KR100544723B1 - 저철손 및 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판의 제조방법 - Google Patents

저철손 및 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 발전기와 같은 대형회전기 및 각종 변압기와 전자기기의 철심재료로 사용되는 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 관한 것으로서, 철손이 낮고 자속밀도가 높은 방향성전기강판을 보다 경제적으로 제조할 수 있는 방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명은 중량%로 C:0.015wt%이하, Si: 2.0~4.0wt%, 산가용성Al: 0.006~0.040wt%, N: 0.006~0.012wt%, S: 0.007wt%이하, Cu: 0.5wt%이하, Mn: 0.08~1.0wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 1100~1250℃로 재가열한 후 열간압연을 행하고 이어서 900~1200℃의 온도에서 단시간 열연판 소둔을 실시한 다음, 냉간압연율 90%이상으로 1회 강냉간압연법으로 최종제품의 두께를 0.27mm 이하로 냉간압연한 후, 탈탄공정은 생략하고 750~950℃의 온도에서 질소이온을 함유하는 개스분위기를 사용하여 0.0010~0.0300 wt%의 질소이온이 강판에 도입되는 질화처리소둔을 실시하고, MgO를 주성분으로 하는 융착방지제를 도포하여 권취한 다음, 5~90%의 질소를 함유하는 수소개스분위기에서 1150∼1250℃의 온도구간까지 승온하고 100%의 수소개스분위기에서 총 10시간 이상 균열하고 냉각시키는 고온소둔을 행하여 저철손과 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판을 제조하는 방법을 그 요지로 한다.
방향성, 저철손, 고자속밀도, 전기강판, 탈탄공정, 질소이온, 1회냉간압연

Description

저철손 및 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판의 제조방법{Method for Manufacturing Grain-Oriented Electrical Having Low Core Loss and High Magnetic Induction}
본 발명은 발전기와 같은 대형회전기 및 각종 변압기와 전자기기의 철심재료로 사용되는 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 저철손과 고자속밀도를 갖는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
일반적으로, 방향성전기강판은 냉간압연과 소둔공정을 통하여 모든 결정립들이 (110)[001]방향으로 배열함으로써 압연방향으로 우수한 자기특성을 갖는 것이 특징이다.
일반 방향성 전기강판은 주로 2-4%의 실리콘(Silicon)과 입성장 억제제로 MnS나 MnSe를 함유하며, 용해하여 스라브를 만든후 재가열 - 열간압연 - 예비소둔 - 중간소둔이 포함된 2회 냉간압연 - 탈탄소둔 - 융착방지제 도포 - 최종 고온소둔의 매우 복잡한 공정을 통하여 최종제품으로 완성된다.
이러한 복잡한 공정은 결정립 성장억제제로 MnS 혹은 MnSe를 사용하여 2차재결정현 상을 일으키는 일반적인 제조방법에서는 필수적인 공정들이다.
방향성 전기강판의 2차재결정은 결정립 성장억제제에 의해서 1차재결정된 입자들의 정상적인 성장이 억제된 가운데 일부 자기적특성이 우수한 집합조직을 갖는 입자들만이 선택적으로 비정상적인 성장을 하게 된다.
2차재결정을 잘 일으키기 위해서는 결정립 성장억제제인 MnS와 같은 석출물를 미세하게 석출시켜 1차재결정립의 정상적인 성장을 효과적으로 억제해야 한다.
미세하게 MnS를 석출시키기 위해서는 MnS를 고용시킬수 있는 1400℃의 매우 높은 고온에서 스라브를 재가열해야만 한다.
또한, 고온에서 스라브를 재가열시에 생기는 자성에 악영향을 미치는 주상정조직의 조대성장 및 황(Sulfur)의 중심편석을 방지하기 위하여 탄소를 일정량 첨가하여야만 한다.
상기 탄소는 페라이트-오스테나이트 상변태를 일으켜 주상정조직의 형성을 억제하기도 하고 결정립 성장억제제인 AlN의 고용을 촉진하기도 하며 황(Sulfur)의 중심편석을 억제한다.
그러나, 탄소가 최종제품에 잔류하게 되면 200℃의 낮은 온도영역에서도 석출하여, 철손을 크게 상승시킴으로서 전자기기의 효율을 크게 떨어뜨리게 된다.
그러므로, 탄소는 반드시 탈탄소둔공정을 통하여 2차재결정소둔이 이루어지기 전에 제거되어진다
그동안 전기강판의 복잡한 제조공정을 개선하고자 많은 연구가 이루어져 왔다.
초기에는 냉간압연공정을 1회로 단축하고 MnS와 AlN을 복합석출시켜서 고자속밀도 의 특성을 갖는 방향성전기강판을 제조하는 방법이 개발되었다.
이 방법은 기존의 방향성 전기강판보다 고자속밀도와 저철손의 자기적특성을 확보할수 있었지만 탄소의 함량은 오히려 증가하였고 스라브가열도 1400℃의 고온에서 이루어지기 때문에 잦은 스라브가열로 보수와 고온에서의 스라브 워싱으로 실수율이 떨어지는 문제점을 안고 있었다.
그 후로는 스라브 고온가열의 문제점을 개선하고 생산성을 높히기 위해서 스라브 재가열온도의 하향화 연구가 많이 진행되었다.
이들 연구의 대부분은 스라브 재가열을 스라브가 녹지않는 약 1300℃이하의 온도에서 행하고 열간압연한 다음 열연판 이후의 공정에서 2차재결정에 필수적인 결정립성장억제제를 부가하는 공정을 통하여 고자속밀도 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 집중되었다.
이러한 방법은 기존의 고온스라브 가열로 결정립성장억제제를 완전히 고용시킨 다음 열간압연단계에서 미세하게 석출시켜서 2차재결정을 조절하는 방법과 크게 다르다.
또한, 열간압연 이후의 단계에서 결정립성장억제제를 부가하기 위해서 질화처리를 수행하게 되는데, 이러한 질화처리는 탄소가 강중에 많이 존재하게 되면 질화가 되지 않기 때문에 통상 탈탄소둔을 실시한 후, 다음 단계에서 수행하여야 한다.
그러한 이유로 탈탄소둔과는 별도로 질화처리가 가능한 소둔로가 필요하기 때문에 추가적인 제조설비의 확충이 필수적이다.
본 발명은 제강단계에서 첨가되는 탄소의 함량을 극저로 관리하여 스라브 가열온도를 1250℃이하로 낮추고 탈탄소둔공정을 생략함과 동시에 1회 강냉간압연법으로 최종제품의 두께를 0.27mm 이하로 냉간압연하고 질화처리소둔으로 추가적인 결정립성장억제제를 보강함으로서 철손이 보다 낮고 자속밀도가 보다 높은 방향성전기강판을 보다 경제적으로 제조할 수 있는 방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
본 발명은 중량%로 C:0.015wt%이하, Si: 2.0~4.0wt%, 산가용성Al: 0.006~0.040wt%, N: 0.006~0.012wt%, S: 0.007wt%이하, Cu: 0.5wt%이하, Mn: 0.08~1.0wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 1100~1250℃로 재가열한 후 열간압연을 행하고 이어서 900~1200℃의 온도에서 단시간 열연판 소둔을 실시한 다음, 냉간압연율 90%이상으로 1회 강냉간압연법으로 최종제품의 두께를 0.27mm 이하로 냉간압연한 후, 탈탄공정은 생략하고 750~950℃의 온도에서 질소이온을 함유하는 개스분위기를 사용하여 0.0010~0.0300 wt%의 질소이온이 강판에 도입되는 질화처리소둔을 실시하고, MgO를 주성분으로 하는 융착방지제를 도포하여 권취한 다음, 5~90%의 질소를 함유하는 수소개스분위기에서 1150∼1250℃의 온도구간까지 승온하고 100%의 수소개스분위기에서 총 10시간 이상 균열하고 냉각시키는 고온소둔을 행하여 저철손과 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
방향성전기강판 제품을 가공하여 최종 수요가들이 사용할 때에 시간이 경과함에 따 라 소재의 자기특성이 떨어지는 현상이 나타난다.
이와 같은 현상을 자기시효(magnetic aging)라 하는데, 이는 주로 소재내에 고용되어 존재하는 잔류탄소가 제품 사용시에 발생하는 열에너지에 의하여 결정립계에 Fe3C와 같은 탄화물로 석출하여, 자구의 이동을 방해하기 때문에 자기특성이 떨어지게 된다.
물론, 기타 불순물도 자기시효를 일으키기는 하지만, 탄소만큼 큰 손실을 일으키지는 않기 때문에 제품생산시 잔류탄소함량이 30ppm을 넘지 않도록 집중관리하고 있다.
이러한 탄소를 초기 제강단계에서부터 낮게 관리함으로서 최종제품의 자기특성 열화현상을 방지하고자 하는 노력은 계속되었으나, 스라브 가열단계에서 결정립성장억제제를 완전히 고용시켜야 하는 기존의 성분계에서는 불가능하였다.
이와 관련하여 한국특허공개1998-034055에는 AlN을 결정립성장억제제로서 사용하는 성분계에서 탄소의 함량을 0.002wt%의 극저로 관리하면서 스라브를 1220~1280℃의 온도에서 재가열하고 2회 냉간압연법을 사용하여 자속밀도가 1.87 Tesla수준의 일반방향성 전기강판을 제조하는 방법이 제시되어 있다.
그러나, 상기 방법에 있어서, 상기 스라브 온도는 탄소가 극저일경우에 스라브의 결정립이 조대해져서 열간압연판에 연신립을 형성할 수 있는 충분히 높은 온도이다.
열간압연판에 연신립이 존재하게 되면 이후의 냉간압연공정과 소둔공정에서도 연신 립이 존재하게 되며 결국 2차재결정을 방해하게 되어 자기특성을 떨어뜨리게 된다. 또한 2회냉간압연법을 사용하고 제품두께가 0.3mm인 경우에는 자속밀도가 1.87 Tesla정도의 일반적인 방향성 전기강판 수준밖에 얻지 못한다.
이에 본 발명자들은 제강단계에서의 탄소함량을 탈탄공정이 필요없는 수준까지 저감하면서도 스라브를 결정립이 조대하게 성장하지 않는 온도인 1250℃이하의 온도에서 가열한 다음 열간압연하여 조대한 연신립의 생성을 적극 억제하는 방법과 1.89Tesla이상의 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법을 연구하였다.
그 결과, 제강단계에서 첨가되는 결정립성장억제제인 AlN 이외에 부가적으로 후공정에서 강판에 질소이온을 도입함으로서 기존 AlN이외에 추가적인 AlN석출물을 생성함으로서 결정성장억제력을 배가시키게 되면, 탈탄공정을 생략할 수 있는 정도의 소강탄소를 함유하는 성분계에서도 조대한 결정립을 형성하지 않는 1250℃이하의 스라브 가열이 가능하다는 것을 밝혀냈다.
더불어, 부가적인 결정립성장억제제의 도입으로 1회 강냉간압연법에 의해서도 방향성 전기강판의 생산이 가능하며, 특히 0.27mm이하의 두께로 냉간압연함으로서 고자속밀도와 저철손을 갖는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판을 제조하는 방법을 개발하게 되었다.
이와 같은 연구결과는 한국특허공개 1998-034055보다 앞선 기술로서 기존의 결정립성장억제제인 AlN과 후공정에서 강판에 도입된 질소이온에 의해서 부가적으로 형성되는 AlN의 복합적인 억제력으로 인하여 탈탄공정을 생략할수 있는 소강탄소를 함유하는 성분계에서 1250℃이하의 온도로 스라브가열이 가능하며, 0.27mm이하의 두께로 1회 강냉간압연함으로서 저철손과 고자속밀도의 방향성 전기강판을 제조할 수가 있다.
이하. 본 발명의 성분 한정이유에 대하여 보다 상세하게 설명한다.
상기 Si는 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철심손실 즉 철손을 낮추는 역할을 하는 원소로서, 그 함량이 2.0wt%미만인 경우에는 비저항이 감소하여 철손특성이 열화되고, 4.0wt%이상으로 과잉 함유시에는 강의 취성이 커져 냉간압연성이 극히 나빠지며 동시에 2차 재결정형성이 불안정해지므로, 상기 Si의 함량은 2.0~4.0wt%로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 Mn은 Si와 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과가 있으며 스라브 재가열시에 오스테나이트를 형성하도록하여 AlN의 고용을 용이하게 하는 원소로 0.08wt%이하로 첨가된 경우 철손을 감소시키는 효과가 미약하며, 오스테나이트형성이 불충분하여 AlN의 충분한 고용에 도움을 주지 못한다.
그러나, 1.0wt%이상 첨가시에는 강의 강도가 증가하여 냉간압연시 판형상이 불균일해지고 고온소둔중 상변태를 일으켜서 2차재결정 형성을 방해한다.
따라서, 상기 Mn의 함량은 0.08∼1.0wt%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Al성분은 N과 함께 AlN의 석출물을 형성하여 입성장억제력을 확보하는 중요원소이며, 총량적인 Al함량보다는 N과 반응하여 AlN을 형성할수 있는 산가용성의 Al함량이 중요하다.
상기 산가용성 Al함량이 0.006wt%미만인 경우는 결정립의 성장을 억제하기에 충분한 석출물을 형성하지 못하므로 2차재결정이 불안정해지고, 0.040wt%이상 첨가된 경우에는 석출물의 양이 너무 증가하여 , 2차재결정의 핵인 고스(Goss)결정립을 포함한 모든 1차재결정입자들의 성장을 강력히 억제한 결과, 2차재결정이 전혀 형성되지 않게 된다.
따라서, 상기 산가용성 Al의 함량은 0.006 ∼ 0.040wt%로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 N은 산가용성 Al과 반응하여 AlN 석출물을 형성함으로서 1차재결정립의 성장을 억제하기 때문에 2차재결정형성에 있어서 필수적인 성분이다.
제강단계에서 N이 0.012wt% 이상 첨가되는 경우에는 스라브내에 조대한 AlN을 형성하여 결정성장억제효과가 떨어지며, 강판표면에 브리스터(blister)가 발생하여 제품의 표면특성을 열화시킨다.
한편, 제강단계에서 0.006wt%보다 적게 첨가된 경우에는 1차 결정성장억제제로서 충분한 AlN을 형성하지 못하게 되므로 1차재결정 미세조직이 조대하게 성장하여 2차재결정 형성이 불안정해진다.
따라서, 상기 산가용성 N의 함량은 0.012 ∼ 0.006wt%로 설정하는 것이 바람직하다
상기 Cu는 오스테나이트 형성원소로서 AlN의 고용 및 미세석출에 기여하여 2차재결정을 안정화시키는 원소이다. 또한 Cu는 S와 결합해서 Cu2S라는 석출물을 형성하는데, 본 발명성분계에서는 Cu2S형성으로 S의 중심편석을 방지할 뿐만 아니라, MnS가 형성되는 온도보다 낮은 온도에서 빠르게 Cu2S를 형성함으로서 고용온도가 높은 MnS의 형성을 억제하는 효과가 있으므로 일정량 첨가하는 것이 좋다.
상기 Cu가 0.5wt%이상 첨가되는 경우에는 탈탄소둔시에 생성되는 산화물에 의해서 절연피막형성에 악영향을 줄 뿐만 아니라 2차 재결정립의 크기가 조대해져서 철손이 증가하므로 Cu는 0.5wt%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 S는 Cu나 Mn과 유화물 형태의 석출물을 형성하여 억제제의 역할을 하는 성분이지만 본 성분계에서는 황화물을 억제제로서 사용하지 않기 때문에 가급적 낮게 관리한다.
특히, MnS의 경우 고용온도가 매우 고온이기 때문에 석출물이 제강단계에서 형성되지 않도록 하기위해서는 상기 S가 0.007wt%이하로 함유되도록 하는 것이 바람직하다.
이하, 상기 C의 함량을 0.015wt%이하로 설정한 이유에 대하여 설명한다.
상기 C는 0.02wt%이상 첨가되면 강의 오스테나이트변태를 촉진하여 열연시 열간압연조직을 미세화시키고 아울러 AlN의 고용과 석출을 촉진시켜 결정립성장 억제제로서의 효과를 상승시키는 성분이지만, 앞서 설명하였듯이 최종제품에 잔류하게 되면 탄화물을 형성하여 자성열화를 초래하므로 필수적으로 탈탄공정을 통하여 최종제품에서는 0.0030wt%이하로 관리하여야만 했다.
그러나, 본 발명자들은 상기와 같은 탈탄공정이 필요없는 최소한의 소강탄소함량 조건을 실험을 통하여 조사하였다.
다른 성분들은 변경하지 않고 소강탄소의 함량을 하기 표 1과 같이 변경하여 진공용해하고 스라브를 만들어 1200℃까지 가열한 다음, 열간압연한 후 열연판소둔을 실시하고 0.23mm까지 1회 강냉간압연을 실시한 다음, 별도의 탈탄공정은 생략하고 850℃의 온도와 질소이온을 함유하는 개스분위기에서 소둔을 실시하였다.
그런 다음 소둔판에 MgO를 도포하고 최종 고온소둔을 실시하여 2차재결정을 형성하였다.
고온소둔후에 강판에 잔류하는 탄소의 함량과 자기특성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 1에 나타내었다.
제조공정별 잔류탄소함량(wt%)의 변화 자속밀도 (Tesla) 철 손 (W17/50)
소강탄소량 열연판 열연판소둔 최종소둔판
0.0050 0.0030 0.0020 0.0010 1.915 0.913
0.0090 0.0055 0.0033 0.0014 1.928 0.932
0.0150 0.0084 0.0051 0.0022 1.917 0.891
0.0190 0.0125 0.0087 0.0036 1.911 1.083
상기 표 1에 나타난 바와 같이, 소강탄소함량이 0.019wt%이었을 때에는 스라브가열후 열간압연과 열연판소둔 그리고 고온소둔후에도 잔류탄소함량이 0.0030wt%이하로 감소하지 않았다.
그러한 이유로 2차재결정은 양호하게 이루어져 자속밀도는 우수하였지만 철손이 다소 열위한 것으로 밝혀졌다.
그러나 탄소함량이 0.015wt%이하인 경우에는 최종 고온소둔후에 잔류탄소함량이 0.0030wt%이하로 감소하였고 자속밀도와 철손특성도 우수함을 알 수 있다.
따라서, 본 발명의 목적을 성공적으로 수행하기 위해서는 제강단계에서 첨가되는 탄소의 함량은 0.015wt%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강 성분은 이상과 같으며 그 외는 Fe 및 불가피한 미량의 불순물로 구성 된다. 상기와 같은 규소강 소재는 통상의 여하한 용해법, 조괴법, 연주법 등을 이용하여 제조한 경우에도 본 발명의 소재로 사용할 수 있다.
이하, 제조조건에 대하여 설명한다.
상기와 같이 조성되는 강 스라브는 1100~1250℃의 온도로 가열한다.
상기 강스라브를 1250℃이상의 온도로 가열하게 되면 제강단계에서 첨가되어 스라브에 존재하는 AlN 석출물을 더 많이 고용시키고 결정립성장억제력을 갖는 미세한 석출물로 재석출 시킬 수 있겠지만, 스라브의 결정립들이 아주 조대하게 성장한다. 이러한 스라브를 열간압연하게 되면 조대한 결정립들이 압연방향으로 길게 연신된 미세조직을 형성하게 된다.
이러한 연신립들이 열연판에 많이 존재하게 되면 고스(Goss) 결정립의 성장을 방해하여 2차재결정이 매우 어렵게 된다.
따라서, 스라브의 결정립들이 조대하게 성장하지 않는 1250℃이하의 온도로 가열한 다음 열간압연 하고, 다음 공정인 열연판소둔 공정에서 다시 열간변형된 결정립을 재결정시켜서 연신립이 없는 미세조직을 만들고 동시에 스라브 가열단계와 동일한 AlN석출물의 고용과 재석출이 일어나도록 열처리 한다.
그러나 스라브 가열온도가 1100℃이하인 경우에는 AlN의 고용에 많은 시간이 필요하며 열간압연시 변형응력이 매우 커서 열연공정의 부하를 높이게 된다.
따라서, 상기 강 스라브의 가열온도는 1100~1250℃로 설정하는 것이 바람직하다.
그리고, 열간압연은 최적의 냉간압연율을 고려하여 1.5~3.0mm의 두께로 열간압연 한 다음 600℃이하의 온도에서 권취한다.
상기 열연판소둔은 열간압연으로 변형된 결정립을 재결정시켜서 연신립이 없는 균일한 미세조직을 만들고, 또한 스라브 가열단계와 동일하게 AlN석출물의 고용과 재석출이 일어나도록 하여 미세한 석출물을 형성함으로서 고온소둔전의 1차결정조직의 결정성장을 조절하여 2차재결정에 유리한 미세조직을 형성하도록 도와준다. 이러한 역할을 수행하기 위해서는 900~1200℃의 온도구간에서 단시간 동안 열처리가 요구된다.
900℃이하의 온도에서는 석출물의 고용보다는 석출현상이 더 많기 때문에 석출물이 조대해지는 경향이 있다. 이러한 경우 결정립성장 억제력이 떨어지기 때문에 900℃이상의 온도로 가열함으로서 조대한 석출물이 고용되어 석출물들이 균일한 크기의 분포를 갖을 수 있다.
그러나, 1200℃이상의 온도로 가열하는 경우는 결정립이 조대하게 성장하게 되며 작은 석출물들 대부분이 고용되고 후속 냉각공정에서 아주 미세한 입자들로 재석출하면서 전체적인 석출물들의 크기분포가 커지게 된다. 이러한 석출물분포는 2차재결정이 불균일하게 일어나게 만들어 안정적인 자기특성을 확보하기가 어렵다.
따라서 열연판소둔의 온도범위는 900~1200℃가 바람직하다.
상기와 같이 열연판소둔이 끝난후에는 산세 후에 90%이상의 압연율로 0.27mm이하의 두께까지 냉간압연을 실시한다.
냉간압연은 최종제품의 두께를 만들기 위한 목적 이외에도 강판내에 이상적인 고스(Goss)결정립들만 존재하게 하여 고온소둔시 이러한 이상적인 고스(Goss)결정립들이 2차재결정하여 우수한 자기특성을 확보하는데 그 목적이 있다.
따라서, 본 발명의 성분계와 같은 극저탄소를 함유하는 성분계에서는 냉간압연율을 90%이상으로 하여야만 이상적인 결정들이 존재하게 된다.
냉간압연율이 90%미만인 경우에는 이상적인 (110)[001]방위에서 벗어난 유사 고스(Goss)결정립들이 존재하게 되고 고온소둔에서 2차재결정함으로서 자기특성이 떨어지게 된다.
또한, 철심손실을 낮추기 위해서는 우수한 자속밀도를 확보하는 것도 중요하지만 제품두께를 낮추는 것이 가장 효과적이다. 따라서 저철손과 고자속밀도의 자기특성을 얻기 위해서는 냉간압연율을 90%이상으로 하고, 또한 0.27mm이하의 두께로 냉간압연 하여야 한다.
상기와 같이 냉간압연이 끝난 후에는 탈탄공정을 생략하고, 추가적인 결정성장억제력을 확보하기 위해서 질소이온을 함유하는 개스분위기에서 단시간동안 열처리를 수행한다.
이는 고온소둔에 앞서 소둔분리제인 MgO를 효과적으로 도포하기 위해서도 필요한 열처리공정으로서, 본 발명의 특징인 탈탄공정 생략이 가능하기 때문에 생산성을 높일 수 있다.
또한, 탈탄공정에 필요한 가습설비가 필요 없으며, 탈탄반응에서 생겨나는 표면산화물층의 양을 감소시킬 수 있다.
표면산화층의 많은 경우에는 최종 고온소둔후에 무기질 산화층표면에 형성이 방해되어 표면결함이 발생할 가능성이 아주 많다.
따라서, 탈탄공정의 생략은 생산성증대의 효과뿐만 아니라 고온소둔시 표면결함의 발생을 상당히 감소시킬 수 있다.
한편, 질소이온을 함유하는 개스분위기에서 단시간 소둔을 실시함으로서 추가적인 결정성장억제제를 확보하게 되는데, 이는 본 발명성분계의 전기강판 스라브를 1100~1250℃로 가열하여 조대한 결정립형성을 억제함에 따른 AlN 결정립성장억제제의 약화된 억제력을 보강하기 위한 것이다.
즉, 질소이온을 함유하는 개스분위기에서 소둔을 함으로서 강판내에 질소이온이 도입되어 추가적인 AlN 석출물을 형성함으로서 앞서 열간압연과 열연판소둔에 의해서 형성된 AlN 석출물과 같이 정상적인 결정립의 성장을 강력히 억제하여 안정된 2차재결정을 형성하는 것이다.
강판내에 질소이온을 효과적으로 도입하기 위해서는 750~950℃의 온도구간에 열처리하여야 하며, 질소이온을 함유하기 위해서는 암모니아개스를 크랙킹(cracking)하여 사용한다.
상기 소둔온도가 750℃미만인 경우에는 도입된 질소이온에 의해서 Si3N4와 같은 질화물이 형성되는데, 이러한 질화물은 온도에 민감하여 쉽게 분해됨으로서 결정립성장억제력을 갖지 못한다.
한편, 소둔온도가 950℃이상인 경우에는 강판내에 질소이온이 도입되어 AlN석출물을 형성해도, 1차재결정립의 크기가 매우 조대해지고 불균일한 미세조직을 형성함으로서 2차재결정이 불안정해진다.
한편, 질소이온을 함유하는 분위기개스로부터 강판에 도입되는 질소이온의 총량은 0.0010~0.0300wt%로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 질소이온이 0.0010wt%이하로 강판에 도입되면 추가로 석출되는 AlN의 석출량이 매우 적어서 결정립의 성장을 강력히 억제하지 못하게 되며, 0.0300wt%이상으로 강판에 도입되게 되면 추가적으로 많은 AlN석출물들이 생성되어 고스결정립들까지도 성장이 억제되어 2차재결정이 안일어나게 되므로 강판에 도입되는 적정한 질소이온량은 0.0010~0.0300wt%가 바람직하다
이와 같이 질소이온을 함유하는 개스분위기에서 소둔된 강판은 소둔분리제인 MgO를 도포하고, 5∼90%의 질소를 함유하는 수소개스 분위기에서 1150∼1250℃의 온도구간까지 승온하고 이어서 100%의 수소개스 분위기에서 20시간 이상 균열하는 최종 고온소둔을 실시한다.
상기 고온소둔시 바람직한 승온속도는 10∼20℃/hr정도이다.
고온소둔 분위기개스에 질소가 첨가되면 강판 속에 AlN석출물들의 분해가 쉽게 일어나지 않아 억제력을 비교적 높은 온도까지 유지할 수 있어 2차재결정온도를 상승시켜서 우수한 자기특성을 얻을 수 있다.
고온소둔중 질소개스가 5%이하이면 AlN석출물의 분해를 억제하는 효과가 거의 없고, 90%이상의 질소개스가 포함되면 무기질 표면산화층형성이 불안정해져서 전기강판의 표면품질이 크게 떨어진다.
더불어 AlN석출물의 분해가 강력히 억제되어 1200℃의 고온에서도 2차재결정이 일어나지 않는 경우도 발생한다.
상기와 같이 제강단계에서의 탄소함량을 탈탄공정이 필요없는 수준까지 감소시키고 냉간압연율 90% 이상이며 0.27mm 이하의 두께로 1회 강냉간압연하고 열간압연과 열연판소둔으로 석출된 AlN과 냉간압연된 강판을 질소이온을 함유하는 개스분위기에서 소둔함으로서 추가적인 AlN 석출물을 형성시켜 고스(Goss)방위 이외의 결정립들의 성장을 강력히 억제함으로써 고자속밀도와 저철손을 갖는 자기특성이 우수한 방향성전기강판을 제조할 수가 있다.
이하, 실시예을 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예 1)
제강단계에서 탄소를 0.015wt%이하로 첨가하고 Si:3.12wt%, Mn:0.45wt%, 산가용성 Al: 0.015wt%, N: 0.011wt%, S: 0.005wt%, Cu: 0.47wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 제조하였다.
이 스라브를 1050, 1100, 1200, 1250, 1280℃에서 3.5 시간 재가열한 후 열간압연을하여 3.0mm두께의 열연판을 만들었다.
열연판을 1100℃의 질소분위기에서 단시간 동안 소둔을 한 후 급냉시키고 산세하였다.
1회 냉간압연법으로, 0.27mm까지 냉간압연을 실시하고 이어서 800℃의 온도에서 질소이온을 함유하는 개스분위기를 사용하여 소둔을 실시하고, MgO를 도포한 후에 1200℃까지 25%N2+75%H2의 개스분위기에서 승온한 후에 100% 수소분위기로 변경하여 20시간 소둔하였다.
스라브 가열온도에 따른 열연판에서의 연신립비율과 자기특성의 변화를 하기 표 2 에 나타내었다.
스라브 재가열 열연판 연신립율 B10(Tesla) 철손(W17/50)
1050℃ 10% 1.877 1.252 비교재1
1100℃ 15% 1.912 0.955 발명재1
1200℃ 20% 1.932 0.983 발명재2
1250℃ 40% 1.925 0.975 발명재3
1300℃ 80% 1.830 1.563 비교재2
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 스라브 가열온도가 1250℃보다 높은 경우(비교재 2)에는 열간압연후의 미세조직에 연신립의 비율이 80%까지 크게 증가하게 되는데 이러한 연신립은 열연판소둔과 90%의 냉간압연에도 재결정 되지않고 존재하여 2차재결정에 악영향을 준다.
반면, 스라브가열온도가 1050℃인 경우(비교재1)에는 열연판의 연신립의 비율은 낮음에도 불구하고 결정립성장 억제제인 AlN의 고용이 충분히 이루어지지 않아서 불균일한 석출물분포를 초래함으로서 2차 재결정이 불안정하게 형성되어 자기특성이 발명재(1-3)보다 다소 열위함을 알 수 있다.
(실시예 2)
C:0.012wt%, Si:3.15wt%, Mn:0.18wt%, 산가용성Al:0.025wt% N:0.010wt%, S:0.004wt%, Cu:0.48wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 제조하고 1220℃의 온도에서 4.0시간 재가열한 후 열간압연을 하여 두께가 다른 열연판들을 만들었다.
그 다음, 1050℃의 온도로 열연판을 단시간소둔한 후 급냉하였다.
소둔된 판은 산세를 실시하고 냉간압연율을 변경하여 0.35~0.18mm로 1회 강냉간압연을 실시하였다.
이와 같이 냉간압연된 강판은 질소이온을 함유하는 개스분위기를 사용하여 900℃의 온도에서 소둔함으로서 일정량의 질소이온이 강판에 도입되어 새로운 AlN이 추가적으로 석출되도록 하였다.
그리고 50%N2를 함유하는 수소개스분위기에서 고온소둔을 실시하고 냉간압연율과 질소이온 첨가량에 따른 자기특성의 변화도 동시에 조사하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
냉간압연율 제품두께 (mm) 질소이온 첨가량(ppm) 자속밀도 (Tesla) 철손 (W17/50)
85% 0.35 150 1.851 1.362 비교재3
87% 0.30 100 1.895 1.205 비교재4
90% 0.30 80 1.905 1.107 비교재5
91% 0.27 200 1.922 0.976 발명재4
91% 0.23 150 1.941 0.944 발명재5
91% 0.20 5 1.885 1.224 비교재6
92% 0.20 130 1.938 0.939 발명재6
93% 0.18 250 1.946 0.921 발명재7
93% 0.18 380 1.782 1.506 비교재7
상기 표 3에 나타난 바와 같이, 냉간압연율이 90% 미만인 경우에는 이상적인 고스(Goss)결정립 이외의 유사방위를 갖는 고스(Goss)결정립들도 2차재결정함에 따라서 1.90 Tesla이상의 고자속밀도특성을 얻을 수 없었고 90%이상의 냉연율을 확보한 경우에도 제품두께가 0.30mm인 경우에는 두께 감소에 따른 철손개선효과가 미미 하여 1.0 W/kg 미만의 저철손이 확보되지 못함을 알 수 있다.
한편, 냉간압연판을 질소이온을 함유하는 개스분위기에서 소둔하여 질소이온 첨가량이 0.0010~0.0300wt%인경우에는 1.90Tesla이상의 자속밀도가 확보되었지만, 질소이온이 0.0010wt%미만으로 첨가된 경우에는 자속밀도가 다소 열위됨을 알 수 있다. 이는 분위기개스중에 질소이온 강판에 도입되어 추가적인 AlN을 석출함으로서 기존이 열간압연과 열연판소둔으로 석출되었던 AlN석출물과 같이 결정립의 성장을 강력히 억제하였기 때문에 보다 이상적인 고스(Goss)결정립이 안정되게 2차재결정하여서 자속밀도가 우수하게 된 것이다.
그러나, 질소이온 첨가량이 0.0300wt%이상으로 첨가되는 경우에는 추가로 석출된 AlN의 석출량이 매우 커서 고스결정립까지도 결정성장을 하지 못하도록 억제함에 따라 2차재결정이 완전히 일어나지 못하여서 자기특성이 급격히 떨어짐을 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 제강단계에서 탄소의 함량을 크게 낮추어 냉간압연후의 탈탄공정을 생략하므로써, 생산성을 높일 수 있을 뿐만 아니라 냉간압연율이 90%이상이고 최종 두께를 0.27mm이하로 하여 1회 강냉간압연과 질화처리에 의한 결정립억제력을 보강하므로써 철손 및 자속밀도를 보다 향상시킬 수 있는 방향성선기강판의 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (1)

  1. 중량%로 Si:2.0~4.0wt%, 산가용성Al:0.006~0.040wt%, N:0.006~0.012wt%, S: 0.007wt%이하, Cu: 0.5wt%이하, Mn : 0.08~1.0wt%, C: 0.015wt%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 스라브를 1100~1250℃로 재가열한 후 열간압연을 행하고 이어서 900~1200℃의 온도에서 단시간 열연판 소둔을 실시한 다음, 냉간압연율 90%이상의 1회 강냉간압연법으로 최종제품의 두께를 0.27mm 이하로 냉간압연한 후, 탈탄공정은 생략하고 750~950℃의 온도에서 질소이온을 함유하는 개스분위기를 사용하여 0.0010~0.0300 wt%의 질소이온이 강판에 도입되는 질화처리소둔을 실시하고, MgO를 주성분으로 하는 융착방지제를 도포하여 권취한 다음, 5~90%질소를 함유하는 수소개스분위기에서 1150∼1250℃의 온도구간까지 승온하고 100%의 수소개스분위기에서 총 10시간 이상균열하고 냉각시키는 고온소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 저철손 및 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판의 제조방법
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