KR101351958B1 - 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법 및 그 방법에 의해 제조된 방향성 전기강판 - Google Patents

초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법 및 그 방법에 의해 제조된 방향성 전기강판 Download PDF

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Abstract

본 발명은 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법 및 그 방법에 의해 제조된 방향성 전기강판에 관한 것으로, Si를 3.3~5.0wt% 포함하는 규소강 슬라브를 가열하고 열간압연한 후, 열연판 소둔과 냉간압연을 실시하고, 탈탄 및 질화소둔을 실시한 후, 2차 재결정 소둔을 실시하여 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 있어서; 상기 규소강 슬라브 조성시 C를 0.07~0.12wt%로 첨가하고, 탈탄소둔 열처리중 550℃ 이전 온도범위에서의 산화능은 0.9~1.5로 유지하며, 550℃ 이후 온도범위에서의 산화능은 0.6~0.9로 제어하는 것을 특징으로 하는 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따르면, 종래 기술에서 공지된 Si 함량보다 높게 첨가하면서도 우수한 자기적 특성 및 양호한 표면품질을 얻을 수 있고, 현장 적용성이 뛰어난 효과도 얻을 수 있다.

Description

초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법 및 그 방법에 의해 제조된 방향성 전기강판{METHOD FOR MANUFACTURING GRAIN ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEETS WITH EXTREMELY LOW CORE LOSS AND HIGH FLUX DENSITY AND MANUFACTURED GRAIN ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEETS BY THAT METHOD}
본 발명은 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법 및 그 방법에 의해 제조된 방향성 전기강판에 관한 것이다.
잘 알려진 바와 같이, 방향성 전기강판은 압연방향에 대해 강편의 집합조직이 {110}<001>인 고스집합조직(Goss texture)을 나타내고 있어 일방향 혹은 압연방향으로 자기적 특성이 우수한 연자성 재료이다.
이러한 집합조직을 발현하기 위해서는 제강에서의 성분제어, 열간압연에서의 슬라브 재가열 및 열간압연 공정인자 제어, 열연판소둔 열처리, 1차재결정 소둔, 2차재결정 소둔 등의 복잡한 공정들이 요구되고, 이들 공정 또한 매우 정밀하고 엄격하게 관리되어야 한다.
한편, 고스집합조직을 발현하는 인자중의 하나인 인히비터 즉, 1차 재결정립의 무분별한 성장을 억제하고 2차재결정 발생시 고스집합조직만이 성장할 수 있도록 하는 결정립 성장 억제제의 제어 또한 매우 중요하다.
최종소둔에서 고스집합조직이 얻어지기 위해서는 2차 재결정이 일어나기 직전까지 모든 1차 재결정립의 성장이 억제되어야 하며, 이를 위한 충분한 억제력을 얻기 위해서는 인히비터의 양이 충분히 많아야 하며, 분포 또한 균일해야 한다. 아울러, 고온의 최종소둔 공정동안 2차재결정이 공히 일어나게 하기 위해서 인히비터의 열적 안정성이 우수하여 쉽게 분해되지 않아야 한다.
2차 재결정은 최종소둔시 1차 재결정립의 성장을 억제하는 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 재특성으로 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. Littman(특공소30-3651)이 제시하였던 MnS를 결정립성장억제제로 사용하고 2회냉간압연법으로 제조하였다. 2차재결정은 안정적으로 형성되었지만 자속밀도는 그다지 높지 않았고 철손도 높은 편이었다.
이후, 다구찌(田口), 板倉에 의해 일본특허공보 소40-15644호에 제시하였던 AlN, MnS 석출물을 복합이용하고, 냉간압연율을 80%이상 1회 강냉간압연함으로서 고자속밀도와 저철손의 방향성 전기강판을 제조할수 있었다. 이는 강력한 결정립성장억제제와 강냉간압연에 의해서 압연방향으로의 {110}<001>방위 배향도를 크게 향상시킴으로서 고자속밀도를 얻을 수 있었으며, 그에 따른 이력손실이 크게 개선되어 저철손의 특성을 얻을 수 있게 되었다.
한편, 전기강판의 규소함량을 증량함으로써 강판의 비저항을 높히고 강판에 흐르는 와전류를 억제하여 철손을 개선시키는 연구와 더불어 2차재결정후에 강판에 불필요한 불순물을 제거하는 순화소둔을 실시하여 강판의 청정성을 높이는 방법도 고안되었으며, 2차재결정립의 크기를 적정크기로 제어하여 철손을 감소시키는 방법도 연구되었다.
규소는 비저항이 매우 높은 원소로서 첨가시 철손 개선효과가 매우 크지만 함량이 증가할수록 취성이 크게 증가하여 가공성이 매우 떨어진다. 보통, 철손을 개선하기 위해 규소를 상업적 성분범위인 3.2wt%이상 상향하게 되면, 탈탄소둔시 SiO2 산화층이 치밀하고 과하게 형성되어 탈탄을 방해하여 페라이트와 오스테나이트의 상변태 재결정이 활성화되어 집합조직이 열화되는 문제점이 있으며, 상기 탈탄거동을 향상시키기 위해 습윤분위기를 과도하게 상향하면 Fe2SiO4 산화층이 치밀하고 과하게 형성되어 베이스코팅 형성이 매우 어렵게 된다.
또한, 탈탄소둔 과정을 거쳐 형성된 과하게 치밀한 산화층으로 인해, 1200℃에서 10시간 가량의 상업적인 소둔시간보다 장시간이 요구되게 되며, 불순물 함량을 더욱 줄이기 위한 순화소둔의 증가는 제조원가의 부담이 가중되기도 한다.
그리고, 적정한 2차재결정립크기 제어를 통한 철손개선의 효과는 결정립성장억제제와 냉간압연 및 1차재결정제어를 통하여 2차재결정형성과정을 조절하여야 하는 매우 복잡한 공정으로 아직까지 획기적인 제조기술은 개발되지 못하였다.
한편, 형성된 2차재결정립의 자구를 미세화하는 방법을 통하여 철손을 대폭 개선하는 연구가 진행되어 상당한 기술발전이 이루어졌다.
자구를 미세화하는 방법에는 강판표면에 레이저를 조사하여 강판표면에 일시적인 응력을 부여하여 {110}<001> 방위의 자구를 미세화하는 방법과 강판표면에 일정한 변형을 부여하고 풀림 열처리를 실시함으로써 자구의 구조적인 변화를 유도하여 자구를 미세화하는 방법이 있다. 이러한 자구미세화 방법은 최종 2차재결정소둔이 끝난 후에 최종 제품에 대해서 추가로 자구를 미세화하는 처리를 실시하기 때문에 제조원가가 상승하는 부담이 있다.
일반적으로, 강판의 두께를 감소시켜 철손의 대표적 성분중 하나인 와전류손실을 줄이는 방법은 냉간압연시 변형을 더 시켜서 얻을 수 있는데, 이 경우 결정성장 구동력이 증가하게 되며 원래의 결정성장억제제로서는 결정성장구동력을 억제하지 못하여 2차재결정이 불안정하게 이루어지게 된다. 이러한 결정성장과 결정성장억제력의 균형을 맞추면서 두께를 감소하기 위해서는 최종 냉간압연시 적정한 냉간압연율로 압연을 해야만 한다. 이때, 적정 냉간압연율은 결정성장 억제제의 억제력에 따라서 달라지게 된다. 예컨대, 앞서 다구찌가 제시하였던 AlN, MnS 복합석출물을 결정성장억제제로서 이용할 때에는 적정 냉간압연율이 약 87%이고, Littman이 제시한 MnS의 석출물인 경우 50~70%의 냉간압연율이 적정하다.
또 다른 이유로는 2차 재결정이 불균일하게 형성되는 것과 다른 하나는 정자기에너지적인 측면에서 두께감소에 따른 자구폭이 넓어져서 임의의 교류자장 인가시 자구이동이 용이하지 못하기 때문이다.
일본 특개평 5-302122에서는 강판두께 0.1~0.25mm의 박물 고자속밀도 방향성 전기강판 제조에 있어서 열연판 두께의 제약과 최종압연율 적정화를 해결하기 위하여 열연판을 10~50%의 예비냉연을 실시하고 이후에 열연판소둔 및 강냉간압연을 행하는 방향성 전기강판 제조방법을 제안하였으나 이 경우에 2회 냉간압연과 2회 재결정소둔으로 인한 제조원가의 상승 부담이 생긴다.
아울러, 강판 두께 0.23mm이하이며 저철손 고자속밀도의 방향성 전기강판을 제조하기 위한 합금성분계 조정과 다단 냉간압연 특허 이외에도 강냉간압연에 따른 커진 결정성장 구동력을 억제하기 위하여 미세한 AlN, MnS 석출물의 분포를 형성시킬수 있는 열연판 소둔방법을 일본특개평2-259019, 일본특개평5-125446에서 제안하였다.
그러나, 상기 일본특개평4-329830과 같이 슬라브 가열온도가 1200℃ 이하이고, 산가용성 알루미늄 함량에 따른 열연판 가열온도를 제어해야 하며 제어온도 또한 매우 협소하여 제조상 용이하지 못하다.
이외에도 0.23mm 이하의 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 대한 특허로서 소둔분리제인 MgO를 정전도포하는 방법에 대한 일본특개평4-014940과 3회 냉간압연과 3회 진공소둔을 제안한 특개평4-002526 및 압연두께에 따른 워크롤(Work roll) 직경 변경에 의한 극박재 제조방법에 대해서 한국공개특허 제2002-0033021호에 제안하였다.
그런데, 이러한 특허들은 현재 상용화되어 있는 제조기술에 대비하여 추가의 설비투자와 조업노하우를 새로이 축적해야만 하는 매우 어려운 기술로서 품질대비 경제성이 떨어지는 단점이 있다.
이제까지 논의되었던 종래의 기술을 정리하면, 고자속밀도 특성 확보를 위한 결정성장억제제의 개발 및 저철손 확보를 위한 규소상향 및 강판의 청정성을 높이기 위한 불순물제거 순화소둔 및 최종제품에 대한 자구미세화처리와 최종적으로 두께 감소를 통한 철손개선 방법이 연구개발되어 특허로 제안되었으며, 두께 감소를 통한 초저철손 방향성 전기강판 개발에 있어서는 두께 감소에 따른 적정 냉간압연율 도출 및 다단냉간압연이 필요하였고, 결정성장 억제제의 보강을 위한 B, Ti의 첨가와 Sn 및 Cr의 복합첨가와 동시에 엄격한 슬라브가열온도 및 열연판소둔 방법을 제시하였으나, 실제 제시된 조건들이 엄격한 생산조건으로서 생산공정의 부담과 제조원가의 상승요인이 되고 있다.
또한, 방향성 전기강판의 자기적 특성을 보다 향상시키기 위한 일환으로, 석출물에 의한 결정립성장 억제력을 통한 기술과는 달리 석출물과 유사한 수준의 억제력 효과를 얻을 수 있는 합금원소를 첨가함으로써 2차재결정 고온소둔 실시후 고스집합조직의 분율을 보다 증가시키는 기술, 1차재결정 소둔과정에서 1차재결정 집합조직중 고스집합조직의 분율을 높여 2차재결정 고온소둔 후 고스집합조직의 2차재결정 미세조직 분율을 증가시키는 기술, 1차재결정 미세조직의 조직불균일화에 기인되어 자기적 특성 향상에 전혀 도움이 되지 않는 집합조직이 성장하지 못하도록 1차 재결정된 결정립의 크기를 균일하게 분포하게 하는 기술 등이 있다.
상술한 방향성 전기강판의 자기적 특성을 향상시키기 위한 여러 가지 수단을 구현하기 위해 종래 제안된 방법으로는 강판에 합금성분을 첨가하는 방법을 들 수 있다.
이를 테면, 일본특개평1-283324에서는 1회 강냉간압연에 의한 결정성장억제력 약화를 보강하기 위하여 B, Ti를 첨가하는 것을 제안하였으나, B의 경우 매우 미소량 첨가에 의해 제강단계에서 제어가 매우 곤란하며, 또한 첨가한 후에 강중에서 조대한 BN를 형성하기 쉬우며, Ti도 고용온도가 1300℃이상인 TIN 혹은 TiC를 형성함에 따라서 2차재결정후에도 존재하여 철손을 오히려 증가시키는 요인으로 작용하기도 한다.
결정립 성장 억제력을 향상시키기 위한 또 다른 방법으로는 MnSe와 Sb를 결정립 성장 억제제로 이용하여 방향성 전기강판을 제조하는 방법으로, 대표적인 공지기술은 일본특개소51-13469호에 기재되어 있으며, 간략히는 다음과 같다.
예컨대, 고온슬라브가열, 열간압연, 열연판소둔, 1차 냉간압연, 중간소둔, 2차 냉간압연, 탈탄소둔, 최종소둔의 공정으로 이루어지며, 이 방법은 결정립 성장 억제력이 높아 높은 자속밀도를 얻을 수 있는 장점이 있지만 소재자체가 상당히 경하게 되어 1회냉간압연이 불가능하게 되어 중간소둔을 경유하게되는 2회의 냉간압연을 행하여 제조원가가 높아진다. 뿐만 아니라 유독성 및 고가의 Sb나 Se를 사용하기 때문에 유독물질 취급을 위한 별도의 설비가 필수적이며 작성이 나쁘고, 제조원가 또한 높아지는 단점이 있다.
결정립 성장 억제력을 향상하기 위한 또 다른 제안으로 Sn과 Cr을 복합으로 첨가하고 1200℃이하의 온도에서 슬라브가열 열처리하여 열간압연, 중간소둔, 1회 또는 2회 냉간압연, 탈탄소둔 후 암모니아 가스를 사용하여 질화처리하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법이 있으며, 대표 공지기술로는 일본특개평 3-281072가 있다.
그러나, 상기 공지기술은 저철손 고자속밀도의 방향성 전기강판을 제조하기 위한 매우 엄격한 제조기준 즉, 산가용성 Al과 소강 질소함량에 따라 열연판 소둔 온도를 엄격히 제어함으로써 열연판 소둔공정의 부담과 유독성의 Cr을 Sn과 복합첨가하여야 하기 때문에 제조원가가 높아질뿐만 아니라 산소친화력이 강력한 Cr으로 인해 탈탄질화 소둔공정에서 형성되는 산화층이 상당히 치밀하게 형성됨므로써 탈탄이 용이하지 못하고 질화가 잘 되지 않는 단점이 있다.
다른 한편, 강판에 Sb, P, Sn 등과 같은 원소들을 첨가할 경우에는 전기강판의 자성이 크게 향상될 수 있는데, 그 이유는 다음과 같다.
즉, Sb는 냉간압연 공정중 생성되는 고스방위의 결정립핵을 증가시켜, 1차재결정 집합조직에서 고스방위를 가지는 결정립의 분율을 향상시키는 효과가 있다.
또한, Sb는 1차재결정 결정립계에 편석하여 2차재결정 고온소둔시 고스집합조직을 갖는 결정립들의 2차재결정 개시온도를 상승시켜 집적도가 우수한 2차재결정 미세조직을 얻을 수 있다.
그러나, Sb를 일정 수준 이상 첨가할 경우 결정립 성장 억제력이 너무 강하여 고스집합조직의 2차재결정이 제대로 일어나지 않을 뿐만 아니라, 탈탄소둔시 표면에서의 산화반응을 억제하여 양질의 표면산화층을 형성시키지 못하게 하여 종국에는 2차재결정 고온소둔후 베이스코팅이 열화되는 단점이 있다.
또한, P는 1차 재결정시 집합조직을 개선하는 효과가 있다고 보고되고 있다.
즉, 1차 재결정시 고스 방위를 가진 결정립의 분율을 높이는 효과를 가진다.
그러나, P는 입계에 편석되는 경향이 상당히 강하여, 소강상태에서 소정의 중량으로 제어를 제대로 하지 못하면 압연과정중 판파단이 빈번하게 발생하는 문제점이 있다.
방향성 전기강판에 상기와 같은, Sb, P, Sn 등의 원소를 첨가하는 특허로는 일본공개특허 제2006-241503호, 일본특개평2-294428, 일본공개특허 제2007-254829호, 일본공개특허 제2007-051338호, 일본특개평11-335794 등을 들 수 있다.
이들 중 상기 일본공개특허 제2006-241503호에는 다른 성분과 함께 P:0.015~0.07wt%를 포함하고 필요에 따라 Sb:0.005~0.2wt% 및 Sn:0.01~0.5wt% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 더 첨가하여 안정된 자기특성을 가지는 제조방법이 개시되어 있다.
또한, 일본특개평2-294428호에는 P:0.0007~0.045wt%를 첨가한 고자속밀도 방향성 전기강판이 개시되어 있다.
나아가, Sb, P, Sn 중 단독 또는 복합으로 첨가하는 기술방법이 제안되어 있으며, 이는 상기 일본공개특허 제2007-254829호에 잘 나타나있다. 즉, 필요에 따라 Sn, Sb, P 중 일종 이상을 0.02~0.30wt% 함유하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법이 기재되어 있다.
뿐만 아니라, 상기 일본공개특허 제2007-051338호에는 P를 0.2wt%이하로 소강중에 첨가하고 필요에 따라 Sb을 0.001~0.02wt% 및 Sn을 0.002~0.1wt% 중에서 선택되는 일종 이상의 원소를 더 포함하는 방향성 전기강판 제조방법이 개시되어 있는데, 자기적 특성은 압연방향에 45°방향으로 우수하게 나타난다는 특징이 있다.
또한, 일본 특개평11-335794에는 전기강판의 성분계에 Sb, P, Sn, B, Bi, Mo, Te, Ge 등의 원소 중에서 선택된 1종 이상의 원소를 0.0005~2.0wt% 첨가한 전기강판의 제조방법이 개시되어 있다.
상술한 바와 같이 공지된 기술들은 Ti, B, Se, Sb, P, Sn 등의 합금원소를 첨가하여 방향성 전기강판을 제조하는 기술들의 대략적인 구성은 기재되어 있으나, 합금원소의 범위가 대체적으로 너무 광범위하게 기재되어 있으며, 각각의 합금원소들의 효과에 대한 기술은 미미할 뿐만 아니라 단독의 효과가 주를 이루는 것이 아닌 대부분 2종 이상 의 합금원소를 포함하는 정도로만 기술되어 있다.
즉, 현재까지의 공지기술들에 따르면 Ti, B, Se, Sb, P, Sn 등의 첨가에 의해 자성이 향상될 수 있다는 정도만 서술되어 있을 뿐 직접적인 효과나 적절한 함량 및 2종 이상의 합금원소를 첨가하였을 경우 원소간 상호작용에 의한 시너지효과에 대한 규명은 전혀 서술되어 있지 않다.
다시 말해, 상기한 합금원소들의 효과가 제대로 발휘될 수 있는 구제적인 방안은 제공되지 않았고, 제시되었다고 하더라도 원인이나 관계규명은 미흡한 실정이다.
이에 더하여, 종래 기술에 의해 제시된 방향성 전기강판에 비하여 상술한 공지기술들에 기재된 합금원소들을 첨가한 방향성 전기강판들의 1차 재결정 및 2차 재결정 거동이 상이함에도 불구하고, 공지기술들은 해결방안을 전혀 제공하지 않고 있는 실정이다.
본 발명은 상술한 바와 같은 종래 기술상의 제반 문제점들을 감안하여 이를 해결하고자 창출된 것으로, 규소함량 증가에 따른 자성향상 효과를 더욱 안정화하기 위해 Sn, P, C를 적절한 범위로 제어하여 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법 및 그 방법에 의해 제조된 방향성 전기강판을 제공함에 그 첫번째 목적이 있다.
또한, 본 발명은 규소함량 증가에 기인하는 자기적 특성이 우수한 전기강판을 제조할 때 발생하기 쉬운 불안정한 탈탄거동에 따른 집합조직 열화 및 그에 따른 자성 열화문제를 해결하도록 적절한 수소 습윤분위기로 제어하여 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법 및 그 방법에 의해 제조된 방향성 전기강판을 제공함에 그 두번째 목적이 있다.
본 발명은 상기한 목적을 달성하기 위한 수단으로, Si를 3.3~5.0wt% 포함하는 규소강 슬라브를 가열하고 열간압연한 후, 열연판 소둔과 냉간압연을 실시하고, 탈탄 및 질화소둔을 실시한 후, 2차 재결정 소둔을 실시하여 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 있어서; 상기 규소강 슬라브 조성시 C를 0.07~0.12wt%, 결정립 성장 보조 억제제로 Sn을 0.08~0.10wt% 및 P를 0.03~0.06wt% 첨가하며, 산가용성 Al:0.005~0.040wt%, Mn:0.20wt% 이하(0 제외), N:0.010wt% 이하(0 제외), S:0.010wt% 이하(0 제외)를 포함하고, 기타 불가피한 불순물 및 나머지 Fe로 이루어진 탈탄소둔 열처리중 550℃ 이전 온도범위에서의 산화능은 0.9~1.5로 유지하며, 550℃ 이후 온도범위에서의 산화능은 0.6~0.9로 제어하는 것을 특징으로 하는 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법을 제공한다.
이때, 상기 열연판소둔 후 열연소둔판의 석출물 평균 크기가 직경 50~500nm가 되도록 제어하는 것에도 그 특징이 있다.
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뿐만 아니라, 상기 탈탄소둔 후 강판 표면에 형성된 산화물을 포함하는 산화층의 깊이가 2~6㎛의 범위로 형성되게 제어하는 것에도 그 특징이 있다.
아울러, 상기 2차 재결정 소둔 후 미세조직의 결정립 크기가 직경 1~3cm의 크기를 갖도록 제어하는 것에도 그 특징이 있다.
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또한, 본 발명은 2차 재결정 소둔 후 미세조직의 결정립 크기가 직경 1~3cm의 크기를 가지며, 결정립 방위의 면적가중평균은 고스방위 중 베타각도로부터 벗어난 정도가 3°이내인 것을 특징으로 하는 앞선 기재의 방법으로 제조된 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판도 제공한다.
본 발명에 따르면, 종래 기술에서 공지된 Si 함량보다 높게 첨가하면서도 우수한 자기적 특성 및 양호한 표면품질을 얻을 수 있고, 현장 적용성이 뛰어난 효과도 얻을 수 있다.
이하에서는, 바람직한 실시예를 참조하여 본 발명을 보다 상세하게 설명하기로 한다.
본 발명의 구체적인 설명에 앞서, 이하 설명되는 성분조성비중 "이하"와 같은 표현의 경우 "0wt%"는 포함하지 않는 의미임을 미리 밝혀둔다.
본 발명에 따른 방향성 전기강판은, 제강단계에서 Si의 함량을 3.3-5.0wt%, 산가용성 Al을 0.005-0.04wt%, Mn을 0.20wt%이하, N를 0.010wt%이하, S를 0.010wt%이하, P를 0.03-0.06wt%, C를 0.07-0.12wt%, Sn을 0.08-0.10wt%로 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브를 1050~1250℃의 온도에서 가열하여 결정립 성장 억제제 역할을 수행하는 AlN, MnS등 석출물을 고용시켜 열간압연하여 권취한 다음, 900℃~1200℃의 온도에서 열연판소둔 열처리를 실시한 후, 1회 강냉간압연함으로써 냉간압연조직에 {110}<001>방위로의 배향도가 높은 2차재결정 핵을 형성시킨 후, 동시 탈탄 질화소둔 열처리를 통하여 결정립 성장 억제제인 미세하고 균일한 분포를 갖는 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 등의 질화물을 다량 석출시키고, 최종 2차재결정 고온소둔을 실시함으로써 {110}<001>방위로의 집적도가 매우 높고 결정립크기가 상당히 미세한 고스집합조직으로 구성된 자성이 획기적으로 우수한 초처절손 고자속밀도를 가질 수 있게 된다.
이때, 본 발명에 따른 자성이 획기적으로 향상된 방향성 전기강판을 제조하기 위한 성분원소의 첨가 한정사유는 다음과 같다.
[Si :3.3~5.0wt%]
Si는 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철손(core loss)을 낮추는 역할을 한다.
Si함량이 3.3wt% 미만인 경우 비저항이 감소하게 되어 와전류손이 증가하여 철손특성이 열화되고, 탈탄질화시둔시 페라이트와 오스테나이트간 상변태가 활발하게 되어 1차재결정 집합조직이 심하게 훼손된다. 또한, 고온소둔시 페라이트와 오스테나트간 상변태가 발생하게 되어 2차재결정이 불안정해질뿐만 아니라 {110}고스집합조직이 심하게 훼손된다.
한편, Si함량이 5.0wt%초과로 과잉 함유시에는 탈탄질화소둔시 SiO2 및 Fe2SiO4 산화층이 과하고 치밀하게 형성되어 탈탄거동을 지연시켜 페라이트와 오스테나이트간 상변태가 탈탄질화소둔 처리동안 지속적으로 일어나게 되어 1차재결정 집합조직이 심하게 훼손된다.
또한, 상술한 치밀한 산화층 형성에 따른 탈탄거동 지연효과로 질화거동이 지연되어 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 등의 질화물이 충분히 형성되지 못하여, 고온소둔시 2차재결정에 필요한 충분한 결정립 억제력을 확보할 수 없게 된다.
뿐만 아니라, 전기강판의 기계적 특성인 취성이 증가하고 인성이 감소하여 압연과정중 판파단 발생율이 심화되고, 판간 용접성이 열위하게 되어 용이한 작업성을 확보할 수 없게 된다.
따라서, Si함량을 상기 범위로 제어하지 않으면 2차재결정 형성이 불안정해져 자기적 특성이 심각하게 훼손되고, 작업성 또한 악화된다. 그러므로, Si는 3.0~5.0 wt%로 한정해야 한다.
[C: 0.07~0.12wt%]
C는 페라이트 및 오스테나이트간 상변태를 야기하는 원소로서 취성이 강해 압연성이 좋지않은 전기강판의 압연성 향상을 위해 필수적인 원소이나, 최종제품에 잔존하게 될 경우 자기적 시효효과로 인해 형성되는 탄화물이 자기적 특성을 악화시키는 원소이기 때문에 적정한 함량으로 제어되어야 한다.
이를 위해, 상기 C는 상기 Si함량의 범위에서 0.07wt% 미만으로 함유되게 되면 페라이트 및 오스테나이트간 상변태가 제대로 작용하지 않기 때문에 슬라브 및 열간압연 미세조직의 불균일화를 야기하게 된다.
또한, 열연판소둔열처리중 페라이트 및 오스테나이트간 상변태가 과부족하게 되면, 슬라브 재가열시 재고용된 석출물들이 조대하게 석출되어 1차재결정 미세조직이 불균일하게 되고, 최종소둔시 결정립 성장 억제제의 부족에 따른 2차재결정 거동이 불안정하게 된다.
따라서, C의 최소함량은 상술한 문제를 극복할 수 있도록 0.07wt% 이상으로 첨가해야 한다.
또한, 열연판소둔열처리후 강판내 존재하는 잔류탄소에 의해 냉간압연중 전위의 고착을 활성화시켜 전단변형대를 증가시켜 고스핵의 생성장소를 증가시켜 1차 재결정 미세조직의 고스결정립 분율을 증가시키게 되므로 C가 많을수록 이로울 것 같으나, 상술한 Si함량의 범위에서 0.12wt%초과로 함유하게 되면 별도의 공정이나 설비를 추가하지 않는다면 탈탄소둔공정에서 충분한 탈탄을 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 이로인해 야기되는 페라이트와 오스테나이트간 상변태에 따른 집합조직 열화현상으로 인해 2차재결정 집합조직의 심하게 훼손되게 되고, 나아가 최종제품을 전력기기에 적용시 자기시효에 의한 자기적 특성의 열화현상을 초래하게 된다.
이에 따라, 상기 C의 최대함량은 0.12wt%이하로 유지하여야 한다.
한편, 본 발명자들은 상술한 C의 효과를 얻기 위해서는 Si함량에 따른 C함량 범위가 Si(wt%)×0.0212≤C(wt%)≤Si(wt%)×0.0363의 관계를 가져야 함을 발견하였는 바, 상기 범위내에서 상기 조건을 만족하는 것이 가장 적합하였다.
[P : 0.03~0.06wt%]
P는 결정립계에 편석하여 결정립계의 이동을 방해하고 동시에 결정립 성장을 억제하는 보조적인 역할이 가능하며, 미세조직측면에서 {110}<001>집합조직을 개선하는 효과가 있다.
본 발명에서는 상기 Si함량 범위에서 P의 함량이 0.03wt% 미만이면 첨가효과가 없으며, 0.06wt% 초과하여 첨가하면 취성이 급격히 증가하여 압연성이 크게 나빠지므로 0.03~0.06wt%로 한정해야 한다.
[Sn : 0.08~0.10wt%]
Sn은 P와 마찬가지로 결정립계 편석원소로서 결정립계의 이동을 방해하는 원소이기 때문에 결정립 성장 억제제로서 알려져 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si함량 범위에서 고온소둔시 원활한 2차재결정 거동을 위한 결정립 성장 억제력이 부족하기 때문에, 결정립계에 편석함으로써 결정립계의 이동을 방해하는 Sn이 반드시 필요하다.
즉, Sn은 Si함량 증가에 따른 결정립 성장 억제력의 부족현상을 결정립계에 편석을 통해서 보완하여 {110}고스집합조직의 안정적인 2차재결정을 유도하는데 중요한 역할을 하며, 고온소둔시 산화층을 열적으로 보다 안정하게 하여 고온소둔 과정중 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 등의 결정립 성장 억제제가 열적으로 불안정해지는 것을 지연시켜 2차재결정이 안정적으로 일어날 수 있도록 도와주는 효과가 있다.
결과적으로 높은 Si 함량에서 성공적인 2차재결정 집합조직의 발현을 보장한다.
따라서, Sn의 첨가로 인해 높은 Si함량에서의 결정립 성장 억제력을 증가시키기 때문에 보다 우수한 집합조직, 안정적인 결정립 성장 억제력, 박물화에 따른 철손감소효과 동시에 얻을 수 있는 즉, 집적도가 높은 고스결정립으로 구성된 2차재결정 집합조직을 확보할 수 있다.
이러한 Sn의 함량이 0.08wt% 미만으로 함유될 경우 자기적 특성 향상 효과는 있으나 그 효과가 미미할 뿐만 아니라, 고스집합조직의 집적도가 향상되는 효과가 적고 오히려 기지내에 존재하는 입자에 의한 결정립 성장 억제력을 보상해주는 효과가 적기 때문에 자성향상 효과가 있다고 볼 수 없다.
반면, 그 함량이 0.10wt% 초과될 경우 결정립 성장 억제력이 너무 증가하여 상대적으로 결정립 성장 구동력을 증가시키기 위해 1차재결정 미세조직의 결정립 크기를 감소시켜야 하기 때문에 탈탄소둔을 낮은 온도에서 실시해야하며, 이로인해 적절한 산화층으로 제어할 수 없어서 양호한 표면을 확보할 수가 없다.
또한, 기계적 특성 측면에서 입계편석원소의 과잉편석으로 인해 취성이 증가하여 제조과정중 판파단을 야기할 수 있기 때문에, Sn의 함량은 0.08wt%이상 0.10wt%이하로 첨가하여야 한다.
[산가용성 Al : 0.005~0.04wt%]
Al은 열간압연과 열연판소둔시에 미세하게 석출된 AlN이외에도 냉간압연이후의 소둔공정에서 암모니아가스에 의해서 도입된 질소이온이 강중에 고용상태로 존재하는 Al, Si, Mn과 결합하여 (Al,Si,Mn)N 및 AlN형태의 질화물을 형성함으로써 강력한 결정립 성장 억제제의 역할을 수행하게 되며, 그 함량이 0.005wt% 이하인 경우에는 형성되는 개수와 부피가 상당히 낮은 수준이기 때문에 억제제로의 충분한 효과를 기대할 수 없고, 함량이 너무 높게되면 조대한 질화물을 형성함으로써 결정립 성장 억제력이 떨어지게 된다.
그러므로, 상기 Al의 함량을 0.005~0.040wt%로 한정해야 한다.
[Mn : 0.20wt%이하(0wt% 제외)]
Mn은 Si와 동일하게 비저항을 증가시켜 와전류손을 감소시킴으로써 전체 철손을 감소시키는 효과도 있으며, Si와 함께 질화처리에 의해서 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성함으로써 1차재결정립의 성장을 억제하여 2차재결정을 일으키는데 중요한 원소이다.
그러나, 0.20wt% 이상 첨가시에는 강판 표면에 Fe2SiO4 이외에 (Fe, Mn) 및 Mn 산화물이 다량 형성되어 고온소둔중에 형성되는 베이스코팅 형성을 방해하여 표면품질을 저하시키게 되고, 고온소둔공정에서 페라이트와 오스테나이트간 상변태를 유발하기 때문에 집합조직이 심하게 훼손되어 자기적 특성이 크게 열화되게 된다.
그러므로, Mn은 0.20wt% 이하로 첨가해야 한다.
[N : 0.010wt%이하(0wt% 제외)]
N은 Al과 반응하여 AlN을 형성하는 중요한 원소로서 제강단계에서 0.01wt%이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
0.01wt% 이상 첨가하게 되면 열연이후의 공정에서 질소확산에 의한 Blister라는 표면결함을 초래하고, 슬라브 상태에서 질화물이 너무 많이 형성되기 때문에 압연이 어려워져 차공정이 복잡해지고 제조단가가 상승하는 원인이 되기 때문에 0.01wt%이하로 억제한다.
한편, (Al,Si,Mn)N 및 AlN등의 질화물을 형성하기 위해 추가로 필요한 N은 냉간압연이후의 소둔공정에서 암모니아가스를 이용하여 강중에 질화처리를 실시하여 보강한다.
[S : 0.010wt%이하(0wt% 제외)]
S는 0.01wt% 이상 함유 되면 MnS의 석출물들이 슬라브내에서 형성되어 결정립성장을 억제하게 되며, 주조시 슬라브 중심부에 편석하여 이후 공정에서의 미세조직을 제어하기가 어렵다.
또한, 본 발명에서는 MnS를 결정립성장 억제제로서 사용하지 않기 때문에 S가 불가피하게 들어가는 함량이상으로 첨가하여 석출이 되는 것은 바람직하지 않다.
따라서, S의 함량은 0.010wt% 이하로 한정되어야 한다.
이러한 조성으로 이루어진 강 슬라브를 본 발명의 불안정한 탈탄거동에 따른 집합조직 열화 및 그에 따른 자성 열화문제를 해결하기 위해 다음과 같이 제조한다.
열간압연 전 슬라브를 재가열할 경우 고용되는 N 및 S가 불완전 용체화되는 소정의 온도 범위에서 하는 것이 바람직하다.
만약, N 및 S가 완전용체화될 경우 열연판 소둔 열처리후 질화물이나 황화물이 미세하게 다량 형성됨으로써 후속공정인 1회 강냉간압연이 불가능하게 되어 추가적인 공정이 필요하게 되기 때문에, 제조원가가 상승하는 문제점이 발생할 수 있으며, 또한 1차 재결정립 크기가 상당히 미세하게 되기 때문에 적절한 2차재결정을 발현할 수 없게 될 수도 있다.
따라서, 본 발명에서는 함유된 N의 총량을 제어하는 것보다 슬라브 재가열에 의해 재고용되는 N의 고용량을 제어하는 것이 더 중요하다.
즉, 재고용되는 N이 탈탄 질화 소둔공정에서 형성되는 추가적인 AlN의 크기와 양을 좌우하게 되며, AlN의 크기가 동일할 경우 양이 너무 많으면 결정립 성장 억제력이 증가하여 고스집합조직으로 이루어져있는 적합한 2차 재결정 미세조직을 얻을 수가 없게 된다.
반대로, 양이 너무 적으면 1차 재결정 미세조직의 결정립 성장 구동력이 증가하게 되어 상술한 현상과 유사하게, 적절한 2차 재결정 미세조직을 얻을 수가 없게 된다.
따라서, 슬라브 재가열을 통해 강 슬라브 내에 재고용되는 N의 함량은 20~50ppm이 바람직하며, 이때 재고용되는 N의 함량은 강 슬라브에 함유되어 있는 Al의 함량을 고려해야 하는데, 이는 결정립 성장 억제제로 사용되는 질화물이 (Al,Si,Mn)N 및 AlN이기 때문이다.
이를 테면, 순수 3% 규소강판의 Al과 N과의 고용도와 관련하여 상관관계식은 Iwayama가 제안하였으며, 다음과 같다.
Figure 112011091906865-pat00001
예를 들어, 산가용성 알루미늄이 0.028wt%, N이 0.0050wt%임을 가정하였을 때 Iwayama식에 의한 이론고용온도는 1258℃로서 이와 같은 전기강판의 슬라브를 가열하기 위해서는 1300℃로 가열해야만 한다.
그런데, 슬라브를 1280℃ 이상으로 가열하게 되면 강판에 저융점의 규소와 기지금속인 철의 화합물인 Fayalite가 생성되면서 강판의 표면이 녹아내려 열연작업성이 매우 어려워지고 녹아내린 쇳물로 인한 가열로 보수가 증가하게 된다.
상술한 이유 즉, 가열로 보수 및 냉간압연과 1차재결정 집합조직의 적절한 제어가 가능한 불완전 용체화를 하기 위해서는 1250℃ 이하의 온도로 슬라브를 재가열하는 것이 바람직하다.
열간압연된 열연판내에는 응력에 의해서 압연방향으로 연신된 변형조직이 존재하게 되며 열연중에 AlN이나 MnS등이 석출하게 된다.
그러므로, 냉간압연전에 균일한 재결정 미세조직과 미세한 AlN의 석출물분포를 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 가열하고, 균열 열처리를 실시한 후 냉각하는 방법을 취하는 것이 바람직하다.
상술한 열처리 패턴을 적용한 후 열연판 소둔 열처리 후 스트립(strip)내의 석출물 평균크기는 50~500nm의 범위를 갖으며 존재하게 된다.
열연판 소둔후에는 Reverse 압연기 혹은 Tandem 압연기를 이용하여 0.10mm이상 0.50mm이하의 두께로 냉간압연을 실시하며, 중간에 변형된 조직의 풀림열처리를 하지 않고 초기 열연두께에서 바로 최종제품의 두께까지 압연하는 1회 강냉간 압연이 가장 바람직하다.
1회 강냉간압연으로 {110}<001>방위의 집적도가 낮은 방위들은 변형방위로 회전하게 되고 {110}<001>방위로 가장 배열이 잘된 고스결정립들만 냉간압연판에 존재하게 된다.
따라서, 2회 이상의 압연방법에서는 집적도가 낮은 방위들도 냉간압연판에 존재하게 되어 최종고온소둔시에 같이 2차재결정하게 되어 자속밀도와 철손이 낮은 특성을 얻게 된다.
이때, 냉간압연은 1회 강냉간압연으로 냉간압연율이 87% 이상으로 압연하는 것이 가장 바람직하다.
이렇게 냉간압연된 판은 탈탄과 변형된 조직의 재결정 및 암모니아 가스를 사용한 질화처리를 수행하게 된다.
그리고, 암모니아가스를 사용하여 강판에 질소이온을 도입하여 주석출물인 (Al,Si,Mn)N 및 AlN등의 질화물을 형성하는데 있어, 탈탄 및 재결정을 마치고 암모니아가스를 사용하여 질화처리하거나, 혹은 탈탄과 동시에 질화처리를 같이 할 수 있도록 암모니아가스를 동시에 사용하는 방법 어느 것이나 본 발명의 효과를 발휘하는데 문제가 없다.
한편, 탈탄질화소둔 공정에서 Si은 소둔 분위기 가스에 존재하는 수분과 반응하여 산화층을 형성하게 되며, Si함량이 증가할수록 이러한 경향은 더욱 커진다.
만약, 산화층이 필요이상으로 과도하게 치밀하게 형성되면, 기지금속 내부의 탄소가 기지금속 외부로 원활히 배출되지 못하게 되며, 이로인해 페라이트 및 오스테나이트간 상변태가 지속적으로 일어나게 되어 1차재결정 집합조직 즉, 자기적 특성 확보에 반드시 필요한 {110}고스집합조직과 고스집합조직의 효과적인 성장에 필요한 {112} 및 {411}집합조직이 모두 급격히 훼손되게 된다.
또한, 탈탄소둔 공정이 완료되면 고운소둔 공정을 거치게 되는데, 탈탄소둔 공정에서 형성된 SiO2 및 Fe2SiO4 산화층의 조성 및 형상을 적절히 제어하지 못하면 고온소둔 공정에서 제어하는 베이스코팅 즉, 포스테라이트 산화층이 적절하게 형성되지 못하여 최종제품의 표면품질을 악화시키게 된다.
상술한 포스테라이트 산화층의 형성에 영향을 미치는 SiO2 및 Fe2SiO4 산화층의 조성 및 형상은 탈탄질화소둔공정의 가열대 및 균열대에서 제어하게 되므로, 상기 구간별 산화능 제어가 매우 중요하게 된다.
이러한 탈탄거동 및 표면품질의 문제점을 해결하기 위해, 본 발명자들은 탈탄질화소둔공정에서 상온으로부터 550℃까지의 승온구간에서는 질소가스(N2)를 25~100%분위기로 유지하면서 산화능(
Figure 112011091906865-pat00002
)를 0.9~1.5로 제어하고, 550℃이상의 소정의 온도범위의 균열 구간까지의 산화능(
Figure 112011091906865-pat00003
)를 0.6~0.9로 제어해야 함을 확인하였다.
여기에서, 상온으로부터 550℃까지의 승온구간에서 산화능이 0.9보다 작으면, 탈탄반응에 필요한 수분이 충분히 공급되지 못하여 탈탄이 지연되게 될뿐만 아니라 고온소둔을 통해 얻어지는 포스테라이트에 필수적인 SiO2가 충분히 형성되지 못하여 최종제품의 표면품질이 악화된다.
한편, 상기 산화능이 1.5보다 높으면 기지금속의 표면에 과도하게 치밀한 산화층이 형성되게 되어 탈탄거동이 지연되게 될 뿐만 아니라, 탈탄소둔판의 표면산화층에 최종제품의 표면산화층에 존재하는 산화성 결함인 산화제일철, 삼산화제이철, 사산화제삼철 등의 산화물이 기지금속 표면에 과하게 형성되어 최종제품의 표면품질을 악화시키게 된다.
그리고, 550℃ 이상의 소정의 온도범위의 균열구간까지의 산화능이 0.6보다 작으면, 분위기 가스 중의 산소의 빠른 확산속도에 비해 산소의 공급이 원활하지 못하여 탈탄이 지연되며, 0.9보다 크면 탈탄소둔판의 표면산화층에 Fe2SiO4가 과도하고 치밀하게 형성되어 분위기가스의 산소가 기지금속으로의 원활히 확산되지 못항 탈탄거동이 지연되는 문제점이 발생한다.
또한, 상기 과도하고 치밀한 Fe2SiO4로 인해 탈탄소둔판의 표면산화층에 최종제품의 표면산화층에 존재하는 산화성 결함인 산화제일철, 삼산화제이철, 사산화제삼철 등의 산화물이 기지금속 표면에 과하게 형성되어 최종제품의 표면품질을 악화시키게 된다.
한편, 본 발명자들은 상기 산화능으로 제어하여 탈탄소둔한 소둔판의 표면산화층이 2.0~6.0um 범위의 두께로 형성되는 발견하였으며, 상술한 범위의 두께보다 얇을 경우 최종제품의 코팅층과 기지금속이 서로 박리되어 최종제품의 특성이 급격하게 훼손되고, 상술한 범위보다 두꺼울 경우 기지금속의 두께방향으로 산화층이 너무 깊게 형성되어 철손이 저해됨을 확인하였다.
이러한 사실들을 토대로, 결정립 성장 구동력의 증가 인자가 결정립 성장 억제력의 증가 인자보다 더욱 강하게 작용하여, 2차 재결정이 빠르게 일어나려 하는 경향이 강함을 충분히 확인하였고, 상술한 P, Sn, Sb 등의 입계편석원소를 첨가하게 되면 결정립 성장 억제력이 1차재결정 미세조직 형성중에 영향을 미쳐 통상적인 온도범위에서 소둔열처리하게 되면, 일반적인 성분계에서 얻을 수 있는 미세조직의 크기보다 미세하게 됨을 알았다.
즉, 일반적인 성분계에서보다 결정립 성장 구동력이 강할 수 있으므로, 통상적인 온도범위보다 약간 높은 온도에서 1차재결정 미세조직을 안정화시킬 필요가 있으므로 결국 본 발명은 탈탄소둔 온도범위를 통상적인 경우에 비해 최소 10℃이상 최대 30℃이하의 높은 온도범위인 800~950℃ 정도로 설정할 필요가 있었다.
이 경우, 강판의 소둔온도가 800℃ 이하로 낮으면 통상적인 성분계에 비해 결정립크기가 너무 작게되어 결정립 성장 구동력이 증가하게 되고, 탈탄에 소요되는 시간이 낮은 온도에서의 소둔열처리로 인해 장시간이 소요되어 생산이 저하되고, 강판의 표면에 Fe2SiO4가 상당히 치밀하게 형성되어 탈탄 및 내부산화층 형성이 지연되고, SiO2산화층이 좁은 영역에서 치밀하게 형성되어 베이스코팅 결함이 발생하게 된다.
한편, 950℃ 이상으로 가열하게 되면 재결정립들과 질화물들이 조대하게 성장하여 결정성장 구동력이 저하되어 안정된 2차재결정이 형성되지 않는다.
따라서, 본 발명에서 제시하는 성분계에 있어 결정립 성장 구동력과 결정립 성장 억제력의 밸런스(balance)를 적절하게 할 수 있는 1차 재결정립 크기는 18um이상 25um이하 정도가 바람직하다.
그리고, 소둔시간은 본 발명의 효과를 발휘하는데 크게 문제가 되지 않지만 생산성을 감안하여 통상 5분이내에서 처리하는 것이 바람직하다.
다른 한편, 본 발명자들은 방향성 전기강판의 자기적 특성에 영향을 미치는 고스집합조직과 압연방향의 방위관계중 하나인 베타방위(β, TD방위를 축으로 [001]방위와 RD방위간의 각도)가 3° 이내로 확보되는 것이 보다 바람직함을 발견하였다.
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.
상술한 발명의 구성을 종합해보면, 통상의 기준기술에 기술된 Si함량보다 높은 Si함량을 갖는 본 발명의 전기강판 및 그 제조방법은 강 슬라브를 소정의 온도범위에서 재가열하는 단계, 재가열된 강 슬라브를 열간압연하고 소정의 온도범위에서 열연판 소둔열처리를 하는 단계, 소정의 두께로 냉간압연하고 소정의 온도범위와 산화능 분위기에서 탈탄소둔 및 질화소둔하는 1차재결정 소둔단계, 1차재결정 미세조직을 갖는 강판에 대해 2차재결정을 일으키는 최종소둔 단계로 구성된 것을 특징으로 한다.
이하, 실시예에 대하여 설명한다.
[실시예 1]
Mn:0.102wt%, S:0.004wt%, N:0.0047wt%, Sol-Al:0.029wt%, P:0.04wt%, 그리고 Si과 C을 첨가하여 표 1처럼 변화시키고 나머지 성분은 잔부 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 함유하는 슬라브를 진공용해한 후 잉곳을 만들고, 이어서 1200℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm로 열간압연하였다.
열간압연된 열연판은 1050℃의 온도로 가열한 후 950℃에서 180초간 유지하고 물에 급냉하였다.
이렇게 열처리된 열연소둔판을 산세한 후 0.23mm 두께로 1회 강냉간압연하고, 냉간압연된 판을 다시 870℃의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 혼합가스분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200ppm이 되도록 동시 탈탄질화소둔 열처리하였다.
이때, 탈탄질화소둔 열처리를 할 때 550℃ 이하의 온도에서는 산화능을 0.9~1.5로 제어하고, 550℃ 이상의 온도에서는 산화능을 0.6~0.9로 제어하였다.
이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였고, 최종소둔시 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였으며, 1200℃ 도달후에는 100% 수소분위기에서 10시간 이상 유지 후 노냉하였다.
아울러, 이러한 각각의 조건에 대하여 자기적 특성을 측정한 값은 표 1과 같다.
Si (wt%) C (wt%) 철손(W17/50, W/kg) 자속밀도(B10, Tesla) 구분
3.36 0.743 0.778 1.927 발명재1
3.38 0.530 0.902 1.883 비교재1
3.65 0.781 0.764 1.921 발명재2
3.69 0.622 0.926 1.872 비교재2
4.28 0.909 0.739 1.922 발명재3
4.31 0.672 0.919 1.879 비교재3
4.93 0.1048 0.766 1.924 발명재4
4.92 0.819 0.932 1.871 비교재4
상기 표 1에서 확인할 수 있는 바와 같이, Si와 C의 함량관계가 Si(wt%)×0.0212≤C(wt%)≤Si(wt%)×0.0363의 관계를 가지는 발명재가 비교재와 비교할 때 현격한 자기적 특성 향상이 있음을 알 수 있다.
[실시예 2]
Si:3.4wt%, C:0.075wt%, Mn:0.101wt%, S:0.004wt%, N:0.0048wt%, Sol-Al:0.029wt%, 그리고 Sn 및 P를 첨가하여 표 2처럼 변화시키고 나머지 성분은 잔부 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 함유하는 슬라브를 진공용해한 후 잉곳을 만들고, 이어서 1200℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm로 열간압연하였다.
열간압연된 열연판은 1050℃의 온도로 가열한 후 950℃에서 180초간 유지하고 물에 급냉하였다.
이렇게 열처리된 열연소둔판을 산세한 후 표 2처럼 변화시키며 1회 강냉간압연하고, 냉간압연된 판은 870℃의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 혼합가스분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200ppm이 되도록 동시 탈탄 질화 소둔열처리하였다.
여기에서, 탈탄질화소둔 열처리를 할 때 550℃ 이하의 온도에서는 산화능을 0.9~1.5로 제어하고, 550℃ 이상의 온도에서는 산화능을 0.6~0.9로 제어하였다.
이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였고, 최종소둔시 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였으며, 1200℃ 도달 후에는 100% 수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다.
아울러, 각각의 조건에 대하여 자기적 특성(W17/50, B8)과 β각(TD를 축으로 [001]방위와 RD간의 각도)을 측정한 값은 표 2와 같다.
Sn(wt%) P(wt%) 철손 (W17/50) 자속밀도 (B8) β각(°) 구분
0.039 0.015 0.908 1.882 4.5 비교재5
0.038 0.032 0.913 1.880 4.6 비교재6
0.039 0.049 0.909 1.882 4.4 비교재7
0.080 0.013 0.874 1.888 4.4 비교재8
0.081 0.031 0.785 1.924 2.7 발명재5
0.080 0.045 0.779 1.930 2.6 발명재6
0.080 0.053 0.765 1.933 2.4 발명재7
0.079 0.061 0.931 1.880 4.2 비교재9
0.083 0.043 0.771 1.931 2.3 발명재8
0.092 0.048 0.769 1.931 2.3 발명재9
0.111 0.069 0.914 1.882 4.6 비교재10
0.113 0.066 0.944 1.875 4.8 비교재11
상기 표 2에서 확인할 수 있는 바와 같이, Sn과 P의 함량이 각각 0.08~0.10wt% 및 0.03~0.06wt%의 범위를 동시에 갖는 발명재가 비교재와 비교할 때 β각이 3°이내로 제어될 뿐만 아니라, 현격한 자기적 특성 향상이 있음을 알 수 있다.
[실시예 3]
Si:3.5wt%, C:0.073wt%, Mn:0.100wt%, S:0.0044wt%, N:0.0048wt%, Sol-Al:0.029wt%, P:0.042wt%, Sn:0.081wt%를 첨가하고, 나머지 성분은 잔부 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 함유하는 슬라브를 진공용해한 후 잉곳을 만들고, 이어서 1200℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm로 열간압연하였다.
열간압연된 열연판은 1050℃의 온도로 가열한 후 950℃에서 180초간 유지하고 물에 급냉하였다.
이렇게 열처리된 열연소둔판을 산세한 후 0.23mm 두께로 1회 강냉간압연하고, 냉간압연된 판은 870℃의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 혼합가스분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200ppm이 되도록 동시 탈탄 질화 소둔열처리하였다.
이때, 탈탄질화소둔 열처리를 할 때 550℃ 이하의 온도범위와 550℃ 이상의 온도범위에서의 산화능을 표 3과 같이 달리하여 제어하였다.
이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였고, 최종소둔시 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였으며, 1200℃ 도달 후에는 100% 수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다.
그리고, 탈탄질화소둔 중 550℃ 전 및 후의 산화능 조건에 따른 표면품질, 탈탄판 산화층 두께 및 자기적 특성(W17/50)을 측정한 값은 표 3과 같다.
550℃전 산화능 550℃후 산화능 표면품질 산화층두께 철손 (W17/50) 구분
0.7 0.4 × 1.2 0.926 비교재12
0.7 0.8 × 1.5 0.911 비교재13
0.7 1.1 △ 1.5 0.913 비교재14
0.9 0.4 ○ 1.9 0.893 비교재15
0.9 0.8 ◎ 3.1 0.761 발명재10
0.9 1.1 △ 1.8 0.898 비교재16
1.2 0.4 △ 1.9 0.944 비교재17
1.2 0.8 ◎ 3.9 0.769 발명재11
1.2 1.1 ○ 1.8 0.912 비교재18
1.7 0.4 × 1.1 0.933 비교재19
1.7 0.8 × 1.8 0.934 비교재20
1.7 1.1 × 1.3 0.948 비교재21
이때, 표면품질 판정은 : ◎우수, ○보통, △나쁨, ×매우나쁨, 으로 하였다.
그리고, 상기 표 3에서 확인할 수 있는 바와 같이, 550℃전/후 산화능을 각각 0.9~1.5 및 0.6~0.9로 제어한 발명재가 비교재와 비교할 때 표면품질 및 철손이 현격히 우수하였으며, 비교재는 탈탄판의 산화층이 얇게 형성되어 표면품질이 열위하고 철손 또한 상당히 열위함을 알 수 있다.

Claims (8)

  1. Si를 3.3~5.0wt% 포함하고, C를 0.07~0.12wt%, 결정립 성장 보조 억제제로 Sn을 0.08~0.10wt% 및 P를 0.03~0.06wt% 포함하며, 산가용성 Al:0.005~0.040wt%, Mn:0.20wt% 이하(0 제외), N:0.010wt% 이하(0 제외), S:0.010wt% 이하(0 제외)를 포함하고, 기타 불가피한 불순물 및 나머지 Fe로 이루어진 규소강 슬라브를 가열하고 열간압연한 후, 열연판 소둔과 냉간압연을 실시하고, 탈탄 및 질화소둔을 실시한 후, 2차 재결정 소둔을 실시하여 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 있어서;
    탈탄소둔 열처리중 550℃ 이전 온도범위에서의 산화능은 0.9~1.5로 유지하며, 550℃ 이후 온도범위에서의 산화능은 0.6~0.9로 제어하는 것을 특징으로 하는 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법.
  2. 청구항 1에 있어서;
    상기 열연판소둔 후 열연소둔판의 석출물 평균 크기가 직경 50~500nm가 되도록 제어하는 것을 특징으로 하는 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법.
  3. 삭제
  4. 청구항 1에 있어서;
    상기 탈탄소둔 후 강판 표면에 형성된 산화물을 포함하는 산화층의 깊이가 2~6㎛의 범위로 형성되게 제어하는 것을 특징으로 하는 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법.
  5. 청구항 1에 있어서;
    상기 2차 재결정 소둔 후 미세조직의 결정립 크기가 직경 1~3cm의 크기를 갖도록 제어하는 것을 특징으로 하는 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법.
  6. 청구항 1에 있어서;
    규소강 슬라브의 조성중 Si함량에 따른 C함량은,
    Si(wt%)×0.0212≤C(wt%)≤Si(wt%)×0.0363의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판 제조방법.
  7. 삭제
  8. 2차 재결정 소둔 후 미세조직의 결정립 크기가 직경 1~3cm의 크기를 가지며, 결정립 방위의 면적가중평균은 고스방위 중 베타각도로부터 벗어난 정도가 3°이내인 것을 특징으로 하는 청구항 1, 청구항 2, 청구항 4 내지 청구항 6 중 어느 한 항의 방법으로 제조된 초저철손 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판.
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