KR100345705B1 - 안정된자기특성을갖는방향성전기강판의제조방법 - Google Patents

안정된자기특성을갖는방향성전기강판의제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR100345705B1
KR100345705B1 KR1019970062736A KR19970062736A KR100345705B1 KR 100345705 B1 KR100345705 B1 KR 100345705B1 KR 1019970062736 A KR1019970062736 A KR 1019970062736A KR 19970062736 A KR19970062736 A KR 19970062736A KR 100345705 B1 KR100345705 B1 KR 100345705B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
annealing
aln
cold rolling
high temperature
oriented electrical
Prior art date
Application number
KR1019970062736A
Other languages
English (en)
Other versions
KR19990042036A (ko
Inventor
한규석
최규승
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1019970062736A priority Critical patent/KR100345705B1/ko
Publication of KR19990042036A publication Critical patent/KR19990042036A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100345705B1 publication Critical patent/KR100345705B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1255—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
    • C21D8/1283—Application of a separating or insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)

Abstract

본 발명은 각종 변압기 및 발전기와 같은 대형 회전기등 전자기기의 철심재료로 사용되는 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이며; 그 목적은 1차재결정립 성장 억제제로 이용되는 산가용성 Al함량의 관리범위를 대폭 확대하여도 안정된 자기특성을 갖을 수 있는 방향성 전기강판의 제조 방법을 제공함에 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은방향성 전기강판의 제조방법에 있어서,
중량%로, Si:2.0-4.0%, 산가용성Al:0.010-0.040%, N:0.007-0.013%, C:0.03-0.07%, Cu:0.3-1.0%, Mn:0.3%이하, S:0.007%이하 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 1250-1300℃의 온도에서 재가열하여 열간압연한 후, 1000-1200℃의 온도에서 1-5분간 열연판소둔하고, 이어 산세한 후 1차냉간압연하고, 900℃이하에서 습수소와 질소의 혼합가스분위기에서 탈탄소둔한 후 40~50%의 압연율로 2차 냉간압연한 다음, 500~700℃에서 회복소둔하고, 이어 소둔분리제를 도포한 후 5-90%의 질소와 수소의 혼합개스분위기로 고온소둔하여 이루어지는 안정된 자기특성을 갖는 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것을 그 요지로 한다.

Description

안정된 자기특성을 갖는 방향성 전기강판의 제조방법{A method of manufacturing grain oriented electrical steels having stable magnetic properties}
본 발명은 각종 변압기 및 발전기와 같은 대형 회전기등 전자기기의 철심재료로 사용되는 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 1차재결정립 성장 억제제로 이용되는 산가용성 Al함량의 관리범위를 대폭 확대하여도 안정된 자기특성을 갖을 수 있는 방향성 전기강판의 제조 방법에 관한 것이다.
일반 방향성 전기강판은 강판면의 결정방위가 {110}면이고, 압연방향의 결정방위는 <1>축에 평행하는 일명 고스조직(Goss texture)을 갖는 결정립들로 구성되어 압연방향으로 자기특성이 우수한 연자성 재료이다. 방향성 전기강판이 변압기와 발전기에 사용되기 위해서는 탁월한 자화특성 및 철손(core loss)이 요구된다. 자화특성은 소정의 자장(1000A/m)에 의해 방향성 전기강판내에 유기되는 자속밀도의 크기(B10)로 정의되는데, 높은 자속밀도 즉, 우수한 자화특성을 가진 연자성재를 사용하면 전기기기의 크기를 줄일 수 있어 유리하다. 철손은 일정세기를 가진 교번자장에 의해 통전된 철심에서 열에너지로 소비되는 전력손실로서 본 발명에서는 W17/50을 사용한다. 잘 알려진 바와 같이 철손은 자속밀도, 판두께, 불순물, 비저항 및 결정입도에 의해 영향을 받으며, 에너지절감차원에서 철손이 낮은 방향성 전기강판에 대한 수요가 증가하고 있다.
방향성 전기강판은 스라브를 최종 판두께가 되도록 열간 및 냉간압연하고 최종적으로 최종두께의 강판을 마무리 고온소둔함으로서, {110}<1>방위의 1차재결정립을 선택적으로 성장시킴으로서 제조될 수 있다. 이러한 선택적인 1차재결정립의 성장을 2차재결정이라 하는데, 2차재결정을 시키기 위해서는 마무리 고온소둔하기 전에 MnS 및 AlN과 같은 미세한 석출물들이 강판내에 균일하게 분산되도록 하여 마무리 고온소둔중에 {110}<1>방위 이외의 방위를 가진 일차재결정립들의 성장을 억제시켜야 한다(억제제 효과). 이렇게 2차재결정을 제어함으로서 결정립중에 정확한 {110}<1>방위립의 비율을 증대시킬 수 있고, 그리하여 방향성 전기강판의 자속밀도를 증대시켜 철손을 감소시킬 수 있다. 그러므로 2차재결정을 제어할 수 있는 제조기술을 개발하는 것이 매우 중요한 의미를 갖는다.
2차재결정을 효과적으로 제어할 수 있는 제조기술의 대부분은 주로 결정립성장 억제효과가 탁월한 석출물 선정과 이러한 석출물들이 효과적으로 결정립성장을 억제할 수 있도록 하는 전제조건에 집중되어 왔다. 이제까지 MnS, AlN, MnSe 등의 석출물들이 결정립성장 억제제로서 효과적인 것이 판명되었다. 이러한 석출물과 함께 석출물들이 결정립성장을 억제할 수 있는 조건, 예를들면, 스라브 재가열온도, 열간압연온도, 권취온도 냉간압연율 및 마무리 고온소둔 등의 조건을 제어하여 결정립성장을 효과적으로 억제하는 다양한 기술이 제안되었다. 근래에 와서는 생산성증대와 비용절감차원에서 스라브 재가열온도를 낮추고, 일부 공정을 생략하는 방향으로 개발이 진행되고 있다.
각 제철사별로 결정립성장 억제제로 AlN을 이용함으로서 재가열온도를 낮추고 제조공정을 단축한 방향성 전기강판의 개발이 많이 이루어졌다. 일본 특허공보 (평)1-230721에서는 암모니아 개스를 사용하여 제조공정중에 AlN을 형성시키는 방법으로 고자속밀도의 방향성 전기강판을 제조하였다. 이 방법은 제강단계에서 강력한 결정립성장 억제제로서 AlN을 형성시키지 않기 때문에 스라브 가열온도를 대폭 낮출수 있고, 1회압연으로 공정을 단순화 할 수 있다. 그러나, 이와 같은 제조방법은 추가적인 질소 첨가를 위해 이용되는 암모니아 개스가 유독성이므로 환경오염을 유발할 수 있으며, 작업상에 어려움이 많고 생산설비의 대폭적인 개조가 필요하다.
한편, 한국특허출원 제 93-23751은 상기 일본특허(평)1-230721 보다는 다소 적은 양의 AlN을 사용함으로서 스라브 가열온도를 하향하여 생산성을 증대하고, 비용을 낮춘 일반 방향성 전기강판을 제안하였다. 이 한국특허출원 제 93-23751은 산가용성 Al의 함량에 있어 상기 일본특허(평)1-230721와 다르고 특히, 열연판상태에서 AlN을 이미 석출시킨다는 점이 다르다. 따라서, 석출시키고자 하는 AlN의 양이 적기 때문에 스라브 가열온도를 그 만큼 낮출수가 있다. 그리고, 상기 제안된 기술은 열연판소둔을 실시하지 않으며 암모니아 개스를 추가로 첨가하지 않기 때문에 추가적인 설비의 증설없이 대량생산이 가능하다는 이점이 있다.
그런데, 한국특허출원 제93-23751에서는 산가용성Al을 반드시 0.010-0.017%로 제한하고 있으며, 이는 0.017%이상 첨가하게 되면 자성이 크게 떨어진다하여 매우 엄격한 산가용성Al의 관리를 요구하고 있다. 그러나, 산가용성Al의 관리범위가 너무 협소하여 성분관리가 매우 어려운 실정이며, 실제로 산가용성Al 성분이 정확하게 관리되지 않는 경우가 많이 발생하고 있다. 이와 같이 Al이 많아지면 열연판에 조대한 AlN 석출물들이 많이 존재하게 되어 입성장억제력이 감소하게 되고, 결국 자기특성이 열악해진다.
이에, 본 발명자들은 산가용성 Al함량을 대폭 확대하여도 안정된 자기특성을 얻을 수 있도록 여러 각도로 연구한 결과, 산가용성Al이 많아지더라도 AlN의 입성장억제력을 보강할 수 있도록 후속공정조건을 제어하면 그 해결이 가능하다는 것을 확인하고 본 발명을 제안하게 이르렀다.
즉, 본 발명은 1차재결정성장 억제제로 이용되는 산가용성Al함량의 관리범위를 대폭 확대하여도 안정된 자기특성을 갖을 수 있는 방향성 전기강판의 제조 방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, Si:2.0-4.0%, 산가용성Al:0.010-0.040%, N:0.007-0.013%, C:0.03-0.07%, Cu:0.3-1.0%, Mn:0.3%이하, S:0.007%이하 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 1250-1300℃의 온도에서 재가열하여 열간압연한 후, 1000-1200℃의 온도에서 1-5분간 열연판소둔하고, 이어 산세한 후 1차냉간압연하고, 900℃이하에서 습수소와 질소의 혼합가스분위기에서 탈탄소둔한 후 40~50%의 압연율로 2차 냉간압연한 다음, 500~700℃에서 회복소둔하고, 이어 소둔분리제를 도포한 후 5-90%의 질소와 수소의 혼합개스분위기로 고온소둔하는 것을 포함하여 구성된다.
이하, 본 발명의 강성분계에 대하여 상세히 설명한다.
상기 Si는 전기강판의 기본조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철심손실 즉, 철손을 낮추는 역할을 한다. Si함량이 2.0중량%(이하, '%'라 함)미만인 경우 비저항이 감소하여 철손특성이 열화되며, 4.0%이상으로 과잉 함유시는 강의 취성이 커져 냉간압연이 극히 어려워지고 2차재결정형성이 불안정해지므로 적정 Si의 함량은 2.0-4.0%가 바람직하다.
상기 Al은 N와 함께 AlN의 석출물을 형성하여 입성장억제력을 확보하는 중요원소로 총량적인 Al함량 보다는 N와 반응하여 AlN을 형성할 수 있는 산가용성의 Al함량이 중요하다. 위에서 언급한 한국특허출원 제93-23751은 산가용성Al의 함량이 0.010-0.017%로서 우수한 자기특성을 얻을 수 있는 아주 이상적인 범위이다. 더욱이 열연판 소둔을 생략할 수 있기 때문에 생산성을 증대시킬 수 있지만, 산가용성Al의 관리범위가 너무 협소하여 실제 성분을 관리하기가 매우 어렵다. 산가용성 Al이 0.017%이상 초과하게 되면 열연판에 조대한 AlN 석출물들이 많이 존재하게 되어 입성장억제력이 떨어지게 된다. 따라서, 산가용성 Al함량이 많을수록 조대한 AlN석출물들이 더 많이 존재하게 되고, 이에 따라 억제력을 점차 감소하게 되어 안정된 자기특성을 확보할 수가 없다. 그러나, 본 발명자들은 산가용성 Al함량이 0.017%이상인 경우에도 부족한 AlN석출물의 억제력을 후속공정에서 보강시킬 수있다는 사실을 실험을 통하여 알아내었다. 실험결과, 산가용성 Al함량이 0.017%이상 함유되어 있어도 열연판소둔과 마무리 고온소둔에서 질소와 수소의 혼합분위기를 소둔전 구간에서 사용한다면 부족한 AlN의 입성장억제력이 보강되어 안정된 자기특성을 얻을 수 있다는 것을 알았다. 부족한 AlN의 입성장억제력이 보강할 수 있는 후속공정에 대한 자세한 설명은 아래 공정조건에서 하겠다. 실험결과에 따르면 산가용성 Al함량이 0.010%미만인 경우에는 결정립의 성장을 억제하기에 충분한 석출물이 원초적으로 형성되지 못하기 때문에 2차재결정이 불안정해지고, 0.040%이상 첨가된 경우에는 석출량이 증가하지만 석출물의 크기가 지나치게 조대해져 후속공정에서 억제력을 보강하여도 2차재결정을 일으키기에는 다소 부족하였다. 이에 대한 자세한 설명은 실시예 1에서 하겠다.
상기 N는 산가용성 Al과 반응하여 AlN 석출물을 형성함으로서 1차재결정립의 성장을 억제하기 때문에 2차재결정 형성에 있어서 필수적인 성분이다. N가 0.013%를 넘으면 조대한 AlN을 형성하여 결정립성장 억제효과가 떨어지며, 강판표면에 블리스터(blister)가 발생하여 제품의 표면특성이 열화된다. 0.007% 보다 적게 첨가된 경우에는 충분한 AlN을 형성하지 못하게 되므로 역시 억제효과가 떨어져 2차재결정 형성이 불안정해진다.
상기 C는 0.03%이상 첨가되면 강의 오스테나이트변태를 촉진하여 열연시 열간압연조직을 미세화시키고, 아울러 AlN의 고용과 석출을 촉진시켜 결정립성장억제제로서의 효과를 상승시키는 성분이지만, 최종제품에 잔류하게 되면 탄화물을 형성하여 자성열화를 초래하므로 필수적으로 탈탄공정을 통하여 최종제품에서는 20ppm이하로 관리하여야 한다. 0.03%이하의 C가 함유되어 있으면 오스테나이트 변태가 매우 약하여 오스테나이트변태에 의한 추가적인 AlN의 석출이 적어 결정성장 억제력을 상승시키지 못하게 되며, 0.07%이상 함유하게 되면 20ppm 까지 탈탄하는데 시간이 많이 소요되기 때문에 생산성이 떨어지게 된다.
Cu는 Mn과 같이 오스테나이트 형성원소로서 AlN의 고용과 미세석출에 기여하여 2차재결정을 안정화시키는 원소이다. 또한 Cu는 S와 결함해서 Cu2S라는 석출물을 형성하여 결정립성장을 억제하는 효과가 있다. 본 발명성분계에서 Cu는 MnS가 형성되는 온도보다 낮은 온도에서 빠르게 S와 결합하여 Cu2S를 형성하기 때문에 고용온도가 높은 MnS의 형성을 억제하는 효과가 있고 S의 중심편석을 방지하기 때문에 일정량 첨가하는 것이 좋다. 1.0%이상 첨가하는 경우에는 고온소둔시에 절연피막형성에 악영향을 줄 뿐만 아니라, 2차재결정립이 조대해지며 결정립들의 방위가 <1>방향으로 부터 벗어나는 경우가 발생하여 자기특성을 저하시키게 된다. 한편, 0.3%이하로 첨가하게 되면 MnS의 형성을 억제하지 못하게 되므로 Cu는 0.3-1.0%이하로 관리하는 것이 좋다.
상기 Mn은 Si와 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과가 있으며 스라브 가열시에 오스테나이트 변태를 촉진하여 AlN의 고용을 용이하게 하는 원소이다. 그러나, 0.3%이상 첨가시에는 소량의 S와 결합하여 조대한 MnS를 형성하는데, AlN이 주로 조대한 MnS의 주위에 착석출하는 경향이 있기 때문에 AlN의 고른 석출형성을 방해한다.
상기 S은 Mn이나 Cu와 결합해서 유화물을 형성하여 결정립성장을 억제하는 효과가 있는 성분이지만, 과도하게 첨가되면 스라브 가열시 중심부에 편석되어 미세조직에 악영향을 미치게 된다. 또한 Mn과 결합하여서 조대한 석출물을 만들게 되면 AlN의 고른 석출을 방해하므로 본 발명에서는 0.007%이하로 관리하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강성분은 이상과 같으며 그 외는 Fe 및 불가피한 미량의 불순물로 구성된다. 상기와 같은 성분의 강재는 통상의 여하한 용해법, 조괴법, 연주법 등을 이용하여 제조한 경우에도 본 발명의 소재로 사용할 수 있다
이하는 공정조건에 대하여 설명한다.
전술한 성분들로 구성된 강스라브의 가열온도는 1250-1300℃로서, 기존의 MnS를 결정성장억제제로서 사용한 경우의 스라브 가열온도 1400℃보다 낮은 온도이다. 1300℃이상으로 스라브를 가열하게 되면 고온산화에 의해 스라브 표면부가 용융되어 가열로의 수명을 크게 단축시키게 된다. 1250℃이하의 가열온도는 AlN의 완전고용이 이루어지지 않기 때문에 결정성장억제력이 떨어지게 된다. 상기의 온도로 가열된 스라브는 1150℃이상의 온도에서 최적의 열간압연율을 고려하여 열간압연하고, 550℃이하의 온도에서 권취한다.
상기와 같이 권취한 다음 본 발명에 따라 열연판소둔을 하는데, 열연판을 소둔하는 이유는 산세가 잘되도록 하는 이유 이외에도, 열간압연중에 미처 석출하지 못한 AlN을 추가로 석출시키기 위해서이며, 이런한 열연판소둔에 본 발명의 특징이 있다. 즉, 산가용성 Al의 함량이 0.017%이상인 경우에는 조대한 AlN의 석출이 많아져 상대적으로 억제력이 있는 미세한 석출물이 적게 된다. 그렇기 때문에 억제력 보강 차원에서 소둔을 통하여 미세한 석출물을 더 많이 형성시킬 필요가 있다. 이를 위해서는 1000-1200℃온도에서 1-5분간 소둔한다는 것이 바람직하다. 만일 1000℃이하의 온도에서 열연판소둔을 하게 되면 추가적으로 석출되는 AlN의 석출이 매우 적어 억제력 보강에 도움이 되지 않는다. 그리고, 1200℃이상의 온도에서는 이미 미세하게 석출되어 있던 AlN이 고용되어 조대한 AlN의 성장을 촉진하게 되어 결국 억제력을 갖는 미세한 AlN이 오히려 감소하게 된다. 그러므로 열연판소둔은 1000-1200℃에서 행하는 것이 타당하며 이렇게 추가로 석출된 AlN으로 인하여 입성장억제력이 보강되어 안정된 2차재결정이 일어나고 우수한 자기특성을 얻을 수 있다. 소둔시간의 경우에도 1분이하의 열처리에서는 추가적인 석출이 채 일어나지 않고, 5분이상의 열처리에서는 석출한 AlN이 성장하는 시간을 주게 되어 억제력이 떨어지게 된다. 아울러 열연판 소둔후에는 수냉함으로서 AlN이 성장해 나가는 것을 막는다.
이와 같이 열연판소둔을 거친 강판은 산세후에 냉간압연을 행한다. 냉간압연은 2회냉간압연법으로 최종두께까지 압연하며, 1차압연후에 900℃이하의 온도에서 습수소와 질소의 혼합개스분위기에서 탈탄을 실시한다. 탈탄소둔온도가 900℃를 넘게 되면 탈탄의 더 잘되기는 하지만, 미세한 AlN이 성장하게 되어 억제력이 떨어지므로 가능한한 900℃이하로 탈탄을 실시한다.
상기와 같이 탈탄소둔한 후 2차냉간압연하며, 냉간압연율은 통상의 방법대로 50-60%의 압하율로 하거나 또는 40-50%의 약압하할 수 있는데, 이때 보다 바람직하게는 40-50% 범위로 2차압연하는 것이다. 이는 산가용성 Al의 함량이 많기 때문에 초래되는 부족한 입성장억제력을 보강시키기 위해 최종냉간압연율로 결정성장 구동력이 증가되는 것을 억제하고자 하는데 있다. 즉, 최종냉간압연율을 60%이상으로 강압연하게 되면 재결정된 결정립의 입성장구동력이 억제력 보다 크게 되어 2차재결정이 불안정해져서 안정된 자기특성을 얻을 수 없기 때문인데, 50%이하로 2차냉간압연하면 2차재결정이 더욱 안정되어 보다 우수한 자기특성을 확보할 수 있다. 이외에도, 본 발명의 압하율조건 이상으로 압연하면, 압연후의 판형상이 불균일해지기 때문에 마무리 고온소둔중에 구김자국이나 엣지-플레어(edge-flare)의 발생 원인이 될수도 있다. 최종 냉간압연율이 40%미만인 경우에는 약냉간압연으로 변형유기재결정이 완전하게 일어나지 않아 1차재결정조직의 집합조직이 개선되지 않고, 2차재결정의 방향성이 미약하게 된다. 따라서, 40-50%의 2차냉간압연율이 안정된 2차재결정과 마무리 고온소둔후의 판형상에 도움을 준다.
2회냉간압연이 끝난후에는 500-700℃의 온도에서 회복소둔을 실시하고, 소둔분리제인 MgO를 도포하고 마무리 고온소둔을 한다. 500℃이하의 회복소둔은 완전히 압연율를 제거하지 못하고 700℃이상의 회복소둔은 결정성장 구동력을 촉진시켜 2차재결정이 불안정해진다.
이제까지 개발된 고온소둔법은 주로 질소와 수소의 혼합개스분위기에서 1200℃까지 승온하고 1200℃에서는 100%수소개스만을 사용하여 고온소둔하였다. 특히, MnS를 입성장억제제로 사용한 경우에는 고온소둔 전반에 걸쳐 100%수소개스만을 사용하여 왔다. 그러나, 본 발명에서는 입성장억제제로서 AlN을 사용하기 때문에 반드시 100%수소개스만을 사용할 필요가 없다. 더욱이 고온소둔중에 분위기 개스를 수소와 질소에서 수소만으로 바꾸지 않아도 된다.
즉, 본 발명은 5-90%의 질소와 수소의 혼합개스분위기로 고온소둔하는 것이다. 산가용성 Al함량이 많아 짐에 따라 부족한 입성장억제력이 고온소둔중 일찍 그 억제력이 상실되지 않도록 고온소둔중에 질소를 포함하는 수소와의 혼합개스분위기에서 끝까지 소둔하다는 본 발명의 특징인 것이다. 고온소둔중 분위기개스에 질소가 첨가되면 강 속의 AlN의 분해가 쉽게 일어나지 않아 억제력을 비교적 높은 온도까지 유지할 수 있어 2차재결정 온도를 상승시켜서 우수한 자기특성을 얻을수 있다. 고온소둔중 질소개스가 5%이하이면 AlN의 분해를 억제할 수 없어 쉽게 AlN이 분해되어서 억제력 조기 상실로 인한 불안정한 2차 재결정이 일어나고, 90%이상의 질소개스가 포함되면 포스테라이트 형성이 불안정해져서 전기강판의 표면품질이 크게 떨어진다. 더불어 AlN의 분해가 억제되어 1200℃의 고온에서도 2차재결정이 일어나지 않는 경우도 발생한다. 고온소둔 사이클은 통상의 방법대로 하면 되며, 예를들면, 600℃에서 10시간 유지하고 20℃/hr의 승온율로 1200℃까지 승온한 다음 20시간 유지한 후 냉각함으로서 2차재결정을 형성한다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.
[실시예 1]
Si:3.12%, N:0.010%, C:0.06%, Cu:0.47%, Mn:0.2%, S:0.005% 및 여기에 산가용성Al이 하기 표 1과 같이 0.006%, 0.015%, 0.024%, 0.035%, 0.042%함유하고, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 1300℃로 가열한 후 열간압연하여 판 두께가 2.3mm인 열연판을 만들었다. 이 열연판을 1100℃에서 소둔한 후 산세하고, 0.60mm의 1차냉간압연한 다음, 850℃에서 중간소둔한 후 0.3mm의 두께로 최종냉간압연하였다. 최종두께로 냉간압연된 판에 소둔분리제를 도포한 후 마무리 고온소둔 전구간에 걸쳐 5%N2+95%H2의 혼합개스 분위기로 고온소둔하였다. 이때의 고온소둔은 600℃에서 10시간 1차저온균열하고, 승온율 20℃/hr의 승온속도로 1200℃까지 승온시킨 다음 2차재결정이 완전히 일어나도록 20시간이상 2차균열하였다. 이어 산가용성 Al함량의 변화에 따른 자속밀도의 변화를 측정하여 하기 표 1에 나타내었다. 본 발명의 실시예에서 자기특성은 1.000A/m의 자장하에서 시편에 유도되는 자속밀도(B10)를 측정한 것이다.
산가용성 Al함량(%) 자속밀도B10(Tesla) 비고
0.006 1.693 비교재
0.015 1.877 발명재
0.024 1.865 발명재
0.028 1.872 발명재
0.035 1.855 발명재
0.042 1.764 비교재
상기표 1에 나타난 바와 같이, Al함량이 0.006%로 극히 낮거나 0.0043%로 높은 경우에는 자속밀도가 떨어지는 것을 볼 수 있다. 이러한 현상은 산가용성 Al의 함량이 극히 낮은 경우에는 물론 AlN의 석출량이 극히 적기 때문이지만, 산가용성 Al이 많은 경우에는 충분한 억제력을 갖는 미세한 AlN의 석출물이 부족하기 때문이다. 본 발명의 특징인 열연판소둔, 최종냉간압연율 조정 그리고, 질소를 포함하는 고온소둔 분위기개스 사용 등의 후공정조건 변경을 통하여 부족한 억제력을 보강하여 보았지만 0.04%이상의 산가용성 Al함량에서는 뚜렷한 억제력 보강의 효과를 얻을 수 없었다.
[실시예 2]
Si:3.35%, 산가용성Al:0.033%, N:0.010%, C:0.06%, Cu:0.7%, Mn:0.12%, S:0.007%를 함유하고, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 규소강 스라브를 1300℃로 가열하여 열연판을 만들었다. 이 열연판을 800-1300℃의 온도영역에서 3분간 소둔을 실시하였다. 아울러 비교재로서 열연판소둔을 실시하지 않은 것을 포함하여 모두 2회냉간압연으로 최종두께 0.3mm까지 냉간압연하였다. 이때, 최종냉간압연율은 46%이었다.
최종두께로 냉간압연된 판은 550℃에서 회복소둔을 실시한 다음 MgO로 도포한 후 권취하여 마무리 고온소둔을 실시하였다. 마무리 고온소둔은 600℃에서 10시간 1차저온균열, 그리고, 승온율 20℃/hr의 승온속도로 1200℃까지 승온한 후 2차재결정이 완전히 일어나도록 10시간이상 균열하였다. 고온소둔시 분위기 개스는 50%H2+50N2%의 혼합개스분위기를 소둔 전구간에서 사용하였다. 이때 열연판 소둔온도에 따른 마무리 고온소둔판의 자속밀도를 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.
열연판 소둔온도(℃) 자속밀도B10(Tesla) 비고
무소둔 1.712 비교재
800 1.732 비교재
900 1.801 비교재
1000 1.854 발명재
1100 1.887 발명재
1200 1.841 발명재
1300 1.657 비교재
상기표 2에 나타난 바와 같이, 열연판을 고온으로 소둔함에 따라 자속밀도가 향상된다는 것을 알 수 있다. 이와 같은 결과는 열연판을 소둔함에 따라 AlN의 석출이 더 많이 형성되어 부족한 입성장억제력이 보강되었기 때문에 안정된 2차재결정을 얻을 수 있었다. 그러나 스라브 가열온도인 1300℃로 열처리하게 되면 AlN이 석출되기 보다는 기 존재하는 AlN이 조대하게 성장하여 입성장억제력을 상실하여 자속밀도가 급격히 떨어짐을 알 수 있다. 900℃이하의 열연판소둔은 추가적인 AlN의 석출이 적어서 입성장억제력의 보강이 어럽기 때문에 다소 열위한 자기특성을 얻었다.
[실시예 3]
Si:3.35%, 산가용성Al:0.033%, N:0.010%, C:0.06%, Cu:0.7%, Mn:0.12%, S:0.007%를 함유하고, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 규소강 슬라브를 1300℃로 가열하여 열연판을 만들었다. 이 열연판을 1100℃의 온도영역에서 3분간 소둔을 실시한 다음, 산세후에 1회압연두께를 0.8, 0.7, 0.6, 0.55, 0.5, 0.45mm로 변화시켜 냉간압연하였다. 이어 중간소둔은 890℃의 온도로 7분간 습수소와 질소개스의 분위기에서 탈탄소둔하였다. 이후 최종두께 0.3mm까지 냉간압연하였으며, 이때의 최종냉간압연율은 63, 57, 50, 46, 40, 33%였다. 최종두께로 냉간압연된 판은 600℃에서 회복소둔을 실시한 다음 MgO로 도포한 후 권취하여 마무리 고온소둔을 실시하였다. 마무리 고온소둔은 600℃에서 10시간 1차저온균열, 그리고, 승온율 20℃/hr의 승온속도로 1200℃까지 승온한 후 2차재결정이 완전히 일어나도록 10시간 이상 균열하였다. 고온소둔시 분위기 개스는 소둔전구간에서 25%H2+75%N2의 혼합개스분위기를 소둔 전구간에서 사용하였다. 이때 최종냉간압연율에 따른 자속밀도를 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
최종냉간압연율(%) 자속밀도B10(Tesla) 비고
63 1.787 비교재
57 1.827 발명재
50 1.886 발명재
46 1.892 발명재
40 1.851 발명재
33 1.780 비교재
상기표 3에서 알 수 있는 것처럼, 57%의 냉간압연율에서도 미세한 1차재결정조직이 형성되어 어느 정도의 자속밀도의 확보는 가능하나, 결정성장 구동력이 입성장억제력 보다 우세하여 역시 불안정한 2차재결정이 이루어졌다. 이와는 달리 , 2차냉간압연율이 40-50%에서는 가장 양호한 자속밀도가 얻어진 것을 알 수 있다. 40%이하의 냉간압연율에서는 입성장억제력 보다 변형유기재결정 구동력이 열위하여서 1차재결정이 균일하게 형성되지 못하기 때문에 불안정한 2차재결정으로 자속밀도가 떨어졌다.
[실시예 4]
Si:3.35%, 산가용성Al:0.033%, N:0.010%, C:0.06%, Cu:0.7%, Mn:0.12%, S:0.007%를 함유하고, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 규소강 스라브를 1300℃로 가열하여 열연판을 만들었다. 이어 탈탄분위기의 중간소둔을 포함한 2회냉간압연으로 최종두께 0.3mm까지 냉간압연하였다. 이때 최종냉간압연율은 40%이었다. 냉간압연된 판은 550℃에서 회복소둔을 실시한 다음 MgO를 도포한 후 권취하여 마무리 고온소둔을 실시하였다. 마무리 고온소둔은 600℃에서 10시간 1차저온균열, 그리고, 승온율 20℃/hr의 승온속도로 1200℃까지 승온한 후 2차재결정이 완전히 일어나도록 10시간 이상 균열하였다. 고온소둔시 분위기 개스는 N2개스가 각각 10, 50, 75%를 포함하는 수소와의 혼합개스 분위기에서 각각 마무리 고온소둔하였다. 아울러 비교예로서 100%H2개스만을 사용하여 마무리고온소둔을 실시하였다. 하기 표 4에 분위기 개스와 N2비율에 따른 자속밀도를 측정하여 하기 표 4에 나타내었다.
분위기 개스 비율(N2) 자속밀도B10(Tesla) 비고
0(100%H2) 1.809 비교재
10% 1.881 발명재
70 1.873 발명재
75% 1.894 발명재
상기 표 4에서 알 수 있는 것처럼, 100%H2분위기에서는 AlN의 입성장 억제력이 고온소둔중 상실되어 불안정한 자속밀도를 보여준다. 그러나, 5%이상의 질소가 함유되면 AlN의 입성장억제력이 고온소둔중에 잘 유지되어 우수한 자속밀도를 보여 주었다. 그러나, 100%N2개스만을 사용한다면 포스테라이트층 형성이 불안정해지고 AlN의 분해마저 일어나지 않기 때문에 입성장억제력이 1200℃까지 유지되어서 2차재결정이 어려워진다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 1차재결정립성장 억제제로 이용되는 산가용성Al의 첨가량을 대폭 확대할 수 있어 산가용성Al를 용이하게 관리할 수 있으며, 이에 따라 안정된 자기특성을 확보할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (1)

  1. 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서,
    중량%로, Si:2.0-4.0%, 산가용성Al:0.010-0.040%, N:0.007-0.013%, C:0.03-0.07%, Cu:0.3-1.0%, Mn:0.3%이하, S:0.007%이하 및 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 1250-1300℃의 온도에서 재가열하여 열간압연한 후, 1000-1200℃의 온도에서 1-5분간 열연판소둔하고, 이어 산세한 후 1차냉간압연하고, 900℃이하에서 습수소와 질소의 혼합가스분위기에서 탈탄소둔한 후 40~50%의 압연율로 2차 냉간압연한 다음, 500~700℃에서 회복소둔하고, 이어 소둔분리제를 도포한 후 5-90%의 질소와 수소의 혼합개스분위기로 고온소둔하는 것을 특징으로 하는 안정된 자기특성을 갖는 방향성 전기강판의 제조방법.
KR1019970062736A 1997-11-25 1997-11-25 안정된자기특성을갖는방향성전기강판의제조방법 KR100345705B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1019970062736A KR100345705B1 (ko) 1997-11-25 1997-11-25 안정된자기특성을갖는방향성전기강판의제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1019970062736A KR100345705B1 (ko) 1997-11-25 1997-11-25 안정된자기특성을갖는방향성전기강판의제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR19990042036A KR19990042036A (ko) 1999-06-15
KR100345705B1 true KR100345705B1 (ko) 2002-09-18

Family

ID=37488612

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1019970062736A KR100345705B1 (ko) 1997-11-25 1997-11-25 안정된자기특성을갖는방향성전기강판의제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR100345705B1 (ko)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100435455B1 (ko) * 1999-11-30 2004-06-10 주식회사 포스코 자기적특성이 우수한 저온재가열 방향성 전기강판과 그제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR19990042036A (ko) 1999-06-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102249920B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
KR100797997B1 (ko) 자성과 생산성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
JPH07252532A (ja) 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
KR100470641B1 (ko) 고자속밀도 일방향성 전기강판의 제조방법
KR100345705B1 (ko) 안정된자기특성을갖는방향성전기강판의제조방법
KR100940718B1 (ko) 열연판 소둔 생략에 의한 방향성 전기강판의 제조방법
KR101059213B1 (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판의 안정적 제조방법
KR100406420B1 (ko) 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
KR100544723B1 (ko) 저철손 및 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판의 제조방법
KR100237158B1 (ko) 자기특성이 우수한 저온 슬라브 가열방식의 방향성 전기강판 제조방법
KR100544537B1 (ko) (Ａｌ,Ｓｉ,Ｍｎ)Ｎ의 복합석출물을 이용한 자기특성이우수한 저온가열 방향성 전기강판의 제조방법
KR100435455B1 (ko) 자기적특성이 우수한 저온재가열 방향성 전기강판과 그제조방법
KR100360096B1 (ko) 생산성이 우수한 저온재 가열방향성 전기강판의 제조방법
KR20020044243A (ko) 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR20120072926A (ko) 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
KR100359751B1 (ko) 슬라브 저온가열에 의한 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
KR100701195B1 (ko) 열연판 소둔 생략이 가능한 방향성 전기강판 제조방법
KR100268855B1 (ko) 1회압연소둔법의 저온재가열 방향성 전기강판의 제조방법
KR20020044244A (ko) 방향성 전기강판의 제조방법
KR970007031B1 (ko) 안정화된 자기적 특성을 갖는 방향성 전기강판의 제조방법
KR20010055101A (ko) 철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
KR970007162B1 (ko) 철손 특성이 우수한 저온 스라브 가열방식의 방향성 전기강판의 제조방법
KR100345697B1 (ko) 슬라브저온가열에의한고자속밀도방향성전기강판의제조방법
KR100530064B1 (ko) 자기적 특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR100276294B1 (ko) 무탈탄에 의한 방향성 전기강판 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20120614

Year of fee payment: 11

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130624

Year of fee payment: 12

LAPS Lapse due to unpaid annual fee