KR101506679B1

KR101506679B1 - 방향성 전기강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101506679B1
Application number: KR1020120154894A
Authority: KR
Inventors: 한규석; 임재수; 주형돈
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-12-27
Filing date: 2012-12-27
Publication date: 2015-03-27
Also published as: KR20140084893A

Abstract

본 발명은 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 중량%로, Si: 2.0~4.5%, C: 0.0005~0.10%, Al: 0.0005~0.010%, Mn: 0.005~ 0.08%, N: 0.0005~0.005%, S: 0.0005~0.005%, Se: 0.0005~0.050%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판 및 그 제조방법이 개시된다.

Description

방향성 전기강판 및 그 제조방법{ORIENTED ELECTRICAL STEEL STEET AND METHOD FOR THE SAME}

본 발명은 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 Se 단독의 입계편석과 FeSe 석출물의 1차 재결정립 성장을 억제하여 {110}<001>방위의 2차 재결정을 안정적으로 형성시킴으로써 자성 특성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

방향성 전기강판은 강판면의 모든 결정립들의 방위가 {110}면이고 압연방향의 결정방위는 <001>축에 평행한, 소위 고스 집합조직(Goss texture)을 이루어서 강판의 압연방향으로 자기 특성이 아주 뛰어난 연자성 재료이다. 일반적으로 자기특성은 자속밀도와 철손으로 표현될 수 있으며, 높은 자속밀도는 결정립의 방위를 {110}<001>방위에 정확하게 배열함으로써 얻어질 수 있다.

자속밀도가 높은 전기강판은 전기기기의 철심재료의 크기를 작게 할 수 있을 뿐만 아니라 이력손실이 낮아져서 전기기기의 소형화와 동시에 고효율화를 높일 수 있다. 철손은 강판에 임의의 교류 자장을 가하였을 때 열에너지로 소비되는 전력손실로써, 강판의 자속밀도와 판두께, 강판중의 불순물량, 비저항 그리고 2차 재결정립 크기 등에 의해서 크게 변화하며, 자속밀도와 비저항이 높을수록 그리고 판두께와 강판중의 불순물량이 낮을수록 철손이 낮아져 전기기기의 효율이 증가하게 된다.

일반적으로 자기특성이 우수한 방향성 전기강판은 강판의 압연방향으로 {110}<001>방위의 고스조직(Goss texture)이 강하게 발달하여야 하며, 이와 같은 집합조직을 형성시키기 위해서는 고스 방위의 결정립들이 2차 재결정이라는 비정상적인 결정립 성장을 해야 한다. 이러한 비정상적인 결정 성장은 통상적인 결정립 성장과 다르게 정상적인 결정립 성장이 석출물, 개재물이나 또는 고용되거나 입계에 편석되는 원소들에 의하여 정상적으로 성장하는 결정립계의 이동이 억제되었을 때 발생하게 된다. 이와 같이 결정립 성장을 억제하는 석출물이나 개재물등을 특별하게 결정립 성장 억제제(inhibitor)라고 부르며, {110}<001>방위의 2차 재결정에 의한 방향성 전기강판 제조기술에 대한 연구는 강력한 결정립 성장 억제제를 사용하여 {110}<001>방위에 대한 집적도가 높은 2차 재결정을 형성하여 우수한 자기특성을 확보하는데 주력하여 왔다.

초기에 개발된 방향성 전기강판에서는 MnS가 결정립 성장 억제제로 사용되었으며, 2회의 냉간압연법으로 제조되었다. 이후 AlN, MnS 석출물을 복합으로 이용하고, 80%이상의 냉간압연율로 1회 강냉간압연하여 방향성 전기강판을 제조하는 방법이 제안되었다.

최근에는 MnS를 사용하지 않고 1회 강냉간압연 후 탈탄을 실시한 후에 암모니아 가스를 이용한 별도의 질화공정을 통하여 강판의 내부로 질소를 공급하여 강력한 결정립 성장 억제효과를 발휘하는 Al계통의 질화물에 의해 2차 재결정을 일으키는 방향성 전기강판 제조방법이 일본특허공보 평1-230721호 및 일본특허공보 평1-283324호에 제안되었다.

이러한 AlN, MnS 석출물을 결정립 성장 억제제로 사용하는 방향성 전기강판 제조방법은 2차 재결정을 안정적으로 일으킬 수 있는 장점은 있으나, 강력한 결정립 성장 억제 효과를 발휘하기 위해서는 석출물들을 매우 미세하고 균일하게 강판에 분포시켜야만 한다. 이와 같이 미세한 석출물을 균일하게 분포시키기 위해서는 열간압연 전에 슬라브를 1300℃ 이상의 높은 온도로 장시간 동안 가열하여 강 중에 존재하던 조대한 석출물들을 고용시킨 후 매우 빠른 시간 내에 열간압연을 실시하여 석출이 일어나지 않은 상태에서 열간압연을 마쳐야 한다.

이를 위해서는 대단위의 슬라브 가열설비를 필요로 하며, 석출을 최대한 억제하기 위하여 열간압연과 권취공정을 매우 엄격하게 관리하고 열간압연 이후의 열연판 소둔공정에서 고용된 석출물이 미세하게 석출되도록 관리하여야 하는 제약이 따른다. 또한 고온으로 슬라브를 가열하게 되면 융점이 낮은 Fe2SiO4가 형성됨에 따라 슬라브 워싱 (washing) 현상이 발생하여 실수율이 저하된다.

상기한 문제점과 함께, AlN이나 MnS 석출물을 결정립 성장 억제제로 사용하여 2차 재결정을 일으키는 방향성 전기강판 제조방법은 2차 재결정 완료 후에 석출물 구성 성분을 제거하기 위하여 1200℃의 고온에서 30시간 이상 장시간 순화소둔을 해야만 하는 제조공정상의 복잡성과 원가부담이 따르게 된다.

이러한 순화소둔에 의하여 MnS 석출물은 Mn과 S로 분리되어 Mn은 강중에 고용되고, S는 표면으로 확산하여 분위기중의 수소가스와 반응하여 H2S로 형성되어 배출된다.

최근 개발된 냉간압연 이후 탈탄소둔 후 질화처리를 통한 AlN계 질화 석출물에 의하여 2차 재결정을 형성하는 슬라브 저온가열법에 의한 방향성 전기강판 제조기술은 슬라브 가열온도를 1200℃ 이하로 하여 슬라브 가열설비 운영상의 어려움과 열연단계에서의 실수율 저하와 같은 문제점들은 많이 개선하여 왔다. 그러나 이 방법 역시 2차 재결정 완료 후에 AlN 석출물의 구성 성분을 제거하기 위하여 1200℃의 고온에서 20시간 이상 장시간 순화소둔을 해야만 하는 제조공정상의 복잡성과 원가부담이 따르게 되는 문제점은 해소하지 못하고 있다.

그리고, 이러한 순화소둔 과정에서 AlN계 석출물이 Al과 N으로 분해된 후에 Al이 강판표면으로 이동하여 표면산화층의 산소와 반응함에 따라 Al2O3 산화물이 형성되는데, 이와 같이 형성된 Al계 산화물이나 순화소둔 과정에서 분해되지 않은 AlN 석출물들은 강판 내 또는 표면 가까이에서 자구의 이동을 방해하여 철손을 열화시키는 원인이 된다.

따라서, 방향성 전기강판의 자성을 보다 향상시키고 순화소둔의 부담을 덜어 생산성을 향상시키기 위해서는 AlN, MnS와 같은 석출물을 결정립 성장 억제제로 사용하지 않는 새로운 방향성 전기강판을 제조하는 기술이 필요하였다.

상기와 같은 문제를 해결하기 위한 본 발명은 단독으로 입계에 편석되는 Se와, FeSe 석출물을 주된 결정립 성장 억제제로 이용하여 자성을 향상시키고 생산성이 향상된 방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 하나 또는 다수의 실시예에서는 중량%로, Si: 2.0~4.5%, C: 0.0005~0.10%, Al: 0.0005~0.010%, Mn: 0.005~ 0.08%, N: 0.0005~0.005%, S: 0.0005~0.005%, Se: 0.0020~0.050%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 이루어지는 슬라브를 가열한 후, 열간압연하고, 열연판 소둔을 실시하거나 또는 생략한 다음, 1회의 냉간압연 또는 중간소둔을 포함하는 2회 이상의 냉간압연을 실시한 후, 탈탄 및 1차 재결정 소둔을 실시한 다음, 2차 재결정 소둔을 실시하는 방향성 전기강판 제조방법이 제공될 수 있다.

상기 2차 재결정 소둔시, 강판 내에 단독으로 입계편석된 Se 또는 FeSe 석출물을 결정립 성장 억제제로 이용하는 것을 특징으로 한다.

상기 2차 재결정 소둔은 1000℃ 이하의 온도에서 10 시간 이내로 실시하거나 1 시간 이내로 실시하는 것을 특징으로 한다.

또한, Ti, Mg 또는 Ca 중 하나 이상이 각각 0.005중량% 이하로 포함될 수 있으며, 상기 2차 재결정 소둔 이후에, 1000~1200℃의 온도에서 1 시간 이내로 순화소둔을 더 실시하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 하나 또는 다수의 실시예에서는 중량%로, Si: 2.0~4.5%, C: 0.0005~0.10%, Al: 0.0005~0.010%, Mn: 0.005~ 0.08%, N: 0.0005~0.005%, S: 0.0005~0.005%, Se: 0.0005~0.050%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 이루어지고, Al를 포함하는 개재물과 석출물의 개수가 0.01~500개/mm²인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판이 제공될 수 있다.

상기 강판은 Ti, Mg 또는 Ca 중 하나 이상이 각각 0.005중량% 이하로 포함될 수 있으며, 상기 강판의 자속밀도(B₁₀)는 1.90이상인 것을 특징으로 하며, 상기 강판의 철손(W_17/50)은 0.95이하인 것을 특징으로 한다. 단, 상기 B₁₀은 1000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)이고, 상기 철손(W_17/50)은 50Hz주파수에서 1.7Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 압연방향 수직방향의 평균 손실(W/kg)이다.

또한, 상기 강판은 Se가 0.005%이상으로 함유되는 것을 특징으로 한다.

본 발명의 실시예에 따르면 제강단계에서 Al계 산화물 또는 석출물을 형성하는 Al, N과 MnS 석출물을 형성하는 Mn의 함량을 적극적으로 최소화하면서, 2차 재결정 형성을 위하여 필요한 결정립 성장 억제제로써 Se의 단독 입계편석과 FeSe 석출물을 이용하여 안정적으로 2차 재결정을 일으키고 2차 재결정된 강판에 Al계 석출물과 산화물들의 양을 감소시켜 자구이동의 방해인자를 최소화함으로써 방향성 전기강판의 철손 특성을 향상시킬 수 있다.

또한, AlN 및 MnS같은 석출물을 제거하기 위한 1200℃ 이상의 순화소둔이 필요없게 됨에 따라서, 저원가의 효율적인 저철손의 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하고, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다.

본 발명에 따른 실시예는 상기 과제를 해결하기 위하여 중량%로, Si: 2.0~4.5%, C: 0.001~0.10%, Al: 0.001~0.010%, Mn: 0.001~0.08%, N: 0.0005~0.005%, Se: 0.002~0.050%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 가열한 후, 열간압연하고, 열연판소둔을 실시하거나 또는 생략한 다음, 1회의 냉간압연 또는 중간소둔을 포함하는 2회 이상의 냉간압연을 실시한 후, 탈탄 및 1차 재결정 소둔을 실시한 다음, 2차 재결정 소둔을 실시하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따른 실시예에서의 상기 슬라브에는 Se가 0.005%이상으로 함유되도록 하며, 상기 2차 재결정 소둔은 탈탄 및 1차 재결정된 강판을 1000℃이상의 온도로 승온하여 2차 재결정을 일으킨 후, 1000℃이상의 온도에서 10시간 이내로 균열처리하며, 보다 바람직하게는 균열처리하는 시간을 1시간 이내로 한다.

또한, 본 발명에 따른 실시예에서는 상기 2차 재결정 고온소둔을 끝마친 방향성 전기강판 내에 Al, Si, Mg, Ca 또는 Ti를 포함하는 산화물 등의 개재물과 석출물의 개수가 0.01~500개/mm² 로써 강 중 불순물 저감에 의한 극저철손의 자기특성을 나타내는 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.

이하, 본 발명에 따른 실시예에 대하여 상세히 설명한다.

종래의 방향성 전기강판 제조기술에서는 결정립 성장 억제제로써 AlN, MnS와 같은 석출물을 사용하고 있으며, 모든 공정들이 상기의 석출물의 분포를 엄격하게 제어하고 2차 재결정된 강판내에 잔류된 석출물이 제거되도록 하기 위한 조건들로 인해 공정조건들이 극히 제약되고 있었다.

그러나, 본 발명에 따른 실시예에서는 결정립 성장 억제제로써 AlN, MnS 석출물을 사용하지 않고 2차 재결정을 안정되게 일으킬 수 있도록, 다양한 합금원소와 불순물, 그리고 이들의 석출물들을 결정립 성장 억제제로 이용하여 자성이 우수한 방향성 전기강판을 제조할 수 있는 방법에 대하여 개시한다.

이를 위하여 본 발명에 따른 실시예에서는 입계 편석원소인 S가 단독으로 결정립계에 편석되도록 함과 동시에 FeS 석출물을 이용하여 결정립 성장을 억제함으로써 {110}<001>방위의 2차 재결정을 안정적으로 일으킴과 동시에 최종 고온소둔 후의 강판내에 Al 석출물과 산화물을 최소화하여 극히 낮은 철손을 갖는 방향성 전기강판을 제공한다.

즉, 본 발명에 따른 실시예에서는 결정립 성장에 미치는 입계 편석원소의 영향에 대하여 알아보기 위하여 특별히 석출물을 형성하는 원소들을 배제하고 입계 편석원소 S를 여러 함량으로 첨가시킨 성분계의 잉곳을 진공용해하여 2차 재결정 가능성을 조사한 결과, Mn의 첨가를 제한한 상태에서 S를 적정량으로 첨가하였을 때 {110}<001>방위의 2차 재결정이 안정적으로 형성되고 1.90(Tesla)이상의 자속밀도(B₁₀)와 함께 0.95(W/kg)이하의 우수한 철손(W_17/50) 특성이 확보되는 사실을 확인할 수 있었다. 상기 B₁₀은 1000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)이고, 상기 철손(W_17/50)은 50Hz주파수에서 1.7Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 압연방향 수직방향의 평균 손실(W/kg)이다.

또한, 본 발명에 따른 실시예에서는 AlN, MnS 석출물을 형성하는 원소들을 배제한 성분계를 이용하였을 때에는 2차 재결정 완료된 강판 내에 Al함유 석출물과 산화물의 발생빈도가 통상 AlN계 석출물을 사용한 성분계를 이용한 경우에서 확인되는 Al함유 석출물과 산화물의 발생빈도보다 현격히 줄어 통상의 AlN계 석출물을 결정립 성장 억제제로 이용하는 경우에 비하여 우수한 철손 특성이 확보되는 것을 확인할 수 있었다.

상기 S는 입계에 편석하는 원소라는 사실은 이미 알려져 있었으며, 응고과정에서 중심편석을 일으켜 입계에서 편석하여 고온변형중에 크랙(crack)을 촉진하기 때문에 열연작업에 어려움을 초래하기도 한다. 또한, S는 일반 방향성 전기강판 제조공정에서 약 0.08~0.2%의 Mn과 반응하여 MnS 석출물을 형성하고, 형성된 MnS 석출물이 결정립 성장 억제제로 작용하여 결정립 크기를 미세화하는데 활용되고 있었다.

그러나, MnS 석출물을 미세하고 균일하게 분포시키기 위해서는 슬라브를 1300℃ 이상의 고온으로 가열해야만 하며, 2차 재결정 고온소둔 후에 조대한 MnS가 분해될 수 있도록 1200℃의 고온에서 장시간 소둔해야 하는 문제점이 있었다.

따라서, 상기의 문제점들을 보완하기 위하여 방향성 전기강판의 슬라브 제조시 S가 중심에 편석하지 않고 균일하게 분포되도록 유도하기 위하여 다량의 탄소(Carbon)를 제강단계에서 사용하여 열연공정에서의 취성에 판파단을 억제하였고, MnS 석출물이 거의 형성되지 않도록 Mn의 함량을 최소화시킴으로써 S가 Mn과 반응하지 않은 상태에서 단독으로 입계에 편석하거나 FeS 석출물이 형성되도록 하여 결정립의 성장을 적극 억제함으로써 AlN, MnS 석출물을 사용하지 않고, {110}<001> 방위의 2차 재결정 형성을 일으키도록 하였다.

즉, AlN, MnS 석출물을 이용하지 않고 S 단독의 입계편석과 FeS 석출물에 의하여 결정립 성장 억제효과를 발휘함으로써 AlN, MnS 석출물을 고용시키기 위해 슬라브를 고온으로 장시간 가열할 필요가 없으며, 탈탄소둔 후에 추가적인 억제력 보강을 위한 질화처리가 필요하지 않은 간단한 제조공정을 확립하였을 뿐만 아니라, 1194℃의 저융점 FeS를 이용함으로써 {110}<001> 2차 재결정 개시온도를 1000℃ 이하로 낮추는 것이 가능하며, 1200℃의 온도에서 장시간의 순화소둔이 필요없는 방향성 전기강판 제조방법을 확립하였다.

뿐만 아니라, 본 발명에 따른 실시예에서는 S 이외에도 Se가 S와 동일한 효과를 발휘할 뿐만 아니라 S가 첨가된 성분계의 경우보다 우수한 자기특성을 발휘하는 것을 발견하게 되었고, Se성분을 이용한 방향성 전기강판 제조방법을 확립하게 되었다.

이하에서는 본 발명의 실시에에 따른 성분 한정 이유에 대하여 설명한다.

이하에서는 특별한 언급이 없는 한 성분 함량의 단위는 중량%이다.

Si: 2.0~4.5%

Si은 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철심손실(core loss) 즉, 철손을 낮추는 역할을 한다. Si함량이 2.0%미만인 경우 비저항이 감소하여 철손특성이 열화되고 고온소둔시 상변태 구간이 존재하여 2차 재결정이 불안정해지며, 4.5%을 초과하여 과잉 함유시에는 강의 취성이 커져 냉간압연이 극히 어려워지고, 오스테나이트 분율을 40%이상 함유하기 위한 C의 함량이 크게 늘어나며, 또한 2차 재결정형성이 불안정해진다. 따라서, 본 발명에 따른 실시예에서의 Si은 2.0~4.5%로 한정한다.

Al: 0.001~0.010%

Al은 강 중에 질소와 결합하여 AlN 석출물을 형성하므로, 본 발명에 따른 실시예에서는 Al함량을 적극 억제하여 Al계 질화물이나 산화물 형성을 피한다. 산가용성 Al의 함량이 0.010%를 초과하면 AlN 및 Al₂O₃형성이 촉진되어, 이를 제거하기 위한 순화소둔 시간이 증가하게 되며, 미처 제거되지 않은 AlN 석출물과 Al₂O₃와 같은 개재물들은 최종제품에 잔류하여 보자력을 증가시켜서 철손을 증가시키게 되므로 소강단계에서 산가용성 Al의 함량을 0.010% 이하로 적극 억제한다. 따라서, 본 발명에 따른 실시예에서의 Al의 함량은 0.001~0.010%로 한정한다.

본 발명에 따른 실시예의 제강단계에서 Al함량에 따른 최종 방향성 전기강판 제품에서의 Al계 개재물과 석출물의 밀도를 측정하여 본 결과, Al함량이 0.01%이상 증가하게 되면 Al계 개재물 및 석출물의 개수가 500개/mm²이상 증가하게 되었으며, 강판의 철손도 증가하는 경향을 보였다. 따라서, Al계 개재물과 석출물의 개수를 500개/mm²이하로 줄이기 위해서는 Al함량을 0.01%이하로 줄이는 것이 필요하다. 또한, Al계 개재물과 석출물 개수는 가급적 적은 것이 최종제품의 철손에 긍정적인 효과를 주고 있으며, 본 발명에 따른 실시예에서는 가능한 공정 제어를 통하여 Al계 개재물 및 석출물의 개수를 0.01~500개/mm²이하로 한정한다.

Mn: 0.001~0.08%

Mn은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과가 있지만, 종래의 특허에서 주장되었던 첨가의 주된 목적은 강 중에서 S와 반응하여 MnS 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제하는 것이었다. 그러나, 본 발명에 따른 실시예에서는 MnS 석출물을 결정립 성장 억제제로 사용하지 않기 때문에 Mn의 함량을 적극적으로 억제하는 것이 바람직하다. 이와 더불어 MnS를 형성하는 S함량도 불가피하게 포함되는 수준의 함량에서 관리하는 것이 바람직하다. 본 발명에 따른 실시예에서는 오로지 Se 단독의 입계편석과 FeSe 석출에 의한 결정립 성장 억제 효과를 얻기 위한 저 함량의 Mn 관리가 필요하다.

매우 이상적인 방법은 Mn을 첨가하지 않는 것이나 제강과정에서 불가피하게 첨가된다면 그 첨가량은 0.08%이하로 제한하는 것이 바람직하다. Mn이 0.08%를 초과하여 첨가되면 MnS 및 MnSe가 석출되므로 Se가 단독으로 입계 편석되는 효과가 떨어지게 되며 FeSe 석출도 어려워지게 된다. 더욱이 MnS 석출물을 이용하여 2차 재결정을 형성한다 하여도 이후 순화소둔 공정에서 MnS 분해에 많은 시간이 소요되고 최종제품에 석출물로써 잔류하여 철손을 상승시키는 원인이 될 수 있으므로 본 발명에 따른 실시예에서의 Mn의 함량은 0.001~0.08%로 한정한다.

N: 0.0005~0.005%

N은 Al과 반응하여 AlN과 Si₃N₄석출물을 형성하는 원소로써 산가용성 Al함량을 적극 억제함으로써 AlN의 형성은 적극 억제된다. Si₃N₄의 경우 결정립 성장에 영향을 미칠 가능성은 있지만, Si₃N₄ 석출물은 분해온도가 800℃ 내외로써 1차 재결정립의 결정성장을 억제하는 효과가 없으며 S의 입계편석에 의한 2차 재결정 형성에도 큰 영향을 미치지는 않는다. 다만, N의 함량이 많은 경우 강 중에 불가피하게 존재하는 Al과 반응하여 AlN을 형성하거나, 단독으로 입계에 편석하게 되는 경우 S의 입계편석에 영향을 미치게 되므로 N의 함량은 소강단계에서 0.005%이하로 관리하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에 따른 실시예에서는 N의 함량을 0.0005~0.005%로 한정한다.

C: 0.001~0.10%

C는 오스테나이트 안정화 원소로써, 900℃ 이상의 온도에서 상변태를 일으켜 연주과정에서 발생하는 조대한 주상정 조직을 미세화하는 효과와 더불어 Sulfur의 슬라브 중심편석을 억제한다. 또한, 냉간압연 중에 강판의 가공경화를 촉진하여 강판내에 {110}<001>방위의 2차 재결정 핵 생성을 촉진하기도 한다. 따라서, 첨가량에 큰 제약은 없으나 0.001%미만으로 함유되면 상변태 및 가공경화 효과를 얻을 수 없고, 0.1%를 초과하여 첨가하게 되면 열연 엣지-크랙(edge-crack) 발생으로 작업상에 문제점과 아울러 냉간압연 후 탈탄소둔시 탈탄공정의 부하가 발생하므로 본 발명에 따른 실시예에서의 C의 첨가량은 0.001~0.1%로 한정한다.

Se: 0.0005~0.050%

Se는 본 발명의 핵심 원소로써, 단독으로 입계에 편석함과 동시에 결정립계에서 FeSe 석출물을 형성하여 결정립계의 이동을 강력히 억제함으로써 {110}<001>방위의 2차 재결정 가능하게 한다. 가장 이상적으로는 순수하게 Se가 단독으로 존재하거나 FeSe를 형성하기에 필요한 함량으로써 Se는 0.002~0.05%로 첨가되는 것이 바람직하나, 불가피하게 Mn이 혼입되어 함유되는 경우에는 MnSe를 형성하고 남아 있는 Se의 함량이 적어도 0.002% 이상이 되도록 제강단계에서 Se는 0.005%이상으로 첨가시키는 것이 특별히 바람직하다. 따라서, Se는 0.002~0.05%, 그리고 보다 바람직하게는 0.005~0.05%의 범위로 첨가한다. 만약, Se가 0.002%미만으로 첨가되거나 MnSe와 반응하지 않고 단독으로 존재하는 Se가 0.002%미만이 되면 입계 편석이나 FeSe석출에 의한 결정성장 억제효과가 부족하며, 0.05%를 초과하여 첨가하게 되면 열간압연 단계에서 적열취성에 의한 엣지-크랙(edge-crack) 발생으로 열간압연 작업이 어렵게 된다.

나아가, 제강단계에서 Se를 0.005~0.05%의 범위로 첨가하게 되면 최종제품에 일부 Se가 잔류하게 되며, 이때 최종제품에서 잔류하는 Se의 함량은 0.0005%이상이 된다. Se는 최종소둔 공정에서 2차 재결정을 형성하고 난 후에 H₂분위기 가스와 반응하여 H₂Se가스로 강판에서 자연스럽게 대부분이 제거되고, 극히 일부분의 Se가 강판에 잔류하게 된다. 이렇게 잔류하는 Se는 주로 입계에 존재하게 되며, 최종제품의 자기특성에 나쁜 영향을 미치지는 않는다. 이러한 Se의 특성이 본 발명을 가능하게 하는 중요한 이유 중에 하나이며, 최종제품에서는 Se가 최소 0.0005중량% 이상 잔류하게 되고, 최대의 Se 잔류함량은 고온소둔 방법에 따라서 다르기 때문에 특별히 제한하지 않는다.

따라서, 상기와 같은 이유로 본 발명에 따른 실시예에서의 Se의 함량은 0.0005~0.050%로 한정한다.

S: 0.0005~0.005%

S는 MnS를 형성하는 원소로써 Se와 같이 입계에 단독으로 편석하거나, FeS 석출물을 형성하여 Goss 방위의 2차 재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 본 발명에 따른 실시예에서는 S보다 더욱 강력한 결정성장 억제력을 보이는 Se를 사용하므로, S를 Se의 효과를 저해하는 않은 수준에서 관리하는 것이 필요하다. 따라서, S는 제강과정에서 자연스럽게 제거되는 수준으로 관리하는 것이 바람직하며, 특별한 목적을 갖고 S를 첨가하지는 않는다.

상기 S의 함량은 0.0005~0.005%로써 제강과정에서 0.0005%이상의 극한 관리는 제강공정의 부담을 증가시키게 되고, 0.005%이상의 경우에는 임의로 S를 첨가하는 수준으로 본 발명의 특징인 Se를 이용한 저철손의 자기특성이 우수한 방향성 전기강판을 제조하는 목적에 부합하지 않는다. 그러므로, 본 발명에 따른 실시예에서의 S의 함량은 0.0005~0.005%로 한정한다.

본 발명에 따른 실시예에서는 상기 합금원소 이외에 Ti, Mg 또는 Ca와 같은 성분들은 강 중에서 산소와 반응하여 산화물을 형성하게 되므로 강력하게 억제하는 것이 필요하므로, 본 발명에 따른 실시예에서는 이들 성분의 함량을 각각 0.005% 이하로 한정한다.

상기한 합금원소 외에, Se의 입계 편석이나 FeSe 석출물의 결정립 성장 억제효과를 저해하지 않는 한 다른 합금원소들 즉, P, Sn, Sb, Bi 그리고 B 등이 첨가되는 것도 본 발명의 범위에 포함될 수 있다.

이하에서는 본 발명에 따른 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

제강단계에서는 AlN 석출물 및 산화물 형성원소인 Al의 함량을 최대한 낮게 관리하는 것이 필요하며, 본 발명에 따른 실시예에서 필요한 단독의 Se 또는 FeSe를 많이 형성시키기 위해서는 MnSe의 석출이 최대한 억제되도록 해야 한다. 그러기 위해서는 가급적 Mn의 함량도 낮게 관리하는 것이 필요하다. 그리고, 비저항을 증가시키는 Si의 첨가 및 조직균일화를 위한 C의 첨가와 결정성장 억제력을 얻기 위해서 필요한 Se의 첨가 이외에 필요에 따라 {110}<001> 집합조직 형성에 유리한 합금원소를 첨가하더라도 무방하다. 제강단계에서 성분이 조정된 용강은 연속주조를 통하여 슬라브로 제조된다.

이후의 슬라브 가열은 타강종의 슬라브 가열조건과 간섭이 일어나지 않도록 슬라브 가열온도를 정하면 된다. 따라서, 본 발명에 따른 실시예에서의 슬라브의 가열은 1050~1300℃의 온도 범위에서 실시한다.

먼저, 중량%로, Si: 2.0~4.5%, C: 0.0005~0.10%, Al: 0.0005~0.010%, Mn: 0.005~ 0.08%, N: 0.0005~0.005%, S: 0.0005~0.005%, Se: 0.0005~0.050%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 소정의 온도로 가열한 다음 열간압연을 실시하며, 최종 냉간압연단계에서 50~95%의 압연율을 적용하여 최종 제품두께로 제조할 수 있도록 열간압연에 의하여 1.5~4.0mm 두께의 열연판으로 제조한다.

열간압연된 열연판은 필요에 따라 열연판 소둔을 실시하거나 열연판 소둔을 실시하지 않고 냉간압연을 수행한다. 열연판 소둔을 실시하는 경우 열연조직을 균일하게 만들기 위해서 900℃ 이상의 온도로 가열하고 적정시간 동안 균열한 다음 냉각한다.

이후 냉간압연은 리버스(Reverse) 압연기 또는 텐덤(Tandem) 압연기를 이용하여 1회의 냉간압연 또는 중간소둔을 포함하는 2회 이상의 냉간압연법으로 하여 최종제품 두께의 냉연판이 제조되도록 실시한다. 이때, 냉간압연 중에 강판의 온도를 100℃ 이상으로 유지하는 온간압연을 실시하는 것은 자성을 향상시키는데 유리하다.

냉간압연이 끝난 후에는 탈탄소둔을 실시한다. 탈탄소둔은 탈탄이 잘 일어나도록 750℃ 이상의 온도에서 30초 이상 유지함으로써 강판의 탄소함량을 약 0.0030%이하로 감소시키도록 할 수 있으며, 이와 동시에 강판 표면에 적정량의 산화층을 형성시키게 된다. 탈탄소둔과 더불어 변형된 냉간압연 조직은 재결정하게 되고 적정크기까지 결정성장하게 되는데, 이때 1차 재결정립의 크기는 5㎛이상 성장할 수 있도록 탈탄소둔 온도과 균열시간을 조정하면 된다.

탈탄 및 재결정 소둔을 행한 이후에는 소둔분리제인 MgO를 도포하고 2차 재결정 소둔을 실시하게 된다. 2차 재결정 고온소둔은 적정한 승온율로 승온하여 {110}<001> Goss 방위의 2차 재결정을 일으키고 이후 불순물 제거과정인 순화소둔을 거친 다음 냉각한다. 그 과정에서 소둔분위기 가스는 통상의 경우와 같이 승온과정에서는 수소와 질소의 혼합가스를 사용하여 열처리하고, 순화소둔에서는 100% 수소가스를 사용하여 불순물을 제거하는 방법을 적용시킬 수 있다.

본 발명에 따른 실시예에서와 같이 AlN, MnS 석출물을 주된 결정립 성장 억제제로 이용하지 않으므로 AlN, MnS를 분해하여 제거하기 위한 순화소둔의 부담을 경감하며, 순화소둔 온도를 약 1000℃ 이상으로 하는 것으로 충분하다. 순화소둔에 필요1 시간은 순화소둔 온도에 따라 좌우되나, 약 1000~1200℃의 온도에서 10시간 이내, 보다 바람직하게는 1시간 이내의 균열처리 만으로도 극히 우수한 자성을 갖는 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.

이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

[실시예 1]

하기의 표 1에서 나타내는 함량의 C, Si, Mn, S, Al, N, 및 Se 그리고 잔부 Fe 기타 불가피하게 혼입되어지는 불순물로 이루어지는 성분계를 진공용해하여 잉곳(ingot)을 제조하고, 이어서 잉곳을 1250℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm가 되도록 열간압연하였다. 열간압연된 열연판은 900℃의 온도로 가열한 후 180초간 균열하여 열연판 소둔하였다. 이어서 열연판 소둔된 강판을 냉각시킨 후 산세한 다음, 냉간압연하여 두께 0.30mm의 냉연판으로 제조하였다. 냉간압연된 강판은 습한 수소와 질소의 혼합가스 분위기 속에서 810℃의 온도로 180초간 유지하여 탈탄 및 재결정 열처리하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 후 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달후에는 100% 수소가스 분위기에서 1시간 동안 유지한 후 노냉하였다.

Mn과 Se함량의 변화에 따른 방향성 전기강판의 자기특성을 측정하여 하기의 표 1에 나타내었다.

Mn과 Se함량 변화에 따른 방향성 전기강판의 자기특성 변화

C	Si	Mn	S	Se	Al	N	자속밀도 (B₁₀)	철손 (W₁₇ _/50)	구분
0.052	3.3	0.0050	0.005	0.001	0.0054	0.0020	1.725	1.68	비교재1
0.054	3.3	0.0100	0.005	0.005	0.0032	0.0035	1.911	0.98	발명재1
0.060	3.3	0.0860	0.009	0.009	0.0015	0.0029	1.793	1.43	비교재2
0.041	3.3	0.0080	0.002	0.012	0.0028	0.0044	1.923	0.94	발명재2
0.055	3.3	0.0180	0.005	0.018	0.0032	0.0038	1.942	0.90	발명재3
0.058	3.3	0.0610	0.004	0.020	0.0017	0.0041	1.953	0.90	발명재4
0.050	3.3	0.0430	0.003	0.027	0.0028	0.0025	1.938	0.91	발명재5
0.065	3.3	0.0390	0.002	0.035	0.0018	0.0033	1.939	0.91	발명재6
0.056	3.3	0.0550	0.004	0.048	0.0023	0.0037	1.924	0.93	발명재7
0.071	3.3	0.0630	0.003	0.020	0.0030	0.0055	1.938	0.92	발명재8
0.050	3.3	0.0960	0.003	0.015	0.0033	0.0072	1.818	1.39	비교재3
0.048	3.3	0.0500	0.002	0.055	0.0037	0.0060	1.786	1.72	비교재4
0.053	3.3	0.0500	0.004	0.065	0.0041	0.0049	1.755	1.85	비교재5

표 1에서 확인할 수 있는 바와 같이, Se함량을 본 발명에 따른 실시예의 범위인 0.002~0.05%로 제어한 발명재 1과 발명재 2~8은 자속밀도와 철손이 모두 우수하였다.

비교재 1은 낮은 Se함량으로 인해 Se단독의 입계편석과 FeSe 석출물에 의한 결정립 성장 억제효과를 얻을 수 없지 못하여 자성이 열위하였다. 비교재 2와 비교재 3은 Se함량이 본 발명의 범위에 속하나, Mn함량이 0.08%를 초과하여 조대한 MnSe가 석출물로써 잔류하여 철손이 열위하였다. 비교재 2의 경우는 S의 함량도 높아서 MnS의 석출물도 많이 존재하여 자기특성이 더욱 열위한 것으로 보인다. 비교재 4와 비교재 5는 Se함량이 0.05%를 초과함으로 인하여 2차 재결정이 완전하게 형성되지 않아 자기특성이 열위하였으며, 열간압연 단계에서 적열취성에 의한 엣지-크랙(edge-crack)이 발생되었다.

[실시예 2]

표 2에 나타내는 함량의 C, Si, Al, N 그리고 0.030%의 Mn과 0.015%의 Se, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 성분계를 진공용해하여 잉곳을 제조하고, 이어서 잉곳을 1250℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.6mm가 되도록 열간압연하였다.

열간압연된 열연판은 1100℃의 온도로 가열한 후 180초간 균열하고 열연판 소둔하였다. 이어서 열연판 소둔된 강판을 냉각시킨 후 산세한 다음, 냉간압연하여 두께 0.27mm의 냉연판으로 제조하였다.

냉간압연된 강판은 습한 수소와 질소의 혼합가스 분위기 속에서 830℃의 온도로 180초간 유지하여 탈탄 및 재결정 열처리하였다.

상기 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 후 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃까지는 50%질소+50%수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달 후에는 100%수소 가스 분위기에서 1시간동안 유지한 후 노냉하였다.

각각 제조된 방향성 전기강판에서의 개재물 분석을 통하여 Al계통의 산화물을 포함하는 개재물과 석출물의 평균크기, 밀도 및 자기특성을 측정하여 하기의 표 2에 나타내었다. Al계 산화물을 포함하는 개재물 및 석출물 평균크기는 강판 두께방향 단면에서 관찰되는 각 Al계 산화물을 포함하는 개재물과 석출물들에 대하여 최장길이와 최단길이를 평균하여 Al계 산화물을 포함하는 개재물과 석출물의 크기를 계산한 후, 관찰된 개재물과 석출물 크기를 평균하여 구하였으며, 개재물과 석출물 밀도는 강판 두께방향 단면에서 단위 제곱미터당 개재물분석을 통하여 측정된 갯수를 구하여 산출하였다.

방향성 전기강판에서 Al를 포함하는 개재물 및 석출물 분포와 자기특성의 변화

C	Si	Al	N	개재물 평균크기 (㎛)	개재물수 (mm^-2)	자속밀도	철손	구분
0.065	3.28	0.0034	0.0028	1.4	156	1.932	0.93	발명재9
0.062	3.25	0.0027	0.0033	2.5	202	1.924	0.91	발명재10
0.067	3.27	0.0053	0.0025	1.1	163	1.952	0.90	발명재11
0.059	3.23	0.0028	0.0021	1.9	187	1.938	0.95	발명재12
0.060	3.30	0.0038	0.0030	2.5	383	1.941	0.91	발명재13
0.055	3.27	0.0023	0.0023	2.9	265	1.954	0.91	발명재14
0.062	3.28	0.0077	0.0035	2.5	135	1.927	0.92	발명재15
0.070	3.22	0.0150	0.0077	5.5	651	1.878	1.19	비교재6
0.053	3.29	0.0197	0.0027	8.2	878	1.824	1.35	비교재7
0.068	3.27	0.0252	0.0093	5.5	1089	1.846	1.22	비교재8

표 2에 나타낸 바와 같이, Al이 0.01%이하로 억제되고, N가 0.005%이하로 억제된 발명재9 내지 발명재15는 최종 제품에 개재물 및 석출물 개수가 500개/mm² 이하로 관찰되어 자속밀도와 철손이 모두 우수하였다. 이에 반해, 산가용성 Al의 함량이 0.01%를 초과하는 비교재7과, 산가용성 Al의 함량이 0.01%를 초과하고 N 함량이 0.005%를 초과하는 비교재6 및 비교재8은 2차 재결정 소둔 후의 최종제품에서 Al를 포함하는 개재물과 석출물이 강판내에 과도하게 형성됨으로 인해 자벽이동을 방해하여 철손이 열위하였다. 따라서, 극저철손의 방향성 전기강판을 제조하기 위해서는 Al을 비롯한 Ca, Ti, Mg등의 분순물의 함량을 0.01%이하로 제한하여 최종제품의 강판 두께방향 단면에서의 Al계 포함하는 개재물 및 석출물의 개수를 500개/mm²이하로 감소시켜야 함을 알 수 있다.

이상 본 발명의 실시예를 설명하였지만, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명이 그 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다.

그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다. 본 발명의 범위는 상기 상세한 설명보다는 후술하는 특허청구범위에 의하여 나타내어지며, 특허청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 균등 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변경된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.

Claims

중량%로, Si: 2.0~4.5%, C: 0.0005~0.10%, Al: 0.0005~0.010%, Mn: 0.005~ 0.08%, N: 0.0005~0.005%, S: 0.0005~0.005%, Se: 0.0020~0.050%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 이루어지는 슬라브를 가열한 후, 열간압연하고, 열연판 소둔을 실시하거나 또는 생략한 다음, 1회의 냉간압연 또는 중간소둔을 포함하는 2회 이상의 냉간압연을 실시한 후, 탈탄 및 1차 재결정 소둔을 실시한 다음, 2차 재결정 소둔을 실시하는 방향성 전기강판 제조방법.
제1항에 있어서,
상기 2차 재결정 소둔시, 강판 내에 단독으로 입계편석된 Se 또는 FeSe 석출물을 결정립 성장 억제제로 이용하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 2차 재결정 소둔은 1000℃ 이하의 온도에서 10 시간 이내로 실시하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법.
제3항에 있어서,
Ti, Mg 또는 Ca 중 하나 이상이 각각 0.005중량% 이하로 포함되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법.
제1항에 있어서,
상기 2차 재결정 소둔 이후에, 1000~1200℃의 온도에서 1 시간 이내로 순화소둔을 더 실시하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법.
제3항에 있어서,
상기 2차 재결정 소둔은 1 시간 이내로 실시하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법.
중량%로, Si: 2.0~4.5%, C: 0.0005~0.10%, Al: 0.0005~0.010%, Mn: 0.005~ 0.08%, N: 0.0005~0.005%, S: 0.0005~0.005%, Se: 0.0005~0.050%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 이루어지고,
Al를 포함하는 개재물과 석출물의 개수가 0.01~500개/mm²인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.
제7항에 있어서,
상기 강판은 Ti, Mg 또는 Ca 중 하나 이상이 각각 0.005중량% 이하로 포함되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.
제7항 또는 제8항에 있어서,
상기 강판의 자속밀도(B₁₀)는 1.90이상인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.
단, 상기 B₁₀은 1000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)이다.
제7항 또는 제8항에 있어서,
상기 강판의 철손(W_17/50)은 0.95이하인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.
단, 상기 철손(W_17/50)은 50Hz주파수에서 1.7Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 압연방향 수직방향의 평균 손실(W/kg)이다.
제7항에 있어서,
상기 강판은 Se가 0.005%이상으로 함유되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.