어서 질소 분압을 높은 분압으로부터 낮은 분압으로 단계적으로 낮춘다. 이에 의해, 어닐링 분리제 중의 MgO가 내부 산화층 중의 보다 깊은 위치에 존재하는 SiO2와도 안정적으로 반응하여, 포르스테라이트를 생성한다. 즉, 글라스 피막이 모재 강판의 표층부 내에 감입하여, 감입 구조가 형성된다. 또한, 생성된 포르스테라이트가 오스트발트 성장함으로써, 감입 구조가 발달한다. 구체적으로는, 감입 구조의 3차원 네트워크 구조가 복잡화되고, 또한 감입 구조를 구성하는 브랜치가 굵어진다.
한편, 약 1000℃ 이상의 온도에서, 모재 강판 내의 인히비터인 AlN이 글라스 피막측을 향해서 부상하면서 N이 분리된다. 그 후, 감입 구조의 선단부에 도달한 Al이 감입 구조 중의 포르스테라이트와 반응하여, Al 석출물(MgAl2O4 등)을 생성한다. 이 Al 석출물은 감입 구조에 트랩되어 그 자리에 머무른다. 또한, 냉각 공정에 있어서, 1200 내지 1000℃의 온도 범위(T5)의 냉각 속도 CR을 30 내지 100℃/h의 범위로 제어함으로써, 감입 구조를 구성하는 Al 석출물의 오스트발트 성장이 촉진되어, 감입 구조가 더욱 발달한다. 여기에서는, Al 석출물의 브랜치가 복잡화되고, 또한 굵어진다. 이 감입 구조에 많이 분포하는 Al 석출물이 Al 농도 프로파일의 제2 피크에 상당한다. 또한, 모재 강판 내의 인히비터인 AlN으로부터 분리된 Al의 대부분은 감입 구조에서 Al 석출물을 생성하지만, 분리된 Al의 일부가 글라스 피막의 감입 구조가 아닌 개소, 즉 피복 부분에 도달하고, 글라스 피막의 피복 부분에 Al 석출물을 생성한다. 이 글라스 피막에 존재하는 Al 석출물이 Al 농도 프로파일의 제1 피크에 상당한다. 따라서, 글라스 피막의 Al 석출물에서 유래하는 제1 피크보다, 감입 구조의 Al 석출물에서 유래하는 제2 피크가 커진다. 즉, 수식 (1)이 충족되도록, Al 석출물이 감입 구조에서 성장하여, 모재 강판의 표층부 내에 발달한다. 도 2 및 도 3은 감입 구조가 발달한(즉 수식 (1)이 충족되는) 예를 나타내고, 도 4는 감입 구조가 발달하지 않은(즉 수식 (1)이 충족되지 않는) 예를 나타낸다.
여기서, 냉각 속도 CR이 낮을수록, 감입 구조가 발달한다. 즉, 냉각 속도 CR이 낮을수록 Al 석출물의 석출 빈도가 커지고, 나아가서는 50개/㎜ 이상이 된다.
상기 각 공정을 행한 후, 절연 피막 코팅 공정 및 자구 제어 공정을 더 행해도 된다.
(3-12. 절연 피막 코팅)
냉각 공정 후의 강판 표면에, 또한 절연 피막 코팅을 도포하고, 베이킹한다. 절연 피막의 종류에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 종래 공지된 모든 절연 피막이 본 실시 형태의 방향성 전자 강판에 적합하다. 절연 피막의 예로서는, 인산염과 콜로이달실리카를 포함하는 수계 도포 용액을 도포해서 형성되는 피막을 들 수 있다. 이 경우, 인산염으로서는, 예를 들어 Ca, Al, Sr 등의 인산염을 들 수 있다. 그 중에서도, 인산알루미늄염이 보다 바람직하다. 콜로이달실리카는 특별히 한정은 없고, 그 입자 사이즈도 적절히 사용할 수 있다. 특히 바람직한 입자 사이즈(평균 입경)는 200㎚ 이하이다. 입자 사이즈가 100㎚ 미만에서도 분산에 문제는 없지만 제조 비용이 높아져서 현실적이지 않은 경우가 있다. 입자 사이즈가, 200㎚를 초과하면 처리액 중에서 침강하는 경우가 있다.
절연 피막 코팅액을 롤 코터 등의 습식 도포 방법에 의해 강판 표면에 도포하고, 대기 분위기에서, 800 내지 900℃의 온도에서 10 내지 60초간 베이킹함으로써, 장력 절연 피막을 형성하는 것이 적합하다.
(3-13. 자구 제어 공정)
자구 제어 공정의 구체적인 처리 방법은 특별히 제한되지 않고, 예를 들어 레이저 조사, 전자 빔, 에칭, 기어에 의한 홈 형성법으로 자구 제어를 실시함으로써, 보다 저철손이 얻어진다. 또한, 상술한 바와 같이, 자구 제어 전이라도, 본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판에서는, 철손이 크게 개선되어 있다. 따라서, 가령 철손 개선 효과가 충분히 얻어지지 않는 내열성의 자구 제어를 행하는 경우라도, 충분히 철손 개선 효과를 얻을 수 있다.
실시예
다음으로 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다. 또한, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
<1. 실시예 1>
실시예 1에서는, 표 1에 나타내는 성분 조성의 강 슬래브를 1150℃로 가열한 후에 열간 압연에 제공하여, 판 두께 2.6㎜의 열연판으로 하였다. 이어서, 해당 열연판에 1단째 온도를 1100℃, 2단째 온도를 900℃로 하여 열연판 어닐링을 실시하였다. 이어서, 열연판에 1회의 냉간 압연 또는 중간 어닐링을 사이에 두는 복수회의 냉간 압연을 실시하여, 최종 판 두께 0.23㎜의 냉연판을 제작하였다.
Figure pct00001
이어서, 최종 판 두께 0.23㎜로 한 냉연판에 탈탄 어닐링과 질화 처리(강판의 질소량을 증가시키는 어닐링)를 실시하였다. 탈탄 어닐링에 있어서의 가열 속도 HR1은 100℃/s로 하였다. 가열 방식은 라디언트 튜브 방식으로 하였다. 여기서, t0은 550℃이고, t2는 840℃로 하였다. 또한, 균열대에서는, 온도 t2를 100초 유지하였다. 또한, 질소 농도는 200 내지 250ppm의 범위로 하고, JIS G 1228에 기재된 방법으로 분석하였다.
그 후, 강판의 표면에 마그네시아(MgO)를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포하고, 마무리 어닐링을 행하였다. 마무리 어닐링 공정에서는, 강판을 1200℃까지 가열하였다. 여기서, 1000 내지 1100℃의 온도역에서의 가열 온도를 10℃/h로 하였다. 또한, 어닐링 분위기에 관해서는, 800℃까지(T2까지)의 질소 분압 P0을 80%, 1000℃까지(T3까지)의 질소 분압 P1을 50%, 1200℃까지(T4까지)의 질소 분압 P2를 20%로 하였다. 단, 비교예 b10, b11의 어닐링 분위기는 후술하는 분위기로 하였다. 순화는 1200℃에서 10시간으로 하였다.
그 후의 냉각 공정에서는, 1200℃로부터 1000℃까지의 온도 범위(T5)의 냉각 속도 CR을 60℃/h로 하여 강판을 냉각하였다. 단, 비교예 b12, b13의 냉각 속도 CR은 후술하는 값으로 하였다. 이상의 공정에 의해 방향성 전자 강판을 제작하였다.
이어서, 방향성 전자 강판의 산소 농도를 측정하고, 또한 GDS에 의해 Al 농도 프로파일을 측정하였다. 여기서, 산소 농도는 JIS G 1239에 기재된 방법으로 분석하였다. GDS는 35W의 출력으로, 0.01초 간격으로 데이터를 취득하였다. 그 결과를 표 2에 나타낸다.
그 후, 강판에 인산염과 콜로이달실리카를 포함하는 수계 도포액을 도포하고, 공기 중 800℃에서 60초 베이킹하였다. 이에 의해, 강판의 표면(보다 구체적으로는 글라스 피막의 표면)에 장력 절연 피막을 형성하였다. 이어서, 장력 절연 피막이 부여된 방향성 전자 강판의 철손 W17/50(1.7T, 50㎐의 여자 조건 하에서 측정된 에너지 손실)을 측정하였다. 측정은 JIS C 2550에 기초하여 실시하였다. 그 결과를 표 2에 나타낸다.
Figure pct00002
본 실시 형태에 관한 방향성 전자 강판의 요건(성분 조성, 산소 농도, Al 농도 프로파일에 관한 수식 (1))을 모두 충족하는 발명예 B1 내지 B17에 있어서는 철손이 0.85W/㎏ 이하로 양호한 자기 특성이 얻어져 있다.
한편, 비교예 b1, b2, b4, b5에서는, 일부의 성분 조성의 질량%가 본 실시 형태의 범위를 벗어나는 강 슬래브를 사용하였기 때문에, 2차 재결정되지 않고, 철손이 1.0W/㎏를 초과하여, 현저하게 열위였다. 비교예 b3, b9에서는, 일부의 성분 조성의 질량%가 본 실시 형태의 범위를 하회하는 강 슬래브를 사용하였기 때문에, 고유 저항이 작고, 철손이 0.9W/㎏ 이상으로 열위였다. 비교예 b6, b7에서는, 일부의 성분 조성의 질량%가 본 실시 형태의 범위를 상회하는 강 슬래브를 사용하였기 때문에, 불순물이 잔류하고, 철손이 0.9W/㎏ 이상으로 열위였다. 비교예 b8에서는, 일부의 성분 조성의 질량%가 본 실시 형태의 범위를 벗어나는 강 슬래브를 사용하였기 때문에, 재가열 후의 강판이 취화되어 압연 중지하지 않을 수 없었다. 비교예 b10, b11은 마무리 어닐링의 분위기에 관하여, 800℃까지(T2까지)의 질소 분압 P0을 50%, 1000℃까지(T3까지)의 질소 분압 P1을 50%, 1200℃까지(T4까지)의 질소 분압 P2를 50%로 하였다. 즉, 질소 분압을 일정하게 하였다. 이 때문에, 글라스 피막의 감입 구조가 발달하지 않고, 철손이 0.85W/㎏ 초과로 열위였다. 비교예 b12, b13은 마무리 어닐링 후의 냉각 공정에 있어서, 1200℃로부터 1000℃까지의 온도 범위(T5)의 냉각 속도 CR을 150℃/h로 하였다. 이 때문에, 글라스 피막의 감입 구조, 특히 Al 석출물이 발달하지 않고, 철손이 0.85W/㎏ 초과로 열위였다.
<2. 실시예 2>
실시예 2에서는, 표 1에 나타내는 성분 조성의 강 슬래브를 1150℃로 가열한 후에 열간 압연에 제공하여, 판 두께 2.6㎜의 열연 강판으로 하였다. 이어서, 해당 열연판에 1단째 온도를 1100℃, 2단째 온도를 900℃로 하여 열연판 어닐링을 실시하였다. 이어서, 열연판에 1회의 냉간 압연 또는 중간 어닐링을 사이에 두는 복수회의 냉간 압연을 실시하여, 최종 판 두께 0.23㎜의 냉연판을 제작하였다.
이어서, 최종 판 두께 0.23㎜로 한 냉연 강판에 탈탄 어닐링과 질화 처리(강판의 질소량을 증가시키는 어닐링)를 실시하였다. 탈탄 어닐링에 있어서의 가열 속도 HR은 100℃/s로 하였다. 가열 방식은 라디언트 튜브 방식으로 하였다. 여기서, t0은 580℃이고, t2는 860℃로 하였다. 또한, 균열대에서는, 온도 t2를 120초 유지하였다. 또한, 질소 농도는 220 내지 260ppm의 범위로 하고, JIS G 1228에 기재된 방법으로 분석하였다.
그 후, 강판의 표면에 마그네시아(MgO)를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포하고, 마무리 어닐링을 행하였다. 마무리 어닐링 공정에서는, 강판을 1200℃까지 가열하였다. 여기서, 1000 내지 1100℃의 온도역에서의 가열 온도를 10℃/h로 하였다. 여기서, 어닐링 분위기 및 그 후의 냉각 공정에서의 냉각 속도 CR을 발명예마다 변경하였다. 구체적으로는, 발명예 C1 내지 C3(표 3 참조)의 어닐링 분위기에 관해서는, 800℃까지(T2까지)의 질소 분압 P0을 90%, 1000℃까지(T3까지)의 질소 분압 P1을 60%, 1200℃까지(T4까지)의 질소 분압 P2를 30%로 하였다. 그 후의 냉각 공정에서는, 1200℃로부터 1000℃까지의 온도 범위(T5)의 냉각 속도 CR을 100℃/h로 하였다.
한편, 발명예 C4 내지 C17(표 3 참조)의 어닐링 분위기에 관해서는, 800℃까지(T2까지)의 질소 분압 P0을 75%, 1000℃까지(T3까지)의 질소 분압 P1을 50%, 1200℃까지(T4까지)의 질소 분압 P2를 30%로 하였다. 또한, 1200℃로부터 1000℃까지의 온도 범위(T5)의 냉각 속도 CR을 40℃/h로 하였다.
그 후, 실시예 1과 마찬가지로 방향성 전자 강판의 산소 농도를 측정하고, 또한 GDS에 의해 Al 농도 프로파일을 측정하였다. 여기서, 산소 농도는 JIS G 1239에 기재된 방법으로 분석하였다. 또한, 실시예 2에서는, 방향성 전자 강판의 단면 관찰도 행하였다. 구체적으로는, 모재 강판의 표층부의 압연 방향에 평행한 수직 단면 중, 글라스 피막의 표면으로부터 깊이 10㎛까지의 영역, 즉 관찰 영역을 광학 현미경으로 촬영하였다. 촬영 시의 배율은 400배로 하고, 각 시료에 대해서 10매의 화상을 촬영하였다. 이어서, 각 화상 중의 관찰 영역의 조성을 SEM-EDS로 분석함으로써, 관찰 영역 내의 조성을 동정하였다. 10매의 화상의 각각으로부터 원 상당 직경 1㎛ 이상의 Al 석출물의 석출 빈도(압연 방향의 석출 빈도)를 측정하고, 이들을 산술 평균함으로써, 각 시료에 있어서의 Al 석출물의 석출 빈도(개수 빈도)를 산출하였다. 그들의 결과를 표 3에 나타낸다.
그 후, 강판에 인산염과 콜로이달실리카를 포함하는 수계 도포액을 도포하고, 공기 중 800℃에서 60초 베이킹하였다. 이에 의해, 강판의 표면(보다 구체적으로는 글라스 피막의 표면)에 장력 절연 피막을 형성하였다. 이어서, 장력 절연 피막이 부여된 방향성 전자 강판의 철손 W17/50(1.7T, 50㎐의 여자 조건 하에서 측정된 에너지 손실)을 측정하였다. 측정은 JIS C 2550에 기초하여 실시하였다. 그 결과를 표 3에 나타낸다.
Figure pct00003
Al 석출물의 석출 빈도가 50개/㎜ 이상을 충족하는 발명예 C4 내지 C17의 철손은, 모두 Al 석출물의 석출 빈도가 50개/㎜ 미만이 되는 발명예 C1 내지 C3과 비교하여, 0.80W/㎏ 이하로 더욱 양호하였다. 또한, 발명예 C4 내지 C17에서의 냉각 속도는, 발명예 C1 내지 C3의 냉각 속도보다 낮기 때문에, 이러한 결과가 얻어졌다고 추정된다.
이상, 첨부 도면을 참조하면서 본 발명의 적합한 실시 형태에 대해서 상세하게 설명하였지만, 본 발명은 이러한 예에 한정되지 않는다. 본 발명이 속하는 기술의 분야에 있어서의 통상의 지식을 갖는 자이면, 특허 청구 범위에 기재된 기술적 사상의 범주 내에서, 각종 변경예 또는 수정예에 상도할 수 있는 것은 분명하고, 이들에 대해서도, 당연히 본 발명의 기술적 범위에 속하는 것이라고 이해된다.
1: Al의 제1 피크
2: Al의 제2 피크
a: 글라스 피막(Mg2SiO4)
b: Al 석출물
c: 모재 강판

Claims (2)

  1. 모재 강판과,
    상기 모재 강판의 표면에 형성된 글라스 피막을 포함하는 방향성 전자 강판이며,
    상기 모재 강판은, 화학 성분으로서, 질량%로, C: 0.010% 이하, Si: 2.00 내지 4.00%, Mn: 0.05 내지 1.00%, Al: 0.010 내지 0.065% 이하, N: 0.004% 이하, S: 0.010% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하고,
    상기 글라스 피막 및 상기 모재 강판에 포함되는 산소 농도가 2500ppm 이하이고,
    상기 글라스 피막의 표면으로부터 상기 방향성 전자 강판을 글로우 방전 발광 분석(GDS)함으로써 얻어지는 Al의 농도 프로파일이 적어도 2개의 피크를 갖고,
    각각의 Al의 피크를 상기 글라스 피막의 표면에 가까운 측으로부터 차례로 제1 피크, 제2 피크로 하고, Al의 제1 피크의 강도를 IAl_1, Al의 제2 피크 강도를 IAl_2로 하였을 때, 수식 (1)의 관계를 충족하는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자 강판.
    IAl_1<IAl_2 … 식 (1)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 모재 강판의 표층부의 압연 방향에 평행한 수직 단면 중, 상기 글라스 피막의 표면으로부터 판 두께 중심부 방향으로의 깊이 10㎛까지의 범위 내의 영역에는, 원 상당 직경으로 1㎛ 이상의 Al을 함유하는 석출물이 압연 방향으로 평균 50개/㎜ 이상의 빈도로 점재하는 것을 특징으로 하는, 방향성 전자 강판.
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