KR101557138B1 - 방향성 전기강판의 제조방법 - Google Patents

Abstract

방향성 전기강판의 제조방법이 개시된다. 본 발명의 일 구현예는, 중량 퍼센트(wt%)로, Si: 2.0~4.0%, C: 0초과 0.085%이하, 산가용성 Al: 0.015~0.04%, Mn: 0초과 0.20%이하, N: 0초과 0.004%이하, S: 0초과 0.004%이하를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브 내의 Mn을 함유하는 황화물 및 Al를 함유하는 질화물의 석출물을 완전 용체화할 수 있도록 상기 완전 용체화 온도 이상의 온도인 1160 내지 1280℃의 범위에서 상기 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 열간압연한 후 열연판 소둔을 실시하거나 생략하고 냉간압연하는 단계; 냉연판을 300℃/sec이상의 평균승온속도로 승온하는 초급속승온과정과, 상기 초급속승온과정 후에 상기 초급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮으면서 100℃/sec이상인 평균승온속도로 승온하는 급속승온과정과, 상기 급속승온과정 후 에 상기 급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮은 평균승온속도로 승온하는 일반 승온과정을 포함하는 3단 승온패턴에 의해 1차재결정소둔하는 단계; 상기 1차재결정소둔된 냉연판에 대하여 동시 탈탄 및 질화소둔을 수행하는 단계; 및 상기 상기 탈탄 및 질화소둔된 냉연판을 최종소둔하는 단계;를 포함하되, 상기 최종소둔 후의 강판의 평균 결정립 크기가 22 ㎛ 이상이고, 상기 평균 결정립 크기에 대한 결정립 크기의 표준편차가 0.7 이하인 방향성 전기강판 제조방법을 제공한다.

Description

방향성 전기강판의 제조방법{MANUFACTURING METHOD FOR GRAIN-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET}

본 발명의 일 구현예는 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 소강 성분으로 N, S 등의 성분 함량을 감소시키고 저온슬라브 가열법에 이용하여 슬라브가열단계에서 석출물을 완전용체화되는 가열 온도로 가열하고 1차재결정소둔의 승온과정을 3단 승온 가열 패턴을 적용하여 철손과 자속밀도를 향상시킨 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.

방향성 전기강판은 강판면의 결정방위가 {110}면이고 압연방향의 결정방위는 <001>축에 평행한, 소위 고스(Goss) 방위를 갖는 결정립들로 구성되어 압연방향으로의 자기특성이 우수한 연자성 재료이다.

이러한 방향성 전기강판은 1차 재결정 이후 최종소둔과정에서 1차 재결정립의 성장을 억제시키고 성장이 억제된 결정립중에서 {110}<001> 방위의 결정립을 선택적으로 성장시켜 얻어진 2차 재결정 조직에 의해 우수한 자기특성을 나타내도록 하는 것이므로, 1차 재결정립의 성장억제제(이하, '억제제'라 함)가 매우 중요하다. 따라서, 성장이 억제된 결정립중에서 안정적으로 {110}<001> 방위의 집합조직을 갖는 결정립들이 최종소둔공정에서 우선적으로 성장(이하, '2차 재결정'이라 함)할 수 있도록 하는 것이 방향성 전기강판 제조기술의 핵심이다.

최종소둔과정에서 2차 재결정이 일어나기 시작하는 것은 이러한 억제제들이 온도가 높아지면서 성장하거나 분해되면서 1차 재결정립의 성장을 억제하는 기능이 없어지게 되어 생기는 현상으로, 이때 비교적 단시간에 입자성장이 일어나게 된다. 최종소둔공정에서 2차 재결정이 일어나기 직전까지 모든 1차 재결정립의 성장이 억제되어야 하며, 이를 위해서는 석출물들이 충분한 양과 적정한 크기로 균일하게 분포되어야 하고, 2차 재결정이 일어나기 직전의 고온까지는 열적으로 안정되어 쉽게 분해되지 않아야 한다.

이러한 {110}<001> 집합조직을 얻는 것은 여러 제조공정의 조합에 의해서 가능하며, 일반적으로 슬라브 성분조성의 엄격한 관리는 물론, 슬라브의 가열, 열간압연, 열연판소둔, 냉간압연, 1차재결정소둔, 최종소둔(2차재결정소둔) 등의 일련의 공정조건들이 엄밀하게 제어되어야 한다.

1차 재결정은 통상적으로 말해지는 재결정을 가리키는 용어로써, 변형된 결정들이 특정 온도이상에서 변형이 없는 새로운 결정립이 핵생성되고 결정립 성장이 이루어지는 것을 말한다. 상기 1차 재결정은 통상 냉간압연 이후 실시되는 탈탄소둔과 함께 이루어지거나 혹은 탈탄소둔이 수행된 직후에 이루어지게 되는데, 상기 1차 재결정에 의하여 균일하고 적절한 입도의 결정립들이 형성되게 된다. 일반적으로 방향성 전기강판에서 재결정립들의 방위는 여러 방향으로 분산되어 있거나 고스 방위 이외의 방위들이 표면 방위와 평행하게 배열되는 집합조직을 가지게 되며, 방향성 전기강판에서 최종적으로 취득하고자 하는 고스방위의 비율은 매우 낮다.

1차재결정소둔시 가열 승온 조건을 제어하여 자성을 향상시킨 기술로는 일본특허공개공보 2003-3213, 2008-1978, 2008-1979, 2008-1980, 2008-1981, 2008-1982, 2008-1983에 탈탄 소둔 공정의 승온 과정에서 급속 승온을 도입한 기술들이 보고되고 있다.

상기한 일본특허공개공보 2003-3213에서는 질화처리하는 양과 소둔후 집합조직에서 I[111]/I[411]의 비율을 2.5이하로 제어하여 자속밀도가 높은 경면 방향성 전기강판을 제조하는 기술을 제시하고 있으며, 집합조직을 제어하기 위해 알루미늄과 질소량 그리고 탈탄소둔 공정의 승온과정의 가열속도를 제어하여야 하는 것으로 나타나 있다.

상기한 일본특허공개공보 2008-1978, 2008-1979, 2008-1980, 2008-1981, 2008-1982, 2008-1983에서는 열연판 소둔시 탈탄하거나 열연판 소둔온도 제어를 통해 라멜라 간격을 조절함과 동시에 탈탄 소둔시 550~720℃온도범위에서 40℃/sec 이상, 바람직하게는 75~125℃/sec의 가열속도로 급속가열하여 자속밀도를 향상시키는 방법을 제시하고 있다. 이들 특허에서는 1차 재결정중의 {411}방위의 결정립이 {110}방위의 2차 재결정립의 우선 성장에 영향을 미친다고 보고하고 있으며, 탈탄소둔 후의 1차 재결정 집합 조직의 {111}/{411} 비를 3.0 이하로 조정하고 그 뒤 질화처리를 행하고 억제제를 강화하는 것에 따라 자속밀도가 높은 방향성 전기강판을 제조하는 것으로 제안하고 있다.

그러나 상기 특허들에서는 탈탄소둔공정의 승온과정에서 조직변화가 큰 온도영역을 700~720℃이고 그 온도 영역을 포함하는 550℃로부터 720℃의 온도 영역을 급속가열을 통한 자속밀도 향상 방법만을 제안하고 있을 뿐만 아니라, 급속가열을 하더라도 가열속도의 상한을 125℃/sec 이하로 제한하고 있으며, 이들 특허들은 그 사상적인 측면에서도 직접적으로 고스방위를 갖는 결정립의 비율을 높이고자 한 것이 아니라 탈탄소둔후 2차 재결정 소둔시 고스방위의 비정상 입자성장(2차 재결정)에 간접적으로 영향을 미치는 {411}방위를 갖는 결정립의 비율을 높이고자 하는 시도에 그치는 기술인 점에서 한계가 있다

본 발명자들은 상기 문제를 개선하기 위해 대한민국 공개특허공보 10-2012-0009755호에서 1차재결정소둔시 온도구간별로 승온속도를 달리 제어하여 초급속승온+급속승온+일반승온의 3단 승온패턴을 통하여 탈탄판에서의 고스 방위의 분율 및 집적도를 제어함으로써 자성을 향상할 수 있는 방향성 전기강판의 제조 방법에 대하여 제안하였다.

1차 재결정 집합조직을 제어하면서 700℃ 이상에서 승온속도 감소에 의한 1차 재결정립 크기 균일화에 의해 철손 개선하는 방법을 제시하고 있다. 1차 재결정에서 승온속도를 높일경우 1차 재결정립이 작아지는데 이 때 탈탄소둔 온도를 높이게 되면 결정립 크기 분포가 불균일해지므로 자성 개선효과가 극대화 되지 못하는 문제가 있다. 즉 승온패턴개선에 의해 정 고스(Exact Goss) 분율의 극대화의 효과가 1차 재결정립 분포가 불균일해질 경우 고스 방위에서 벗어난 각도가 다소 큰 산란된 고스 방위 또는 고스 이외의 방위라도 상대적으로 결정립 크기가 클 경우 2차 재결정립으로 성장하여 최종 전기강판의 자성이 악화될 수 있다. 따라서 승온패턴 변화에 의한 효과를 극대화하기 위해서는 이러한 1차 재결정립 크기 분포를 극히 균일화할 필요가 있다.

본 발명은 이러한 문제점을 해결하기 위해 안출된 것으로, 본 발명의 목적은,

1차재결정소둔의 승온과정으로 초급속승온과 급속승온 및 일반승온으로 이루어지는 3단의 승온 패턴을 도입하여 고스 방위, 특히 정 고스(Exact Goss) 방위 결정립의 부피 분율을 높이고 2차 재결정 후의 결정방위 집적도를 개선함으로써 자성을 향상시키고, 재결정립 크기 분포를 최대한 균일화하여 1차 재결정 승온방법 개선에 의해 자성을 향상시킨 방향성 전기강판 제조방법을 제공하는 데 있다.

본 발명의 일 구현예는, 중량 퍼센트(wt%)로, Si: 2.0~4.0%, C: 0초과 0.085%이하, 산가용성 Al: 0.015~0.04%, Mn: 0초과 0.20%이하, N: 0초과 0.004%이하, S: 0초과 0.004%이하를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브 내의 Mn을 함유하는 황화물 및 Al를 함유하는 질화물의 석출물을 완전 용체화할 수 있도록 상기 완전 용체화 온도 이상의 온도인 1160 내지 1280℃의 범위에서 상기 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 열간압연한 후 열연판 소둔을 실시하거나 생략하고 냉간압연하는 단계; 냉연판을 300℃/sec이상의 평균승온속도로 승온하는 초급속승온과정과, 상기 초급속승온과정 후에 상기 초급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮으면서 100℃/sec이상인 평균승온속도로 승온하는 급속승온과정과, 상기 급속승온과정 후 에 상기 급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮은 평균승온속도로 승온하는 일반 승온과정을 포함하는 3단 승온패턴에 의해 1차재결정소둔하는 단계; 상기 1차재결정소둔된 냉연판에 대하여 동시 탈탄 및 질화소둔을 수행하는 단계; 및 상기 상기 탈탄 및 질화소둔된 냉연판을 최종소둔하는 단계;를 포함하되, 상기 1차재결정소둔 후 최종소둔 전의 강판의 평균 1차 재결정립의 크기는 18㎛이상이고, 상기 1차 평균 결정립 크기에 대한 결정립 크기 분포의 표준편차의 비가 0.8이하인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법을 제공한다.

상기 냉간압연 단계는 열연판을1회 냉간압연하거나 중간소둔을 사이에 둔 2회 이상의 냉간압연을 하는 것을 특징으로 할 수 있따.

상기 초급속승온과정은 Ts(℃)를 재결정 전의 500~600℃ 사이의 온도라고 할 때, 상온에서 Ts(℃)에 이르는 구간에서 300℃/sec이상이며, Ts(℃)에서 700℃ 구간의 승온속도의 두배 이상인 평균승온속도로 초급속 승온하고, 상기 급속승온과정은 Ts(℃)에서 700℃에 이르는 구간에서 100~250℃/sec의 평균승온속도로 급속 승온하고, 상기 일반승온과정은 700℃에서 탈탄소둔 온도에 이르는 구간에서 40℃/sec이하의 평균승온속도로 승온할 수 있다.

본 발명에 의한 방향성 전기강판 제조방법에 따르면 1차 재결정된 강판의 고스 방위의 결정립의 부피 분율을 증가시킴으로써 2차 재결정 후의 결정방위 집적도를 개선할 수 있으며, 소강 성분으로 N, S의 원소함량을 감소시키고 슬라브가열단계에서 석출물을 완전 용체화 시킴으로써 1차 재결정립 분포가 개선되어 고자속밀도 저철손의 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.

또한, 탈탄소둔에서 결정 성장에 영향을 덜 주게되고 열연판 소둔 생략시에도 우수한 자성을 확보하는 것이 가능하며, 냉간압연전의 초기 결정립크기가 조대해지는 효과가 있으므로 1차 재결정판에서 {110}<001> 방위를 갖는 결정립의 수가 증가하여 2차 재결정립의 크기를 감소시킴으로써 자속밀도가 높게 만들 수 있다.

이하, 첨부한 도면을 참고로 하여 본 발명의 여러 실시예들에 대하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예들에 한정되지 않는다.

본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분은 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성요소에 대해서는 동일한 참조 부호를 붙이도록 한다.

또한, 도면에서 나타난 각 구성의 크기 및 두께는 설명의 편의를 위해 임의로 나타내었으므로, 본 발명이 반드시 도시된 바에 한정되지 않는다.

또한, 명세서 전체에서, 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함" 한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.

이하, 본 발명의 일 실시예에 따른 방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 설명하도록 한다.

본 발명자들은 1차 재결정립 분포를 더 균일화 할 수 있다면 대한민국 공개특허공보 10-2012-0009755호의 방향성 전기강판의 제조방법의 효과를 극대화할 수 있다는 점에 착안하여 연구를 진행하였다.

저온 슬라브 가열법에 있어서 질화물이나 황화물의 크기와 분포에 따라서 1차 재결정립의 크기 분포에 영향을 줄 수 있기 때문에 이러한 석출물을 완전용체화하면 석출물의 분포가 균일해지고 이에 따라 1차 재결정립의 분포가 균일화되어 자성을 개선할 수 있다.

그러나, 석출물을 완전용체화하기 위해 슬라브 가열 온도를 높일 경우 열연 생산성이 떨어지므로 저온슬라브 가열 온도 범위내에서 완전용체화할 수 있는 성분계를 이용하여야 한다. 또한, 대한민국 공개특허공보 10-2012-0009755호 발명에서 결정립 크기가 작아지는 문제를 개선하기 위해서는 석출물 형성원소의 함량을 극히 작게 제어할 필요가 있다.

즉, 석출물의 형성원소 함량을 극히 작게 제어하면서 저온슬라브 가열범위에서의 완전용체화 온도로 가열한 후 열간압연을 비롯한 전기강판 공정과 대한민국 공개특허공보 10-2012-0009755호에서 제안한 승온 패턴을 적용할 경우 정 고스(Exact Goss) 분율을 높여 자성을 개선하는 효과를 극대화 시킬 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 방향성 전기강판 제조방법은, 중량 퍼센트(wt%)로, Si: 2.0~4.0%, C: 0초과 0.085%이하, 산가용성 Al: 0.015~0.04%, Mn: 0초과 0.20%이하, N: 0초과 0.004%이하, S: 0초과 0.004%이하를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 슬라브내의 석출물이 완전 용체화되도록 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 열간압연한 후 열연판 소둔을 실시하거나 생략하고 냉간압연하는 단계; 냉연판을 300℃/sec이상의 평균승온속도로 승온하는 초급속승온과정과, 상기 초급속승온과정 후에 상기 초급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮으면서 100℃/sec이상인 평균승온속도로 승온하는 급속승온과정과, 상기 급속승온과정 후 에 상기 급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮은 평균승온속도로 승온하는 일반 승온과정을 포함하는 3단 승온패턴에 의해 1차재결정소둔하는 단계; 및 상기 1차재결정소둔된 냉연판을 최종소둔하는 단계를 포함한다.

우선 상기 조성 범위의 슬라브를 제조한다. 본 발명의 일 실시예에의 슬라브의 조성범위의 한정 이유는 다음과 같다. 각 성분 함량은 중량 퍼센트(wt%)이다.

Si: 2.0~4.0 wt%

규소(Si)는 방향성 전기강판의 비저항을 증가시켜 철심손실(core loss) 즉, 철손을 낮추는 역할을 한다. Si함량이 2.0% 미만인 경우 비저항이 감소하여 철손이 열화되며, 4.0% 초과인 경우 강의 취성이 커져 냉간압연이 어려워지고 2차재결정 형성이 불안정해진다. 따라서, Si은 2.0~4.0%로 한정한다.

C: 0초과 0.085%이하,

탄소(C)는 적정량 첨가되면 강의 오스테나이트변태를 촉진하여 열연시 열간압연조직을 미세화시킴으로서 균일한 미세조직을 형성하는 것을 도와준다. 그러나 그 함량이 너무 많으면 조대한 탄화물이 석출되고 탈탄시 탄소의 제거가 어려워진다. 따라서, 0.085%이하로 한정한다.

산가용성 Al: 0.015~0.04%,

알루미늄(Al)은 최종적으로 AlN, (Al,Si,Mn)N 형태의 질화물로 되어 억제제로 작용하는 성분으로서, 그 함량이 0.015% 미만인 경우에는 억제제로서의 충분한 효과를 기대할 수 없고, 0.04% 초과인 경우에는 열간압연 작업성에 악영향을 미친다. 따라서 Al은 0.015~0.04%로 한정한다.

Mn: 0초과 0.20%이하,

망간(Mn)은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과도 있으며, Si과 함께 질화처리에 의해 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성함으로서 1차재결정립의 성장을 억제하여 2차재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 그러나 0.20%를 초과하여 첨가되면 열간압연 도중 오스테나이트 상변태가 촉진되어 1차 재결정립의 크기가 감소되며, 그 결과 2차 재결정이 불안정해지게 된다. 따라서, Mn은 0.20% 이하로 한정한다.

N: 0초과 0.004%이하,

질소(N)는 Al 등과 반응하여 결정립을 미세화시키는 원소이다. 이들 원소들이 적절히 분포될 경우에는 상술한 바와 같이 냉간압연 이후 조직을 적절히 미세하게 하여 적절한 1차 재결정 입도를 확보하는데 도움이 될 수 있으나, 그 함량이 과도하면 1차 재결정립이 과도하게 미세화되고 그 결과 미세한 결정립으로 인해 2차 재결정시 결정립 성장을 초래하는 구동력이 커져서 바람직하지 않은 방위의 결정립까지 성장할 수 있으므로 바람직하지 않다.

N의 함량이 0.004% 초과인 경우 완전 용체화되는 온도가 높아지게 되고 슬라브 가열온도를 높이게 되어 열연 비용이 증가하게 된다. N함량이 0.004%이하로 낮은 경우에는 스라브를 완전용체화되는 온도로 가열하여도 석출물이 생성되는 양 자체가 아주 적으므로 균일하고 큰 1차 재결정립을 얻는 것이 가능하여 자기특성이 우수한 제품을 얻을 수 있다. 그러므로 N은 0.004% 이하로 한정한다.

S: 0초과 0.004%이하

황(S)은 열간압연시 고용온도가 높고 편석이 심한 원소로서 가능한한 함유되지 않도록 하는 것이 바람직하지만, 제강시 함유되는 불가피한 불순물의 일종이다. S의 함량이 0.004% 초과인 경우 완전 용체화되는 온도가 높아지게 되고 슬라브 가열온도를 높이게 되어 열연 비용이 증가하게 되고 용체화온도 이하로 가열될경우 1차 재결정립이 불균일성이 높아진다. 한편 S함량이 0.004%이하로 낮은 경우에는 슬라브를 완전용체화되는 온도로 가열하여도 석출물이 생성되는 양 자체가 아주 적으므로 균일하고 큰 1차 재결정립을 얻는 것이 가능하여 자기특성이 우수한 제품을 얻을 수 있다. 또한 소강 S함량이 0.004% 이하로 낮은 경우에는 냉간압연전의 초기 결정립크기가 조대해지는 효과가 있으므로 1차 재결정판에서 {110}<001> 방위를 갖는 결정립의 수가 증가하여 2차 재결정립의 크기를 감소시켜 최종제품의 자성을 향상시킨다. 그러므로 S는 0.004% 이하로 한정한다.

상기 제조된 슬라브를 석출물이 완전 용체화 되도록 재가열한다. 열간압연전의 슬라브 재가열 온도는 1,280℃이하로 범위에서 억제제로 사용하는 Mn을 함유하는 황화물과 Al을 함유하는 질화물의 석출물들이 완전 용체화되는 온도로 정한다. 가열온도가 부분 용체화되는 경우에는 주조시 생성되는 석출물과 가열시 재고용되었다가 생성되는 석출물의 크기에 큰 차이가 생겨 1차 재결정판의 결정립 크기를 불균일하게 만든다. 이로 인해 자성이 불균일하게 될 가능성이 있으므로 슬라브 재가열 온도는 석출물들이 완전 용체화되는 온도범위로 한다.

또한 슬라브 가열온도가 높아지면 강판 제조비용이 상승되며, 슬라브의 표면부 용융으로 가열로를 보수하고 가열로 수명이 단축될 수 있기 때문이다. 아울러, 슬라브를 1,280℃이하의 온도로 가열하게 되면 슬라브의 주상정조직이 조대하게 성장되는 것이 방지되어 후속 열간압연 공정에서 판의 폭 방향으로 크랙이 발생되는 것을 막을 수 있어 실수율을 향상시키게 된다.

재가열된 슬라브을 열간압연한 후 열연판 소둔을 실시하거나 생략하고 1회의 냉간압연 또는 중간소둔을 사이에 둔 2회 이상의 냉간압연을 행한다.

열간압연에 의하여 2.0~3.5mm의 열연판을 제조할 수 있으며, 열연판이 제조되면 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한 다음 냉간압연을 한다. 열연판 소둔을 실시하는 경우에 있어서는 1,000~1,250℃ 온도로 가열한 후 850~1,000℃온도에서 균열한 다음 냉각하는 과정에 의하여 수행할 수 있다. 열연판 소둔은 필요에 따라 수행되는 것으로, 이를 생략하는 것도 가능하다.

특히 본 발명의 일 실시예에서 N, S를 극저 범위로 제어함에 따라 열연판 소둔을 생략하는 경우에도 매우 우수한 자성을 얻을 수 있다.

냉간압연은 1회 강압연을 통하여 최종 두께 0.1~0.5mm, 보다 바람직하게는 0.18~0.35mm로 제조될 수 있다. 냉간압연은 1회 강압연을 통하여 수행될 수도 있으며, 혹은 중간소둔을 사이에 두는 2회 이상의 압연을 통하여 수행되는 것도 가능하다.

냉간압연된 강판은 이후 300℃/sec이상의 평균승온속도로 승온하는 초급속승온과정과, 상기 초급속승온과정 후에 상기 초급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮으면서 100℃/sec이상인 평균승온속도로 승온하는 급속승온과정과, 상기 급속승온과정 후 에 상기 급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮은 평균승온속도로 승온하는 일반 승온과정을 포함하는 3단 승온패턴에 의해 1차재결정소둔하는 단계를 거치게 된다.

3단의 승온패턴중 초급속승온과정에서는 상온으로부터 500~600℃사이의 어느 특정 온도, 바람직하게는 550~600℃사이의 어느 특정 온도(Ts)에 이르는 구간에서는 300℃/sec이상의 평균승온속도로 초급속 가열하고, 급속승온과정에서는 상기의 특정 온도(Ts)에서 700℃ 온도에 이르는 구간에서는 100~250℃/sec의 평균승온속도로 급속승온을 하고, 이어서 700℃ 온도 이상의 구간에서는 40℃/sec이하의 평균승온속도로 일반승온함으로서 방향성 전기강판의 자성을 향상시킬 수 있다.

재결정전의 온도(500~600℃)까지는 300℃/sec이상의 승온속도로 초급속승온한 후, 재결정 구간에서는 100~250℃/sec의 승온속도로 급속승온하는 것에 의하여 전단변형대에서의 고스 방위의 변형에너지 감소, 즉 회복을 최소화하여 고스 방위의 핵생성을 극대화하여 양호한 재결정립으로 성장할 수 있도록 하는 것이다. 상기의 Ts(℃)는 초급속승온과정에서 급속승온과정으로 전환되는 온도로서, 통상적으로 재결정은 약 550~600℃의 온도 범위에서 개시되므로, Ts는 500~600℃, 보다 바람직하게는 550~600℃사이의 온도로 재결정 개시온도 이하의 온도로 설정되는 것이 바람직하다.

상기 상온은 1차재결정소둔에서 승온 과정이 개시되는 시점의 강판의 온도를 의미하는 것이다.

본 발명의 일 실시예는 1차재결정소둔시 재결정 온도 아래에서의 초급속승온과정에 의하여 2차 재결정을 일으킬 수 있는 종자(seed)로서의 정 고스(Exact Goss) 방위의 분율이 높아져 집적도가 매우 높은 고스 방위의 핵생성이 유도됨으로써 자성 향상 효과를 극대화할 수 있다.

1차재결정소둔시 승온과정에 급속승온후 일반승온하는 통상적인 승온패턴을 도입하였을 경우, {110}<001> 이상 방위에서 15°이내로 벗어난 방위의 부피분율은 약 1% 내외 수준에 불과하다. 이와 달리, 본 발명의 일 실시예에서 1차재결정소둔시 승온과정에서 상온에서 약 550℃이하의 온도에 이르는 구간에서 300℃/sec이상(보다 바람직하게는 400℃/sec이상, 더욱 바람직하게는 500℃/sec이상)의 승온속도로 초급속승온하고, 570℃이하에서 700℃ 온도에 이르는 구간에서는 100~250℃/sec이상(보다 바람직하게는 120~180℃/sec이상)의 승온속도로 급속승온하고, 700℃이상에서 탈탄소둔 온도에 이르는 구간에서는 40℃/sec이하의 승온속도로 일반승온하였을 경우, {110}<001> 이상 방위로부터 15°이내의 방위를 갖는 결정립의 부피 분율을 2%이상으로 제어하는 것이 가능하며, 특히 {110}<001> 이상 방위로부터 5°이하의 방위를 갖는 exact Goss 결정립의 부피 분율을 0.09%이상으로 제어하는 것이 가능하다.

1차재결정소둔시 승온하여 급속승온 직후의 재결정이 95%이상 완료된 시료에서 표면으로부터 전체 두께의 1/8만큼 아래 층에서 {110}<001> 이상 방위에서 5°, 10°, 15°범위내에 속하는 결정립의 부피 분율을 측정해 본 결과, 급속승온시 전체 고스 방위가 증가되는 것은 물론, 특히 초급속승온+급속승온+일반승온에 의해 형성된 재결정에서 {110}<001> 이상 방위로부터 5°이내 범위의 고스(Goss) 방위의 분율, 즉 Exact Goss 방위의 분율이 최대로 늘어남을 관찰할 수 있었다.

이와 같이, 1차 재결정 조직에서 {110}<001> 이상 방위에 보다 가까운 방위, 즉 정 고스 (Exact Goss) 방위의 증가율이 {110}<001> 이상 방위에서 많이 벗어난 방위의 증가율에 비하여 높아지면 2차 재결정의 핵으로 작용하여 2차 재결정립으로 성장하는 고스 방위의 집적도 향상에 직접적으로 영향을 주므로 자속밀도와 철손이 대폭 향상된다.

다만, 초급속승온후의 급속승온시에 승온속도가 너무 빠른 경우에는 자성이 오히려 나빠지는데 그 이유는 다음과 같이 추정할 수 있다. 즉, 1차재결정소둔시 2단 급속승온(초급속승온+급속승온)을 적용하였을 때, 특정 승온속도까지는 결정립 크기의 분포가 균일하지만, Ts(570℃)이하 온도에서 700℃까지 승온속도가 250℃/sec를 초과하게 되면 결정립의 불균일성이 증가되어 35㎛ 이상의 결정립 크기를 가진 분율이 과도하게 많아져서 결정립 성장에 의해 방위가 나쁜 결정립이 성장하기 때문에 오히려 자성이 나빠진다.

또한 고스 방위는 변형에너지가 높아 가장 먼저 재결정되고 이후 {111}<112>방위 및 {411}<148>방위가 재결정되는데, 초기에 고스 방위가 재결정된 후 결정성장시 {111}<112>, {411}<148>등의 방위분율이 점차 늘어남에 따라 이러한 {111}<112>, {411}<148>등의 방위성장이 1차 재결정시 고스 방위를 감소시킬 수 있어 700℃ 이상의 온도에서는 승온속도를 높일 필요가 없으며, 더욱 바람직하게는 680℃이상의 온도구간에서는 40℃/sec 이하의 승온속도로 가열하는 것이 좋다.

따라서 1차재결정소둔시 승온과정에서 상온~Ts 온도까지는 300℃/sec이상의 평균승온속도로 초급속승온하고, 이어서 700℃ 온도에 이르기까지는 100~250℃/sec의 평균승온속도로 급속승온한 후, 700℃ 이상의 온도구간에서는 40℃/sec 이하의 평균승온속도로 가열하는 것이 고스 방위의 분율을 높여 자성을 향상시키는데 유효한 조건이 된다.

나아가 본 발명자는 1차재결정소둔시 3단 승온 패턴으로 승온하여 얻은 시편에 대하여 2차 재결정 결정립들의 {110}<001> 이상 방위에서 벗어난 각도들의 면적 가중 평균을 측정해 보았다.

본 측정장치의 주요 특징은 다음과 같다. X선 라우에(X-ray Laue) 방법에 기초하고 고정형 X-선(X-ray) CCD 디텍터로 측정하고, CCD 디텍터와 시편에서 X-선 회절이 일어나는 위치 및 디텍터의 기울어짐 각도 등을 1㎛ 단위로 제어하여 변형을 전혀 받지 않은 단결정의 방위 변형율(strain) 최소화 분석을 통해 측정 정확도를 높였다. 시편을 움직이면서 시편의 각 위치 별로 각각의 방위를 측정하고 각 위치에서 측정한 방위에서 이상적인 고스 방위와의 벗어남 각도의 절대값을 계산한 후 모든 위치에서 면적 가중 평균하여 벗어남 각도의 절대값의 면적가중 평균을 측정하였다.

벗어남 각도는 α각, β각, γ각, δ각의 네 가지에 대하여 측정하였으며, α각은 2차 재결정 집합조직의 압연면 법선방향(ND) 주위에 있어서의 {110}<001> 이상 방위로부터 평균 어긋남 각, β각은 2차 재결정 집합조직의 압연 직각방향(TD) 주위에 있어서의 {110}<001> 이상 방위로부터 평균 어긋남 각, γ각은 2차 재결정 집합조직의 압연 방향(RD) 주위에 있어서의 {110}<001> 이상 방위로부터 평균 어긋남 각, δ각은 2차 재결정 집합조직에서 <001>결정방위와 압연방향(RD)간의 평균 어긋남 각으로 정의된다.

측정 결과, 본 발명에서와 같이 1차 재결정 승온시 초급속승온과 급속승온의 2단 급속승온 조건을 적용하였을 때 모든 벗어남 각도가 작아지는 것으로 확인되었다. 특히, 면적 가중 평균 β각은 2°에 가까운 낮은 값을 나타내고, δ각 역시 급격히 낮아지는 것으로 확인되었다. β각은 2°에 가까운 값을 가지면 전자장에너지를 최소화하기 위해 자구 폭을 최소화할 뿐 아니라 자성에 해로운 Disclosure 자구를 최소화하여 자성을 향상시킴을 의미하는 것이다.

상기와 같은 본 발명에 따른 방향성 전기강판의 제조 방법에 의하면 2차 재결정 소둔후의 강판에 대하여 측정한 값을 기준으로 하였을 때, 결정방위의 절대값의 면적가중 평균으로 β각을 1.5~2.6°영역, 보다 바람직하게는 1.5~2.4°이내로 제어하는 것이 가능하며, δ각은 5°이내영역, 보다 바람직하게는 4.5°이내로 제어하는 것이 가능하다.

1차재결정소둔시 승온과정에서의 가열방식은 특별히 제한되지 않는다. 유도가열로를 사용할 수 있으며, 복수의 유도가열로로 의하여 3단의 승온패턴으로 승온하는 것도 가능하다. 예컨대, 제1의 유도가열로에서 300℃/s이상, 바람직하게는 400℃/s의 승온속도로 초급속승온시키고, 제2의 유도가열로에서 100~250℃/s, 보다 바람직하게는 120~180℃/s의 승온속도로 급속승온시키고, 제3의 유도가열로에서 40℃/sec이하의 승온속도로 일반승온시킬 수 있다.

1차재결정소둔으로 승온된 강판은 탈탄 및 질화소둔를 겪는다. 탈탄이 종료된 후 별도의 과정으로 이루어질 수도 있으나, 탈탄과 동시에 질화소둔하는 것도 가능하다.

탈탄과 동시에 질화소둔하는 경우, 암모니아와 수소 및 질소의 혼합가스 분위기에서 실시할 수 있다. 1차재결정소둔시 승온과정 후에 탈탄을 먼저 실시하고 이후에 질화소둔을 실시하는 방법에 의하면 Si3N4나 (Si,Mn)N와 같은 석출물이 강판의 표층부에 생성되는데, 이러한 석출물은 열적으로 불안정하여 쉽게 분해되고 질소의 확산도 매우 빠르게 일어나기 때문에 질화소둔 온도를 700~800℃로 관리하여야 하며, 후속공정인 최종소둔과정에서 열적으로 안정한 AlN이나 (Al,Si,Mn)N와 같은 석출물로 재석출시켜주어야 억제제로서의 역할을 수행할 수 있다. 이와 달리, 탈탄과 질화소둔을 동시에 실시하면 AlN이나 (Al,Si,Mn)N 석출물이 동시에 형성되므로 최종소둔시 석출물을 변태시킬 필요없이 그대로 억제제로 이용될 수 있으며 따라서 긴 처리시간을 요하지 않는 장점이 있으므로, 탈탄과 질화소둔을 동시에 실시하는 방법이 보다 바람직하다.

그러나, 본 발명의 방향성 전기강판 제조 방법이 1차재결정소둔중에 동시 탈탄 및 질화처리하여 제조하는 것으로 제한되는 것은 아니며, 탈탄 후에 질화소둔을 실시하는 통상의 질화소둔 방법 역시 본 발명의 유리한 특성을 갖춘 방향성 전기강판을 제조하는데 유효하다.

1차재결정소둔 후에 최종소둔을 행한다. 1차재결정소둔을 마친 강판은 소둔분리제를 도포한 후 장시간 최종소둔하여 2차 재결정을 일으킴으로써 강판의 {110}면이 압연면에 평행하고, <001>방향이 압연방향에 평행한 {110}<001> 집합조직이 형성되도록 한다. 소둔분리제는 MgO를 기본으로 하여 제조된 것이 바람직하게 적용될 수 있으나, 특별히 이에 한정되는 것은 아니다.

최종소둔의 목적은 크게 보면 2차 재결정에 의한 {110}<001> 집합조직 형성, 탈탄시 형성된 산화층과 MgO의 반응에 의한 유리질 피막형성으로 절연성 부여, 자기특성을 해치는 불순물의 제거에 있다. 최종소둔의 방법으로는 2차 재결정이 일어나기 전의 승온구간에서는 질소와 수소의 혼합가스로 유지하여 입자성장 억제제인 질화물을 보호함으로써 2차 재결정이 잘 발달되도록 하고, 2차 재결정 완료 후에는 100% 수소분위기에서 장시간 유지하여 불순물을 제거하도록 한다.

이하 실시예를 통하여 본 발명에 따른 방향성 전기강판 제조방법을 보다 구체적으로 설명한다. 그러나 하기의 실시예는 본 발명의 일 실시예 일 뿐 본 발명이 하기한 실시예에 한정되는 것은 아니다.

실시예

실시예 1

중량 퍼센트(wt%)로, Si:3.23%, C:0.057%, Mn:0.089%, S:0.0035%, N:0.0022%, Sol. Al:0.026%를 함유하고 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브(AlN의 완전용체화온도 1172℃, MnS의 완전용체화온도 1120℃)를 1,100, 1140, 1190℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1,050℃이상의 온도로 가열한 후 910℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.27mm 두께로 냉간 압연하였다.

냉간압연된 강판은 노속에서 승온한 후 75% 수소와 25% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 855℃온도로 120초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 180~230ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이때, 승온시 상온~570℃ 온도범위에서는 580℃/sec의 여러 가지 승온속도로 가열하고, 570℃~700℃ 온도범위에서는 140℃/sec 승온속도로 가열하였으며, 이후 700℃에서 탈탄소둔온도인 855℃까지는 20℃/sec의 승온속도로 가열하였다.

이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 20시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성은 표 1과 같다.

슬라브 가열온도 (℃)	자속밀도 (B10, Tesla)	철손 (W17/50, W/kg)	구분
1100	1.90	0.90	비교예 1
1140	1.92	0.89	비교예 2
1190	1.96	0.84	발명예 1

표 1에 나타낸 바와 같이 슬라브 가열온도가 부분 용체화 온도범위인 비교예 1,2 에 비하여 완전 용체화 온도이상인 발명예의 자속밀도가 높고 철손도 낮다는 사실을 알 수 있었다.

실시예 2

중량%로, Si:3.36%, C:0.052%, Mn:0.093%, Sol. Al:0.025% 및 하기의 표2에 표시된 양만큼의 N,S를 함유하고 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 표2에 제시된 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 각 열연판을 1,100℃이상의 온도로 가열한 후 910℃에 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 다음 0.27mm 두께로 냉간 압연하였다.

냉간압연된 강판은 노속에서 승온한 후 75% 수소와 25% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 860℃온도로 160초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이때, 승온시 상온~570℃ 온도범위에서는 590℃/sec의 승온속도로 가열하고, 570~700℃ 온도범위에서는 140℃/sec의 승온속도로 가열하였다. 이후 700℃에서 탈탄소둔온도인 860℃까지는 20 ℃/sec의 승온속도로 승온하였다.

이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 20시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성은 표 2와 같다.

N 함량 (중량%)	AlN 용체화온도 (℃)	S 함량 (중량%)	MnS 용체화온도 (℃)	슬라브 가열온도 (℃)	자속밀도 (B10, Tesla)	철손 (W17/50, W/kg)	구분
0.0020	1160	0.0027	1104	1190	1.96	0.84	발명예 3
0.0020	1160	0.0027	1104	1100	1.92	0.90	비교예 3
0.0065	1273	0.0086	1200	1190	1.992	0.91	비교예 4
0.012	1339	0.011	1222	1190	1.896	0.97	비교예 5

실시예 3

중량%로, Si:3.1%, C:0.055%, Mn:0.102%, Sol. Al:0.025% 및 하기의 표3에 표시된 양만큼의 N,S를 함유하고 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1,190℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 각 열연판을 1,050℃이상의 온도로 가열한 후 910℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 다음 0.27mm 두께로 냉간 압연하였다.

냉간압연된 강판은 노속에서 승온한 후 75% 수소와 25% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 표 3에 제시된 온도로 160초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이때, 승온시 상온~570℃ 온도범위에서는 590℃/sec의 승온속도로 가열하고, 570~700℃ 온도범위에서는 140℃/sec의 승온속도로 가열하였다. 이후 700℃에서 탈탄소둔온도까지는 20 ℃/sec의 승온속도로 승온하였다.

이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 20시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성은 표 3와 같다.

N 함량 (중량%)	AlN 용체화온도	S 함량 (중량%)	MnS 용체화 온도 (℃)	탈탄 소둔 온도 (℃)	평균 Grain Size (㎛)	Grain Size의 표준편차	평균Grain Size (㎛)/ Grain Size의 표준편차	자속 밀도 (B10, Tesla)	철손 (W17/50, W/kg)	구분
0.0022	1169	0.0023	1098	800	16.41	12.72	0.775	1.85	0.99	비교예 6
0.0022	1169	0.0023	1098	830	22.18	15.53	0.700	1.96	0.84	발명예 4
0.0073	1285	0.0072	1204	830	17.41	15.72	0.903	1.86	0.97	비교예 7
0.0073	1285	0.0072	1204	850	21.56	18.53	0.859	1.94	0.91	비교예 8

결정립 크기의 균일도를 나타내기 위해 결정립 크기 분포의 표준편차를 나타내었다. 표준 편차가 적을수록 크기가 균일하다는 것을 나타낸다. 표 3에 나타낸 바와 같이 공정조건에 따른 결정립의 평균 크기 및 분포의 표준편차에서 발명재가 비교재 대비 결정립 크기가 크고 표준편차도 적은 편이다. 비교예 6~9에 따르면 비슷한 성분조건에서 탈탄소둔 온도로만 평균결정립 크기를 조절하였을 경우에 평균 결정립 크기가 커질수록 표준편차 또한 비례하여 커져서 불균일성이 증가함을 나타내고 있다. 전술한 바와 같이 결정립 크기가 크면 자성에 유리한 효과를 나타내고 있다. 그러나 N, S 함량을 감소시켜 결정립 크기가 증가할 경우 표준 편차의 증가는 크지 않다.

이러한 관계를 표현하기 위한 파라메타로써 “결정립 크기의 표준편차 /평균결정립크기”를 사용하면 이 값은 결정립크기는 크고 표준편차가 적을 때 작으므로 편리하다. 표 3에서 결정립 크기가 18 ㎛이상이고 결정립 크기의 표준편차 /평균결정립크기 가 0.8이하 인 경우 자기적 특성이 우수하다.

본 발명은 상기 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 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.

Claims (3)

1. 중량 퍼센트(wt%)로, Si: 2.0~4.0%, C: 0초과 0.085%이하, 산가용성 Al: 0.015~0.04%, Mn: 0초과 0.20%이하, N: 0초과 0.0022%이하, S: 0초과 0.0027%이하를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 제조하는 단계;
   상기 슬라브 내의 Mn을 함유하는 황화물 및 Al를 함유하는 질화물의 석출물을 완전 용체화할 수 있도록 상기 완전 용체화 온도 이상의 온도인 1160 내지 1280℃의 범위에서 상기 슬라브를 재가열하는 단계;
   상기 재가열된 슬라브를 열간압연한 후 열연판 소둔을 실시하거나 생략하고 냉간압연하는 단계;
   냉연판을 초급속승온과정과, 상기 초급속승온과정 후에 급속승온과정과, 상기 급속승온과정 후에 일반 승온과정을 포함하는 3단 승온패턴에 의해 1차재결정소둔하는 단계;
   상기 1차재결정소둔된 냉연판에 대하여 830 내지 860℃의 탈탄소둔 온도에서 동시 탈탄 및 질화소둔을 수행하는 단계; 및
   상기 탈탄 및 질화소둔된 냉연판을 최종소둔하는 단계;
   를 포함하되,
   상기 1차재결정소둔 후 최종소둔 전의 강판의 평균 1차 재결정립의 크기는 22㎛이상이고, 상기 1차 평균 결정립 크기에 대한 결정립 크기 분포의 표준편차의 비가 0.7이하이고,
   상기 초급속승온과정은 Ts(℃)를 재결정 전의 500~600℃ 사이의 온도라고 할 때, 상온에서 Ts(℃)에 이르는 구간에서 300℃/sec이상이며, Ts(℃)에서 700℃ 구간의 승온속도의 두배 이상인 평균승온속도로 초급속 승온하고,
   상기 급속승온과정은 Ts(℃)에서 700℃에 이르는 구간에서 100~250℃/sec의 평균승온속도로 급속 승온하고,
   상기 일반승온과정은 700℃에서 탈탄소둔 온도에 이르는 구간에서 40℃/sec이하의 평균승온속도로 승온하는 방향성 전기강판 제조방법.
   
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 냉간압연 단계는 열연판을1회 냉간압연하거나 중간소둔을 사이에 둔 2회 이상의 냉간압연을 하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.
   
3. 삭제