KR101059212B1 - 열연판 소둔 생략한 자기특성이 우수한 방향성 전기강판 및그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 변압기, 전동기, 발전기 및 기타 전자기기 등의 철심 재료로 사용되는 방향성 전기강판에 관한 것으로서, 그 목적은 HGO(High permeability grain oriented electrical steel)급의 방향성 전기강판의 제강단계에서 C 및 Si 등의 성분함량을 제어함과 아울러 동적재결정을 발생시키기 위해 필요한 변형량을 조절하는 제어압연을 통해 열간압연조직의 균질화 및 석출물의 균질화를 도모하며, 열간압연후 권취구간까지의 냉각속도를 조절하고, 탈탄 및 질화소둔을 통해 1차 재결정립의 성장을 제어하며, 최종소둔시 고스집합조직을 형성하여 열연판 소둔없이도 자기특성이 우수한 방향성 전기강판을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 데 있고,

본 발명은 전기강판용 슬라브를 재가열한 후, 재가열된 슬라브를 열간압연후 권취하며, 얻어진 열연판에 열연판소둔의 행함없이 1회 강냉간압연하여 최종 판두께로 하고, 1차 재결정 소둔 및 계속해서 2차 재결정 소둔을 실시하는 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서, 상기 열간압연은 동적재결정을 발생시키기 위해 필요한 변형량을 0.2 ~ 0.9 로 부여하는 제어압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법 및 상기 제조방법에 의해 제조된 자기특성이 우수한 방향성 전기강판에 관한 것이며,

본 발명은 방향성 전기강판의 열연판 소둔 공정을 생략함으로써 생산원가를 크게 낮출 수 있고, 동적재결정 제어압연을 통해 열간압연조직의 균질화 및 석출물의 균질화를 도모하며, 열간압연후 권취구간까지 냉각속도를 조절하고, 최종소둔시 (110)[001] 방위의 집적도가 높은 고스집합조직을 형성함에 의해 공정의 복잡한 제어없이 안정적인 제조방법으로 자기적 특성이 우수한 방향성 전기강판을 제조할 수 있는 효과가 있다.

방향성, 강판, 제어압연, 동적재결정, 고스, 오스테나이트, 탈탄, 질화

Description

열연판 소둔 생략한 자기특성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법{THE GRAIN-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEETS OF AN ELLIPTICAL TYPE OF HOT BAND ANNEALING HEAT TREATMENT WITH HIGH MAGNETIC PROPERTY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 발전기와 같은 대형 회전기 및 각종 변압기와 전자기기의 철심재료로 사용되는 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 동적재결정 제어압연에 의해 변형량을 조절하여 열간압연조직의 균질화 및 석출물의 균질화를 도모하여 열연판 소둔을 생략할 수 있는 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 방향성 전기강판은 냉간압연과 소둔공정을 통하여 압연방향으로 (110)[001] 방향이 배향된 집합조직(일명 '고스집합조직'이라고도 함)을 갖고 있는 재료를 말한다. 이러한 방향성 전기강판에 있어서 (110)[001] 방향은 철의 자화가 용이한 방향으로 그 배향된 정도가 높을수록 자기적 특성이 우수하게 된다.

일반적으로, 방향성 전기강판에 요구되는 특성으로는 자속밀도와 철손 등이 있다. 상기 자속밀도는 클수록 우수한 것으로, 자장의 강도가 1000Amp/m 에서 측정 되는 B10의 값이 사용된다. 또한, 철손은 작을수록 우수한 것으로, 주파수 50Hz 및 자기장 1.7T(테슬라)에서의 kg당 손실(Watt)로 나타낸다.

한편, 방향성 전기강판의 2차 재결정 공정은 결정립 성장 억제제에 의해서 1차 재결정된 입자들의 정상적인 성장이 억제된 가운데 자기적 특성이 우수한 고스결정립(Goss grain)만을 선택적으로 성장시켜 고스집합조직(Goss texture)을 확보하는 공정이다. 따라서, 방향성 전기강판이 2차 재결정 공정을 통하여 우수한 자기적 특성을 나타내기 위해서는 결정립 성장 억제제인 AlN, MnS와 같은 석출물을 미세하게 석출시켜 1차 재결정립의 정상적인 성장을 억제하여 2차 재결정의 구동력을 증가시켜 고스집합조직을 강화해야 한다.

일반적인 방향성 전기강판은 주로 2 ~ 4 %의 실리콘과 결정립 성장 억제제(Inhibiter)로 MnS 등을 함유하며, N. P. Goss가 냉간압연법에 의한 방향성 전기강판 제조방법을 발명한 이래 최근까지 슬라브를 잉곳 또는 연주 공정을 거쳐 슬라브로 주조한 후 재가열 - 열간압연 - 예비소둔, 중간소둔이 포함된 2회 냉간압연 - 탈탄소둔 - 융착방지제 도포 - 최종 고온소둔의 매우 복잡한 공정을 통하여 최종제품으로 완성된다.

방향성 전기강판에 대한 연구의 역사는 철손저감 노력의 역사라 해도 과언은 아닌데, 상기 연구들의 주요한 개선내용은 제품의 두께를 얇게 하거나, 성분에 첨가원소를 다양하게 첨가하며, 제품에 레이저를 조사하여 자구를 미세하게 하는 것 등이 있다. 그러나 이러한 방법들은 제조원가를 상승시키고, 제조방법을 복잡하게 하는 것들이고, 최근에 자성을 개선하는 연구가 한계에 도달하면서 제조원가의 절 감을 위한 연구들이 많이 진행되고 있다.

방향성 전기강판의 제조원가를 절감하기 위한 종래기술로는 대한민국 특허출원 1996-63078, 1996-71517, 1997-53791, 1997-37247호 등이 있는데, 슬라브 저온가열을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다. 기존의 고온슬라브 가열방식은 재료의 회수율이 낮고 제조원가가 비싼 반면, 저온슬라브 가열방식은 재료의 회수율이 좋고 후공정에서도 재료의 손실이 적을 뿐만 아니라 고온의 열간압연을 필요로 하지 않아 제조원가를 절감할 수 있다.

그러나, 저급재인 CGO(Conventional grain oriented electrical steel)급의 방향성 전기강판은 2차 재결정의 엄밀한 제어를 요구하지 않기 때문에 열연판소둔 공정을 생략하는 제조방법을 통상적으로 채택하고 있지만, HGO(High permeability grain oriented electrical steel)급의 경우에는 상기 고온슬라브 가열과 저온슬라브 가열 모두 열연후 조직의 불균일화를 해소하고 석출물을 미세하게 석출 분산시킬 목적으로 열연판 소둔을 반드시 실시해야 하므로 제조원가가 크게 절감되지 않는 문제가 있다. 또한, 상기 열연판 소둔은 공정중 다량의 열에너지를 소비할 뿐만 아니라 방향성 전기강판을 위한 공장을 신증설할 경우 반드시 열연판 소둔로를 건설해야 하므로 막대한 투자비가 소요되며 제조공정을 복잡하게 하는 문제점이 있다.

상기 열연판 소둔에 따른 비용상승 문제를 해결하기 위한 열연판 소둔을 생략하는 방향성 전기강판의 제조방법에 대한 종래기술로는 대한민국 특허공보 1994-0008934호가 있다. 상기 종래기술에 의하면 열간압연후 600 ℃ 이하에서 권취하여 열연판 소둔을 생략할 수 있다고 기재되어 있다. 하지만 단순히 저온 권취 공정만으로는 열연판 소둔을 생략하여 자기특성이 우수한 방향성 전기강판을 얻을 수 없다는 문제점이 있다.

또한, 열연판 소둔을 생략할 수 있는 다른 종래기술로는 대한민국 특허등록 0139247호가 있다. 상기 종래기술에서는 조질 열간압연의 압하율과 Al과 N의 양에 따른 열간압연온도의 조절 등을 통하여 열연판 소둔을 생략하는 제조방법을 제시하고 있다. 그러나 상기 종래기술은 제조방법이 매우 까다로울 뿐만 아니라, 슬라브의 성분에 따라서 제조방법을 계속해서 바꾸어야 하므로 실제 공정에 적용시 생산성이 저하되는 문제점이 있다.

또한, 열연판 소둔을 생략할 수 있는 또 다른 종래기술로는 일본 특허등록 2878501호가 있다. 상기 종래기술은 Al, N의 양을 Al(%)-27 / 14N(%) > 0.01 로 관리하여 열연판 소둔을 생략하고 있으나, 상기 종래기술은 AlN 석출물을 제대로 제어하기가 어려운 문제점이 있다.

본 발명은 변압기, 전동기, 발전기 및 기타 전자기기 등의 철심 재료로 사용되는 방향성 전기강판에 관한 것으로서, 그 목적은 제강단계에서 C 및 Si 등의 성분을 제어함과 아울러 동적재결정을 발생시키기 위해 필요한 변형량을 조절하는 제어압연을 통해 열간압연조직의 균질화 및 석출물의 균질화를 도모하며, 열간압연후 권취구간까지의 냉각속도를 조절하고, 탈탄 및 질화소둔을 통해 1차 재결정립의 크기를 제어하며, 최종소둔시 고스집합조직을 형성하여 열연판 소둔없이도 자기특성이 우수한 방향성 전기강판을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 데 있다.

본 발명은 전기강판용 슬라브를 재가열한 후, 재가열된 슬라브를 열간압연후 권취하며, 얻어진 열연판에 열연판소둔의 행함없이 1회 강냉간압연하여 최종 판두께로 하고, 1차 재결정 소둔 및 계속해서 2차 재결정 소둔을 실시하는 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서, 상기 열간압연은 동적재결정을 발생시키기 위해 필요한 변형량을 0.2 ~ 0.9 로 부여하는 제어압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.

또한, 본 발명의 상기 슬라브 재가열은, 중량%로 C : 0.04 ~ 0.1 %, Si : 2.0 ~ 4.5 %, 산가용성 Al : 0.005 ~ 0.04 %, Mn : 0.20 % 이하, S : 0.01 % 이하, P : 0.005 ~ 0.05 %, N : 0.01 % 이하를 함유하는 것과 동시에 Sn : 0.01 ~ 0.3 % 및 Sb : 0.01 ~ 0.3 % 로부터 선택되는 1종류 또는 2종류를 함유하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1050 ~ 1250 ℃ 온도에서 재가열하여 페라이트와 오스테나이트의 복합조직내에 상기 오스테나이트의 분율이 14 % 이상 60 % 이하가 되도록 제어하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.

또한, 본 발명의 상기 강슬라브 내의 C 및 Si가 16 ≤ Si / (C + 0.1) ≤ 23 을 만족하는 화학조성을 구비하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.

또한, 본 발명의 상기 권취는 상기 열간압연후 15℃/초 이상의 냉각속도로 600 ℃ 이하의 온도까지 급냉하여 권취하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.

또한, 본 발명의 상기 냉간압연은 1회 강냉간압연법으로 최종 판두께를 0.23 mm 이하로 냉간압연하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.

또한, 본 발명의 상기 1차 재결정 소둔은 상기 냉간압연후 800 ~ 950 ℃ 온도에서 탈탄소둔 및 수소와 질소의 혼합가스 분위기에서 질화소둔을 동시에 행하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.

또한, 본 발명의 상기 1차 재결정 소둔의 재결정립을 14 ~ 28 ㎛ 의 크기로 제어하여 상기 2차 재결정 소둔의 개시온도를 950 ~ 1150 ℃로 제어하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.

또한 본 발명은 상기 제조방법들에 의해 제조된 자기특성이 우수한 방향성 전기강판을 제공한다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 방향성 전기강판의 열연판 소둔 공정을 생략함으로써 생산원가를 크게 낮출 수 있고, 동적재결정 제어압연을 통해 열간압연조직의 균질화 및 석출물의 균질화를 도모하며, 열간압연후 권취구간까지 냉각속도를 조절하고, 최종소둔시 고스집합조직을 형성하는 등 공정의 복잡한 제어없이 안정적인 자기적 특성을 확보할 수 있는 효과가 있다.

이하, 본 발명의 구성에 대하여 상세하게 설명한다.

상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은 전기강판용 슬라브를 재가열한 후, 재가열된 슬라브를 열간압연후 권취하며, 얻어진 열연판에 열연판소둔의 행함없이 1회 강냉간압연하여 최종 판두께로 하고, 1차 재결정 소둔 및 계속해서 2차 재결정 소둔을 실시하는 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서, 상기 열간압연은 동적재결정을 발생시키기 위해 필요한 변형량을 0.2 ~ 0.9 로 부여하는 제어압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법 및 상기 제조방법에 의해 제조된 자기특성이 우수한 방향성 전기강판을 제공한다.

열연판 소둔을 생략하게 되면 2차 재결정이 불안정해져 자성이 악화된다. 그러므로 열연판 소둔을 생략할 때에는 2차 재결정을 안정화 시킬 필요가 있다. 열연판 소둔 생략에 의해 자성이 나빠지는 이유는 석출물이 균질화되지 못하고, 집합조직의 발달이 2차 재결정에 불리하게 형성되기 때문이다. 또한, 열연판 소둔을 생략 하면 (110)[001] 강도가 감소하여 2차 재결정의 핵이 줄어들고 [001]축이 압연방향으로부터 벗어난 결정립이 2차 재결정되어 결과적으로 자성이 좋지 않게 된다.

본 발명자들은 열연판 소둔 생략으로 인하여 일어나는 상기 현상들이 동적재결정을 발생시키기 위해 필요한 변형량을 0.2 ~ 0.9 로 부여하는 제어압연을 실시함에 의해 열간압연조직 및 AlN 석출물의 불균질화를 방지할 수 있음을 발견하였다.

먼저 본 발명의 성분 한정이유에 대하여 보다 자세하게 설명한다.

C : 0.04 ~ 0.1 중량%

C는 본 발명의 핵심원소로서 0.04 중량% 이상을 첨가하여 슬라브내에 오스테나이트 분율을 14 ~ 60% 함유하도록 하여 동적재결정을 유도하고 불균질한 열간압연조직을 균질한 페라이트 기지조직으로 제어함에 의하여 미세한 AlN 석출물을 석출시킬 수 있으며, 급냉하여 오스테나이트상을 강도가 높은 베이나이트상 또는 마르텐사이트상으로 변태시킬 수 있으며, 냉간압연시 변형응력 집중에 따른 (110)[001]방향으로 배향도가 높은 고스집합조직을 형성할 수 있게 된다. 다만, 0.1 중량% 이상을 첨가하게 되면 권취 및 냉각과정에서 조대한 탄화물이 형성될 수 있으며 상온에서 세멘타이트(Fe₃C)를 형성하여 페라이트와 세멘타이트의 혼합조직인 펄라이트(Pearlite)를 형성하거나 흑연(graphite)을 형성하여 불균일한 조직을 초 래하게 되고, 자기시효에 의한 품질열화를 야기하게 된다. 따라서 탄소의 함량은 0.04 ~ 0.1 중량%로 한정한다.

Si : 2.0 ~ 4.5 중량%

Si는 강의 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 역할을 한다. Si의 함량이 2.0 중량% 미만인 경우에는 강의 비저항이 작게 되어 철손 특성이 열화되고 고온소둔시 상변태구간이 존재하여 2차 재결정이 불안정해지므로 바람직하지 않으며, 4.5 중량% 초과인 경우에는 취성이 커져 냉간압연이 극히 어려워지므로 좋지 않다. 따라서 Si의 함량은 2.0 ~ 4.5 중량%로 한정한다.

산가용성 Al : 0.005 ~ 0.04 중량%

산가용성 Al은 열간압연공정중 미세하게 석출된 AlN 이외에도 냉간압연이후 질화소둔 공정에서 질소이온이 강중에 고용상태로 존재하는 Al, Si, Mn과 결합하여 (Al, Si, Mn)N 형태의 질화물을 형성함으로써 강력한 결정립 성장 억제제의 역할을 수행하게 되며, 그 함량이 0.005 중량% 미만인 경우에는 결정립 성장 억제력을 기대할 수 없고, 그 함량이 0.04 중량%를 초과하는 경우에는 조대한 AlN을 형성함으로서 결정립 성장 억제력이 떨어지게 된다. 따라서 산가용성 Al의 함량은 0.005 ~ 0.04 중량%로 한정한다.

Mn : 0.20 중량% 이하

Mn은 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과가 있고, 질화처리에 의해 도입되는 질소와 반응하여 (Al, Si, Mn)N의 석출물을 형성함으로써 1차 재결정립의 성장을 억제하여 2차 재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 그 함량이 0.20 중량%를 초과하게 되면 강판 표면에 Fe₂SiO₄ 이외에 Mn 산화물(Mn Oxide)이 형성되면서 고온소둔중에 형성되는 베이스코팅을 방해하여 표면 품질이 다소 떨어지게 된다. 따라서 Mn의 함량은 0.2 중량% 이하로 한정한다.

S : 0.01 중량% 이하

S 함량이 0.01 중량%를 초과 함유하는 경우에는 주조시 슬라브 중심부에 편석하여 이후공정에서의 미세조직을 제어하기 어렵게 되고 열간압연시 고용온도를 높이므로 가능한 한 함유되지 않도록 제어하는 것이 바람직하지만 제강시에 함유되는 불가피한 불순물의 일종이다. 본 발명에서는 MnS를 결정립 성장 억제제로 사용하지 않기 때문에 S가 0.01 중량%를 초과하여 함유되어 MnS가 석출되는 것은 바람직하지 않다.

P : 0.005 ~ 0.05 중량%

P는 결정립계에 편석하여 결정립계의 이동을 방해하고 동시에 결정립 성장을 억제하는 보조적인 역할이 가능하며, (110)[001] 집합조직을 개선하는 효과가 있다. P의 함량이 0.005 중량% 미만이면 그 효과가 미미하며, 그 함량이 0.05 중량% 를 초과하면 취성이 증가하여 냉간압연성이 열화되게 된다. 따라서 P의 함량은 0.005 ~ 0.05 중량%로 한정한다.

N : 0.01 중량% 이하

N은 Al과 반응하여 AlN을 형성하는 중요한 원소인데, 질화소둔 공정에서 보강되므로 용해시에 불순물로 들어가는 양이면 충분하다. 다만, N함량이 0.01 중량%를 초과하게 되면 열간압연 작업이 어려워지고, 열연공정 이후의 공정에서 질소확산에 의한 Blister라는 표면결함을 초래하게 된다.

Sn : 0.01 ~ 0.3 중량%

Sn은 결정립계 편석원소로서 결정립계의 이동을 방해하는 원소이기 때문에 결정립 성장 억제제이고 (110)[001] 방위의 고스결정립의 생성을 촉진하여 2차 재결정이 잘 발달하도록 하므로, AlN 이외에도 결정립 성장 억제력 보강에 중요한 원소이다. Sn 함량이 0.01 중량% 미만이면 그 효과가 떨어지고, 0.3 중량%를 초과하면 경정립계 편석이 심하게 일어나 강판의 취성이 커져서 압연시 판파단이 발생하게 된다. 따라서 Sn의 함량은 0.01 ~ 0.3 중량%로 한정한다.

Sb : 0.01 ~ 0.3 중량%

Sn과 마찬가지로 결정립계 편석원소로서 결정립 성장 억제제의 효과가 있으며, 2차 재결정시 형성되는 강판표면의 산화층을 억제함으로써 강판과 산화층의 밀 착성을 좋게 하여 철손을 개선시키는 효과가 있다. Sn함량이 0.01 중량% 미만이면 그 효과가 미미하고, 0.3 중량%를 초과하면 취성이 증가하여 압연시 판파단이 발생하게 된다. 따라서 Sb의 함량은 0.01 ~ 0.3 중량%로 한정한다.

16 ≤ Si / (C + 0.1) ≤ 23

본 발명자들은 탄소함량에 따른 오스테나이트 분율의 변화를 조사한 결과, 규소함량에 따라서도 변화하는 것을 알게 되었고, 실험결과, 규소와 탄소의 함량비가 16 ≤ Si / (C + 0.1) ≤ 23 일 때, 강판에서 오스테나이트 분율을 14 ~ 60 % 로 확보할 수 있다는 사실을 확인하였으며, 각 성분의 함량을 만족하는 범위에서 C와 Si의 함량이 위식을 만족해야 한다. 그 값이 16 미만인 경우에는 탄화물의 석출량이 증가하여 후공정인 탈탄소둔공정에서 탈탄이 불완전하게 되어 최종제품에서 탄화물이 잔존하게 되는 문제가 있고, 그 값이 23을 초과하는 경우에는 강판의 취성이 커져 냉간압연이 극히 어려워지고 2차 재결정 형성이 불안정해지게 된다.

상기 성분외에 강 내에는 Fe 및 기타 불가피한 불순물이 함유되어 있다.

상술한 본원 발명은 크게 강 슬라브의 재가열단계, 열간압연단계, 권취단계, 냉간압연단계, 탈탄소둔 및 질화처리소둔 단계, 최종 소둔단계로 이루어진다. 본 발명은 각 단계별 공정조건을 제어하여 저철손 및 고자속밀도를 갖는 무방향성 전

기강판을 제공하는데, 이하에서는 각 단계의 구성 및 작용효과에 대하여 상세하게 설명한다.

제강단계에서는 오스테나이트 분율을 14 ~ 60 % 확보하기 위하여 C, Si의 함량이 중요한데, 중량%로 C는 0.04 ~ 0.1 %, Si는 2.0 ~ 4.5 %이고, C, Si의 함량이 16 ≤ Si / (C + 0.1) ≤ 23의 관계식을 만족하는 것이 바람직하다.

본 발명은 오스테나이트 분율이 14 ~ 60 %가 되는 1050 ~ 1250 ℃ 온도에서 슬라브를 재가열하여 결정립 성장 억제제 역할을 수행하는 AlN 등 석출물을 고용시킨다. 특히, 탄소첨가량을 0.04 ~ 0.1 중량% 첨가하고, C와 Si의 함량이 16 ≤ Si / (C + 0.1) ≤ 23의 관계식을 만족하는 경우에 1050 ~ 1250 ℃의 슬라브 재가열 온도에서 오스테나이트 분율을 14 ~ 60 % 로 확보할 수 있는데, 이 범위내에서는 슬라브 내에 존재하던 AlN 등의 석출물이 페라이트상에 비하여 고용속도가 최소 2배이상 빠르므로 통상의 슬라브 가열온도에서도 석출물의 고용이 충분하게 이루어진다.

한편, 페라이트상에서 AlN의 고용도에 대해 문헌에 밝혀진 이론적인 관계식으로는 1980년 Journal of Magnetism and Magnetic Materials 에 보고된 IWAYAMA가 제안한 다음과 같은 식이 있다. 여기서 T는 절대온도로 고용온도를 나타낸다.

일례로 산가용성 Al이 0.026 중량%, N이 0.005 중량% 로 가정하였을 때 상기 IWAYAMA식에 의한 이론적 고용온도 T는 1258 ℃인데 이와 같은 전기강판의 슬라브 를 가열하기 위해서는 1300℃ 이상으로 가열해야만 한다. 그러나, 슬라브를 이와 같은 고온으로 가열하게 되면 슬라브 가열에 사용되는 에너지가 증가하고 용융슬래그가 과도하게 형성되어 실수율이 저하될 뿐만 아니라, 흘러내리는 슬래그와 노상이 반응하기 때문에 작업후에는 필히 보수를 해야 하는 문제가 있다.

또한, 오스테나이트상에서의 AlN 고용도 식은 다음과 같이 Darken과 Leslie에 의해서 구해졌다.

상기 식에의하면 산가용성 Al이 0.028 중량%, N이 0.005 중량%인 고용온도는 1112 ℃, 1002 ℃로서, 상술한 IWAYAMA식에 의한 페라이트상에서의 고용온도 1258 ℃ 보다 매우 낮다. 따라서, 슬라브내에 오스테나이트상이 많으면 많을수록 AlN의 고용온도는 낮아지게 되며, 이와 같은 효과는 탄소를 다량 첨가함으로써 AlN의 고용을 극대화시키고, 결국 충분한 결정립 성장 억제력을 확보할 수 있게 된다.

한편, 일반제어압연공정(Conventional Controlled Rolling:CCR)은 저온영역까지 온도를 낮추어야 하므로 패스와 패스 사이의 단속 시간이 길어지고 이에 따라서 전체 압연 시간이 길어짐으로써 생산성이 저하되는 문제점이 있고, 재결정 제어압연공정(Recrystallization Controlled Rolling:PCR)은 정적재결정에 의해 결정립을 미세화시키기 때문에 결정립 미세화도가 우수하지 못하고, 상온에서의 기계적 특징 또한 우수하지 못한 반면에, 동적재결정 제어압연공정(Dynamic Recrystallization Controlled Rolling:DRCR)은 재료의 동적재결정 현상을 이용한 제어압연 공정으로서, 동적재결정 현상은 패스 변형량, 변형속도, 패스간 유지시간, 변형온도 등의 열간압연 공정 변수들로부터 제어되므로 이들 공정 변수들의 조절을 통해 동적재결정에 의한 입자미세화를 얻을 수 있는 잇점이 있다.

따라서, 본 발명자들은 탄소를 다량 첨가하게 되면 소정의 온도 영역에서 일정분율의 오스테나이트상과 페라이트상이 혼재하게 되고, 열간압연시 변형량을 일정이상 가하게 되면 동적재결정이 발생하게 됨을 발견하였다. 이러한 오스테나이트상의 동적재결정이 유도되는 변형량에서 제어압연하여 미세하고 균질한 질화물을 석출시킴으로써 1차 재결정립의 결정립 성장을 억제하는 결정립 성장 억제제의 양적증가와 미세화를 통한 우수한 자기적 특성을 갖는 방향성 전기강판을 제조할 수 있다는 것을 발견하였다.

이러한 동적재결정은 정적재결정과 달리 재결정이 발생하는데 요구되는 시간이 없고 변형과 동시에 발생하기 때문에 부과되는 열처리 과정이 생략되는 등 많은 이점이 있으나, 동적재결정은 변형만 하면 발생하는 것이 아니고 동적재결정에 필요한 임계변형량(Critical strain)을 넘는 변형을 가하였을 때만 발생하게 된다.

따라서, 본 발명에서는 열간압연의 변형량(Strain)을 0.2 ~ 0.9로 한정한다. 변형량이 0.2 미만이면 열간압연판의 가공경화 정도가 심해지기 때문에 동적재결정이 아닌 길게 연신된 열간압연조직(Pancaking structure)이 나타나게 되어 일반 제어압연과 같이 압하력이 증가하게 되고 가능한 전체 압연시간을 줄여야 하기 때문 에 롤포스(Roll Force)가 커져야 하는 단점이 있고, 변형량이 0.9를 초과하면 동적재결정이 발생한 결정립과 동적재결정 초기부터 강하게 변형된 재결정립이 혼재하게 되어 조직의 불균일성을 초래할 수 있기 때문이다.

또한, 열간압연중 14% 이상 60% 이하로 존재하게 되는 오스테나이트상은 압연방향으로 길게 연신된 전형적인 불균질한 열간압연조직을 동적재결정에 의해 균질하게 재결정된 페라이트 기지조직을 갖게 하여 결정립 성장 억제제가 보다 균질하게 석출될 수 있도록 한다.

열간압연시 열연판의 두께는 1.5 ~ 2.5 mm로 압연하고, 이어 15℃/초 이상의 냉각속도로 600 ℃ 이하의 온도까지 권취한다. 열연판의 두께가 2.5 mm를 초과하게 되면 열연이후 급냉과정에서 냉각속도가 감소하여 조대한 탄화물이 형성되고, 1.5 mm 미만이면 압연부하가 증가하게 되고 두께 제어가 어렵게 되며, 열연코일을 600 ℃를 초과하여 권취하면 조대한 탄화물이 형성된다. 다만, 상기 권취온도는 400 ℃ 이상이 바람직하다. 400℃ 미만까지 권취하면 결정립 성장이 잘 되지 않기 때문이다.

또한, 15℃/초 미만의 냉각속도로 권취할 경우에는 조대한 탄화물의 형성과 함께 취약한 세멘타이트(Fe₃C) 및 페라이트의 층상구조인 펄라이트가 형성됨으로 인해 확산변태인 베이나이트 및 무확산변태인 마르텐사이트 변태가 지연되어 1회 강냉간압연의 효과가 용이하지 못하므로 냉각속도는 15℃/초 이상으로 한정한다.

냉간압연은 Reverse 압연기 혹은 Tandom 압연기를 이용하여 0.23 mm 이하의 두께로 실시하고, 중간에 변형된 조직의 풀림열처리를 하지 않고 초기 열연두께에서 곧바로 최종제품의 두께까지 압연하는 1회 강냉간압연으로 행하며, 냉간압연율은 90 % 이상으로 압연하는 것이 바람직하다. 이러한 1회 강냉간압연으로 (110)[001]의 집적도가 낮은 방위들은 변형방위로 회전하게 되고, (110)[001] 방위로 배열이 가장 잘된 고스결정립들만이 냉간압연판에 존재하게 된다.

즉, 상기 냉각속도 15℃/초 이상으로 권취하는 급냉과정에서 오스테나이트상은 강도가 매우 높은 경질의 베이나이트 혹은 마르텐사이트상 또는 두상의 혼합변태가 일어나게 되며, 1회 강냉간압연시 기지조직인 페라이트보다 월등하게 전단변형대가 증가하게 되고 이는 (110)[001] 고스집합조직의 2차 재결정 핵의 생성 증가를 유도하는 효과가 있다.

따라서 전단변형대 내부에서의 2차 재결정의 핵인 (110)[001] 방위의 결정립들이 쉽게 재결정되며, 결국 1차재결정 집합조직에서 (110)[001] 방위의 집합조직이 증가하게 되므로, 2차 재결정된 (110)[001] 고스집합조직의 집적강도를 증가시켜 저철손과 고자속밀도의 자기특성을 확보할 수 있다.

상기 1회 강냉간압연을 실시한 후에는 탈탄소둔과 질화소둔 공정을 수행하게 된다. 탈탄소둔을 마치고 질화소둔하거나 탈탄과 질화소둔을 동시에 하는 방법 어느 것이나 본 발명의 효과를 발휘하는데 문제가 없으나, 탈탄과 질화소둔을 동시에 하는 것이 생산비용면에서 바람직하다. 탈탄과 질화소둔시 강판의 소둔온도는 800 ~ 950 ℃ 로 유지하는 것이 바람직하다. 소둔온도가 800 ℃ 미만이면 탈탄시간 이 오래 걸리고 강판표면에 SiO₂ 산화층이 치밀하게 형성되어 코팅결함이 발생하게 되며, 소둔온도가 950 ℃를 초과하게 되면 재결정립이 조대하게 성장하여 결정성장의 구동력이 감소하므로 안정된 2차 재결정이 형성되지 못하게 된다. 소둔시간은 본 발명의 효과를 발휘하는데 크게 문제가 되지 않지만 생산성을 감안하여 5분 이내에서 처리하는 것이 바람직하다.

고온에서 슬라브 재가열시에 발생하는 자성에 악영향을 미치는 주상정조직의 조대성장 및 S(Sulfur)의 중심편석을 방지하기 위하여 탄소를 일정량 유지해야만 하고, 이러한 탄소는 페라이트-오스테나이트의 상변태를 일으켜 주상정조직의 형성을 억제하기도 하고 결정립 성장 억제제인 AlN의 고용을 촉진하기도 하며 S의 중심편석을 억제하는 역할을 한다.

그러나, 탄소가 최종제품에 잔류하게 되면 방향성 전기강판 제품을 가공하여 최종수요자들이 사용할 때에 시간이 경과함에 따라 소재의 자기특성이 떨어지는 자기시효(Magnetic aging) 현상이 나타난다. 이는 주로 소재내에 고용되어 존재하는 잔류탄소가 제품 사용시에 발생하는 열에너지에 의하여 결정립계에 세멘타이트(Fe₃C)와 같은 탄화물로 석출되어 자구의 이동을 방해하기 때문에 자기특성이 떨어지게 된다. 따라서 본 발명은 탈탄소둔을 통하여 제품생산시 잔류탄소함량이 50 ppm이 넘지 않도록 한다.

다만, 탈탄소둔을 거치는 경우에는 시간이 많이 소요되고 생산원가가 증가하는 문제점이 있다. 탈탄현상은 탄소원자의 확산에 의해서 이루어지므로 탈탄에 필 요한 시간은 탈탄온도에 반비례하고 탄소원자의 이동거리에 비례하게 된다. 즉, 탈탄온도가 높을수록, 강판의 두께가 얇을수록 탄소가 표면으로 이동하여 제거되는 시간이 짧아지게 된다. 본 발명의 경우에는 냉간압연된 최종제품의 판두께가 0.23 mm 이하의 극박인 경우가 바람직하며, 탈탄시간이 짧아지게 되어 탈탄으로 인한 생산원가의 부담은 적어지게 된다.

본 발명의 질화소둔은 암모니아 가스가 포함된 수소와 질소의 혼합가스 분위기에서 질소이온이 강중에 고용상태로 존재하는 Al, Si, Mn과 결합하여 (Al, Si, Mn)N 형태의 질화물을 형성함으로써 강력한 결정립 성장 억제제의 보강 역할을 수행하도록 한다.

본 발명은 상기 1차 재결정 소둔을 통해 결정립 성장을 억제하여 재결정립의 크기를 14 ~ 28 ㎛ 로 제어하게 되며, 이러한 1차 재결정립 크기를 제어함에 의해 2차 재결정 소둔에서 개시온도를 950 ~ 1150 ℃로 제어하여 우수한 자기특성을 나타내는 고스집합조직을 확보할 수 있게 된다.

마지막으로 방향성 전기강판의 제조시 강판에 MgO를 기본으로 하는 소둔분리제를 도포한 후 장시간 고온에서 최종 소둔하여 2차 재결정을 발생시킴으로써 강판의 (110)면이 압연면에 평행하고 [001]방향이 압연방향에 평행한 (110)[001] 집합조직을 형성하여 자기특성이 우수한 방향성 전기강판이 제조된다. 즉, 재결정 성장 억제제(Inhibiter)에 의해서 1차 재결정된 입자들의 정상적인 성장이 억제된 가운데 자기특성이 우수한 고스결정립(Goss grain)만을 선택적으로 성장시켜 우수한 자기적 특성을 나타내는 고스집합조직(Goss texture)을 확보할 수 있게 된다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명하지만, 본 발명이 이들 예로만 한정되는 것은 아니다.

[실시예1]

중량%로 C의 함량을 0.033 ~ 0.133, Si의 함량을 3,26 ~ 3.28, Si / (C + 0.1)의 값을 14.1 ~ 24.6 의 범위내에서 변화시키고, Mn : 0.088 %, S : 0.004 %, N : 0.004 %, 산가용성 Al : 0.027 %, P : 0.025 %, Sn + Sb : 0.10 % 를 함유하고 잔부 Fe와 기타 불가피한 불순물을 함유하는 강슬라브를 1150 ℃의 온도에서 가열하고 두께 2.3 mm로 열간압연하였으며, 20℃/초의 냉각속도로 600 ℃ 까지 냉각하였다. 냉각된 열연판을 산세한 후 0.23 mm 두께로 1회 냉간압연하고, 냉간압연된 강판은 850 ℃ 온도로 습한 수소와 질소의 혼합 분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200 ppm이 되도록 동시에 탈탄 및 질화소둔 열처리를 하였다.

상기 강판에 소둔분리제 MgO를 도포하고 최종 소둔을 하였는데, 최종소둔은 1200 ℃ 까지는 질소(25%)와 수소(75%)의 혼합분위기 속에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 자기적 특성을 측정한 값은 표 1에 나타내었다.

이 때, 철손 W17/50은 50Hz의 교류에서 철심에 1.7 T의 자속밀도를 유도하였을 때 열 등으로 소모되는 에너지 손실량이며, 자속밀도 B10은 1000 Amp/m의 여자력에서 유기되는 값이다.

[ 표 1 ]

C (%)	Si (%)	Si/(C+0.1)	자속밀도 (B10)	철손 (W17/50)	구 분
0.033	3.27	24.6	1.844	1.092	비교재
0.041	3.28	23.3	1.921	0.865	발명재
0.056	3.27	21.0	1.927	0.854	발명재
0.063	3.26	20.0	1.925	0.857	발명재
0.079	3.27	18.3	1.921	0.866	발명재
0.091	3.27	17.1	1.918	0.865	발명재
0.133	3.28	14.1	1.805	1.042	비교재

상기 표 1에 나타난 바와 같이, C와 Si가 16 ≤ Si / (C + 0.1) ≤ 23 의 범위에 부합하는 발명재가 그 범위를 벗어나는 비교재와 대비하여 자기적 특성이 우수함을 확인할 수 있었다. 구체적으로 설명하자면, C와 Si의 함량이 16 ≤ Si / (C + 0.1) ≤ 23 을 만족하는 경우에 1050 ~ 1250 ℃의 슬라브 재가열 온도에서 오스테나이트 분율을 14 ~ 60 % 로 확보할 수 있고, 이 범위내에서 슬라브 내에 존재하던 AlN 석출물이 페라이트상에 비하여 고용속도가 최소 2배이상 빠르므로 통상의 슬라브 가열온도에서도 석출물의 고용이 충분하게 이루어지며, 동적재결정에 의한 제어압연시 AlN 등 석출물이 균질하게 석출되어 결정립 형성 억제제로 작용하므로 고스집합조직을 발달시켜 우수한 자기특성을 갖게 된다.

[실시예2]

중량%로 C의 함량을 0.04 ~ 0.10 %, Si의 함량을 3.1 ~ 3.3 %, Si / (C + 0.1)의 값을 17 ~ 22의 범위에서 변화시키고, Mn : 0.1 %, S : 0.003 %, N : 0.004 %, 산가용성 Al : 0.027 %, P : 0.028 %, Sn + Sb : 0.10 % 를 함유하고 잔부 Fe와 기타 불가피하게 함유하는 강슬라브를 1150 ℃ 온도로 가열한 다음 두께 2.3 mm 로 변형량을 0.1 ~ 0.8 까지 변화시켜 열간압연하였으며, 60℃/초의 냉각속도록 600 ℃까지 냉각하였다. 냉각된 열연판을 산세한 후 0.27 mm 두께로 1회 강냉간압연하였고, 냉간압연된 강판은 850 ℃ 온도로 습한 수소와 질소의 혼합가스분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200 ppm이 되도록 동시에 탈탄 및 질화소둔 열처리 하였다.

상기 강판에 소둔분리제 MgO를 도포하고 최종 소둔을 하였는데, 최종소둔은 1200 ℃ 까지는 질소(25%)와 수소(75%)의 혼합분위기로 하였고, 1200 ℃ 도달 후에는 100% 수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다.

각각의 조건에 대하여 자기적 특성을 측정한 값은 표2에 나타내었다.

[ 표 2 ]

C (%)	Si (%)	Si/(C+0.1)	변형량	자속밀도(B10)	철손(W17/50)	구 분
0.052	3.21	21.1	0.1	1.866	1.451	비교재
			0.3	1.919	1.032	발명재
			0.5	1.912	0.983	발명재
			0.8	1.93	0.979	발명재
0.088	3.19	17.0	0.1	1.851	1.567	비교재
			0.3	1.915	1.029	발명재
			0.5	1.913	0.982	발명재
			0.8	1.932	0.977	발명재

상기 표 2에 나타난 바와 같이, 변형량이 0.2 이상 0.9 이하인 발명재가 변형량이 0.1인 비교재에 비하여 철손이 작고 자속밀도가 크므로 자기적 특성이 우수한 것으로 확인되었다. 구체적으로 설명하자면, 변형량이 0.2 미만이면 열간압연판의 가공경화 정도가 심해지기 때문에 동적재결정이 아닌 길게 연신된 열간압연조 직(Pancaking structure)이 나타나게 되어 미세하고 균질한 집합조직이 형성되지 못하기 때문에 비교재의 철손 및 자속밀도가 발명재에 비하여 상대적으로 열화된 것이다.

Claims (8)

1. 전기강판용 슬라브를 재가열한 후, 재가열된 슬라브를 열간압연후 권취하며, 얻어진 열연판에 열연판소둔의 행함없이 1회 강냉간압연하여 최종 판두께로 하고, 1차 재결정 소둔 및 계속해서 2차 재결정 소둔을 실시하는 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서,

   상기 열간압연은 동적재결정을 발생시키기 위해 필요한 변형량을 0.2 ~ 0.9 로 부여하는 제어압연을 실시하되,

   상기 슬라브 재가열은, 중량%로 C : 0.04 ~ 0.1 %, Si : 2.0 ~ 4.5 %, 산가용성 Al : 0.005 ~ 0.04 %, Mn : 0% 초과 0.20 % 이하, S : 0% 초과 0.01 % 이하, P : 0.005 ~ 0.05 %, N : 0% 초과 0.01 % 이하를 함유하는 것과 동시에 Sn : 0.01 ~ 0.3 % 및 Sb : 0.01 ~ 0.3 % 로부터 선택되는 1종류 또는 2종류를 함유하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1050 ~ 1250 ℃ 온도에서 재가열하여 페라이트와 오스테나이트의 복합조직내에 상기 오스테나이트의 분율이 14 % 이상 60 % 이하가 되도록 제어하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법.
2. 삭제
3. 제1항에 있어서,

   상기 강슬라브 내의 C 및 Si가 16 ≤ Si / (C + 0.1) ≤ 23 을 만족하는 화학조성을 구비하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법.
4. 제1항에 있어서,

   상기 권취는 상기 열간압연후 15℃/초 이상의 냉각속도로 600 ℃ 이하의 온도까지 급냉하여 권취하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법.
5. 제1항에 있어서,

   상기 냉간압연은 1회 강냉간압연법으로 최종 판두께를 0.23 mm 이하로 냉간압연하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법.
6. 제1항에 있어서,

   상기 1차 재결정 소둔은 상기 냉간압연후 800 ~ 950 ℃ 온도에서 탈탄소둔 및 수소와 질소의 혼합가스 분위기에서 질화소둔을 동시에 행하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법.
7. 제1항에 있어서,

   상기 1차 재결정 소둔의 재결정립을 14 ~ 28 ㎛ 의 크기로 제어하여 상기 2차 재결정 소둔을 개시온도 950 ~ 1150 ℃에서 실시하는 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법.
8. 삭제