KR101318275B1

KR101318275B1 - 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법

Info

Publication number: KR101318275B1
Application number: KR1020100068903A
Authority: KR
Inventors: 송대현; 권민석; 백승민; 임재수
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2010-07-16
Filing date: 2010-07-16
Publication date: 2013-10-15
Also published as: KR20120008189A

Abstract

본 발명은 방향성 전기강판에 관한 것으로, 중량%로, C: 0.10~0.30%, Si: 2.0~4.5%, Al: 0.005~0.040%, Mn: 0.20%이하, N: 0.010%이하, S: 0.010%이하, P: 0.005~0.05%, Sn: 0.08~0.10%를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 고탄소 함유 규소강 슬라브를 가열하고 열간압연한 후, 열연판 소둔에 이어 냉간압연을 실시하고, 이어서 탈탄 및 질화소둔을 실시한 후, 2차 재결정 소둔을 실시하되, 상기 열연판 소둔은 탈탄이 이루어지도록 수행되는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.
따라서 고탄소 함유 규소강 슬래브를 이용하여 인히비터의 열적 안정성을 강화함으로서 강력한 결정성장 억제력을 갖도록 함과 동시에 열연판 소둔시 탈탄을 수행하여 극히 배향도가 높은 {110}<001>방위의 2차재결정핵을 제공함에 의하여 자기특성이 극히 우수한 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.

Description

저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법{Method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheets with extremely low core-loss and high flux-density}

본 발명은 발전기나 변압기와 같은 전자기기의 철심재료로 사용되는 방향성 전기강판의 제조에 관한 것으로, 고탄소 함유 규소강 슬래브로부터 제조되어 인히비터의 고용 안정성이 확보되고 열연판 소둔과 동시에 수행되는 탈탄에 의하여 고스집합조직 핵생성이 증가되어 극히 우수한 자기적 특성을 갖는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.

방향성 전기강판은 압연방향에 대해 강편의 집합조직이 {110}<001>인 고스집합조직(Goss texture)을 나타내고 있어 일방향 혹은 압연방향으로 자기적 특성이 우수한 연자성 재료이다. 이러한 고스집합조직을 발현하기 위해서는 제강단계에서의 성분제어, 열간압연에서의 슬라브 재가열 및 열간압연 공정인자 제어, 열연판소둔, 1차재결정 소둔, 2차재결정 소둔 등의 여러공정들이 매우 정밀하고 엄격하게 관리되어야 한다.

한편, 고스집합조직을 발현하는 인자중의 하나인 인히비터(Inhibitor) 즉, 1차 재결정립의 무분별한 성장을 억제하고 2차재결정 발생시 고스집합조직만이 성장할 수 있도록 하는 결정립 성장 억제제의 제어 또한 매우 중요하다. 2차재결정 소둔후 우수한 고스집합조직을 갖는 최종강판을 얻기 위해서는 2차재결정이 일어나기 직전까지 모든 1차 재결정립의 성장이 억제되어야 한다. 이를 위한 충분한 억제력을 얻기 위해서는 인히비터의 양이 충분히 많아야 하며, 그 분포 또한 균일해야 한다. 또한 고온의 2차재결정 소둔(최종소둔)동안 2차재결정이 공히 일어나도록 하기 위해서는 인히비터의 열적 안정성이 우수하여 쉽게 분해되지 않아야 한다. 2차재결정은 최종소둔시 인히비터가 적정 온도구간에서 분해되거나 억제력을 잃음으로써 발생하는 현상으로, 이경우 비교적 고스결정립과 같은 특정한 결정립들이 비교적 단시간내에 급격히 성장하게 된다.

통상적으로 방향성 전기강판의 품질은 대표적 자기적 특성인 자속밀도와 철손으로 평가될 수 있으며, 고스집합조직의 정밀도가 높을수록 자기적 특성이 우수하다. 또한 품질이 우수한 방향성 전기강판은 제특성으로 인한 고효율의 전력기기 제조가 가능하여, 전력기기의 소형화와 더불어 고효율화를 얻을 수 있다.

방향성 전기강판의 철손을 낮추기 위한 연구개발은 먼저 자속밀도를 높이기 위한 연구개발부터 이루어졌다. 초기의 방향성 전기강판은 M. F. Littman이 제시하였던 MnS를 결정립성장억제제로 사용하고 2회냉간압연법으로 제조되었다. 이에 의하면 2차재결정은 안정적으로 형성되었으나 자속밀도는 그다지 높지 않았고 철손도 높은 편이었다.

이후 다구찌(田口), 板倉에 의해 AlN, MnS 석출물을 복합 이용하고, 냉간압연율을 80%이상 1회 강냉간압연하는 기술이 제안되었다. 이는 강력한 결정립성장 억제제와 강냉간압연에 의해서 압연방향으로의 {110}<001>방위 배향도를 향상시켜 고자속밀도를 얻는 기술로서, 이력손실이 크게 개선되어 저철손 특성을 얻을 수 있을 수 있게 되었다.

한편, 전기강판의 규소함량을 증량함으로써 강판의 비저항을 높히고 강판에 흐르는 와전류를 억제하여 철손을 개선시키는 방법, 2차재결정후에 강판에 불필요한 불순물을 제거하는 순화소둔을 실시하여 강판의 청정성을 높이는 방법, 2차재결정립의 크기를 적정크기로 제어하여 철손을 감소시키는 방법이 연구되었다.

규소함량을 증량하는 방법은 비저항이 높은 규소를 첨가하여 철손 개선 효과를 얻고자 하는 것이나, 첨가량이 증가할수록 강판의 취성은 크게 증가되어 가공성이 매우 떨어지며, 탈탄소둔시 SiO₂산화층이 치밀하게 형성되어 베이스코팅 형성이 어렵게 된다.

또한 불순물을 제거하는 방법은 100%수소가스를 사용하여 1200도에서 10시간 이상 순화소둔을 실시하여 불순물의 함량을 줄이도록 하는 것이나, 순화소둔은 제조원가를 크게 상승시키는 요인으로 작용한다.

그리고 2차재결정립의 크기를 제어하는 방법은 결정립성장 억제제와 냉간압연 및 1차재결정 제어를 통하여 2차재결정 형성과정을 조절하여야 하는 매우 복잡한 공정으로서, 아직까지도 획기적인 제조기술은 개발되지 못한 실정이다.

다른 한편, 2차재결정립의 자구를 미세화하는 방법을 통하여 철손을 개선하는 연구가 진행되어 상당한 기술발전이 이루어졌다. 자구를 미세화하는 방법에는 강판표면에 레이져를 조사하여 강판표면에 일시적인 응력을 부여하여 {110}<001> 방위의 자구를 미세화하는 방법과 강판표면에 일정한 변형을 부여하고 풀림 열처리를 실시함으로서 자구의 구조적인 변화를 유도하여 자구를 미세화하는 방법이 있다. 이러한 자구미세화 방법은 최종 2차재결정소둔이 끝난 후에 최종 제품에 대해서 추가적으로 자구 미세화처리를 실시하여야 하므로 제조원가를 상승시키는 부담이 따른다.

일반적으로 강판의 두께를 감소시키는 기술은 냉간압연시 변형을 일으켜 철손의 대표적 성분중의 하나인 와전류손실을 줄이는 방법이다. 그러나 이 경우 결정성장 구동력이 증가하게 되며 원래의 결정성장 억제제로서는 결정성장 구동력을 억제하지 못하여 2차재결정이 불안정해지는 문제가 있다.

이러한 결정성장과 결정성장 억제력의 균형을 맞추면서 두께를 감소하기 위해서는 최종 냉간압연시 적정 냉간압연율로 압연을 해야만 하는데, 이러한 적정 냉간압연율은 결정성장 억제제의 억제력에 따라 달라지게 된다. 앞서, 다구찌가 제시하였던 AlN, MnS 복합석출물을 결정성장 억제제로 이용하는 때에는 적정 냉간압연율이 약 87%이고, Littman이 제시한 MnS의 석출물을 결정성장 억제제로 이용하는 경우에는 50~70%의 냉간압연율이 적정하다.

또 하나의 이유로는 2차 재결정이 불균일하게 형성되는 것과 다른 하나는 정자기에너지적인 측면에서 두께감소에 따른 자구폭이 넓어져서 임의의 교류자장 인가시 자구이동이 용이하지 못하기 때문이다.

한편, 강판두께 0.1~0.25mm의 박물 방향성 전기강판 제조에 있어서 열연판 두께의 제약과 최종압연율 적정화를 해결하기 위하여 열연판을 10~50%의 압하율로 예비냉연한 후 열연판소둔 및 강냉간압연을 행하는 기술이 제안되었으나 이 경우에 2회의 냉간압연과 2회의 재결정소둔으로 인하여 제조원가가 상승되는 부담이 생긴다.

따라서 제조원가 부담을 줄이고 1회의 강냉간압연에 의한 결정성장 억제력 약화를 보강하기 위한 목적으로 B, Ti를 첨가하는 기술이 제안되었다.

그러나 B를 첨가하는 기술의 경우 미소량 첨가를 위한 제강단계에서의 제어가 극히 곤란하며, 첨가 후에는 강중에서 조대한 BN를 형성하기 쉽다. 또한 Ti은 TIN과 TiC를 형성하는데, TIN과 TiC는 고용온도가 1300℃보다 높아 2차재결정 후에도 잔류하여 철손을 오히려 증가시키는 요인으로 작용하기도 한다.

결정립성장 억제력을 향상하기 위한 또 다른 제안으로서 Sn과 Sb를 복합으로 첨가하고 1200℃ 이하의 온도에서 슬라브 가열하여 열연하고 80%이상의 냉간압연과 탈탄소둔후에 암모니아가스를 사용하여 질화처리하는 것을 특징으로 하는 0.23mm 이하의 박물 방향성 전기강판 제조방법을 제안된 바 있다. 그러나 이는 박물 방향성 전기강판을 제조하기 위한 매우 엄격한 제조기준을 제안함에 따라서 실제 생산에서 1200℃ 슬라브 가열에 의한 열간압연 부담이 따르고, 탈탄과 질화소둔을 분리함에 따라서 제조원가가 상승되며 우수한 자기특성 확보하기에 어려움이 있다.

한편, 강판 두께 0.23mm 이하이며 저철손 고자속밀도의 방향성 전기강판을 제조하기 위한 합금성분계 조정과 다단 냉간압연 기술 이외에도 강냉간압연에 따른 커진 결정성장 구동력을 억제하기 위하여 미세한 AlN, MnS 석출물의 분포를 형성시킬수 있는 열연판 소둔방법이 제안되었다. 이 기술은 산가용성 알루미늄 함량에 따른 열연판 가열온도를 제어해야 하나, 제어 온도의 범위가 매우 협소하여 용이하게 제조하기 어려움이 따른다.

이외에도 0.23mm 이하의 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 대한 특허로서 소둔분리제인 MgO를 정전도포하는 방법과 3회 냉간압연과 3회 진공소둔 기술, 및 압연두께에 따른 워크롤(Work roll) 직경 변경에 의한 극박재 제조방법에 대해 제안된 바 있다. 그러나 이러한 기술들은 현재 상용화되어 있는 제조기술에 대비하여 추가 설비투자와 조업노하우를 새로이 축적해야만 하는 매우 어려운 기술로서 품질대비 경제성이 떨어지는 단점이 있다.

한편, 방향성 전기강판 제조에 있어서 슬라브 가열온도는 주로 결정립성장 억제제로 이용되는 AlN, MnS 석출물의 고용온도와 매우 밀접한 관계가 있다.

예를 들어, 고온슬라브 가열법은 슬라브를 1300℃ 이상의 온도로 가열하여 AlN과 MnS 석출물들이 완전히 고용되도록 하는 기술로서, 이는 완전 고용된 AlN과 MnS 석출물들이 열간압연과 이후의 열연판 소둔과정에서 미세하게 석출되도록 함으로서 강력한 결정성장 억제효과를 발휘하도록 설계된 것이다.

이는 순수하게 3중량%의 규소를 함유한 강판이 페라이트상인 것으로 가정한 것으로, 이때의 AlN 고용도는 IWAYAMA가 제안한 다음의 식으로 나타낼 수 있다.

이에 의하면 산가용성 알루미늄이 0.028중량%, N이 0.0050중량%임을 가정하였을 경우, IWAYAMA 고용도 식에 의한 이론상의 고용온도는 1258℃이며, 이러한 전기강판의 슬라브를 가열하기 위해서는 약 1300℃로 가열해야만 한다.

그러나 슬라브를 1280℃ 이상의 온도로 가열하게 되면 강판에 저융점의 규소와 기지금속인 철의 화합물인 철감람석(Fe₂SiO₄; fayalite)이 생성되면서 강판의 표면이 녹아내려 열간압연을 수행하기 매우 어려워지며, 녹아내린 쇳물로 인해 가열로를 보수하여야 하는 문제가 발생한다.

이러한 문제를 해결하기 위하여 1250℃ 이하의 낮은 온도로 슬라브를 가열하는 기술에 대한 연구개발이 진행되었다. 예를 들어 슬라브를 1270℃ 이하의 온도로 가열하여 결정립성장 억제제인 AlN를 완전고용시키지 않은 상태로 열간압연하고, 이후 열연판 소둔에서 완전 석출시키고 냉간압연 이후 공정에서 질화처리를 하여 결정립성장 억제력을 확보하는 기술이 제안되어 있다.

이와 같은 저온슬라브 가열법은 슬라브 및 열연단계에서 존재하는 석출물들을 억제제로 이용하지 않고, 후공정에서 질화처리에 의해서 강중에 들어간 질소이온이 산가용성 알루미늄과 반응하여 새로이 석출된 AlN만을 결정성장 억제제로 이용하기 때문에 결정성장 구동력에 비하여 억제력이 떨어지는 단점이 있다.

이제까지 논의되었던 종래의 기술을 정리하면, 고자속밀도 특성 확보를 위한 결정성장 억제제의 개발 및 저철손 확보를 위한 규소상향 및 강판의 청정성을 높이기 위한 불순물 제거 순화소둔 및 최종제품에 대한 자구미세화 처리와 최종적으로 강판두께 감소, 결정성장 억제제의 보강을 위한 B, Ti, Sn, Sb첨가, 슬라브 가열온도 및 열연판소둔 제어 기술이 제시되었으나, 실제 제시된 조건들이 엄격한 생산조건으로서 생산공정의 부담으로 작용하고 제조원가 상승의 요인이 되고 있으며, 저온슬라브 가열법의 경우 결정성장 억제력이 낮아 자성향상에 한계가 따른다.

본 발명은 상술한 바와 같은 종래 기술의 제반 문제점을 해소하고자 안출된 것으로, 그 목적은 고탄소 함유 규소강 슬라브를 이용하여 방향성 전기강판의 고스집합조직을 향상하고 박물 압연성과 인히비터의 열적 안정성을 향상시킴으로서 극히 우수한 자기적 특성을 갖는 저철손과 고자속밀도 방향성 전기강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 함에 있다.

상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판 제조방법은 중량%로, C: 0.10~0.30%, Si: 2.0~4.5%, Al: 0.005~0.040%, Mn: 0.20%이하, N: 0.010%이하, S: 0.010%이하, P: 0.005~0.05%, Sn: 0.08~0.10%를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 고탄소 함유 규소강 슬라브를 가열하고 열간압연한 후, 열연판 소둔에 이어 냉간압연을 실시하고, 이어서 탈탄 및 질화소둔을 실시한 후, 2차 재결정 소둔을 실시하되, 상기 열연판 소둔은 탈탄이 이루어지도록 수행되는 것을 특징으로 한다.

상기 규소강 슬라브는 Sb: 0.01~0.03%를 추가로 함유하는 것이 바람직하다.

상기 규소강 슬라브는 Sn과 Sb가 하기의 식1을 만족하도록 함유되는 것이 바람직하다.

0.08 ≤ Sn(wt.%) + 0.3×Sb(wt.%) ≤ 0.11 ----------------------- (식1)

본 발명의 방향성 전기강판 제조방법은 2차 재결정된 강판에서 결정방위의 절대값의 면적가중 평균으로 β각도가 2.5°미만이 되도록 제어하는 것을 특징으로 한다. 여기서, β각도는 2차 재결정 집합조직의 압연 직각방향을 축으로 [100]방향과 압연 방향간의 벗어남 각도이다.

본 발명에 따르면 고탄소 함유 규소강 슬래브를 이용하여 인히비터의 열적 안정성을 강화함으로서 강력한 결정성장 억제력을 갖도록 함과 동시에 열연판 소둔시 탈탄을 수행하여 극히 배향도가 높은 {110}<001>방위의 2차재결정핵을 제공함으로서, 자기특성이 극히 우수한 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.

또한, Sn의 적정량 첨가에 의하여 {110}고스집합조직의 분율을 증가시키고, {111} 및 {411}등 고스집합조직이 쉽게 성장할 수 있도록 도와주는 집합조직을 감소시켜 최종 2차재결정 후의 {110}<001>방위로의 집적도가 매우 높고 결정립크기가 상당히 미세한 고스집합조직으로 구성된 초저철손 고자속밀도 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명자들은 방향성 전기강판 제조에 있어 규소강 페라이트상에서의 결정립성장 억제제인 AlN 혹은 MnS 석출물들이 안정적으로 고용 및 석출되도록 하는 기술에 대한 여러 연구와 실험을 거듭하였으며, 그 결과로서 3% 규소강은 순수한 페라이트 영역이지만 탄소를 첨가하는 양이 증가될수록 소정의 온도영역에서 오스테나이트상의 분율이 증가되고, 이에 따라 오스테나이트상에서의 AlN 고용도가 페라이트상에서의 고용도에 비해 최소 2배 이상으로 향상될 수 있음을 알게 되었다.

이에 본 발명자들은 이와 같은 탄소의 오스테나이트 형성원소로서의 역할과 AlN이 오스테나이트상에서 고용속도와 고용양이 높은 점에 착안하여 연구한 결과, 슬라브에 탄소를 통상적인 함량보다 높은 범위, 즉 최소 0.10중량%에서 최대 0.30중량%까지 첨가하였을 경우 슬라브 가열온도 영역에서의 슬라브내 오스테나이트상의 분율이 60%이상 존재하게 되어 (Al,Si,Mn)N 또는 AlN과 같은 질화물이 슬라브 가열중에 충분하게 고용되는 것, 그리고 열연판 소둔시에 탈탄이 이루어지도록 하고 이후의 냉각과정을 제어하는 것에 의해 고스집합조직의 핵생성 장소를 증대시킴으로서 극히 우수한 자기특성을 갖는 방향성 전기강판을 제조할 수 있음을 최초로 발견하였다.

오스테나이트상에서의 AlN 고용도 식은 다음과 같이 Darken(Fe-0.1C-0.4Mn-0.01S)과 Leslie(Al-killed강)에 의해 구할 수 있다.

이에 의하면 산가용성 알루미늄이 0.028중량%, N이 0.0050중량%인 경우 슬라브 고용온도는 각각 1112℃(Darken), 1002℃(Leslie)로서, 페라이트상에서의 고용온도 1258℃보다 매우 낮다.

이와 같이 슬라브내 오스테나이트상이 많을수록 AlN의 고용온도는 낮아지므로, 슬라브에 다량의 탄소를 첨가하여 오스테나이트 분율을 높이게 되면 AlN의 고용을 극대화하여 충분한 결정립성장 억제력을 확보할 수 있게 된다.

결국, 슬라브 가열과 열연판 소둔을 통하여 오스테나이트상의 형성을 촉진시킴으로서 냉연이후의 강판내부에 미세한 AlN 석출물 분포를 얻을수 있게 되고, 자속밀도가 높고 철손을 낮추는데 유리한 2차재결정립을 얻을 수 있는 것이다.

또한 열연판내 0.10중량%이상 0.30중량%이하의 탄소로 인해 열연판소둔중 오스테나이트의 양이 증가하는데, 이로인해 이전 공정인 열간압연에 의해 발생된 불균질하고 압연방향으로 길게 연신된 열간압연조직의 충분한 재결정이 가능하므로 불균질한 열간압연 미세조직은 전량 소멸되고, 전방향으로 미세한 결정립들로 구성되어 미세한 기지조직에 석출물이 균질하게 분산 석출되며, 냉간압연성 또한 개선되어 1회 강냉간압연에 의하여 판두께 0.20mm 이하까지 압연하는 것도 가능하게 된다.

또한 열연판 소둔과 동시에 습윤 분위기에서의 탈탄이 이루어져 과잉탄소가 제거되는 것과 더불어 표층부에 존재하는 고스집합조직이 심부로 성장하게 되어 고스집합조직의 분율이 대폭 증가하게 되며, 열연소둔판을 급냉함으로서 미세하고 균질한 오스테나이트로 구성된 기지조직과 오스테나이트 결정립 내 또는 입계에 존재하는 미세분산된 석출물들을 상온까지 보존할 수 있게 된다.

한편, 오스테나이트상은 급냉과정에서 강도가 매우 높은 경질의 베이나이트 혹은 마르텐사이트상 또는 두상의 혼합변태가 일어나게 되는데, 1회 강냉간압연시 기지조직인 페라이트보다 월등히 강도가 높은 베이나이트 혹은 마르텐사이트 주위에 변형응력이 크게 증가하여 강판내부에 전단변형대가 증가하게 되고 더불어 탈탄소둔을 수반한 열연판 소둔에 의해 잔류되어 있던 탄소가 냉간압연시 전위의 고착을 보다 활성화시켜 전단변형대가 증가되므로 고스집합조직의 핵생성 증가를 유도하는 효과를 나타낸다.

전단변형대의 내부는 2차재결정의 핵인 {110}<001>방위의 결정립들이 쉽게 재결정하므로 1차재결정 집합조직에서 {110}<001>방위의 집합조직이 증가되며, 이에 따라 2차재결정된 {110}<001> 고스집합조직의 집적도를 증가시켜 고자속밀도를 확보가능하게 하고, 2차재결정립 크기를 감소하여 극저철손의 자기특성을 확보할 수 있게 된다.

이러한 본 발명의 방향성 전기강판은 고스집합조직의 핵생성 장소 증대로 최종 강판의 β각도는 2.5°이하로 되어 극히 우수한 자기적 특성을 얻게 된다. 여기서, β각도는 2차 재결정 집합조직의 압연 직각방향을 축으로 [100]방향과 압연 방향간의 벗어남 각도이다.

이하, 본 발명의 성분 한정이유에 대하여 설명한다.

Si은 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철손(core loss)을 낮추는 역할을 한다. Si함량이 2.0%미만인 경우 비저항이 감소하여 철손특성이 열화되고 고온소둔시 상변태구간이 존재하여 2차재결정이 불안정해지며, 4.5%를 초과하여 함유되면 전기강판의 취성이 증가되어 압연중 판파단이 심해지고, 2차재결정 형성이 불안정해진다. 그러므로 Si은 2.0~4.5중량%로 한정한다.

Al은 열간압연과 열연판소둔시에 미세하게 석출된 AlN이외에도 냉간압연이후의 소둔공정에서 암모니아가스에 의해서 도입된 질소이온이 강중에 고용상태로 존재하는 Al, Si, Mn과 결합하여 (Al,Si,Mn)N 형태의 질화물을 형성함으로써 강력한 결정성장억제제의 역할을 수행하게 되며, 그 함량이 0.005% 미만인 경우에는 억제제로의 충분한 효과를 기대할 수 없고, 0.040%를 초과하는 경우에는 조대한 AlN을 형성함으로서 결정성장억제력이 떨어지게 된다. 그러므로 Al의 함량은 0.005~0.040중량%로 한정한다.

Mn은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과도 있으며, Si과 함께 질화처리에 의해서 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성함으로써 1차재결정립의 성장을 억제하여 2차재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 그러나, 0.20%를 초과하여 첨가되면 강판 표면에 Fe₂SiO₄이외에 Mn Oxide가 형성되면서 고온소둔중에 형성되는 베이스코팅 형성을 방해하여 표면품질을 떨어뜨리게 된다. 그러므로 Mn은 0.20중량% 이하로 한다.

N은 Al과 반응하여 AlN을 형성하는 중요한 원소로서 제강단계에서 0.010중량%이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 0.01중량%를 초과하여 첨가되면 열연이후의 공정에서 질소확산에 의한 Blister라는 표면결함을 초래하게 된다. AlN을 형성하기 위해 추가로 필요한 N은 냉간압연 이후의 소둔공정에서 암모니아 가스를 이용하여 강중에 질화처리를 실시하여 보강하도록 한다.

C는 본 발명의 핵심원소로서 0.10중량%이상 0.30중량%이하의 탄소를 첨가하여 열연판소둔 열처리를 통해 강판내 오스테나이트 분율을 60%이상 함유하도록 할 수 있고, 고분율의 오스테나이트 변태로 인해 전공정인 열간압연에 의해 형성된 불균질하고 길게 연신된 압연조직의 상변태 및 재결정을 활발하게 유도하므로써, 열연소둔판의 조직을 균질하고 미세하게 제어할 수 있다. 한편, 열연판 소둔과 동시에 탈탄소둔을 실시함으로서 강판 표층부의 고스집합조직이 심부로 성장하게 되며, 1차재결정 소둔판의 고스결정립의 분율을 증가시켜 최종소둔판의 고스집적도를 증가시키고 결정립크기를 감소시켜 고자속밀도 및 극저철손을 얻을 수 있게 된다.

또한 소정의 냉각속도 제어를 통해 오스테나이트상을 강도가 높은 베이나이트상 또는 마르텐사이트 상으로 변태시킬 수 있으며, 급냉에 의해 변태된 베이나이트 혹은 마르텐사이트는 열연판 소둔공정에서 오스테나이트상의 핵생성 장소를 제공하여 열연판소둔 열처리시 조직의 균질화를 촉진하므로써 미세하고 균질한 미세조직을 확보할 수 있으며, 그에 따라서 AlN 석출물을 미세하게 만들수 있으며, 열연판 소둔이 끝나고 급냉하였을 때 베이나이트나 혹은 마르텐사이트 형성을 촉진하여 냉간압연시 변형응력 집중에 따른 {110}<001>방향으로 배향도가 매우 높은 고스 집합조직을 형성할 수 있게 된다. 한편 열연판소둔열처리후 강판내 존재하는 잔류탄소에 의해 냉간압연중 전위의 고착을 활성화시켜 전단변형대를 증가시켜 고스핵의 생성장소를 증가시켜 1차재결정소둔판의 고스결정립의 분율을 증가시키게 된다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.10중량%이상의 탄소를 슬라브 내에 함유하여야 한다. 하지만, 탈탄소둔 공정에서 탈탄을 충분히 실시하지 않으면 최종제품을 전력기기에 적용시 자기시효에 의한 자기적 특성의 열화현상을 초래하게 되며, 슬라브에 탄소를 0.30%를 초과하여 함유하게 되면 열연판 소둔시 충분한 탈탄을 위해 소모되는 시간이 증가하게 되고, 소둔시간의 증가와 더불어 표면에 두터운 산화층이 형성될 뿐만 아니라 이로 인해 탈탄 지연현상이 발생하게 되어 충분한 탈탄을 시행할 수 없게 된다. 따라서 C의 함량은 0.10~0.30중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

S는 0.01%를 초과하여 함유되면 MnS의 석출물들이 슬라브내에서 형성되어 결정립성장을 억제하게 되며, 주조시 슬라브 중심부에 편석하여 이후 공정에서의 미세조직을 제어하기가 어렵다. 또한 본 발명에서는 MnS를 주된 결정립성장 억제제로서 사용하는 것이 아니기 때문에 S가 불가피하게 첨가되는 함량 이상으로 첨가되어 석출되는 것은 바람직하지 않다.

Sn은 결정립계 편석원소로서 결정입계의 이동을 방해하는 원소이기 때문에 결정성장을 보조적으로 억제하는 억제제로서 주억제제인 질화물과 황화물의 결정립 성장 억제력을 보다 향상시킨다. 특히 Sn은 1차재결정 집합조직에 있어서 {110}<001>방위의 고스 결정립 분율을 증가시킴으로써 2차재결정 집합조직으로 성장하는 고스방위의 핵이 많아지게 한다. 따라서 적정량의 Sn을 첨가하면 2차재결정 미세조직의 크기가 종래 방향성 전기강판에서 얻을 수 있는 크기보다 감소되고 이로 인해 최종제품에서 결정립 크기가 작아져 와전류손이 감소되므로 보다 우수한 자기적 특성을 갖는 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.

이와 같이, Sn은 결정립계에 편석을 통해서 결정립 성장을 억제하는데 중요한 역할을 하는 것으로, 보다 구체적으로 Sn은 미세화된 1차재결정 미세조직의 결정립 성장 구동력을 억제하는 억제효과를 향상시키며 Si 함량의 증가로 결정립 성장 억제 효과를 갖는 입자가 수적으로 감소하여 결정립 성장 억제력이 약화되는 것을 방지하는 역할도 수행한다. 뿐만 아니라 Sn은 2차재결정 집합조직 형성을 위한 고온소둔 과정중 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 등의 결정립 성장 억제효과를 야기하는 입자를 조대화하여 결정립 성장 억제력을 감소시킨다.

결과적으로 낮은 Si 함량으로 이루어진 슬라브를 이용하는 경우는 물론 높은 Si함량으로 이루어진 슬라브를 이용하는 경우에서도 성공적인 2차재결정 집합조직의 발현을 보장하며, 박물화를 위해 최종제품의 두께를 감소시키고자 압연율을 상향하고자 하는 경우에 있어서 입자에 의한 결정립 성장 억제력을 갖는 박물 방향성 전기강판의 문제점으로 지적되고 있는 입자의 열적 불안정성을 보상하여 2차재결정 집합조직의 성공적인 성장을 보상한다. 따라서 적정량의 Sn 첨가는 1차재결정 집합조직에서의 고스집합조직의 분율을 높이고 결정립 성장 억제력을 증가시키는 것을 가능케 하여 보다 우수한 집합조직, 안정적인 결정립 성장 억제력, 박물화에 따른 철손감소 효과를 동시에 얻을 수 있게 하여 주며, 결국 집적도가 매우 높은 고스결정립으로 구성된 2차재결정 집합조직을 확보할 수 있게 된다.

이러한 Sn이 0.08중량%미만으로 함유되는 경우 자기적 특성의 향상 효과는 있지만, 고스집합조직의 집적도가 향상되는 효과가 적고 기지내에 존재하는 입자에 의한 결정립 성장 억제력을 보상해주는 효과가 적어 자성 향상의 효과는 미미한 수준에 불과하다. 한편 Sn이 0.10중량%를 초과하여 함유되면 결정립 성장 억제력이 과도하게 증가하여 상대적으로 결정립 성장 구동력을 증가시키기 위해 1차재결정 미세조직의 결정립 크기를 감소시켜야 하기 때문에 탈탄소둔을 낮은 온도에서 실시하여야 하고, 이로 인해 적절한 산화층으로 제어하기 어려워져 양호한 표면을 확보할 수가 없으며, 또한 기계적 특성의 측면에서 입계 편석원소의 과잉편석으로 인해 취성이 증가하여 제조과정중에 판파단을 야기할 수 있다. 따라서 Sn은 0.08~0.10중량%로 함유되는 것이 바람직하다.

Sb는 Sn과 마찬가지로 결정립계 편석 원소로서 결정성장을 억제하는 효과가 있으며, 2차재결정시 형성되는 강판표면의 산화층 형성을 억제함으로써 강판과 산화층의 밀착성을 좋게 하여 철손을 개선시키는 효과도 있다. 그러나 Sb는 융점이 낮아서 1차재결정 소둔중 표면쪽으로의 확산거동이 발생하여 표면산화층 형성을 억제하는 효과가 있기 때문에, Sb의 과잉 첨가는 베이스코팅의 근간이 되는 1차재결정 소둔중 형성된 표면산화층을 오히려 악화시키고, 결정립 성장 억제력을 과하게 하여 고스집합조직과 상관 없는 다른 집합조직까지 성장하게 하며, 그 결과 2차재결정 집합조직을 훼손시켜 자기적 특성을 저해하는 문제점을 일으킨다. Sb는 Sn의 결정립 성장 억제력을 보조해주는 역할을 하는 원소로서 단독으로 첨가하는 것보다는 Sn과 함께 복합으로 첨가하는 것이 바람직하다. Sb를 Sn과 함께 복합으로 첨가하였을 경우 Sb는 0.01~0.03중량%로 함유시키는 것이 바람직하며, Sn(wt.%)+0.3.×Sb(wt.%)는 0.08이상 0.11이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

P는 Sn과 Sb와 유사한 효과를 나타내는 원소로서, 결정립계에 편석하여 결정립계의 이동을 방해하고 동시에 결정립 성장을 억제하는 보조적인 역할이 가능하며, 미세조직측면에서 {110}<001>집합조직을 개선하는 효과가 있다. P의 함량이 0.005중량%미만이면 첨가의 효과가 없으며, 0.05중량%를 초과하여 첨가하면 취성이 증가하여 압연성이 크게 나빠지므로 0.005~0.05중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

상기의 조성을 갖는 슬라브를 이용하여 제조된 방향성 전기강판은 2차 재결정 소둔후의 결정립이 자성에 유리한 10~30mm의 적정 크기로 형성되고, 고스집합조직의 핵생성 장소 증대로 고스집합조직과 압연방향의 방위관계중의 하나인 베타방위(β각도; TD방위를 축으로 [001]방위와 RD방위간의 각도)가 2.5°이내로 확보되어 극히 우수한 자기적 특성을 갖게 된다.

이하에서는 본 발명의 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판 제조방법에 대하여 설명한다.

제강단계에서 주상정조직인 주조조직을 완화시켜주고 주조후 상온까지 응고할 동안 석출된 조대한 석출물들을 재고용시키는데 있어서 탄소함량과 슬라브재가열조건은 매우 중요하다. 일반적으로 탄소함량이 높을수록 상변태가 활발해져 주조조직인 주상정조직을 완화시키는 효과가 향상된다. 또한 슬라브재가열 온도 및 열간압연 작업은 타강종과 유사한 온도조건에서 제조하는 것이 생산성 측면에서 유리하며, 따라서 슬라브 가열온도는 1050~1250℃로 정함이 바람직하다.

한편 방향성 전기강판의 결정립의 안정성을 확보하기 위해서 산가용성 Al과 소강N의 함량이 매우 중요하다. 산가용성 Al과 소강N은 응고도중 (Al,Si,Mn)N나 AlN을 석출시키는 중요한 원소로서, 다음과 같은 함량관계에 따라 기지내부에 고용되거나 석출되게 된다. 즉 산가용성 Al과 소강질소는 함량에 따라 평형상수Ks를 가지고 평형상수에서 오른쪽에 치우칠수록 석출이 활발해지고, 왼쪽으로 치우칠수록 기지내부에 고용되게 된다. 또한 슬라브재가열온도가 평형상수 Ks보다 낮으면 응고중 석출된 불안정한 (Al,Si,Mn)N이나 AlN이 기지내에 재고용되지 못한다.

한편 슬라브 재가열온도가 너무 낮게되면 응고시 생성된 석출물들이 너무 많아서 압연성을 저해하게 된다. 따라서 산가용성 Al과 소강N은 반드시 제어가 되어야하며, 여기서 산가용성 Al은 0.005~0.040%, 소강N은 0.010%이하가 되어야한다.

상기와 같은 소정의 온도로 슬라브를 가열한 다음, 열간압연을 실시하는데, 열간압연된 열연판의 두께는 1.5~2.5mm로 형성되도록 한다. 열연판의 두께가 2.5mm를 초과하면 열연이후의 급냉과정에서 냉각속도가 떨어져 조대한 탄화물이 형성되어 자성이 열화된다. 또한 1.5mm 미만의 두께로 열간압연하는 것은 압연부하 증가의 어려움이 따르며 두께 제어가 곤란해진다. 따라서 열연판의 두께는 1.5~2.5mm로 형성됨이 바람직하다.

이어서 초당 15℃이상의 냉각속도로 냉각하여 600℃이하의 온도에서 권취한다. 초당 15℃미만의 냉각속도로 권취하였을 경우, 냉각과정에서 조대한 탄화물이 형성되어 자성이 열화되며, 이와 더불어 취약한 시멘타이트(Fe₃C) 및 페라이트(ferrite)의 층상구조인 펄라이트(pearlite)가 형성되고 확산변태인 베이나이트(bainite) 및 무확산변태인 마르텐사이트(martensite) 변태가 지연되어 열연판 소둔에서의 오스테나이트상 미세화 및 조직의 균질성 확보가 용이하지 못하게 된다. 따라서 열간압연후 열연판의 냉각속도는 초당 15℃이상으로 함이 바람직하다.

열연된 강판을 600℃를 초과하는 온도에서 권취하면 역시 조대한 탄화물이 형성되므로 권취온도는 600℃ 이하로 한정함이 바람직하다.

열간압연된 열연판 내에는 응력에 의해서 압연방향으로 연신된 변형조직이 존재하게 되며 열연중에 AlN이나 MnS등이 석출하게 된다. 그러므로 냉간압연 전에 균일한 재결정 미세조직과 미세한 AlN의 석출물 분포를 갖기 위해서는 다시 한번 슬라브 가열온도 이하까지 열연판을 가열하여 변형된 조직을 재결정시키고 또한 충분한 오스테나이트상을 확보하여 AlN 및 MnS과 같은 결정립 성장 억제제의 고용을 촉진하는 것이 중요하다. 따라서 열연판 소둔온도는 오스테나이트 분율을 최대로 가져가기 위해서 900~1200℃까지 가열하는 것이 바람직하다.

이와 같이 열연판을 900~1200℃까지 가열한후에는 900℃이상 1100℃이하의 온도에서 균열처리를 수행함이 바람직하다. 균열처리 온도가 900℃미만이면 고용된 석출물이 확산하지 못하고 미세하게 석출되며, 균열처리 온도가 1100℃를 초과하면 석출물이 균일화가 이루어지지 않고 이후의 냉각과정에서 석출되는 문제가 발생하게 된다. 따라서 900℃이상 1100℃이하의 온도에서 균열처리를 수행하여 석출물의 성장구동을 강화하도록 한다.

균열처리는 습윤분위기하에서 행하여 탈탄을 동시에 수행함이 바람직하다. 이는 고스집합조직의 핵생성 증가를 유도함과 동시에 강판내 잔류탄소량을 줄여 자기시효에 의한 품질열화를 방지하기 위함이다.

상기와 같이 열연판을 소둔열처리한 후 냉각함에 있어서는 급냉처리하는 것이 바람직하다. 서냉이 되면 AlN 및 MnS 등과 같은 결정립 성장 억제제의 추가 석출에 기인되는 산가용성 알루미늄 양이 작아지게 되고, 상대적으로 강도가 높은 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 상 대신 조대한 층상구조인 세멘타이트와 페라이트의 혼합조직인 펄라이트가 형성되어 이후의 냉간압연시에 가공경화에 의한 전단변형대의 형성이 약해지게 된다. 또한 펄라이트에 탄소가 세멘타이트로 존재하게 될 뿐만 아니라 결정립계에 판상이나 구상의 탄화물로 단독으로 존재하게 되어 조직 불균일을 초래하게 된다. 그러나 냉각속도가 초당 500℃를 초과하면 오스테나이트 상이 전량 강도가 높은 마르텐사이트 상으로 변태되어 냉간압연 공정에 부하가 걸리고 냉간압연판의 품질이 열위하게 된다.

따라서 열연판 소둔은 900℃이상 1200℃이하의 온도로 가열한후, 900℃이상 1100℃이하의 온도에서 균열처리 및 습윤분위기하에서 탈탄소둔 열처리를 행한 다음, 초당 15℃이상 500℃이하의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이때, 냉각방법은 공냉(空冷)이나 수냉(水冷) 혹은 유냉(油冷) 등의 방식으로 수행될 수 있으며, 혹은 이들중 2가지 이상을 혼용한 방식을 적용하는 것도 가능하다.

열연판 소둔후에는 리버스(Reverse) 압연기 혹은 탠덤(Tandom) 압연기를 이용하여 0.10mm이상 0.50mm이하의 두께로 냉간압연을 실시한다.

냉간압연시 온도가 150℃미만이면 냉간압연중 전위의 이동보다 탄소의 이동이 느려서 전위를 고착하는 효과가 떨어지고, 그로 인해 전단변형대가 불균일하게 형성될 뿐만 아니라 400℃를 초과하는 온도에서 강냉간압연하면 전위의 이동속도보다 탄소의 이동속도가 빨라져서 전위를 고착하는 효과 또한 떨어지며 전위는 전단변형대를 형성하기보다는 아격자나 아결정립 또는 다각화를 형성하여 2차재결정의 핵생성 장소를 저해하는 효과를 나타낸다. 따라서 냉간압연은 150℃이상 400℃이하의 온도에서 시행하는 것이 가장 바람직하다.

냉간압연은 중간에 변형된 조직의 풀림열처리(중간소둔)를 하지 않고 초기 열연두께에서 바로 최종제품의 두께까지 압연하는 1회 강냉간압연을 수행함이 가장 바람직하다. 1회 강냉간압연으로 {110}<001>방위의 집적도가 낮은 방위들은 변형방위로 회전하게 되고 {110}<001>방위로의 배향도가 높은 2차 재결정핵 생성 장소를 증가시켜 자성에 유리한 고스결정립들만 냉간압연판에 존재하게 된다. 2회 이상의 압연방법에서는 집적도가 낮은 방위들도 냉간압연판에 존재하게 되어 최종고온소둔시에 같이 2차재결정되므로 자속밀도와 철손이 열화되게 된다. 따라서, 냉간압연은 1회 강냉간압연으로 냉간압연율이 90%이상으로 압연하는 것이 가장 바람직하다.

이렇게 냉간압연된 판은 탈탄과 변형된 조직의 재결정 및 암모니아 가스를 사용한 질화처리를 수행하여 열연판소둔시 기재내 고용된 산가용성 알루미늄과 질소를 반응시켜 강력한 결정립 성장 억제제인 미세하고 균일한 분포를 갖는 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 등의 질화물을 다량 석출시켜 1차 재결정립의 결정립 성장을 억제하는 효과를 보다 극대화한다.

본 발명의 방향성 전기강판 제조에 있어 탄소의 역할은 매우 크지만, 최종제품에서 탄소가 많이 존재하게 되면 시간이 지남에 따라서 미세한 탄화물을 형성하여 철손을 크게 증가시키는 자기시효 현상이 나타나므로 1차재결정 소둔공정에서 탈탄을 수행하여 탄소를 일정수준까지 제거하여야 한다.

질화처리는 암모니아가스를 사용하여 강판에 질소이온을 도입함으로서 주석출물인 (Al,Si,Mn)N를 형성할 수 있다. 이러한 질화처리는 탈탄 및 재결정을 마친후에 수행되거나, 혹은 탈탄과 동시에 질화처리를 같이 할 수 있도록 암모니아가스를 동시에 사용하여 수행될 수 있으며, 어느 것이든 본 발명의 효과를 발휘하는데 문제가 없다.

탈탄과 질화처리에 있어서 강판의 소둔온도는 800~950℃의 범위내에서 열처리하는 것이 바람직하다. 강판의 소둔온도가 800℃보다 낮으면 탈탄하는데 시간이 많이 걸리게 되며, 강판의 표면에 SiO₂산화층이 치밀하게 형성되어 베이스코팅 결함이 발생한다. 반대로 강판을 950℃를 초과하는 온도로 가열하게 되면 재결정립들이 조대하게 성장하여 결정성장 구동력이 떨어져서 안정된 2차재결정이 형성되지 않는다.

마지막으로 통상적으로 방향성 전기강판의 제조시 강판에 MgO를 기본으로 하는 소둔분리제를 도포한 후 장시간 최종소둔하여 2차 재결정을 일으킴으로써 강판의 {110}면이 압연면에 평행하고, <001>방향이 압연방향에 평행한 {110}<001> 집합조직을 형성하여 자기특성이 우수한 방향성 전기강판을 제조한다. 최종소둔의 목적은 크게 보면 2차 재결정에 의한 {110}<001> 집합조직 형성, 탈탄시 형성된 산화층과 MgO의 반응에 의한 유리질 피막형성으로 절연성 부여, 자기특성을 해치는 불순물의 제거이다. 최종소둔의 방법으로는 2차 재결정이 일어나기 전의 승온구간에서는 질소와 수소의 혼합가스로 유지하여 입자성장 억제제인 질화물을 보호함으로써 2차 재결정이 잘 발달할 수 있도록 하고, 2차 재결정이 완료된 후에는 100% 수소분위기에서 장시간 유지하여 불순물을 제거한다.

이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

중량%로 Si:3.2%, C:0.080~0.321%, Mn:0.090%, S:0.003%, N:0.004%, Sol. Al:0.030%, P:0.028%, Sn:0.08%를 함유하고 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 함유하는 슬라브를 진공용해한 후 잉곳을 만들고, 이어서 1200℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm로 열간압연하였으며, 초당 50℃의 냉각속도로 600℃까지 냉각하였다. 열간압연된 열연판은 1050℃의 온도로 가열한 후 950℃에서 180초간 유지하여 소둔한 다음 수냉시켰다. 열연판의 소둔시 열처리중 습윤분위기에서 탈탄을 행하였다. 수냉시킨 열연소둔판은 산세한 후 0.23mm 두께로 1회 강냉간압연하였다. 냉간압연된 판은 850℃의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 혼합가스분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200ppm이 되도록 동시 탈탄 질화 소둔하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하고, 1200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 최종소둔판의 잔류C량과, 자기적 특성을 측정하고 주석출물을 관찰하여 하기 표 1에 나타내었다.

표 1에 나타낸 바와 같이 탄소함량을 본 발명의 범위인 0.1~0.3중량%로 제어한 발명재1~6은 자기적 특성이 우수하다. 탄소함량이 0.3중량%를 초과하는 비교재2와 비교재3의 경우 자기적 특성이 매우 열위해짐을 알 수 있다. 이는 과잉탄소함량에 의해 탈탄이 충분히 일어나지 못하여 최종제품의 자기적 특성이 열위해지기 때문이다.

중량%로, Si:3.2%, C:0.210~0.326%, Mn:0.09%, S:0.003%, N:0.004%, Sol. Al:0.030%, P:0.028%, Sn:0.08%를 함유하고 잔부 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 함유하는 슬라브를 진공용해한 후 잉곳을 만들고, 이어서 1200℃온도로 가열한 다음 3.0~2.0mm로 두께를 달리하여 열간압연하였다. 이어서 초당 50℃의 냉각속도로 600℃까지 냉각 후, 열간압연된 열연판을 1050℃ 온도로 가열한 후 950℃에서 180초간 유지하여 소둔한 다음 수냉시켰다. 열연판의 소둔시 열처리중 습윤분위기에서 탈탄을 행하였다. 수냉시킨 열연소둔판은 산세 후 1회 강냉간압연하여 두께 0.30~0.20mm의 다양한 냉연판을 제조하였다. 냉간압연된 판은 850℃의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 혼합가스분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200ppm이 되도록 동시 탈탄 질화 소둔하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하고, 1200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 자기적 특성을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.

표 2에서 확인할 수 있는 바와 같이, 슬라브 탄소함량을 본 발명의 범위(0.1~0.3%)로 제어한 발명재7~10은 모두 자기적 특성이 우수하다. 특히 발명재10은 1회 강냉간압연에 의하여 두께 0.20mm의 극박 냉연판의 제조가 가능하였으며, 이는 고탄소 함유에 의하여 열연판소둔중 오스테나이트의 양이 증가되고, 이에 의한 충분한 재결정에 의하여 이전 공정인 열간압연에서 발생된 불균질하고 압연방향 길게 연신된 조직들이 소멸되고, 전방향으로 미세한 결정립들로 구성되게 되어 미세한 기지조직에 석출물이 균질하게 분산 석출됨에 따라 냉간압연성이 개선되었기 때문인 것으로 생각할 수 있다.

중량%로, Si:3.2%, C:0.20%, Mn:0.099%, S:0.0045%, N:0.0043%, Sol. Al:0.028%, P:0.028%, Sn 및 Sb, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 함유하는 슬라브를 진공용해한 후 잉곳을 만들었으며, 이때 Sn과 Sb의 함유량은 표 3에 나타낸 바와 같이 변화시켰다. 이어서 1200℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm로 열간압연하였으며, 초당 50℃의 냉각속도로 600℃까지 냉각하였다. 열간압연된 열연판은 1050℃의 온도로 가열한 후 950℃에서 180초간 유지하여 소둔한 다음 수냉시켰다. 열연판의 소둔시 열처리중 습윤분위기에서 탈탄을 행하였다. 수냉시킨 열연소둔판은 산세한 후 0.23mm 두께가 되도록 1회 강냉간압연하였다. 냉간압연된 판은 850℃의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 혼합가스분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200ppm이 되도록 동시 탈탄 질화 소둔하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하고, 1200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 자기적 특성(W_17/5O, B₈)을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다. 또한 2차 재결정 결정립들의 {110}<001> 이상 방위에서 벗어난 각도의 절대값을 계산한 후 모든 위치에서 면적 가중 평균하여 β각도를 측정하고, 그 결과를 표 3에 함께 나타내었다.

표 3에 나타낸 바로부터, Sn이 0.08~0.10중량%의 범위로 함유되는 발명재11~14는 고스집합조직의 핵생성 장소 증대 효과로 고스방위로부터 벗어난 정도를 나타내는 최종강판의 β각도가 2.5°미만으로서 배향성이 월등히 향상되어 비교재8~14에 비하여 더욱 우수한 자성을 갖는 것을 확인할 수 있다.

특히, 발명재13과 발명재14는 Sn과 함께 Sb가 0.01~0.03중량%의 범위로 첨가되고 Sn(wt.%)+0.3×Sb(wt.%)이 0.08~0.11의 조건을 만족하도록 첨가되어, Sn이 단독으로 첨가된 발명재11과 발명재12보다 우수한 자성을 나타낸다.

Claims

중량%로, C: 0.10~0.30%, Si: 2.0~4.5%, Al: 0.005~0.040%, Mn: 0.20%이하, N: 0.010%이하, S: 0.010%이하, P: 0.005~0.05%, Sn: 0.08~0.10%를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 고탄소 함유 규소강 슬라브를 가열하고 열간압연한 후, 열연판 소둔에 이어 냉간압연을 실시하고, 이어서 탈탄 및 질화소둔을 실시한 후, 2차 재결정 소둔을 실시하되, 상기 열연판 소둔은 탈탄이 이루어지도록 수행되는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
청구항 1에 있어서,
상기 규소강 슬라브는 Sb: 0.01~0.03%를 추가로 함유하는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
청구항 2에 있어서,
상기 규소강 슬라브는 Sn과 Sb가 하기의 식1을 만족하도록 함유되는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
0.08 ≤ Sn(wt.%) + 0.3×Sb(wt.%) ≤ 0.11 ---------------------- (식1)
청구항 1 내지 청구항 3중 어느 한 항에 있어서,
2차 재결정된 강판에서 결정방위의 절대값의 면적가중 평균으로 β각도가 2.5°미만이 되도록 제어하는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
단, β각도는 2차 재결정 집합조직의 압연 직각방향을 축으로 [100]방향과 압연 방향간의 벗어남 각도임.