KR910006011B1

KR910006011B1 - 극저철손 결정 방향성 규소 강판

Info

Publication number: KR910006011B1
Application number: KR1019860001259A
Authority: KR
Inventors: 유끼오 이노꾸찌; 요 이또
Original assignee: 가와사끼세이데쓰 가부시끼가이샤; 야기 야스히로
Priority date: 1985-02-22
Filing date: 1986-02-22
Publication date: 1991-08-09
Also published as: DE3666229D1; AU570835B2; EP0193324A3; EP0193324B1; EP0193324A2; AU5374786A; US4698272A; KR860006556A

Abstract

내용 없음.

Description

극저철손 결정 방향성 규소 강판

제1도는 본 발명에 이용되는 이온 도금 장치의 개요도.

제2도는 가속 이온과 증착 원자의 거동을 설명한 개요도.

제3도와 제4도는 본 발명의 결정 방향성 규소 강판과 종래의 것을 비교한 자기 변형의 압축 응력 의존성을 도시한 그래프.

* 도면의 주요부분에 대한 부호의 설명

1 : 기지 금속 2 : 셔터

3 : 도가니 4 : 전자총

5 : 전자빔 6 : 이온화 전극

7 : 열이온 방출 전극 9 : 혼합층

10 : 얇은 피복

본 발명은 극저철손(extra-low iron loss) 결정 방향성 규소 강판에 관한 것으로서, 특히 열적 안정성, 자기 변형의 압축 응력 의존성 및 적층 인자(lamination factor)가 우수하고 전기 기계 및 설비에 사용하기에 적절한 극저철손 결정 방향성 규소 강판에 관한 것이다.

최근, 결정 방향성 규소 강판의 전기 및 자기적 성질을 개선, 특히 철손 감소에 대한 궁극적인 요구 조건을 충족하기 위해 현저한 개발과 노력의 결과, 점차 양호한 결과를 얻어내고 있다. 그러나 상기 결정 방향성 규소 강판을 사용할 경우, 강판을 가공 및 조립한 후, 소위 변형 제거 소둔을 실시할 때 불가피하게 상기 성질이 감쇠되는 심각한 문제점이 있고, 그 사용 분야가 상당히 그리고 바람직하지 못하게 제한을 받게 된다.

명세서 전반에 걸쳐, 본 발명은 변형 제거 소둔과 같은 고온 열처리에 관계없이 상기 요구 조건을 유리하게 충족하기 위해, 특히 결정 방향성 규소 강판에서 소정의 자기 변형의 압축 응력 의존성 및 적충 인자를 유리하게 부여하기 위한 새로운 조치에 대한 개발 결과에 관해서 기술하기로 한다.

공지된 바와 같이 2차 결정화 된 결정립이 {110}〈001〉 방위로 즉 고스 방위(Goss Orientation)로 크게 배열된 결정 방향성 규소 강판은 변압기 및 기타 전기 기계와 설비를 위한 심재(core)로서 주로 이용된다. 이 경우에 자속 밀도(B₁₀값으로 표시)가 높고, 철손(W_17/50값으로 표시)이 낮으며, 또 이러한 우수한 자기적 성질에 더하여 자기 변형성과 적층 인자가 우수할 것이 요구된다.

통상 이들 결정 방향성 규소 강판은 많은 복잡한 단계를 거쳐 제조됨으로, 많은 발명과 개선책들이 상기 단계에 적용되어 제품 두께가 0.3mm일 경우, B₁₀이 1.90T이상 그리고 W_17/50이 1.05W/kg이하인 저철손 결정 방향성 규소 강판 또는 제품 두께가 0.23mm일 경우, B₁₀이 1.89T이상, W_17/50이 0.90W/kg이하인 저철손 결정 방향성 규소 강판이 지금까지 제조되고 있다.

최근에 에너지 절약적인 측면에서 동력 손실의 감소에 대한 궁극적인 요구 사항이 적지 않게 고려되고 있다. 특히, 철손의 감소률을 저철손 변압기의 제조에서 변압기의 단가에 미치는 비용으로 환산하는 ＂손실 평가(loss Evaluation)＂가 구미 전역에서 광범위하게 유행하고 있다.

상기와 같은 상황하에서 마무리 소둔(finishing annealing)후, 압연 방향에 거의 수직한 방향으로 강판 표면상에 레이저 빔을 조사하여 결정 방향성 규소 강판의 표면에 국소 미시 변형을 개입시킴으로써 자구(magnetic domain)의 구속을 실시하여 철손을 감소시키는 방법이 최근에 제의되었다(일본국 특허 출원 공보 제57-2252호, 제57-53419호, 제58-5968호, 제58-26405호, 제58-26406호, 제58-26407호 및 제58-36051호).

적층 코어형 변압기의 제조에서 변형 제거 소둔을 가하지 않은 결정 방향성 규소 강판에 상기 자구 구속이 효과적이다. 그러나, 권취 코어형(wound-core type) 변압기의 경우에, 자구 구속 후 변형 제거 소둔을 실시함으로써 레이저 조사에 의해 생성된 국소 미시 변형이 소둔 처리에 의해 해제되어 자구의 폭이 넓어지고, 결과적으로 레이저 조사 효과가 상실된다.

한편, 일본국 특허 출원 공고 제52-24499호에 게재된 극저철손 규소 강판의 제조 방법에 있어서는 최종 소둔 후, 결정 방향성 규소 강판의 표면을 미러 처리(mirror finishing)하거나, 또는 미러 처리된 표면에 금속을 얇게 도금하거나, 또는 그 위에 절연 피복을 더 소성한다.

그러나 철손 개선을 위한 미러 처리는 제조 단계의 현저한 단가 상승에 비하여 철손의 감소에 충분히 기여하지 못한다. 특히 미러 처리후, 반드시 부여하여 소성해야 하는 절연 피복의 접착성에 문제가 있다. 따라서 상기 미러 처리는 현재의 제조 공정에서는 아직 채택되지 못하고 있다.

또한 일본국 특허 출원 공고 제56-4150호에 게재된 방법에서는 강판 표면을 미러 처리한 후, 이어서 그 위에 얇은 산화물 세라믹 피복을 증착하는 것이다. 그러나 이 방법에서는 600℃이상의 고온소둔시에 강판 표면으로부터 세라믹 피복이 벗겨짐으로써 실제 제조공정에는 채택할 수 없다.

더욱이 결정 방향성 규소 강판의 자기변형은 강판의 자화중, 강판이 신장진동(stretching vibration)하는 현상으로서 변압기에서 잡음 발생에 대한 가장 심각한 원인이다.

자기 변형 현상은 강판의 자화공정이 90°경계 변위(boundary displacement)와 회전 자화를 포함하기 때문에 나타나는 것이다.

변압기의 제작시, 압축 응력이 비가역적으로 강판에 가해지기 때문에, 자기 변형의 압축 응력 의존성을 감안하여 사전에 인장을 강판에 가하는 것이 유리하다. 물론, 강판에 인장을 주는 것은 결정 방향성 규소강판에서 철손을 개선하기 위해 효과적이며, 그 효과가 현저하다.

일반적으로 2차 결정화전의 1차 결정화와 탈탄을 통해 강판 표면상에 보통 형성되는 철 산화물 철 감락석(Fe₂SiO₄)과 최종 소둔시 주로 MgO로 구성된 소둔 분리제(annealing separator)과의 고온 반응에 의해 생성된 포오스테라이트(forsterite)층과, 주로 인산염과 콜로이드 실리카(colloidal silica)로 구성되어 포오스테라이트층상에 형성된 절연 피복으로 구성되는 이중 피복에 의해 인장이 결정 방향성 규소 강판에 가해짐으로써 자기 변형성이 개선된다. 그러나, 상기와 같은 종래 방법으로써 자기 변형의 압축 응력 의존성이 충분히 개선된다고 할 수는 없다.

자기 변형성을 개선하기 위해, 강판 표면에 탄성 인장을 가할 수 있는 절연 피복의 개발이 시도되었다(일본국 특허출원 공고 제56-521, 117호 또는 제53-28, 375호). 그러나 상기 시도도 역시 그 효과가 부족하다.

또한 결정 방향성 규소 강판의 적층 인자는 자기적 성질에 효과적으로 기여하는 기지 금속의 양(％)으로 표시되며, 이는 최종 소둔시, 강판의 표면으로부터 포오스테라이트층과 유리질 절연 피복을 제거함으로써 얻어진다. 결정 방향성 규소강에서 적층인자의 상승은 가장 중요한 성질중의 하나라고 한다. 일반적으로 제품의 적층 인자를 상승시키기 위해서는 강판의 표면 조도를 가능한 작게 하거나, 또는 포오스테라이트 층과 유리질 절연 피복 각각의 두께를 얇게 하는 것으로 알려져 있다. 그러나 이들 피복을 얇게 하는 것은 적층인자를 상승시키지만, 실제 제조 공정에서 양호한 표면 외관, 우수한 접착성 및 균일성을 가진 얇은 피복을 안정하게 형성하기가 대단히 어렵기 때문에 적층 인자의 상승에는 한계가 있다.

따라서, 본 발명의 목적은 결정 방향성 규소 강판에서 자기 변형의 압축 응력 의존성과 적층 인자를 유리하게 개선하는 동시에, 강판 표면에 극히 얇은 인장 피복을 형성하여 미러 처리(mirror finishing)로써 효과적으로 철손을 개선하기 위한 것이다.

본 발명의 다른 목적은 고온 처리시에도 특성의 감쇄를 유발하지 않고 절연 피복의 접착성과 내구성에 관한 문제점을 극복하기 위한 것이다.

본 발명이 근거로 하는 새로운 기술적 사상은 후술하는 바와 같이 질화물 및/또는 탄화물로 된 적어도 한층의 얇은 피복을 결정 방향성 규소 강판의 마무리 표면에 강하게 접착시켜 철손을 크게 감소함과 동시에 열적 안정성, 자기 변형의 압축 응력 의존성 및 적층 인자의 개선을 성취하는 것이다.

본 발명에 따른 극저철손 결정 방향성 규소 강판은 규소강의 기지 금속과 Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mn, Cr, Mo, W, Co, Ni, Al, B 및 Si의 질화물 및 탄화물중 적어도 하나로 된 적어도 한 층의 얇은 피복으로 구성되면, 상기 얇은 피복은 기지 금속과 얇은 피복의 혼합층에 의해 기지 금속의 마무리 된 표면에 강하게 접착되어 있다. 따라서, 본 발명에 따른 결정 방향성 규소 강판은 높은 자속 밀도, 극저 철손등의 우수한 자기적 성질과 개선된 열적 안정성, 자기 변형의 압축 응력 의존성 및 적층 인자를 갖는다.

본 발명에 따른 결정 방향성 규소 강판에서, 기지 금속과 얇은 피복간의 열팽창 계수의 차이에 의해 강판의 표면에 항상 인장이 가해짐으로써 상당히 낮은 철손이 성취된다. 더구나, 기지 금속에 2kg/mm²이하의 인장을 더 가하면서 기지 금속 표면상에 얇은 피복을 형성하면 극저철손이 안정하게 성취된다.

본 발명의 바람직한 구현예로서 전기 절연성을 증진하기 위해 주로 인산염과 콜로이드 실리카(colloidal silica)로 된 절연 피복을 상기 얇은 피복 상에 형성한다.

우선, 본 발명의 성과를 얻기까지의 실험 내용에 대하여 본 발명을 설명하면 다음과 같다.

0.046중량％ C, 3.34중량％ Si, 0.068중량％ Mn, 0.023중량％ Se, 0.025중량％ Sb 및 0.025중량％ Mo로 구성된 규소강의 연속 주조 슬라브를 1360℃에서 4시간 동안 가열한 다음, 열간 압연하여 두께 2.0mm의 열간 압연 강판을 얻었다.

상기 열간 압연 강판을 900℃에서 3분간 소준(normalized annealing)한 다음, 950℃에서 3분간 중간 소둔을 거쳐 두 번 냉간 압연하여 두께 0.23mm의 최종 냉간 압연 강판을 얻었다.

820℃의 습한 수소 분위기에서 냉간 압연 강판을 탈탄 및 1차 재결정 소둔한 후, 강판의 표면상에 주로 MgO로 된 소둔 분리물의 슬러리를 가하였다. 이어서 850℃에서 50시간 동안 2차 재결정 소둔하고 또한 1200℃의 건조 수소 분위기에서 5시간 동안 정제 소둔하였다.

그후, 상기 처리된 강판을 80℃의 H₂SO₄용액으로 산 세척하여 강판 표면으로부터 포오스테라이트층을 제거하였다. 이어서 3％ HF와 H₂O₂의 혼합 용액으로 화학 연마하여 강판의 표면에 중심선 평균 조도가 0.1㎛인 미러 처리 상태(mirror finished state)를 부여하였다.

그리고 제1도에 도시된 이온 도금 장치를 이용하여 두께 0.5㎛의 Al2O3 또는 TiN의 얇은 피복을 상기 미러 처리된 표면에 형성시켰다.

제1도에서 부호 1은 미러 처리된 기지 금속, 2는 셔터, 3은 도가니, 4는 전자총, 5는 전자빔, 6은 이온화전극, 7은 열이온 방출 전극 및 8은 N₂, C₂H₂, O₂등의 반응 가스용 입구이다.

이온 도금 후, 주로 인산염과 콜로이드 실리카로 구성되는 피복 용액으로 강판을 피복 처리하였다(즉, 절연 소성 피복의 생성).

비교를 위해, 종래의 공지방법에 따라 두께 0.5㎛로 동 증기 증발처리를 강판의 표면에 가하고, 상기한 피복 처리를 하였다.

상기 제품의 자기적 성질 및 접착성을 측정하여 다음 표 1에 제시하였다.

[표 1]

표 1에서 알 수 있듯이, 마무리 소둔에서 강판 표면상에 생성된 포오스테라이트층에 피복 처리를 가하여 얻은 종래 제품 (a)은 자기적 성질로서 B₁₀이 1.905T 그리고 W_17/50이 0.87W/kg이며, 절연 피복의 접착성은 다소 양호하다. 반면에 제품(b)은 최종 소둔중 강판 표면에 생성된 포오스테라이트층을 산 세척으로써 제거하고, 화학 연마로써 무(free-) 포오스테라이트 강판 표면을 미러 처리된 상태로 하며, 이어서 상기 미러 처리된 표면을 동 증기 증발 및 피복 처리하여 제조된 것으로 자기적 성질(B₁₀=1.913T, W_17/50=0.73W/kg)은 어느 정도 개선되었으나, 접착성은 불량하다.

반면에 동 증기 증발 대신에 Al₂O₃의 이온 도금을 실시한 점을 제외하고, 제품(b)의 경우와 같은 과정을 반복하여 얻은 제품(c)에서는 자기적 성질(B₁₀=1.915T, W_17/50=0.72W/kg)은 다소 개선되었으나, 절연 피복을 포함한 Al₂O₃얇은 피복의 접착성은 제품(b)보다는 다소 양호하기는 하나 역시 불량하다.

반대로 동 증기 증발 대신에 TiN의 이온 도금을 실시한 점을 제외하고 제품(b)의 경우와 같은 과정을 증발하여 얻은 제품(d)은 B₁₀=1.920T, W_17/50=0.68W/kg으로서 자기적 성질이 대단히 우수하고 접착성이 양호하다.

본 발명에 따른 자기적 성질과 접착성의 개선은 다음 사실에 의거한 것이다. 즉 제2도에 개략 도시된 바와 같이, 기지 금속(1)인 규소 강판의 처리 표면에 가속 이온(i)과 증착 원자(a)의 혼합층(9)이 형성되어 이 혼합층(9)에 의하여 기지 금속(1)에 대한 얇은 피복(10)의 접착성이 상당히 증가하고, 따라서 규소 강판의 표면에 강한 인장이 부여됨으로써 종래 기술에서는 성취할 수 없었던 극저철손이 실현된다. 이 경우, 소성 미시 변형의 작용이 이용되지 않음으로 열적 안정성에 대한 문제가 야기되지 않고, 결국 변형 제거 소둔과 같은 고온 열처리하에서 전기 및 자기적 성질이 영향을 받지 않는다.

극저철손 제품을 제공하기 위해서는, 강판의 표면은 중심선 평균 조도(Ra)가 0.4㎛이하인 미러 처리 상태일 것이 특히 요망된다. 그러나 Ra가 0.4㎛보다 크면, 철손의 감소도가 다소 줄어드는 경향이 있지만, 종래 공지 방법을 수행하는 경우에 비해서는 월등하다. 본 발명에 따라서, 산 세척과 같은 화학 과정 또는 절삭 및 연삭과 같은 기계적 과정에 의해 강판 표면으로부터 산화물이 제거되는 경우에도 철손 감소의 효과를 기대할 수 있다.

본 발명에 따른 얇은 피복은 0.005∼5㎛, 바람직하기는 0.005∼1.5㎛의 두께를 가질 것이 요망된다. 두께가 0.005㎛미만이면, 요구되는 인장이 성취될 수 없고, 반면에 5㎛보다 크면, 적층 인자 및 접착성이 감쇠되어 바람직하지 못하다.

혼합층에 의한 강판의 미러 처리된 표면에 대한 얇은 피복의 강한 접착력은 이온 도금, 이온 이식 등의 PVD(physical vapor deposition)와 CVD(chemical vapor deposition)중 어느 것에 의해서도 편리하게 달성할 수 있다. 그 외에 강판의 미러 처리된 표면에 금속을 증착하고 이 표면 근방의 분위기와 반응하여 소정의 얇은 피복을 형성하는 방법도 사용할 수 있다.

이어서, 결정 방향성 규소강판에서 자기 변형의 압축 응력 의존성에 대한 실험 결과에 관하여 본 발명을 설명하면 다음과 같다.

0.045중량％ C, 3.38중량％ Si, 0.063중량％ Mn, 0.021중량％ Se, 0.025중량％ Sb 및 0.025중량％ Mo를 구성하는 규소강의 연속 주조 슬라브를 1340℃에서 4시간 동안 가열한 다음, 열간 압연하여 2.0mm 두께의 열간 압연 강판을 얻었다.

그리고, 상기 열간 압연 강판을 900℃에서 3분 동안 소준(normalized annealing)하고, 또 950℃에서 3분간 중간 소둔을 거쳐 2번 냉간 압연하여 두께 0.23mm의 최종 냉간 압연 강판을 얻었다.

이어서, 상기 얻은 강판을 820℃의 습한 수소 분위기에서 탈탄 및 1차 재결정 소둔하고, Al₂O₃(70％)와 MgO(30％)로 구성된 소둔 분리제의 슬러리로써 피복한 다음, 850℃에서 50시간 동안 2차 재결정 소둔하고 1200℃의 건조 수소 분위기에서 5시간 동안 정제 소둔하였다.

상기 처리된 강판을 70℃의 HCl 용액으로 산 세척하여 강판 표면으로부터 산화물을 제거한 후, 3％ HF 및 H₂O의 혼합 용액으로 화학 연마하여 표면을 중심선 평균 조도 0.05㎛인 미러 처리 상태로 하였다.

그리고 강판을 750℃의 TiCl₄, H₂및 N₂의 혼합가스 분위기에서 20시간 동안 CVD 반응시키는 CVD 공정으로써 두께 0.7㎛의 얇은 TiN 피복을 상기 미러 처리된 표면에 형성시켰다. 주로 인산염 및 콜로이드 실리카로 구성된 절연 피복을 소성으로써 얇은 피복상에 형성시킨후, 800℃에서 2시간 동안 변형 제거 소둔하여 소기의 제품을 얻었다.

상기 제품에 대한 자기 변형의 압축 강도 의존성과 자기적 성질을 통상의 제조 공정으로 얻은 비교 제품의 경우와 함께 제3도에 도시하였다.

그리고 전술한 것과 같은 최종 냉간 압연 강판을 820℃의 습한 수소 분위기에서 탈탄 및 1차 재결정 소둔하고, 주로 MgO로 된 소둔 분리제를 가하여 포오스테라이트층을 형성시키며, 850℃에서 50시간 동안 2차 재결정 소둔 및 1200℃의 건조 수소 분위기에서 5시간 동안 정제 소둔하고, 포오스테라이트층 상에 주로 인산염 및 콜로이드 실리카로 된 절연 피복을 소성하여 비교 제품을 제조하였다.

제3도에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 따라 TiN 얇은 피복을 갖춘 제품은 B₁₀=1.92T 및 W_17/50=0.69W/kg의 대단히 우수한 자기적 성질을 가지며, 또한 압축 용력(σ)이 0.6kg/mm²까지 상승하여도 자기 변형의 증가는 대단히 미소하다.

반대로 통상의 제조 공정으로 제조한 비교제품은 B₁₀=1.90T, W_17/50=0.87W/kg의 자기적 성질을 가지나, 압축 응력(σ)의 증가에 따라 자기 변형(λpp)도 증가한다. 예를들면, 자기 변형은 압축 강도(σ) 0.4kg/mm²에서 λpp=3.2×10^-6의 큰 값을 나타낸다.

또한 다른 결정 방향성 규소 강판에서 자기적 성질, 적층인자 및 자기 변형의 압축 응력에 대한 실험 결과에 관해 본 발명을 설명하면 다음과 같다.

0.043중량％ C, 3.36중량％ Si, 0.062중량％ Mn, 0.021중량％ Se, 0.025중량％ Sb 및 0.025중량％ Mo을 구성하는 규소강의 연속 주조 슬라브를 1360℃에서 4시간 동안 가열하고, 이어서 열간 압연하여 두께 2.4mm의 열간 압연 강판을 얻었다.

상기 열간 압연 강판을 900℃에서 3분간 소준, 그리고 950℃에서 3분간 중간 소둔을 거쳐 2번 냉간 압연하여 두께 0.23mm의 최종 냉간 압연 강판을 얻었다.

이어서 상기 냉간 압연 강판을 820℃의 습한 수소 분위기에서 탈탄 및 1차 재결정 소둔하고, Al₂O₃(70％)와 MgO(30％)로 된 소둔 분리제를 피복한 다음, 850℃에서 50시간 동안 2차 재결정 소둔하였고, 그리고 1200℃의 건조 수소 분위기에서 5시간 동안 정제 소둔하였다.

그후, 50℃의 HCl 용액으로써 강판을 산 세척하여 강판 표면으로부터 산화물을 제거하고, 이어서 3％ HF와 H₂O₂의 혼합 용액으로 화학 연마하여 표면을 그 중심선의 평균 조도가 0.05㎛인 미러 처리 상태로 하였다.

다음에 800℃에서 Al₂Cl₃, H₂및 N₂의 혼합 가스 분위기에서 15시간 동안 CVD 반응시키는 CVD 공정으로써 두께 0.8㎛의 얇은 AlN 피복을 상기 미러 처리 표면에 형성하였다. 주로 인산염과 콜로이드 실리카로 된 절연 피복을 소성으로써 얇은 피복에 생성시킨 다음, 800℃에서 2시간 동안 변형 제거 소둔하여 소기의 제품을 얻었다.

상기 제품의 자기 변형의 압축 응력 의존성, 자기적 성질 및 적층 인자를 제4도에 도시하였으며, 상기 냉간 압연 강판으로부터 시작하여 제3도의 비교 제품에서 기술한 바와 같이 제조한 다른 비교 제품의 것도 함께 도시하였다.

제4도에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 따라 얇은 AlN 피복을 구비한 제품은 B₁₀=1.92T와 W_17/50=0.71W/kg의 대단히 우수한 자기적 성질을 가지고, 압축 강도(σ) 0.4kg/mm²및 0.6kg/mm²에서 각각 λpp가 0.25×10^-6, 0.70×10^-6임으로 자기 변형(λpp)의 증가가 대단히 미약하다. 그리고 적층 인자가 98.5％까지 극도로 증가되었음을 주목해야 한다.

반대로, 비교 제품에서는 자기적 성질로서 B₁₀이 1.90T, W_17/50이 0.87W/kg이나, 압축 응력(σ)의 증가에 따라 자기 변형(λpp)이 상당히 높아진다. 예를 들면, 이 비교제품의 적층 인자는 96.5％로서 본 발명의 것에 비해 약 2％ 열등하다.

표1, 제3도 및 제4도에서 분명히 알 수 있듯이, 본 발명에 따른 결정 방향성 규소 강판은 높은 자속 밀도, 극저철손 등의 양호한 자기적 성질을 가지며, 자기 변형의 압축 응력 의존성과 적층 밀도가 우수하다.

본 발명에 따른 결정 방향성 규소 강판의 제조 공정을 그 순서에 따라 기술하면 다음과 같다.

결정 방향성 규소 강판의 제조용 기지 금속으로서는 종래의 공지된 규소강중 어느 것을 사용하여도 좋으며, 그 대표적인 예로서, 0.01∼0.06중량％ C(이하 ％로 약칭), 2.0∼4.0％ Si, 0.01∼0.20％ Mn, S 및 Se중 적어도 하나가 총 0.005∼0.02％, 그리고 나머지가 거의 Fe인 규소강이 있다. 그 외 다른 기지 금속으로서 0.01∼0.06％ C, 2.0∼4.0％ Si, 0.01∼0.20％ Mn, S 및 Se중 적어도 하나가 총 0.005∼0.05％, 0.005∼0.20％ Sb, 그리고 나머지가 거의 Fe인 규소강 0.01∼0.06％ C, 2.0∼4.0％ Si, 0.01∼0.20％ Mn, S 및 Se중 적어도 하나가 총 0.005∼0.05％, 0.05~0.20％ Sb, 0.003~0.1％ Mo, 그리고 나머지가 거의 Fe인 규소강, 0.01~0.006％ C, 2.0~4.0％ Si, 0.01~0.02％ Mn, S 및 Se중 적어도 하나가 총 0.005~0.05％, 0.005∼0.06％ 고용 Al, 0.001∼0.01％ N, 및 나머지가 거의 Fe인 규소강, 0.01∼0.06％ C, 2.0∼4.0％ Si, 0.01∼0.20％ Mn, S 및 Se중 적어도 하나가 0.005∼0.05％, 0.005~0.06％ 고용 Al, 0.001~0.01％ N, 0.003∼0.1 Mo 및 나머지가 거의 Fe인 규소강, 0.01~0.06％ C, 2.0~4.0％ Si, 0.01~0.21％ Mn, S 및 Se중 적어도 하나가 0.005~0.05％, 0.005~0.06％ 고용 Al, 0.001~0.01％ N, 0.01~0.5％ Sn, 0.01~1.0％ Cu 및 나머지가 거의 Fe인 규소강, 0.01~0.06％ C, 2.0~4.0％ Si, 0.01~0.2％ Mn, S 및 Se중 적어도 하나가 총 0.005~0.05％, 0.0003~0.02％ B, 0.001~0.01 및 나머지가 거의 Fe인 규소강, 0.01∼0.06％ C, 2.0∼4.0％ Si, 0.01∼0.20％ Mn, S 및 Se중 적어도 하나가 총 0.005∼0.05％, 0.003∼0.02％ B, 0.001∼0.01％ N, 0.01∼1.0％ Cu 및 나머지가 거의 Fe인 규소강등이 있다.

본 발명에 따라 규소강의 조성을 상기 범위로 한정하는 이유는 다음과 같다.

C : 0.01∼0.06중량％(이하중량 ％로 약칭).

C 함량이 0.01％ 미만일 때, 열간 압연 조직의 제어가 어렵고, 열간 압연중 크고 갈쭉한 결정립이 생성되어 자기적 성질을 감퇴시킨다. 반면에 C 함량이 0.06％를 초과하면, 탈탄에 장시간이 소요되어 비경제적이다. 따라서 C 함량은 0.01∼0.06％의 범위 이내가 요구된다. Si : 2.0∼4.0％

Si 함량이 2.0％ 미만일 때, 전기 저항이 떨어지고 와전류 손실의 증가에 의거한 철손 값이 크게 되며, 반면에 4.0％를 초과하면, 냉간 압연중 취성 파괴가 일어나기 쉬우며, 따라서 Si 함량은 2.0∼4.0％ 범위 이내가 좋다. Mn : 0.01∼0.2％

Mn은 결정 방향성 규소 강판의 2차 재결정을 제어하는 분산 석출상(또는 억제제)로서 MnS 또는 MnSe의 생성에 필요한 원소이다. Mn 함량이 0.01％ 미만일 때, 일반적으로 2차 재결정을 일으키는데 필요한 MnS 또는 MnSe의 양이 부족함으로 2차 재결정이 완벽하게 일어나지 못하고 동시에 블리스터(blister)라고 하는 표면 결함이 증대된다. 반면에, 그 함량이 0.2％를 초과하면, 슬라브의 가열시 MnS 또는 MnSe등의 용해/고용이 어렵게 되고 용해/고용이 수행되더라도 열간 압연시 MnS 또는 MnSe의 분산 석출상이 조대화 되는 경향이 있어 억제제로서 분산 석출상의 최적 입도 분포가 저해되어 바람직하지 못하고, 자기적 성질이 감쇠된다. 따라서 Mn 함량은 0.01∼0.2％ 범위 이내일 필요가 있다. S 및/또는 Se : 총 0.005∼0.05％

S 및 Se의 각 함량이 0.005％ 미만이면, MnS 및 MnSe의 정상적 결정 성장의 억제 효과가 미약하고, 반면에 S 및 Se의 각 함량이 0.05％를 초과하면, 열간 및 냉간 가공성이 상당히 감소한다. 따라서 S 및 Se의 각 함량이 0.005∼0.05％범위 이내이고, 또한 S 및 Se의 총함량도 0.005∼0.05％ 범위로 제한되어야 한다. Mo : 0.003∼0.1％

Mo는 일본국 특허 출원 공고 제56-4,613호와 제57-14,737호에 발표된 바와 같이 결정의 정상적 성장에 대한 억제제이다. Mo 함량이 0.003％ 미만이면, 정상적 결정립 성장의 억제 효과가 분명하지 못하고, 반면에 0.1％를 초과하면, 열간 및 냉간 가공성이 떨어지며, 또한 철손이 증가함으로 Mo 함량은 0.003∼0.1％범위 이내일 필요가 있다. Sb : 0.005∼0.20％

일본국 특허 출원 공고 제38-8214호 및 제51-13,469호에 발표된 바와 같이, 규소강에 0.005∼0.2％ Sb와 함께 미량의 S 또는 Se를 개입하면, 정상적 결정립 성장이 억제된다. Sb 함량이 0.005％ 미만일 때, 정상 재결정된 결정립의 억제 효과가 거의 없고, 반면에 0.2％를 초과하면, 자속 밀도가 떨어져 자기적 성질을 불량하게 한다. 따라서 본 발명에 따라 Sb 함량을 0.005∼0.20％ 범위로 할 필요가 있다. 고용 Al : 0.005∼0.06％

Al은 규소강 중의 N와 결합하여 AlN의 미세 석출물을 형성하는 데에 강한 억제제로서 작용한다. 특히 80∼95％의 드래프트(draft)로 심하게 냉간 압연할시에 2차 재결정립을 성장시키기 위해, 규소강에 고용 Al으로서 0.005∼0.06％ Al을 포함시킬 필요가 있다. 고용 Al 함량이 0.005％ 미만이면, 억제제로서 AlN 미립 석출물의 양이 부족하고, {110}〈001〉 방위의 2차 재결정립의 성장이 불충분하다. 이 함량이 0.06％를 초과하면, {110}〈001〉방위의 2차 재결정 결정립의 성장이 도리어 불량하게 된다. B : 0.0003∼0.02％

B는 규소강중의 N와 결합하여 BN의 미립 석출물을 생성하지만, B 함량이 너무 높으면, {110}〈001〉 방위의 2차 재결정립의 성장이 어렵기 때문에 B 함량은 0.0003∼0.02％의 범위로 한정된다. 더욱이 미량의 B 또는 BN 미세 석출물은 억제제로서 결정입계 이동을 효과적으로 억제한다(참고 문헌 : H. E. Grenoble, IEEE Trans. Mag. MAG-13(1977), 1427쪽 ; H.C. Fiedler, IEEE Trans. Mag. MAG-13(1977), 1433쪽). N : 0.001∼0.01％

N는 규소강의 고용 Al 또는 B와 결합하여 미세 석출물 AlN 또는 BN을 형성하며, 정상 재결정립의 성장을 억제하는 강한 억제제로서 작용한다. 따라서, N 함량은 0.001∼0.01％ 범위 이내일 필요가 있다. N 함량이 0.001％ 미만일 때, AlN 또는 BN의 미세 석출물의 양이 부족하고, 억제 효과가 미약하며, 결국{110}〈001〉 방위의 2차 재결정의 성장이 불충분하다. 반면에 이 함량이 0.01％를 초과하면, 용질 N의 양이 증가하여 철손의 상승을 유발한다.

본 발명에 따르면, Cr, Ti, V, Zr, Nb, Ta, Co, Ni, Cu, Sn, P, As, Bi, Te등에서 선택한 적어도 하나의 억제제 형성 원소를 규소강에 첨가할 수 있다. 예를들면, 다음표 2의 조성(c)와 또는 문헌(K.Iwayama 등, ＂0.23mm 두께의 고투자률 결정 방향성 규소강＂, J. APPL. Phys, 55(1984), 2136쪽)에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따라 규소강에 소량의 Cu 및 Sn을 첨가하는 것이 효과적이다. 최근에 철손 감소를 위해 제품 두께를 얇게 하는 경향이 높아지고 있으나, 이 경우에는 2차 재결정이 불안정하다. 따라서 0.01∼0.5％ Sn을 첨가하는 것이 바람직하고, 또한 얇은 피복의 안정화를 위해 약 0.01∼1.0％ Cu을 첨가하는 것이 좋다.

본 발명에 따른 결정 방향성 규소 강판은 다음과 같이 제조한다.

우선, LD 전로, 전기로, 평로 등과 같은 종래의 공지 제강로에 주어진 기지 금속 조성의 성분을 용해하여 슬라브로 주조한다. 물론 용융시, 진공 처리 또는 진공 용해를 할 수 있다.

통상의 방법으로 상기 슬라브를 열간 압연한 후, 이 열간 압연 강판을 800∼1200℃에서 소준한 후, 필요에 따라 소입처리한다. 이어서 상기 처리된 강판을 한번 또는 통상 850∼1050℃에서 수행하는 중간 소둔을 거쳐 두 번 냉간압연하여 두께 0.15∼0.35mm의 최종 제품으로 냉간 압연한다. 후자의 경우 첫 번째 냉간 압연에서는 50∼80％의 드래프트, 두 번째 냉각 압연에서는 30∼80％ 드래프트이다.

상기 최종 냉간 압연 강판을 탈지, 그리고 탈탄하며, 750∼850℃의 습한 수소 분위기에서 1차 개결정 소둔한다.

그리고 상기 강판의 처리된 표면을 소둔 분리물로써 피복한다. 이 경우, 본 발명에 따라, 종래 기술에서 최종 소둔후, 늘 생성되는 포오스테라이트층이 형성되지 않는 현상은 차후에 강판 표면의 미러처리를 간단하게 하는데 효과적이다. 따라서 주로 MgO로 구성된 소둔 분리제는 물론, MgO와 50％이상의 Al₂O₃, ZrO₂, TiO₂등의 혼합물을 이용하는 것이 바람직하다.

소둔 분리제를 가한 후, 2차 재결정 소둔을 실시하여 {100}〈001〉 방위의 2차 재결정립을 충분히 성장시킨다. 일반적으로 이러한 처리는 강판의 온도를 1000℃이상으로 급속 상승시킨후, 그 온도에서 주어진 시간동안 유지시키는 상자 소둔(box annealing)으로써 실시한다. 더구나, {110}〈001〉 방위의 2차 재결정 조직을 크게 성장시키기 위해 820∼900℃의 온도에서 등온 소둔하는 것이 유리하다. 그 밖에 온도를 0.5∼15℃/시간의 속도로 서서히 상승시키면서 소둔할 수 있다.

2차 재결정 소둔 후, 1,100℃이상의 온도에서 1~20시간동안 건조 수소 분위기에서 정제 소둔하는 것이 요망된다.

그리고, 공지의 산세척 등과 같은 화학적 제거 공정, 절삭, 연마등과 같은 기계적 제거 공정, 또는 이들 공정의 조합 공정으로써 강판 표면에 생성된 포오스테라이트층 또는 산화물층을 제거한다.

산화물을 제거한 후, 화학적 연마, 전해 연마 버프(buff) 연마, 또는 필요에 따라 그 조합과 같은 종래 방법으로써 중심선 평균 조도가 0.4㎛이하인 미러 처리 상태를 강판 표면에 부여한다.

산화물의 제거 또는 미러 처리후, Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mn, Cr, Mo, W, Co, Ni, Al, B 및 Si 의 질화물 및 산화물 중 적어도 하나로 된 적어도 한층의 얇은 피복을 CVD법, PVD법(이온 도금, 이온 이식)등으로써 강판의 표면에 생성시킨다. 이 경우에 이 얇은 피복은 약 0.005∼5㎛의 두께를 가지는 것과 효과적이다.

또한 소성등과 같은 종래의 공지 방법으로써 주로 인산염과 콜로이드 실리카로 구성된 절연 피복을 얇은 피복상에 생성시킨다. 물론 상기 절연 피복의 생성은 1,000,000KVA정도의 용량을 갖는 변압기의 제작시에 요구되는 것이다.

다음 실시예는 본 발명의 예시를 위한 것이지, 본 발명의 한정을 위한 것은 아니다.

[실시예 1]

(a) C=0.043％, Si=3.36％, Mn=0.072％, Sb=0.025％, Mo=0.025％, Se=0.023％

(b) C=0.036％, Si=3.08％, Mn=0.065％, S=0.018％

(c) C=0.055％, Si=3.43％, Mn=0.078％, 고용 Al=0.028％, S=0.030％, N=0.0068％, Sn=0.08％, Cu=0.1％

(d) C=0.038％, Si=3.26％, Mn=0.058％, S=0.026％, B=0.0038％, Cu=0.3％, N=0.0059％.

상기 화학조성(a), (b) 및 (d)의 3열간 압연 강판을 모두 950℃에서 3분간 소준하였다. 상기화학 조성 (c)의 열간 압연 강판은 1150℃에서 3분간 소준한 후, 소입하였다. 그 후, 강판(a)와 (b)를 950℃에서의 중간 소둔을 거쳐 2번 냉간 압연하여 두께 0.23mm의 최종 냉간 압연 강판(a) 및 (b)를 얻었다. 강판(c)와 (d)는 심하게 냉간 압연하여 두께 0.23mm의 최종 냉간 압연 강판(a) 및 (d)를 얻었다. 그리고 이들 냉간 압연 강판을 820℃의 습한 수소 분위기에서 탈탄 및 1차 재결정 소둔하고, Al₂O₃(70％)와 MgO(30％)로 된 소둔 분리제의 슬러리로써 피복하였다.

이어서, 강판(a)를 850℃에서 50시간 동안 유지하며 2차 재결정 소둔하였고, 1200℃의 건조 수소 분위기에서 6시간 동안 정제 소둔하였다. 한편, 강판(b), (c) 및 (d)의 각각은 8℃/시간의 속도로 850℃에서 1050℃까지 온도를 상승시킴으로써 2차 재결정 소둔하고, 이어서 1200℃의 건조 수소 분위기에서 10시간 동안 정제 소둔하였다.

다음에, 이들 강판 각각의 표면을 산 세척하여 그 표면으로부터 산화물을 제거하고 전해 연마하여 미러처리상태를 부여하였다. 그리고 이온 도금장치를 이용하여 상기 처리된 강판의 표면에 얇은 TiN 피복(두께 0.8㎛)을 생성시킨 다음, 그 위에 절연 피복을 더 생성시켰다. 상기 제품들의 자기적 성질 및 적층 인자는 다음 표2에 제시하였다.

비교를 위해, 종래 방법에 따라 비교 제품을 제조하였다. 즉, 탈탄 및 1차 재결정 소둔 후, 주로 MgO로 된 소둔 분리제의 슬러리를 강판의 표면에 피복하고, 전술한 바와 같은 가열 사이클로써 2차 재결정 소둔 및 정제 소둔하였다. 이어서 절연 피복을 가하였으며, 그 결과는 표 2에 제시된 바와 같다.

[표 2]

비교제품과 비교한 표2에서 알수 있듯이, 본 발명이 따라 얇은 TiN 피복을 부여한 제품은 B₁₀, W_17/50및 적층 인자가 각각 0.01∼0.03T, 0.17∼0.20W/kg 및 2∼2.5％ 향상된 우수한 개선 효과를 나타내고 있다.

[실시예 2]

0.056％ C, 3.39％ Si, 0.068％ Mn, 0.018％ S, 0.025％ 고용 Al 및 0.0076％ N를 함유한 열간 압연 규소 강판을 1050℃에서 3분간 소준하고, 이어서 950℃에서의 중간 소둔을 거쳐 2번 냉간 압연하여 두께 0.23mm의 최종 냉간 압연 강판을 얻었다. 그리고 탈탄 및 820℃에서 3분간 1차 재결정 소둔 후, Al₂O₃(60％), MgO(25％), ZrO₂(10％) 및 TiO₂(5％)로 된 소둔 분리제의 슬러리로써 상기 강판을 피복하였다.

그 후, 850℃에서 50시간 동안 유지하여 2차 재결정 소둔을 실시하였다. 그리고 1200℃의 건조 수소분위기에서 6시간 동안 정제 소둔하고, 산세척하여 강판의 표면으로부터 산화물을 제거하였으며, 전해 연마로써 강판의 표면에 미러 처리상태를 부여하였다. 이어서 CVD(표3에표시 없음), 이온 도금(표3에서 ＂○＂표) 또는 이온 이식(표3에서 ＂△＂표)을 이용하여 여러 가지 않은 피복(두께 약 0.6∼0.7㎛)을 상기 미러 처리된 표면에 생성시켰고, 주로 인산염과 콜로이드 실리카로 구성된 절연피복을 그 위에 형성시켰다. 상기 제품의 자기적 성질은 다음 표 3에 제시되어 있다.

[표 3]

[실시예 3]

0.043％ C, 3.37％ Si, 0.063％ Mn, 0.025％ Mo, 0.022％ Se, 0.025％ Sb를 함유하는 열간 압연 강판을 준비하였다.

상기 열간 압연 강판을 900℃에서 3분간 소준하고, 950℃에서의 중간 소둔을 거쳐 2번 냉간 압연하여 두께 0.23mm의 최종 냉간 압연 강판을 얻었다.

이어서, 상기 강판을 820℃의 습한 수소 분위기에서 탈탄 소둔하고, Al₂O₃(75％), MgO(20％) 및 ZrO₂(5％)호 구성된 소둔 분리제의 슬러리로써 피복하였다. 상기 피복한 강판을 850℃에서 50시간 동안 2차 제결정 소둔하였고, 1200℃ H₂분위기에서 8시간 동안 정제 소둔하였다.

그후, 강판의 표면을 산세척하여 산화물층을 제거하고, 3％ HF 및 H₂O₂의 혼합용액으로 화학 연마하여 표면에 미러 처리상태를 부여하였다. CVD(표 4에 표시없음), 이온 도금(표4에서 ＂○＂표)또는 이온 이식(표4에서 ＂△＂표)을 이용하여 여러 가지 화합물, 즉 질화물로서 Cr₂N, BN, Si₃N₄, ZrN 및 AlN, 탄화물로서 TaC, NbC, SiC, ZrC, WC, Mo₂C 및 CR₇C₃의 얇은 피복을 모두 0.7∼0.9㎛ 두께로 형성시켰다.

그리고, 주로 인산염과 콜로이드 실리카로 구성된 절연 피복을 얇은 피복 각각의 표면에 소성하고, 800℃에서 2시간 동안 변형 제거 소둔하였다.

상기 제품의 자기적 성질, 자기 변형의 압축 응력 의존성(압축 응력 σ가 0.4 및 0.6kg/mm²일때의 자기변형 λpp값)를 다음 표 4에 나타내었다.

[표 4]

[실시예 4]

0.056％ C, 3.29％ Si, 0.078％ Mn, 0.025％ Al, 0.030％ S, 0.1％ Cu 및 0.05％ Sn을 함유한 결정 방향성 규소 강판을 1440℃에서 5시간 동안 가열하고, 이어서 열간 압연하여 두께 1.6∼2.7mm의 열간 압연 강판을 얻었다.

그리고 상기 강판을 1100℃에서 3분간 소준한후, 소입하였다. 이어서 상기 강판은 350℃에서 온간 압연하여 두께 0.20, 0.23, 0.27 또는 0.30mm의 최종 압연강판을 얻었다.

이어서 압연 강판을 탈탄, 그리고 850℃의 습한 수소 분위기에서 1차 재결정 소둔한 다음, Al₂O₃(70％), MgO(20％), TiO₂(5％) 및 ZrO₂(5％)로 된 소둔 분리물의 슬러리로써 피복하였다. 상기 피복된 강판을 850℃에서 50시간 동안 1차 재결정 소둔하고, 1200℃의 건조 수소 분위기에서 5시간 동안 정제 소둔하였다.

그리고, 상기 강판을 산세척하여 산화물을 제거하고, 전해 연마로써 그 표면을 미러 처리 상태로 하였다.

다음에, PVD(이온 도금 장치)로써 얇은 Cr₂N 피복을 형성시키고, 주로 인산염과 콜로이드 실리카로 구성된 절연피복을 그 위에 소성하였다. 상기 소성된 강판은 800℃에서 3시간 동안 변형 제거 소둔하였다. 상기 제품은 얇은 CR₂N 피복의 두께, 자기 변형의 압축 응력 의존성(압축 응력 σ가 0.4kg/mm²및 0.6kg/mm¹일때의 자기 변형 λpp값) 및 적층인자(％)를 다음 표 5에 제시하였다.

[표 5]

[실시예 5]

다음 화학 조성을 갖는 열간 압연 강판을 준비하였다.

(a) C=0.042％, Si=3.36％, Mn=0.062％, Mo=0.024％, Se=0.021％ 및 Sb=0.025％

(b) C=0.056％, Si=3.36％, Mn=0.068％, Al=0.026％, S=0.029％, N=0.0069％, Ci=0.1％ 및 Sn=0.05％

우선, 열간 압연 강판(a)를 900℃에서 3분간 소둔하였고, 950℃에서의 중간 소둔을 거쳐 2번 냉간 압연하여 두께 0.20mm의 최종 냉간 압연 강판을 얻었다.

반면에 열간 압연 강판(b)을 1080℃에서 3분간 소둔하여 소입한 다음, 300℃에서 온간 압연하여 두께 0.20mm의 최종 압연 강판을 얻었다.

이어서, 상기 압연강판의 각각을 830℃의 습한 수소 분위기에서 탈탄 순도하고, Al₂O(75％), MgO(20％) 및 ZrO₂(5％)로 된 소둔 분리제의 슬러리로써 피복하였다. 조성(a)의 상기 시편을 850℃에서 50시간 동안 2차 재결정 소둔하였다. 그리고 1200℃의 건조수소 분위기에서 5시간 동안 정제 소둔하였다. 조성(b)의 상기 시편을 2차 재결정을 위해 850℃에서 5℃/시간의 속도로 1050℃까지 가열하였고, 1200℃의 건조 수소 분위기에서 8시간 동안 정제 소둔하였다.

다음에 산세척하여 산화물층을 제거한 후, 3％ HF와 H₂O₂의 혼합용액으로 화학 연마하여 미러 처리를 실시하였다.

그리고 CVD 장치를 이용하여, TiCl₄, H₂및 N₂의 혼합가스, TiCl₄, H₂, N₂및 CH₄의 혼합가스 및 TiCl₄, H₂, N₂및 CH₄의 혼합가스로부터 각각 (i) 얇은 TiN 피복, (ii) 얇은 Ti, (CN) 피복 및 (iii) 얇은 TiC 피복을 모두 0.7㎛의 두께로 형성시켰다. 이온 도금 또는 이온 이식 장치를 이용하여 (iv) 얇은 Ti(CN) 피복, (V) 얇은 TiC 피복을 두께 0.7∼0.9㎛로 형성하였다.

이어서 주로 인산염과 콜로이드 실리카로 구성된 절연 피복을 상기 처리된 시편의 표면에 소성하였으며, 변형 제거 소둔을 실시하였다.

상기 제품의 자기적 성질, 자기변형의 압축 응력 의존성(압축 응력 σ이 0.4 및 0.6kg/mm²일 때 자기변형 λpp값)을 다음 표 6에 제시하였다.

[표 6]

[실시예 6]

0.043％ C, 3.42％ Si, 0.069％ Mn, 0.021％ Se, 0.025％ Sb, 및 0.025％ Mo를 함유하는 결정 방향성 규소 강판을 1400℃에서 3시간 동안 가열하고, 열간 압연하여 1.8∼2.7mm 두께의 열간 압연 강판을 얻었다. 그 후, 상기 열간 압연 강판을 900℃에서 3분간 소준한 다음, 950℃에서 30분간의 중간 소둔을 거쳐 2번 냉간 압연하여 두께 0.20, 0.23, 0.27 또는 0.30mm의 최종 냉간 압경 강판을 얻었다.

이어서, 상기 냉간 압연 강판을 830℃의 습한 수소 분위기에서 탈탄 및 1차 재결정 소둔하고, MgO(20％), Al₂O₃(70％), TiO₂(5％) 및 ZrO₂(5)로 된 소둔 분리제의 슬러리로써 피복하였다. 그리고 상기 피복된 압연 강판을 850℃에서 50시간 동안 2차 재결정 소둔하고, 1200℃의 건조 수소 분위기에서 5시간 동안 정제 소둔하였다. 가벼운 산세척으로써 강판 표면의 산화물을 제거한 후, 전해 연마하여 강판의 표면을 미리 처리 상태로 하였다.

그리고, PVD(이온 도금 장치)를 이용하여 얇은 TiN 피복을 형성하고, 그 위에 주로 인산염과 콜로이드 실리카로 구성된 절연 피복을 소성한 다음, 800℃에서 3시간 동안 변형 제거 소둔하였다. 상기 제품의 얇은 TiN 피복의 두께, 자기적 성질 및 자기 변형의 압축 응력 의존성(압축 응력 σ가 0.4 및 0.6kg/mm²일 때의 자기 변형 λpp값)을 다음 표 7에 나타내었다.

[표 7]

[실시예 7]

0.044％ C, 3.45％ Si, 0.066％ Mn, 0.023％ Se, 0.025％ Sb, 및 0.026％ Mo를 함유하는 결정 방향성 규소 강판을 1360℃에서 4시간 동안 가열하고, 열간 압연하여 두께 2.2mm의 열간 압연 강판을 얻었다. 그리고, 상기 열간 압연 강판을 900℃에서 3분간 소준한 후, 950℃에서의 3분간 중간 소둔을 거쳐 2번 냉간 압연하여 두께 0.23mm의 최종 냉간 압연 강판을 얻었다.

그리고 상기 냉간 압연 강판을 820℃의 습한 수소 분위기에서 탈탄 및 1차 재결정 소둔한 다음, Al₂O₃(60％), MgO(30％), ZrO₂(5％) 및 TiO₂(5％)로 구성된 소둔 분리제의 슬러리로써 피복하였다. 상기 피복된 강판을 850℃에서 50시간 동안 2차 재결정 소둔하고, 1200℃의 건조 수소 분위기에서 8시간 동안 정제 소둔하였다. 이어서 가벼운 산세척을 거쳐 강판의 표면으로부터 산화물을 제거하고, 전해 연마로써 강판의 표면을 미러 처리 상태로 하였다.

다음에 (a) 마그네트론 스퍼터링 법, (b) EB(Electron Beam)+RF(Radio Frequency)법, (c) HCD(Hollow Cathode Discharge)법, 또는 (d) 멀티 아크(Multi Arc)법에 따른 여러 가지 이온 도금 장치를 이용하여 얇은 TiN 피복을 형성시켰다. 상기 제품에 있어서, 얇은 TiN 피복의 X선 회전실험 결과와 자기적 성질을 다음 표 8에 제시하였다.

[표 8]

표8에서 알 수 있는 바와 같이, 4유형의 이온 도금 법에 따른 얇은 TiN 피복의 생성에 있어서, B₁₀가 1.91∼1.92T, 그리고 W_17/50이 0.69∼0.72W/kg으로서 자기적 성질이 극히 우수하다. 강판 표면상에 얇은 피복에 대한 X선 회절 결과에 따르면, (a)와(d)에서는 TiN의 피크만이 나타났고, (b)에서는 TiN 피크가 주로 나타났으나 Ti 피크도 미약하게 나타났다. 반면에 (c)에서는 TiN 피크가 주이고 Ti₂N 및 Ti 피크도 약하게 검출되었다. 그러나 TiN의 피크가 아닌 다른 미소한 피크는 자기적 성질에 크게 영향을 미치지 않는다.

[실시예 8]

0.043％ C, 3.36％ Si, 0.063％ Mn, 0.026％ Mo, 0.021％ Se 및 0.025％ Sb를 함유한 열간 압연 강판을 950℃에서 3분간 중간 소둔을 거쳐 2번 냉간 압연하여 두께 0.23mm의 최종 냉간 압연 강판을 얻었다. 그리고 상기 냉간 압연 강판을 820℃의 습한 수소 분위기에서 탈탄 및 1차 재결정 소둔하고, Al₂O₃(70％), MgO(25％) 및 ZrO₂(5％)로 된 소둔 분리물의 슬러리로써 피복하였다. 상기 피복된 강판을 850℃에서 50시간 동안 2차 재결정 소둔하였고, 1200℃의 건조 수소 분위기에서 7시간 동안 정제 소둔하였다.

이어서, 산세척하여 강판 표면의 산화물층을 제거한 다음, 화학 연마하여 강판의 표면을 중심선 평균 조도가 0.04㎛이하인 미러 처리상태로 하였다. 그리고 다음 표9에 제시된 금속 또는 반금속을 0.7∼0.8㎛의 두께로 표면상에 증착시켰다.

다음에 N₂또는 CH₄를 함유하는 분위기에서 상기 제품을 소둔하여 여러 가지 탄화물 및 질화물로 구성된 얇은 혼합 피복을 형성시켰다.

그리고 주로 인산염과 콜로이드 실리카로 구성되는 절연 피복을 상기 얇은 피복위에 형성시켰다. 상기 제품의 자기적 성질 및 접착성을 조사하여 표 9에 제시하였다.

[표 9]

[실시예 9]

0.042％ C, 3.38％ Si, 0.065％ Mn, 0.025Mo, 0.022％ Se 및 0.025％ Sb를 함유하는 열간 압연 강판을 900℃에서 3분간 소준하고, 950℃에서의 중간 소둔을 거쳐 2번 냉간 압연하여 두께 0.20mm의 최종 냉간 압연 강판을 얻었다.

그리고 상기 냉간 압연 강판을 820℃의 습한 수소 분위기에서 탈탄 소둔하고, Al₂O₃(70％), ZrO₂(5％), TiO₂(1％) 및 MgO(24％)로 된 소둔 분리제의 슬러리로써 피복하였다. 상기 피복된 강판을 850℃에서 50시간 동안 2차 재결정 소둔한 다음, 1200℃의 건조 소수 분위기에서 10시간 동안 정제 소둔하였다.

이어서 강판의 표면을 산세척하여 산화물층을 제거하고, 3％ HF와 H₂O₂혼합용액으로 화학연마를 실시하여 표면을 미러 처리상태로 하였다.

표 10에서 (1)∼(5)의 얇은 피복 형성에 나타난 바와 같이 TiN(0.3㎛ 두께)을 이온 도금한 후, (1) 0.4㎛ 두께의 BN, (2) 0.3㎛ 두께의 Si₃N₄, (3) 0.2㎛ 두께의 ZrN, (4) 0.3㎛ 두께의 AlN, 또는 (5) 0.3㎛의 TiC를 이온 도금하였다. 표 10의 (6)과 (7)에서는 Ti(CN)(0.3㎛두께)을 이온 도금한 후, (6) 0.5㎛ 두께의 Cr₂N 또는 (7) 0.5㎛ 두께의 HfN을 이온 도금하였다.

상기 제품의 자기적 성질은 표 10에 제시하였다.

[표 10]

[실시예 10]

(a) C=0.042％, Si=3.09％, Mn=0.065％, Sb=0.026％, Se=0.021％

(b) C=0.046％, Si=3.07％, Mn=0.072％, 고용 Al=0.026％, N=0.0063％, S=0.028％

(c) C=0.052％, Si=3.39％, Mn=0.074％, 고용 Al=0.028％, N=0.0073％, Se=0.024％, Mo=0.028％

(d) C=0.042％, Si=3.06％, Mn=0.055％, B=0.0026％, N=0.0069％

상기 4종의 열간 압연 강판을 화학 조성(a)의 경우, 900℃에서 3분, 화학조성(b)와 (C)의 경우, 1150℃에서 3분간, 화학조성(d)의 경우, 1000℃에서 3분간 각각 소준하였다. 그리고, 상기 각각의 강판을 950℃에서의 중간 소둔을 거쳐 2번 냉간 압연하여 두께 0.23mm의 최종 냉간 압연 강판을 얻었다.

그리고, 이들 냉간 압연 강판을 820의 습한 수소 분위기에서 탈탄 및 1차 재결정 소둔하고, Al₂O₃(60％), MgO(35％), ZrO₂(3％) 및 TiO₂(2％)로 된 소둔 분리물의 슬러리로 피복하였다.

이어서 강판(a)는 850℃에서 50시간 동안 2차 재결정 소둔하고, 1200℃의 건조 수소 분위기에서 8시간 동안 정제 소둔하였다. 반면에, 강판(b), (c) 및 (d)의 각각을 850℃에서 10℃/시간의 속도로 1050℃까지 온도 상승하여 2차 재결정 소둔하고, 1200℃의 건조수소 분위기에서 10시간 동안 정제 소둔하였다.

그리고 이들 강판의 표면을 가볍게 산세척하여 산화물을 제거하고, 전해 연마로써 미러 처리 상태를 부여하였다. CVD장치를 이용하여 상기 처리된 강판 표면에 얇은 TiN(약 1.0㎛ 두께) 피복을 형성시켰다. 상기 제품의 자기적 성질과 적층인자는 다음 표 11에 제시되어 있다.

[표 11]

Claims

0.01∼0.06중량％ C, 2.0∼4.0중량％ Si, 0.01∼0.20중량％ Mn, S 및 Se중 적어도 하나가 총 0.005∼0.05중량％ 및 나머지 거의 Fe로 구성된 규소강의 기지 금속과, Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mn, Cr, Mo, W, Co, Ni, Al, B 및 Si의 질화물 및 탄화물중 적어도 하나로 된 적어도 한 층의 얇은 피복을 구성하며, 상기 얇은 피복은 이 얇은 피복과 상기 기지 금속과의 혼합층에 의해 기지 금속의 마무리 처리된 표면에 0.005∼5㎛의 두께로 강하게 접착되며, 상기 얇은 피복 위에 절연피복이 부여된 것을 특징으로 하는 극저철손 결정 방향성 규소 강판.
제1항에 있어서, 상기 규소강에 0.005∼0.20중량％ Sb가 더 함유된 것을 특징으로 하는 극저철손 결정 방향성 규소 강판.
제1항에 있어서, 상기 규소강에 0.005∼0.20중량％ Sb와 0.003∼0.1중량％ Mo가 더 함유된 것을 특징으로 하는 극저철손 결정 방향성 규소 강판.
제1항에 있어서, 상기 규소강에 0.005∼0.06중량％ 고용 Al 및 0.001∼0.01중량％ N이 더 함유된 것을 특징으로 하는 극저철손 결정 방향성 규소 강판.
제1항에 있어서, 상기 규소강에 0.005∼0.06중량％ 고용 Al, 0.003∼0.1중량％ Mo, 및 0.001∼0.01중량％ N이 더 함유된 것을 특징으로 하는 극소철손 결정 방향성 규소 강판.
제1항에 있어서, 상기 규소강에 0.005∼0.06중량％ 고용 Al 0.001∼0.01중량％ N, 0.01∼0.5중량％ Sn 및 0.01∼1.0중량％ Cu가 더 함유된 것을 특징으로 하는 극저철손 결정 방향성 규소 강판.
제1항에 있어서, 상기 규소강에 0.0003∼0.02중량％ B 및 0.001∼0.01중량％ N가 더 함유된 것을 특징으로 하는 극저철손 결정 방향성 규소 강판.
제1항에 있어서, 상기 규소강에 0.0003∼0.02중량％ B, 0.001∼0.01중량％ N 및 0.01∼1.0중량％ Cu가 더 함유된 것을 특징으로 하는 극저철손 결정 방향성 규소 강판.
제1항에 있어서, 상기 얇은 피복이 인장 상태인 것을 특징으로 하는 극저철손 결정 방향성 규소 강판.