KR100566597B1

KR100566597B1 - 역자화 손실이 작고 극성이 높은 방향성 전기 강판 제조 방법

Info

Publication number: KR100566597B1
Application number: KR1020007004009A
Authority: KR
Inventors: 피르쳐한스; 카발라루돌프; 에스펜한만프레드; 뵈쳐안드레아스; 귄터크라우스; 훈노이스한스; 부퍼만칼-디터
Original assignee: 티센크루프 슈타알 악티엔게젤샤프트
Priority date: 1997-10-15
Filing date: 1998-09-09
Publication date: 2006-03-31
Also published as: CA2306208A1; JP2001520311A; HUP0004822A3; EP1025268B1; PL188187B1; PL339842A1; ZA988932B; US6524400B1; TW397869B; CZ291078B6; JP5188658B2; MY122168A; CA2306208C; AU730723B2; CZ20001339A3; EP1025268A1; WO1999019521A1; DE59804081D1; AU9267098A; KR20010031118A

Abstract

본 발명은 용강을 25 내지 100mm의 두께를 가진 스트랜드(strand)로 연속적으로 주조하고 실리콘 강을 용해함으로써 방향성 전기 강판을 제조하기 위한 방법에 관한 것이다. 응고시 상기 스트랜드는 700℃를 초과하는 온도로 냉각되고 박슬라브로 분할된다. 그 다음에 박슬라브들은 공정 라인에서 균열로를 관통하고 1170℃ 이하의 온도로 재가열되고, 그 다음에 3.0mm 이하의 두께를 가진 열간 스트립을 제조하기 위하여 공정 라인 내에 많은 스탠드(stand)를 구성하는 열간 압연기로 연속적으로 압연된다. 두께의 감소율은 20% 이상이다. 첫 번째 성형 패스는 1150℃ 이하의 압연 스톡의 온도에서 수행된다. 열간 스트립은 권취하고 그 다음에 0.15 내지 0.50mm 범위의 최종 두께로 재결정 중간 소둔을 행한 하나 이상의 단계를 통해 냉간 압연된다. 상기 냉간 스트립은 재결정 및 탈탄을 위해 어닐링되고 주로 MgO를 함유하는 어닐링 분리제가 제공되고 그 다음에 고스(Goss) 집합조직을 얻기 위해 최종적으로 소둔된다. 그 후 상기 스트립은 자성 절연재로 코팅되고 응력 이완 소둔된다.

Description

역자화 손실이 작고 극성이 높은 방향성 전기 강판 제조 방법{METHOD FOR PRODUCING A MAGNETIC GRAIN ORIENTED STEEL SHEET WITH LOW LEVEL LOSS BY MAGNETIC REVERSAL AND HIGH POLARISATION}

본 발명은 역자화 손실이 작고 극성이 높은 방향성 전기 강판의 제조방법에 관한 것이다.

방향성 전기 강판을 제조하기 위해서, 2.5 내지 4.0%의 Si, 0.010 내지 0.100%의 C, 0.150% 이하의 Mn, 0.065% 이하의 Al 및 0.0150% 이하의 N과, 선택적으로 0.010 내지 0.3%의 Cu, 0.060% 이하의 S, 0.100% 이하의 P, 각각 0.2% 이하의 As, Sn, Sb, Te 및 Bi와, 철(Fe) 및 불가피한 불순물의 잔부를 함유한 강들이 용해하고 주조한다. 700℃ 미만으로 냉각시키지 않고, 25 내지 100mm의 두께로 응고된 스트랜드(strand)를 박슬라브로 절단하고 공정 라인 내의 균열로(equalisation furnace)에서 1170℃ 이하의 온도로 60분 이내의 유지시간으로 지속적으로 균질화 열처리한다. 그 후 균질화 열처리된 박슬라브를 다수 스탠드 열간 압연기에서 0.5 내지 3.0mm의 두께를 가진 열간 스트립으로 연속적으로 압연하고 권취한다. 마지막으로 필요한 경우에 열간 스트립을 소둔한다. 균질화 처리된 열간 스트립을 한 번 이상의 패스를 통해서 0.15 내지 0.50mm의 최종 스트립 두께로 냉간 압연한다. 재결정 및 탈탄을 위해 상기 냉간 스트립을 소둔한다. 주로 MgO를 함유한 소둔 분리제를 적용한 후, 상기 스트립을 고온 소둔 처리하여 2차 재결정시키면, 집적도가 매우 높은 고스(Goss) 집합조직이 생성된다. 최종 소둔에서 상기 스트립은 절연되고 내부 잔류응력이 제거된다.

특히 방향성 전기 강판은 출력 변압기에서 사용되어 자속을 안내한다. 이를 위해서는 가능한 한 작은 역자화 손실과 가능한 한 높은 극성치가 필요하다. 방향성 전기 강판의 상기 목적을 위해서 집적도가 매우 높은 고스 집합조직이 생성되도록 제어하면, 바람직한 자기 방향으로서 압연 방향을 따라 매우 만족스런 자기 특성이 얻어진다.

스트랜드 주조 기술의 사용을 통해서 용강을 연속 주조하여 평강(flat steel) 제품을 제조하는 방법은 20년 이전부터 실시되어 왔다. 상기 용강은 대략적으로 두께가 100 내지 300mm인 응고 스트랜드가 되게 칠 몰드(chill mould)로 주조된다. 그 후 상기 스트랜드는 보통 수직 방향에서 수평 방향으로 아치(arch) 형태로 안내되어 냉각된다. 연속 주조 설비를 떠난 후 상기 스트랜드는 개개의 슬라브로 분할된다. 보통 연강 슬라브는 보통 슬라브 저장소에 저장되고, 상온으로 냉각된다. 대조적으로, 2.5 내지 4.0%의 Si로 합금화된 방향성 전기 강판용 슬라브들은, 만약 너무 저온까지 냉각된다면, 열간 스트립 압연에 앞서 재가열시 크랙이 쉽게 형성될 수 있기 때문에 고온으로 저장되어야 한다. 이 경우에, 종래 연속 주조 방법의 슬라브 두께가 두꺼우면, 슬라브의 재가열시 온도 구배가 크고 불균일해지고 이로 인하여 높은 내부 응력을 초래하기 때문에 특히 바람직하지 못하다는 것이 알려져 있다. 따라서 방향성 강판용 슬라브들은 보통, 예를 들면, 가열 유지로(holding furnace)에서 100 내지 500℃ 온도 범위로 저장되어야 한다. 이러한 방법의 단점으로는 에너지 소비를 증가시키고 공정의 복잡성과 비용을 증가시킨다.

그 후 종래 연속 주조 방법으로 제조된 슬라브들은 압입식 가열로(pusher furnace), 가동빔식로(walking beam furnace) 또는 균등한 효과의 장치 내부로 장입되고 충분히 고온으로 가열되어서 만족스러운 형상이 이루어진다. 그 후 열간 압연은 보통 두 개의 단계에서 실행된다. 먼저 두께가 100 내지 300mm인 슬라브가 대략적으로 30 내지 60mm의 두께로 첫 번째 조압연된다. 상기 조압연(rough rolling)은 종종 역 스탠드로 실행된다. 그 다음에 조압연된 슬라브들은 두께가 2.0 내지 6.0mm인 열간 스트립을 제공하기 위해 다수 스탠드 마무리 단계에서 연속적으로 압연된다.

종래 방법을 통해 제조된 방향성 강판은 슬라브들이 슬라브내 이상(異相) (foreign phase) 입자들을 용해하기 위해 1400℃의 온도로 가열되고, 그 결과 그들은 후속하여 실행되는 열간 압연시 분산되어 마지막으로 분리될 수 있는 특정 형태를 가진다(US 2 599 340). 예를 들면, 종래 방법에서, 상기 입자들은 주로 Mn 황화물 또는 Mn 셀렌화물이다(J. E. May 및 D. Turnbull: Trans. AIME, 212 (1958), 769). 다른 방법에서는 부가물인 Al 질화물이 생성되었다(US 3 159 511; US 3 287 183). 또 다른 공정에서는 MnSe 및 MnSb가 생성되었다(DE 23 51 141 A). 또한 VN, (Al, Si)N, ...(DE 19 20 666A, EP 0 219 611)와 같은 질화물 및 Cu₂S, TiS, CrS, ...(EP 0 619 376 A1, DE 23 48 249 A)와 같은 황화물이 공지되었다. 일반적으로 상기 입자들의 목적은 다음 제조 단계에서 2차 재결정 전까지 입계의 이동을 방해하는 것으로, 그에 의해 다른 소둔 처리시 보통 입자 성장을 억제한다. 이러한 이유로 인해서 그들은 입자 성장 억제제로 공지되었다. 단지 대략적으로 100nm보다 적은 다른 크기의 입자 분포로부터 상기 입자들은 입계 이동을 적절하게 방해하고 억제제로써 작용한다. 마지막으로 고온 소둔시 상기 억제제들은 바람직한 아주 예리한 고스 집합조직의 형성을 초래하는 2차 재결정의 방법을 제어한다.

종래 연속 주조에서 주조 및 응고를 수반한 석출물들은 보통 크기가 100nm 미만의 입자들이 존재하지 않을 정도로 조대해진다. 이러한 이유로 인해서 상기 조대한 석출물들은 슬라브 예열시 용해되어야 한다. 이러한 목적을 위해서 Mn 황화물의 경우는 대략적으로 1400℃의 소둔 온도를 필요로 한다. 상기 입자들은 적절하게 조절된 변수들(다른 스탠드에서 통과 계획 및 형상 온도, 냉각)을 고려한 연속 열간 압연시 바람직한 방법을 통해서 다시 석출된다.

입자 성장 억제제로써 작용하는 입자들을 용해시키기 위해 요구된 고온으로 슬라브의 가열은 연속적으로 하나의 가열로 또는 두 개의 가열로에서 직접 실행될 수 있다. 후자의 경우 상기 슬라브들은 첫 번째 가열로에서, 예를 들면 1250℃로 가열되고, 그 후 두 번째 가열로에서 1400℃의 온도로 가열된다. 비록 상기는 더욱 복잡하고 고가의 공정을 이루지만, 최종 제품의 자기 특성을 위해서는 그의 집합조직을 균질화 및 미세화시키기 위한 슬라브의 첫 번째 열간 형상(예비 압연 (prerolling))화를 상기의 두 단계로 나누어서 실행하는 것이 바람직함이 입증되었다.(EP 0 193 373 B1).

억제제 상의 형성을 위해 요구된 고온의 슬라브 예열 온도는 아주 비싼 고온 가열로를 위해서는 투자가 요구되어지기 때문에 방향성 강판용 열간 스트립을 위한 제조 공정이 어렵고 비용이 많이 들게 하며, 1350℃를 초과하는 실리콘 강 슬라브에서 발생하는 액상 스케일이 슬라브의 하부 측의 손상과 관련되는 노상부를 손상시키기 때문에 제품 손상의 원인이 된다. 또한, 선택적으로 개입된 예비 압연은 제품 제조시 많은 비용이 들고, 다른 평강 제품을 제조하기 위해 이용된 능력을 감소시킨다.

단지 MnS 또는 MnSe 입자들은 입자 성장 억제에 대하여 제한된 효과를 가진다. 이는 2차 재결정시 우측 모멘트에서 발생하도록 요구된 고스 선택 공정을 가능하게 하는 입자 크기 확대를 위한 구동력을 상응하게 적용시킴으로써 오프셋 (offset) 되어야 한다. 이는 최종 두께로 최종 냉간 압연 단계시 형상의 수준이 과도하게 되지 말아야 하는 것을 의미한다. MnS 또는 MnSe로 억제된 Si 강의 냉간 압연 단계에서 가장 바람직한 두께 감소율은 40 내지 60% 이다. 품질 및 제품의 손상없이 종래 열간 압연 기술에 의해 단지 열간 스트립 두께를 2.0mm 아래로 감소시키기는 어렵기 때문에, 냉간 압연시 최종 두께로 성형하기 위한 최적 수준은 재결정 중간 소둔이 개입되는 많은 단계를 통해서 압연함으로써 얻어져야 한다. 그러나, 이러한 고가의 방법으로 제조가능한 방향성 강판은 정확한 고스 위치와 관계하여 대략적으로 10% 이하의 불완전한 방위각을 가진다.

더욱 적은 불완전한 방위를 야기하고 따라서 자기 특성을 개선시키는 전술된 방법의 추가 개발이 Hi-B라는 방법이고(US 3 159 511, US 3 287 183), 여기에서 MnS, AlN 입자들이 추가 억제제 상으로써 이용되었다. 첫 번째 업급된 방법과 같이, 이는 MnS 입자들을 용해시키기 위해서는 고온의 슬라브 가열 온도, 예를 들면, 1400℃의 온도가 요구되어지는 단점이 있다. 열간 스트립을 압연한 후 상기 AlN은 여전히 적당히 미세하게 분산된 입자 분포내에 존재하지 않고, 단지 열간 스트립의 석출 소둔과 이어지는 담금질에 의해 이루어진다. 따라서, 그의 화학 성분에 관한 상기 열간 스트립의 내부 집합조직, 그의 입자 구조의 형상 및 그의 제2 상 구성성분의 형태는 열간 스트립내에 AlN 억제제 상 입자들을 석출시키기 위한 능력을 부여하는 특징으로 이루어져야 한다. 상기 AlN 입자들은 대체적으로 입자 성장 억제를 강화한다.

이는 상당히 높은 수준의 성형도를 가진 단순한 일단계 냉간 압연 작업을 가능하게 한다. 그에 의해 매트릭스 내에 저장된 증가된 에너지는 강한 억제 작용과 평형을 이루고, 그 결과 2차 재결정에 있어서 방위 선택이 개선된다. 이는 예리한 고스 집합조직이고(정확한 고스 위치에 대한 방위각 오차가 단지 3% 내지 5%) 따라서 자기 특성을 개선시킨다.

고온의 슬라브 예열 온도에 의해 발생된 전술된 종래 공정의 단점을 극복하기 위해, 최근에 많은 새로운 제조 공정이 방향성 전기 강판을 위해 개발되고 있으며, 바람직한 슬라브 온도가 1330℃ 아래로 감소되었다. 상기 "저온 가열(low heating)" 공정 중, 다음의 두 개가 산업용으로 도입되었고 최근의 종래 기술의 일부를 형성하였다.

EP 0 219 611에 개시된 방법은 전혀 황화물 억제제 없이 작동한다. 따라서, 상기 S 함량은 미량으로 감소된다. 상기 슬라브 예열 온도는 아주 낮은 1200℃ 미만의 값을 가진다. 따라서, 이미 열간 스트립 내에 존재한 억제제 상을 충분히 효과적으로 형성하는 것을 불가능하게 만든다. 종래 연속 주조 기술에 의해 제조된 열간 스트립이 석출 어닐링을 통하여 상응한 억제제 상을 형성할 수 있는 능력을 가지는 것과 같은 것을 불가능하게 한다. 따라서 상기 억제제 AlN은 고온 어닐링전 최종 스트립 두께로 냉간 압연된 스트립의 질화물로써 형성된다. EP 0 321 695 B1은 그러한 질화물 작동이 실행될 수 있는 다양한 방법들을 개시하였다.

다른 방법(EP 0 619 376 A1)에서는 억제제로써 구리 황화물을 이용하였다. 그들은 현저히 낮은 용해 온도 및 AlN과 MnS보다 더 빠른 용해도를 가진다. 이는 억제제 형성이 열간 압연시 정확한 방법을 통해서 여전히 일어나지 않지만, 상기 방법으로 제조된 열간 스트립은 구리 황화물 억제제 입자들의 석출을 위한 능력을 가진다는 사실이다. 그들은 열간 압연 스트립의 석출물 소둔처리시 생성된다.

상기에 기술된 종래의 연속 주조 슬라브들로부터의 열간 스트립의 제조는 매우 비용이 많이 드는 기술이고, 또한 시간과 돈이 많이 든다. 따라서 오늘날, 많은 강 제조자들은 최종 치수로 마무리되는 주조 방법을 개발하고자 하였다. 이는 열간 스트립 두께를 6mm 미만으로 또는 최종 스트립 두께를 0.01mm 미만으로 하는 것을 목표로 하였다(EP 0 417 318 B1). 업무상 공정은 임의의 특정 품질 강의 종류를 위해서 그리고 비정질 재료를 위한 효과로 도입되었다. 스트립 주조 공정을 통하여 2.5 내지 4%의 Si을 가진 방향성 강판의 대규모 산업상 제품은 지금까지 성공적이지 못했다. 주요 문제들 중의 하나는 추가적인 냉각 형상화 및 열처리 후에 예리한 고스 집합조직을 가진 최종 제품을 제조하는 얇은 두께로 응고시 그리고 연속 냉각시 제어 방법을 통해서 조직상 및 석출물 조직을 성취하기 위한 것이고, 그 결과 그의 자기 특성으로 인하여 상기 제품은 종래 연속 주조 기술에 의해 제조된 방향성 전기 강판과 견줄만 하다(EP 0 390 160 B1, EP 0 540 405 B1).

박슬라브들의 주조를 통한 열간 스트립의 제조와 그들의 직접 열간 압연은 종래 기술을 통해서 이미 공지되었다(예를 들면, EP 0 286 862 B1). 상기 문제는 방향성 전기 강판의 제조시 상기 기술을 사용하여도 아직 해결되지 않고 있다. 특별한 어려움은 가공 및 기술적으로 만족스러운 특성의 제품을 제조할 때 뿐만 아니라, 정확한 방법으로 입자 성장 억제제 상을 형성할 때에도 존재함에 따라서, 만족스러운 자기 특성을 가진 최종 제품을 얻을 수 있다.

일본 특허 공개평 제56-158816호에는 두께가 3 내지 80mm인 박슬라브로 연속 주조하고 이어서 주요 억제제로써 MnS 및 MnSe를 사용하여 1.5 내지 3.5mm로 열간 압연함으로써 2.5 내지 4%의 Si를 가진 방향성 강판을 제조하기 위한 방법을 개시하고 있다. 이 경우에서 보다 두꺼운 열간 스트립의 두께는 방향성 전기 강판용의 상업적으로 이용가능한 0.35mm 미만의 표준 최종 두께가 단지 일 단계 냉간 압연의 경우에서 76% 이상의 냉간 압연에 의해, 또는 중간 소둔을 가진 종래 다수 단계 냉간 압연에 의해서만이 제조될 수 있는 단점을 가진다. 상기 가공 방법의 바람직하지 않은 양상 중의 하나는 고수준의 냉간 형상이 MnS 및 MnSe에 의해 비교적 약한 억제제로 적용하지 않는데 있다. 이는 최종 제품의 불안정하고 불만족스러운 자기 특성을 초래한다. 다른 방법으로는, 비용이 많이 들고 중간 소둔 공정을 가진 아주 복잡한 다수 단계 냉간 압연 공정이 적용되어야 한다. 주조 속도는 균열로를 관통하여 통과하는 속도와 밀접한 관계가 있다. 상기 결과는 황화물 억제제의 석출물을 제어하기 위한 균열로의 사용으로 유연성이 낮은 단점을 가진다.

본 발명의 목적은 종래 제조 방법의 단점을 제거하고 경제적으로 유리하게 방향성 전기 강판용으로 적합한 박슬라브를 주조하기 위한 것이다.

상기 문제는 바람직한 주조, 응고 및 열간 압연의 제조 단계들을 통해서 특허청구범위 제1항에 설명된 것과 같은 공정에 의해 해결되었다. 여기에서는 억제제 상의 형성을 위한 다양한 기구의 선택과 연속적인 공정 단계의 적용에 관계된다.

본 발명에 따른 공정에서, 종래 기술과 유사하게, 용해는 수직 칠 몰드를 통해서 연속적으로 주조되었고, 그 후 용강은 응고되고 얻어진 스트랜드는 수평으로 싸이클의 아크 위로 안내되어서 동시에 냉각된다. 상기 스트랜드는 단지 25 내지 100mm, 바람직하게 40 내지 70mm의 두께를 가진다. 이는 완전히 냉각되지 않고, 대신에 그의 온도는 700℃ 미만으로 떨어지지 않았다. 상기 열간 스트랜드는 박슬라브들로 분할된 직후에 공정 라인에 있는 균열로를 통과하는데, 최대 60분 동안, 바람직하게 30분 미만으로 유지된다. 균열로를 관통하여 통과한 박슬라브들은 전체적으로 균일하게 가열되었고, 비교적으로 1170℃의 저온에 도달한다. 그 후 박슬라브들은 공정 라인에 있는 다수의 열간 압연 단계를 직접 거치고, 0.5 내지 3.0mm의 열간 스트립 두께로 연속적으로 열간 압연된다. 이상적으로 열간 스트립 두께는 이어지는 냉간 압연 작업이 단지 일단계에서 수행되도록 선택된다. 냉간압연이 실행되어야 하는 형상화의 수준은 다양한 방법을 통해서 조절될 수 있는 특별한 억제제 효과에 의존한다.

한편, 본 발명에 따른 가공 방법의 장점은 주조 공정에서 가열의 큰 비율의 실용성에 있고, 따라서 방향성 강판을 위한 종래 기술을 통해서 공지된 바와 같이 열간 슬라브를 가열로에서 유지하기 위한 필요성, 압입식 가열로 또는 가동빔식로에서 고온으로 슬라브의 재가열하기 위한 필요성을 제거하는데 있다. 균열로에서 대체된 소둔처리의 목적은 박슬라브의 전체 두께의 전반에 걸쳐 분명하게 한정된 균질한 온도를 조절하기 위한 것이다. 슬라브들이 얇기 때문에, 상기 목적을 위해서 100 내지 300mm의 두께를 가진 종래 슬라브보다 실질적으로 적은 시간을 필요로 한다. 이 방법을 통해서 종래 기술과 비교하여 상당한 양의 에너지 및 재가열 시간이 절감되었다.

또한 상기 박슬라브들은 균질한 구조를 얻기 위한 슬라브 가열 공정에 개입된 예비 압연과 열간 스트립 압연 공정의 초기에 있는 조압연 공정을 제거하였다. 이는 제조 공정의 상당한 단축, 비용 절감 및 다른 평강 제품의 제조를 위한 열간 스트립 압연기의 능력을 증가시켰다.

전술된 제조 공정의 단축은 부분적으로 다음의 공정단계에서 계속되고, 본 발명에 따른 가공 방법을 가지기 때문에 추가적으로 열간 스트립 두께가 종래보다 더 적은 0.5mm 아래로 조절될 수 있으며, 따라서 지금까지 자주 실행된 다수 단계 의 냉간 압연이 더 이상 절대적으로 필요하지 않고, 현재의 냉간 압연이 단지 한 단계에서 행해질 수 있다.
다음으로 본원발명에서 사용하는 용강에 함유되어 있는 주성분들의 첨가 목적과 상하한 한정 이유에 대하여 설명한다.
C는 오스테나이트 형성 원소이다. 이러한 효과를 달성하기 위해서는 0.01 wt%가 필요하다. 따라서, 특허청구범위 제5항에서는 C의 오스테나이트 형성 효과를 보장하기 위하여 C 함량의 하한을 0.03wt%로 설정한다. 그러나, C 함량이 0.1wt%를 초과하면, 특허청구범위 제1항에 따라 냉간 압연 후에 실시하는 강의 탈탄이 곤란해진다. 따라서, 특허청구범위 제3항에서는, 한편으로 C의 오스테나이트 형성 효과와 다른 한편으로 강의 탈탄과 관련된 비용 사이의 균형을 최적화하기 위하여, C의 함량의 상한을 0.05wt%로 한정한다.
본 발명에 따른 강 내에 0.3wt%까지 존재하는 Cu는 결정립 성장 억제제로서 작용하는 구리 황화물의 형성을 가능하게 한다. MnS에 비하여, 구리 황화물의 장점은 고용 온도가 낮다는 점이다. 따라서, 특허청구범위 제5항에서는, 이러한 효과를 달성하기 위하여, 최소 Cu 함량을 0.05wt%로 규정한다. Cu 함량이 0.3wt%를 초과하면 석출물의 바람직하지 않은 조대화가 일어날 수 있다.
Mn은 강의 열간 가공성을 향상시키고 오스테나이트 안정화 효과가 있다. MnS도 결정립 성장 억제제로서 작용한다. 따라서, 특허청구범위 제5항에서는, 이러한 효과를 달성하기 위하여 최소 Mn 함량을 0.05wt%로 규정한다. 그러나, Mn 함량이 0.15%를 초과하면 석출물의 바람직하지 않은 조대화가 일어날 수 있고, 따라서 MnS의 결정립 성장 억제 효과가 달성되지 않을 수 있다.
Cu 또는 Mn의 존재에 따라, S는 구리 및/또는 망간 황화물을 형성하는 데 필요하다. 그러나, S 함량이 0.06%를 초과하면 황화물 형성 효과가 포화한다.
AlN도 본 발명에 따른 방법으로 제조된 강 내에 억제제로서 작용할 수 있다. 특허청구범위 제5항에서 규정하고 있는 바와 같이, Al을 최소 0.015wt%의 함량으로 첨가하고 N을 최소 0.005wt%의 함량으로 첨가함으로써, Al과 N의 존재에 의한 억제제로서의 효과가 안정적으로 달성될 수 있다. Al 함량이 0.065wt%를 초과하고 N 함량이 0.015wt%를 초과하면 본 발명의 방향성 전기 강판의 자속 밀도가 감소하게 된다.

본 발명에 따라서, 방향성 전기 강판의 제조를 위한 주조/압연 공정으로부터 도출한 전술된 장점을 이용가능하게 하기 위해서는, 열간 압연 변수들이 재료가 충분히 연질화 상태로 유지하도록 선택되어야 한다. 시험들은 방향성 전기 강판을 위한 시험재에 있어서, 연성이 만약 스트랜드가 대략적으로 800℃로 응고 후 냉각되고 그 후 단지 균열로, 예를 들면 1150℃에서 짧은 시간 유지될 경우 최대이어야 하고, 동시에 균일하게 전체적으로 가열되어야 하는 것을 보여주고 있다. 그러한 재료는 만약 제1 성형 패스가 20% 이상의 변형으로 1150℃ 아래의 온도에서 실행된다면 바람직한 열간 압연성을 가지고, 그 후 압연 스톡(stock)은 적어도 두 개의 연속적인 성형 패스로 고압 중간 스탠드 냉각 장치의 수단에 의하여 1000℃ 미만의 압연 온도에서 40 내지 80mm의 중간 두께가 된다. 이는 연성을 위한 임계인 1000℃ 주변의 온도 영역에서 압연 스톡이 변형되는 것을 방지한다.

표 1은 네 개의 강의 화학성분을 보이고 있는 것으로, 본 발명에 따른 방법을 통해서 열간 압연을 위한 안전성이 조사되었다.

화학성분 (wt%)

강	C	Si	Mn	S	Al	N	Cu	Sn
A	0.076	3.25	0.077	0.025	0.025	0.008	0.07	0.12
B	0.060	3.15	0.077	0.025	0.027	0.008	0.07	0.08
C	0.040	3.15	0.085	0.027	0.022	0.008	0.08	0.07
D	0.030	3.15	0.063	0.020	<0.003	<0.005	-	-

상기 시험들은 간단히 중심 영역에서 용해되었고 그 다음에 각각 2.8m/min와 4.5m/min의 주조 속도(Vg)에서 60mm 박슬라브로 냉각된 20mm 둥근 인장 시험편으로 실행되었다. 냉각은 800℃에서 종결하였다. 연속로 사이클 후, 시편들은 온도 (Tw)로 가열되었고 여러 시간(tw) 동안 유지되었다. 그 후 시편들은 상기 온도(Tw)에서 인장시험되었다.

그 시험의 결과를 표 2에 나타내었다.

주조상태에서 강의 연성을 측정하기 위한 열간 인장시험

			강 A	강 B	강 C	강 D
Vg	Tw	tw	Z	Z	Z	Z
(m/min)	(℃)	(min)	(%)	(%)	(%)	(%)
2.8	1130	0	49	73	72	> 95
2.8	1130	50	33	45	60	> 95
2.8	1050	12	45	52	67	> 95
2.8	1000	17	24	47	59	> 95
						> 95
4.5	1130	0	40	58	71	> 95
4.5	1130	50	32	48	56	> 95
4.5	1050	12	40	50	47	> 95
4.5	1000	17	23	50	45	> 95

Vg = 주조 속도 Tw = 가열 온도

tw = Tw에서 유지 시간 Z = 파괴 수축

상기 파괴 수축은 연성의 필수적인 특징이다. 데이타를 통해 볼수 있는 바와 같이, 상기 강들은 그들의 화학성분에 의존하여 특별한 응력 사이클에 대하여 여러 민감도로 반응하였다. 강 D는 가장 낮게 나타났고 강 A는 가장 높은 손실의 파괴 수축/연성을 보였다.

본 발명에 따른 단계들의 효과는 강 A에 의해 가장 두드러지게 증명되었다. 두 개의 주조 속도에서 1130℃와 1050℃의 가열 온도는 비교적으로 만족스러운 파괴 수축을 나타낸 반면에, 1000℃의 가열 온도는 연성의 감소를 초래하였다. 또한 후자는 상기 가열 온도에서 연장된 유지 시간에 적용된다.

1000℃ 주변 가열 온도대는 전술된 방법을 통해서 강 B를 위해 조사되었다. 그 결과를 표 3에 나타내었다.

가열 온도(Tw)에 대한 강 B의 파괴 수축(Z)

Tw (℃)	1100	1050	1000	950	900	850
Z (%)	65	50	45	55	60	65

(Vw = 2.8 m/min, tw = 20 분)

표 3의 파괴 수축 값은 강의 연성이 1100℃ 내지 1000℃ 범위의 온도에서 감소하였고 1000℃ 미만의 온도에서는 다시 증가하는 것을 보이고 있다.

방향성 전기 강판 제조용의 전술된 주조/압연 공정의 바람직한 적용을 위해서, 또한 억제제 상이 적합한 방법으로 형성되어야 한다. 이러한 관점에서 세 개의 기본 가능성이 특허청구범위 제3항, 제4항 및 제5항에 설명되었다.

특허청구범위 제3항에서 언급된 가능성은 종래 연속 주조와 비교하여, 주조에 이어서 응고가 매우 빠르게 실행될 수 있는 사실을 근거로 하였다. 예를 들면, 단지 두께가 65mm인 스트랜드에 의하면, 두께가 250mm인 스트랜드보다 실질적으로 더욱 빠르게 열이 제거되었다. 한편 상기 이유로 종래 두꺼운 슬라브는 단지 매우 조대한 황화물, 특히 억제제로써 작용할 수 없는 MnS 입자들이 존재하고, 정확하게 선택된 주조 속도로 훨씬 얇은 스트랜드의 빠른 냉각은 열간 압연 후 곧바로 이용가능한 억제제를 가질 가능성을 제공한다.

황화물 입자들의 완전한 석출은 균열로에서 가열을 통하여 균질화되는 동안 발생할 수 있는 것으로, 이 때에 가능한 한 상기 균열로를 관통한 빠른 통과가 상기 목적으로 되어야 하고, 그 결과 입자들이 매우 크게 성장하지 않음에 따라서, 억제제 효과는 약해지게된다. 따라서 상기 방법을 통해 제조된 열간 스트립은 완전한 억제제 상을 포함한다.

황화물 억제제 상 입자들을 가능한 한 미세하게 분포하여 석출시키기 위해서, 상기 Mn 함량은 0.050 내지 0.100%의 범위가 되어야 하고 S 함량은 0.015 내지 0.035% 범위로 되어야 한다. 상기 성분들의 매우 적은 비율은 억제제를 위한 적정 양의 기질을 방지한다. 매우 높은 비율은 매우 조대한 입자 석출을 야기시킨다. 따라서 Mn 및 S 의 비율이 0.05 내지 0.10%의 Mn 및 0.015 내지 0.35%의 S로 제한되어야 한다.

상기 가공 방법에 의하면, 중간 소둔을 가진 다수 단계 냉간 압연을 수행하는 것이 불필요하겠지만, 그러나 열간 스트립 두께는 추가 공정이 단지 하나의 냉간 압연 단계로 발생할 수 있도록 작게 조절될 수 있다. 냉간 압연의 수준은 45 내지 75%의 범위로 되어야 한다.

이는 공정의 상당한 장점이 몇 개의 단계를 통해서 냉간 압연되지 않지만, 어떤 상황에서는 본 발명에 의존하여, 선택된 고정 두께의 열간 스트립만을 제조하고 다수 단계 냉간 압연에 의해 냉간 형상화의 수준을 적용하기 위해 논리학상 장점을 가질 수 있다는 사실이다.

따라서 특허청구범위 제3항에서 설명된 것과 같은 방법은 중간 소둔을 가진 다수 단계 냉간 압연을 제공한다.

특허청구범위 제4항은 800 내지 1100℃에서 바람직하게 실행될 소둔을 설명하였다. 다른 방법으로 권취 온도는 900℃와 동등하거나 보다 낮게 조절될 수 있다. 이러한 소둔은 열간 스트립내 입자 조직을 개선하고, 특히 표면 부근 영역에서 추가 공정 단계를 위해 중요한 조직의 크기를 증가시킨다. 추가 억제제는 전술된 열처리로 형성되지 않았다.

특허청구범위 제5항은 열간 스트립이 그들의 최종 형태 내에서 입자 성장 억제제를 여전히 포함하지 않지만, 그러나 균열 소둔시 상응한 억제제 입자들을 형성하는 능력을 가지는 특징이 있는 방법을 설명하고 있다. 구리 황화물과 알루미늄 질화물은 특히 상기 목적을 위해 적합한 억제제이다. 이러한 공정 절차는 열간 스트립 제조(주조, 응고, 균열 소둔, 열간 압연)가 억제제 상의 바람직한 형성을 위한 최적 조건으로 되지 않는 장점을 가지며, 이는 부가적인 자유도를 나타낸다. 그러나, 주조 스트랜드의 냉각 속도는 너무 조대화되지 않은 박슬라브의 입자 조직을 위해 충분히 커야 한다. 상기 목적을 위해 이는 균열로에서 가능한 한 유지 시간을 짧게하는 것으로 선택되는 것이 바람직하다. 상기 억제제 입자들의 석출은 950 내지 1150℃에서 열간 스트립의 석출 소둔시 발생하는 것으로 특별히 빠른 냉각 속도에 의해 종결된다. 상기 소둔 처리에서 억제제 상 형성 성분은 용강 내부로 침투하고, 그 후 억제제 상은 매우 빠른 냉각 수단, 바람직하게는 20 k/sec를 초과하는 분사된 물로 미세하게 분산되어 석출된다. 상기 가공 방법은 구리 황화물이 예를 들면, MnS보다 현저히 낮은 용해 온도 및 더욱 빠른 반응 이론을 가지기 때문에 가능하다. 오스테나이트인 AlN에도 동일하게 적용되었다. 따라서 특허청구범위 제3항에서 설명된 것 보다 더 높은 탄소 함량의 사용이 권고되어진다. 탄소 함량은 적어도 적은 범위에서도 발생할 수 있는 오스테나이트 변태보다 많아야 한다. 그러나, 만약 0.10% 를 초과하여 선택되어진다면 탈탄성의 문제를 일으킬 수 있다.

냉간 형상도는 70 내지 90% 로, 즉 특허청구범위 제3항에서 설명된 바와 같은 방법을 통해서 현저히 높게 가질 수 있다. 따라서 높은 에너지 도입과 제2 입자 성장의 높은 구동력은 특허청구범위 제5항에서 설명된 바와 같은 방법으로 상응하게 높은 억제제 효과를 상쇄시킨다. Hi-B 공정과 유사하게, 결과는 특허청구범위 제3항에 따라서 제조된 재료와 비교하여, 더 좋은 집합조직의 선택과 마무리된 스트립내에서 예민한 고스 위치 및 마직막으로 개선된 자기 특성을 가진다.

특허청구범위 제6항에서 방법은 이용된 억제제가 독단적인 AlN인 것을 특징으로 하였다. 상기의 장점은 용강내에서 열간 압연성을 촉진하고 재료의 취성을 감소시킨 구리 및 황에 대해서 완전히 회피 상태에 놓이게 한다. 특허청구범위 제3항에서 설명된 방법과 유사하게, 용강 내에 존재한 억제제 형성 성분들(Al, N)은 주조 스트랜드의 높은 냉각 속도에 의해 석출물로부터 부분적으로 방지된다. 그럼에도 불구하고 석출된 어떠한 입자들은 단지 적다. 완전한 석출물은 특허청구범위 제3항과 같이 균열로에서 가열을 통하여 균질화되는 동안 발생한다.

또한, 만약 충분히 높은 탄소 함량이 충분한 오스테나이트가 열간 스트립의 석출 소둔에서 생성되는 것을 보장한다면, 상기 열간 스트립은 억제제로써 작용할 수 있는 AlN 입자들을 석출시키기 위한 능력을 가질 수 있다. 따라서 상기 재료에서 조절된 전체 억제제 효과는 스트랜드의 냉각이 얼마나 빠른가에, 즉 얼마나 많은 효과적인 억제제가 자발적으로 초기에 형성할 수 있는가에 의존한다. 또한 상기는 추가로 얼마나 많은 억제제가 열간 스트립의 석출시 생성되는 가에 의존하는 것으로, 이는 필수적으로 탄소 함량에 의존한다. 다른 냉각 형상화는 상기 전체 억제 효과의 강도에 의존하여 조절되어야 한다.

특허청구범위 제7항과 제8항에는 보충적인 방법 형태들이 특허청구범위 제1항 내지 제6항에 약술된 방법의 적용을 실행하여 청구되었다.

0.10% 이하의 인(P)의 첨가는 재료의 취성과 같은 마이너스 효과의 발생없이 응고 조직의 미세한 조직 형성을 부여한다.

주로 액상 온도를 초과하는 최대 25k로 주조하는 동안 과열 온도를 제한하기 위한 특허청구범위 제7항에 청구된 단계는 가능한한 균질하고 미세한 입자와 같은 응고 조직을 만들기 위한 특허청구범위 제6항에서 설명된 단계와 같이 기본적으로 동일한 목적을 가진다. 만약 상기 용강이 상응한 합금의 액상 바로 위의 온도로 주조된다면, 결과는 실질적으로 소구(小球) 응고 조직이고, 수지상정(dendrite) 성장이 제한된다. 일반적으로 방향성 전기 강판의 제조에서는 가능한 한 응고 조직을 미세하게 조절하는 것이 중요하며, 그 결과 집합조직과 조직의 발전이 슬라브/박슬라브의 체적내에서 가능한 만큼 균질하게 발생할 수 있다. 또한 가능한 한 미세 조직은 바람직하게 미세하게 분산된 억제제 상의 석출물을 부여한다.

특허청구범위 제8항은 최종 스트립 두께로 냉간 압연된 스트립을 질화 처리함으로써 매트릭스내에 100nm 이하의 충분히 큰 비율의 크기인 추가 AlN 입자들을 형성하기 위해 전체 억제제 효과를 재강화하는 가능한 방법을 나타내고 있다.

어쨌든, 얻어진 추가 AlN 입자들은 2차 재결정 시작전에 매트릭스내에 형성되어야 하고, 그 결과 그들은 2차 재결정에 더욱 바람직한 영향을 미칠 수 있다. 상기 질화 처리는 예를 들면, 질소 함유 소둔 분위기에 의해 고온 소둔의 시작시 가열 단계에서 실행될 수 있다. 그러나, 이는 주로 MgO-함유 소둔 분리제에 대한 부가물로써 생성될 수 있는 것으로, 그러한 부가물은 고온 소둔 초기에 질소를 제거하는 기질을 구성하고, 그 후 매트릭스 내에 확산될 수 있다. 이러한 관계에서 매우 효과적인 질화 방법은 탈탄 소둔의 말미에서 공정의 상응한 단계를 개입시키기 위한 것이고, 그 결과 질소는 소둔 가스로부터 스트립 내부로 확산할 수 있다.

0.2% 이하의 양인 As, Sn, Sb, Te 및 Bi와 같은 입계에서 편석 성분들은 2차 재결정의 안정화와 고스 집합조직에 바람직한 영향을 미친다.

Claims

중량 퍼센트(wt%)로

2.5 내지 4.0%의 Si,

0.01 내지 0.10%의 C,

0.30% 이하의 Cu,

0.15% 이하의 Mn,

0.060% 이하의 S,

0.065% 이하의 Al,

0.015% 이하의 N,

0.10% 이하의 P, 및

Fe와 불가피한 불순물의 잔부를 함유하는 강을 용해하는 단계와,

700℃를 초과하는 온도로 냉각되어 응고되는 두께가 25 내지 100mm인 스트랜드(strand)로 상기 용강을 연속 주조하고, 그 다음에 곧 바로 박슬라브로 분할하는 단계와,

그 다음에 공정 라인에 설치되고 1170℃ 이하의 온도에서 최대 60분 동안 상기 박슬라브들을 재가열하는 균열로(equalisation furnace)를 관통하여 통과시키는 단계와,

그 다음에 두께가 0.5 내지 3.0mm인 열간 스트립을 제조하기 위하여 공정 라인에 설치되고 제1 성형 패스가 1150℃ 이하의 압연 스톡 온도에서 20% 이상의 두께의 감소율로 실행되는 다수의 스탠드(stand) 열간 압연기로 상기 박슬라브를 연속 압연하는 단계와,

그 다음에 상기 열간 스트립을 권취하는 단계와,

그 다음에 재결정 중간 소둔을 구비한 하나 이상의 단계에서 0.15 내지 0.50mm의 최종 두께로 상기 온간 스트립을 냉간 압연하는 단계와,

그 다음에 상기 냉간 스트립을 재결정 및 탈탄을 위해 어닐링하고 주로 MgO를 함유한 어닐링 분리제를 제공하고 고스(Goss) 조직을 얻기 위해 최종적으로 소둔하는 단계와,

상기 최종적으로 소둔된 냉간 스트립을 전기 절연재로 코팅하고 응력 이완 소둔을 행하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강판 제조 방법.
제1항에 있어서, 40mm 미만의 중간 두께에서 8mm 이상의 중간 두께로 압연 스톡(stock)을 열간 압연하는 동안, 두 개 이하의 연속적인 성형 패스에서 고압 냉각 장치의 수단에 의해 1000℃ 미만의 온도로 냉각시키고 최종 두께로 압연하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강판 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서, C, Mn 및 S의 함량을, 중량 퍼센트(wt%)로,

0.01 내지 0.050%의 C,

0.05 내지 0.10%의 Mn,

0.015 내지 0.035%의 S로 더욱 한정한 용강을 박슬라브로 주조하는 단계와, 균질 소둔 후 0.7 내지 1.3mm의 최종 두께로 열간 압연하는 단계와, 최종 냉간 형상 단계에서 45% 내지 75% 범위의 두께의 감소율로 스트립을 냉간 압연하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강판 제조 방법.
제3항에 있어서, 상기 열간 스트립이 800 내지 1100℃에서 소둔되거나 900℃ 이하의 온도에서 권취되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강판 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서, 중량 퍼센트(wt%)로,

2.5 내지 4.0%의 Si,

0.03 내지 0.1%의 C,

0.05 내지 0.10%의 Mn,

0.015 내지 0.035%의 S,

0.05 내지 0.3%의 Cu,

0.015 내지 0.065%의 Al,

0.005 내지 0.015%의 N,

0.10% 이하의 P, 및

철과 불가피한 불순물의 잔부를 함유하는 상기 열간 스트립이 용강으로부터 박슬라브로 주조되는 단계와,

균열 소둔 후 0.5 내지 3.0mm의 두께로 열간 압연하는 단계와

950 내지 1150℃에서 30 내지 300초 동안 상기 열간 스트립을 석출 소둔하고 20k/sec 이상의 냉각 속도로 연속적으로 가속 냉각시키는 단계를 포함하고, 상기 소둔은 70% 내지 90% 두께의 감소율로 냉간 성형의 최종 단계전에 실행되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강판 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서, S, Cu, Al 및 N의 함량을, 중량 퍼센트(wt%)로,

0.010% 이하의 S,

0.010% 이하의 Cu,

0.015% 이상 0.065% 이하의 Al, 및

0.005% 이상 0.015% 이하의 N으로 더욱 한정한 용강을 박슬라브로 주조하고 0.5 내지 3.0mm 두께로 열간 압연하는 단계와, 1000℃ 내지 1150℃에서 30 내지 300초 동안 상기 열간 스트립을 석출 소둔하고 연속적으로 20k/sec 이상의 냉각 속도로 가속 냉각시키는 단계와, 그 후 45% 내지 90% 두께의 감소율로 최종 냉간 성형하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강판 제조방법.
제1항에 있어서, 상기 용강이 액상 온도를 초과하는 최대 25k의 과열 온도로 주조되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강판 제조 방법.
제1항에 있어서, 추가 AlN 입자들은 최종 스트립 두께로 냉간 압연된 스트립의 질화처리에 의해 100nm의 최대 입자 사이즈로 형성되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강판 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,

상기 용강은 As, Sn, Sb, Te 및 Bi의 성분 중 하나 이상을 각각 중량 퍼센트로 0.2% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강판 제조 방법.
제5항에 있어서,

상기 용강은 As, Sn, Sb, Te 및 Bi의 성분 중 하나 이상을 각각 중량 퍼센트로 0.2% 이하 함유하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강판 제조 방법.