KR19990032692A - 슬라브 저온가열에 의한 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법 - Google Patents

슬라브 저온가열에 의한 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 변압기, 정지기기, 회전기기 등의 철심재료로 쓰이는 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이며;
그 목적은 슬라브 저온가열에 의해 생산성을 확보하는 한편, 종래대비 동등이상의 자기적특성을 확보하기 위한 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법을 제공함에 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서, 중량%로, C: 0.025 ~ 0.08%, Si: 2.5 - 4.5%, Sol-Al: 0.020 ~ 0.040%, N: 0.0150%이하, Cu : 0.05~0.4%, S: 0.013~ 0.022%, B: 0.0005~0.0010%, 및 잔부 Fe와 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 이루어지는 규소강 슬라브를 1100 ~ 1320℃의 온도에서 가열하고 열간압연한 후, 상기 열간압연판을 예비소둔하고, 이어 최종제품의 두께로 1회 냉간압연한 다음, 상기 냉간압연판을 1차 재결정을 겸한 탈탄소둔을 한후, 600 ~ 800℃의 온도에서 암모니아가 포함된 분위기로 단시간 질화처리한 다음, 고온소둔 및 절연코팅하여 이루어지는 슬라브 저온가열에 의한 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것을 그 요지로 한다.

Description

슬라브 저온가열에 의한 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
본 발명은 변압기, 정지기기, 회전기기 등의 철심재료로 쓰이는 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로써, 보다 상세하게는 슬라브 저온가열에 의해 보다 우수한 생산성을 확보하는 한편, 종래 대비 동등이상의 자기적특성을 확보하기 위한 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.
방향성 전기강판은 규소가 약 3%정도 첨가되고, 열간압연과 냉간압연 및 열처리에 의하여, 압연면에는 {110}면이, 압연방향으로는 철의 자화용이 방향인 <1>축이 배향된 재결정집합조직(고스조직이라고도 함)을 가지고 있는 연자성재료로서, 주로 변압기나 발전기의 철심으로 사용된다.
방향성 전기강판에 요구되는 특성은 높은 자속밀도와 낮은 철손이다. 자속밀도는 <1>축이 압연방향으로 배열되어 있는 정도에 따라 결정되는 것으로서, 자속밀도가 높으면 철심재료를 적게 사용하더라도 같은 성능을 발휘할 수 있으므로 전기기기를 소형화할 수 있다.
또한, 철손이란 철심재료에 의한 전기기기의 에너지 손실로, 제품의 두께, 재료내의 불순물의 함량, 비저항, 결정립 크기 등에 의해 좌우된다. 일반적으로 자속밀도가 높을수록 철손은 낮아지며, 철손값이 작아지면 전기기기의 에너지 효율이 높아진다. 따라서, 전기기기의 소형화 및 에너지 절약자원에서 자속밀도가 높고, 철손이 낮은 방향성 전기강판의 필요성이 커지고 있다.
한편, 방향성 전기강판은 제조방법과 성질에 따라 고자속밀도 방향성 전기강판과 일반 방향성 전기강판으로 나누어지는며, 이는 각각의 가격과 용도에 따라 틀리다. 방향성 전기강판은 열간압연 및 냉간압연을 거쳐 최종두께로 한후, 1차 재결정소둔을 한 다음에, {110}<1> 1차재결정립을 선택적으로 성장시키는 고온소둔을 함으로써, 즉 2차 재결정시킴으로서 방향성 전기강판을 제조할 수 있다. 이때, 고온소둔전에 MnS나 AlN과 같은 석출물을 강내에 미세하고 균일하게 분산시켜 2차 재결정 개시전에 1차재결정립이 조대하게 성장하는 것을 억제하고, {110}<1> 만을 선택적으로 성장시키는 것이 매우 중요하다.
이와 같이 방향성 전기강판의 제조에 있어서 가장 중요한 기술은 2차재결정이 개시되기 전까지 1차재결정립의 성장을 억제하는 것에 관한 것이다. 억제제로는 MnS나 AlN 같은 화합물이 주로 이용되며, Sb, Sn과 같은 편석형 원소들이 보조적으로 이용된다. 1933년 미국의 N.P. Goss가 MnS를 억제제로 사용하는 수단을 개발한 이래 여러 가지 화합물이 시도되었지만, 현재 세계적으로 가장 많이 쓰이는 것은 MnS단독 혹은 MnS + AlN 계이다.
억제제가 갖추어야 될 필수적인 성질은 2차 재결정이 개시되는 온도전까지는 1차 재결정립의 성장을 억제하여 2차재결정립이 크게 성장할 수 있는 환경을 만들어 주어야하고, 2차 재결정이 개시된 후에는 조대하게 성장하거나 고용 소멸되어 2차 재결정에 방해를 주지 말아야 한다. 그러기 위해서는 억제제가 미세하고 균일하게 분산되어 있어야 한다.
종래 열간압연과정에서 슬라브를 1400℃전후로 고온 가열하여 MnS 나 AlN을 완전히 고용시킨 후 열간압연과정에서 미세하게 석출시키는 방법을 이용한 공지기술로는 일본특허공보 소51-13469로 대표되는 소위 Hi-B법에 의한 기술을 들 수 있다. 그러나, 이 방법은 자성을 얻기 위한 제조조건의 범위가 매우 좁고 제조방법이 매우 까다로와서 안정한 자성을 확보하기가 어렵다.
또한, 편석형 원소를 이용한 종래의 대표적인 방법으로 일본특허공보 소 51-13469에 제시된 방법이 있는데, 이 방법은 Sb, Se와 같이 고가이면서 독성이 있는 원소를 사용하여 제조비가 높고, 생산시 안전과 공해의 문제점을 안고 있다.
특히, 위의 두 방법은 석출물을 완전히 고용시키기 위해 제강 및 연주를 거쳐 나온 슬라브를 1350℃이상의 온도에서 4시간이상 가열하여야 하는 문제점이 있다. 고온의 슬라브 가열은 에너지 소모가 많고, 특히 고온으로 슬라브를 가열하게 되면 표면에 융점이 낮은 규소산화물이 흘러내려 재료의 손실이 많고, 이 규소산화물이 가열로의 내화물을 침식시키므로 정기적으로 생산을 중지하고 내화물을 교체해야 하므로 비용이 많이 든다.
이러한 문제점으로 인하여 슬라브를 저온으로 가열하고자 하는 연구가 최근에 많이 이루어졌으며, 그 대표적인 방법으로 일본공개특허 소59-56522, 일본공개특허 소 62-40315 등을 들 수 있다. 상기 슬라브 저온 가열방법은 통상의 억제제로 쓰는 AlN 와 MnS 대신에 AlN만을 이용하며, 열간압연단계에서 석출물을 미세하게 제어하는 통상의 방법에 비해, 1차 재결정후 질소를 주입하는 질화처리에 의해 고온소둔전에 미세한 AlN을 균일하게 분산시켜 2차 재결정을 일으키는 것이 특징이다. 따라서, 열간압연시 MnS 나 AlN을 제어하지 않으므로 슬라브의 고온가열이 필요 없다.
이러한 슬라브 저온가열 방법은 슬라브 고온가열 방법에 비해 1280℃이하의 저온으로 슬라브 재가열이 가능한 혁신적인 방법이다. 그러나, 이 기술은 AlN 만을 1차 재결정립성장억제제로 이용하고 있으므로 종래의 방법에 비해 제조비용을 절약하는 잇점이 있으나 2차 재결정이 개시되기 전에 1차 재결정을 억제하는 수단으로서 AlN만을 사용해야 하므로 2차 재결정의 안정성을 해치는 원인이 되어 자성이 종래기술에 비해 동등이하의 수준이어서 만족스럽지 못하다.
즉, 상기 슬라브 저온가열방법은 통상의 억제제로 쓰는 AlN와 MnS 대신에 AlN만을 이용하기 때문에 2차 재결정전까지 1차 재결정립의 성장을 억제하는 억제력이 약하여 2차 재결정립의 방향성 즉, 압연방향으로의 <1>축의 배향성이 정밀하지 못하고 편차가 많이 있어서 자성을 해치게 되어 자기특성이 열악해지는 문제가 있다. 슬라브 저온가열방법에 있어 자성의 악화를 무릎쓰고 MnS를 1차 재결정립 성장억제제로 쓰지 않은 이유는 이미 언급한 바와 같이, MnS를 완전히 고용시키기 위해 1400℃전후의 고온슬라브 가열을 피하기 위해서 이며, MnS를 억제제로 쓰지 않으므로 S함량을 무게비로 0.007%이하로 관리한다.
종래의 슬라브 저온가열방법은, 열간압연과정에서 MnS나 AlN의 미세석출이 자성에 오히려 해로우므로, 슬라브 가열을 1200℃이하로 하여 석출물을 조대화 시킨다. 따라서, 통상에 비해 열간압연온도가 일반 탄소강보다 낮아 열간압연기의 부하가 많이 걸리고 탄소강과의 혼합생산시 생산 스케줄을 관리하기가 어려워 생산성의 저하되는 문제가 있다.
이에, 본 발명은 상기 종래문제를 해결하기 위해 안출된 것으로써, Cu2S와 AlN 석출물을 1차 재결정립의 성장억제제로 이용하여 우수한 자성을 안정적으로 얻고, 종래의 고온슬라브 가열대신 1320℃이하의 저온슬라브 가열로 생산성이 혁신적으로 향상될 수 있는 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법을 제공하고자 하는데 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서, 중량%로, C: 0.025 ~ 0.08%, Si: 2.5 - 4.5%, Sol-Al: 0.020 ~ 0.040%, N: 0.0150%이하, Cu : 0.05~0.4%, S: 0.013~ 0.022%, B: 0.0005~0.0010%, 및 잔부 Fe와 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 이루어지는 규소강 슬라브를 1100 ~ 1320℃의 온도에서 가열하고 열간압연한 후, 상기 열간압연판을 예비소둔하고, 이어 최종제품의 두께로 1회 냉간압연한 다음, 상기 냉간압연판을 1차 재결정을 겸한 탈탄소둔을 한후, 600 ~ 800℃의 온도에서 암모니아가 포함된 분위기로 단시간 질화처리한 다음, 고온소둔 및 절연코팅하는 것을 포함하여 구성된다.
이하, 본발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명은 MnS 보다 고용온도가 약 100℃ 낮은 Cu2S를 1차재결정립성장 억제제로 이용하여 저온슬라브 재가열이 가능하도록 함과 동시에 Cu2S와 AlN을 1차재결정립성장 억제제로 이용하여 2차 재결정을 안정화하는데, 그 특징이 있다.
이를 위해 우선, 상기 C는 그 함량이 0.025%이하이면 열간압연에서 상변태가 충분히 일어나지 않아 슬라브의 주상정조직이 열간압연으로 파괴가 되지 않기 때문에 집합조직의 발달에 좋지 않으며, 그 함량이 0.08% 이상이면 탈탄이 제대로 일어나지 않아 자기시효가 일어나 자성이 좋지 않으므로 0.025-0.08%로 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 Si는 2.5%이하이면 비저항이 낮아 철손이 높고, 4.5%이상이면 냉간압연성이 나쁘므로 2.5-4.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 Sol-Al은 0.020%이하이면 AlN에 의한 억제력이 약하고, 0.040%이상이면 AlN이 2차 재결정전에 조대해지기 쉬우므로 0.020-0.040%로 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 N는 0.015%이상이면 냉간압연시 취성이 강해져서 깨지기 쉬우므로 0.015%이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 Cu는 0.05%이하이면 Cu2S로 결합하지 않은 유리 S에 의해 취성이 생기기 쉽고, 0.4%이상이면 Cu2S가 조대해져 Cu2S에 의한 1차재결정립성장 억제력이 약해지므로 0.05-0.4%로 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 S은 0.013% 이하이면 Cu2S에 의한 1차 재결정립성장 억제력이 작고, 0.022%이상이면 슬라브 저온가열에 의한 제조가 어려우므로 0.013-0.22%의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 B는 BN 석출물을 형성시켜 1차 재결정성장억제력을 보충하는 유효한 원소로 작용하므로 첨가하는데, 그 함량이 0.0005%이하이면 B의 첨가효과가 없고, B가 0.0010%이상이면 자성이 나빠지고, 취성이 있어 압연이 어려우므로 0.0005- 0.0010%의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 조성되는 규소강 슬라브는 1100 - 1320℃의 온도범위로 저온재
가열하는 것이 바람직한데, 그 이유는 슬라브 가열온도가 1100℃이하이면 열간압연 종료 온도를 900℃이상으로 할 수가 없어서 자성이 나빠지고, 슬라브 가열온도가 1320℃이상이면 고온슬라브 가열에 의해 생산성이 악화되기 때문이다.
상기와 같이 연주슬라브를 저온 재가열한 후 열간압연을 하는데, 열간압연은 조압연 및 사상압연으로 구성되며, 가열로 추출후 즉시 실시하면 된다. 이때, 열간압연종료온도는 Cu2S의 미세석출을 감안하면 900℃이상이 바람직하다.
상기와 같이 열간압연한후, 상기 열간압연판은 예비소둔후 1회냉간압연에 의해 최종제품두께로 한후, 자기시효가 일어나지 않도록 탄소량을 30ppm 이하로 탈탄한다.
상기 탈탄판은 암모니아가 함유된 분위기에서 600 ~ 800℃의 온도에서 단시간 질화처리하는데, 상기 질화처리후의 보다 바람직한 질소량은 200 - 800ppm이다. 200 ppm 이하이면 질화에 의한 AlN의 형성이 다소 부족하고, 800 ppm 이상이면 2차재결정 개시전에 AlN가 조대해지기 쉽다.
상기 질화처리가 끝난 후에 MgO 코팅을 하고 수소와 질소의 혼합분위기에서 2차 재결정을 일으키는 고온소둔을 실시하고 절연코팅을 하여 최종 제품화한다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
실시예 1
C: 0.045%, Si: 3.21%, Sol-Al: 0.027%, N: 0.0079%, B: 0.0032%를 기본으로 하고, 하기 표1에서와 같이 Cu과 S양을 변화시킨 슬라브를 1280℃에서 4시간 가열후 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판으로 만들었다. 상기 열연판을 예비소둔한 후 1회냉간압연에 의해 두께 0.30mm로 냉간압연한 다음, 830℃에서 수소와 질소가 혼합된 습윤분위기에서 3분간 탈탄소둔한 다음 700℃에서 3분간 암모니아가 수소와 질소가 혼합된 분위기에서 질화처리하였다. 상기 질화처리후 MgO 코팅하고, 이어 수소와 질소가 혼합된 분위기에서 고온 소둔한 다음 절연코팅처리한후, 자기적 특성을 측정하고, 그 결과를 하기표1에 나타내었다.
이때, 자기적 성질의 측정의 세기가 1000Amp/m일 때, 자속밀도의 값 B10(Tesla)와 B10이 1.7 tesla이고, 주파수가 50Hz일 때의 철손 W17/50(W/kg)으로 나타냈다. 자속밀도 값은 높을수록 전기기기의 효율이 좋고, 철손은 작을수록 철심에 의한 에너지손실이 작다.
S함량(%) Cu함량(%) 자속밀도B10(T) 철손W17/50(W/kg)
비교강 0.007 0.24 1.877 1.26
비교강 0.010 0.19 1.887 1.19
비교강 0.014 0.04 1.891 1.12
발명강 0.014 0.11 1.924 0.99
발명강 0.014 0.18 1.946 0.97
발명강 0.014 0.25 1.956 0.94
발명강 0.014 0.35 1.923 0.96
비교강 0.014 0.45 1.901 1.09
비교강 0.014 0.55 1.890 1.11
비교강 0.017 0.04 1.904 1.08
발명강 0.017 0.10 1.926 0.99
발명강 0.017 0.20 1.945 0.94
발명강 0.017 0.25 1.959 0.94
발명강 0.017 0.34 1.936 0.96
비교강 0.017 0.44 1.912 1.04
비교강 0.024 0.08 1.904 1.09
비교강 0.024 0.14 1.867 1.29
상기 표1 에서 알 수 있는 바와 같이 Cu: 0.05 - 0.4%, S: 0.013 - 0.022%의 조건을 만족하는 발명강의 경우가 자성이 우수한 것을 알 수 있었다.
실시예 2
C: 0.045%, Si: 3.15%, Sol-Al: 0.025%, N: 0.0077%, S: 0.013%, Cu:0.22%를 기본으로 하고, 하기 표2에서와 같이 Boron 양을 변화시킨 슬라브를 1300℃에서 4시간 가열후 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판으로 만들었다. 열연판을 예비소둔후 1회 냉간압연에 의해 0.30mm로 한 다음, 830℃에서 수소와 질소가 혼합된 습윤분위기에서 3분간 탈탄소둔한 다음, 700℃에서 3분간 암모니아가 수소와 질소가 혼합된 분위기에서 질화처리하였다. 질화처리후 MgO 코팅한 다음 수소와 질소가 혼합된 분위기에서 고온소둔한 다음 절연코팅처리한 후, 자기적특성을 측정하고 그 결과를 하기 표2에 나타내었다.
Boron함량(ppm) 자속밀도 B10(T) 철손,W17/50(W/kg)
비교강 4 1.900 1.12
발명강 8 1.920 1.08
발명강 18 1.948 0.98
발명강 45 1.954 0.96
발명강 82 1.931 1.98
비교강 122 1.910 1.08
비교강 155 1.897 1.14
상기 표2에서 알 수 있는 바와 같이, Boron 양이 5 - 100ppm 범위의 발명강의 자성이 우수하였다.
실시예 3
C: 0.049%, Si: 3.21%, Sol-Al : 0.026%, N: 0.0082%, B: 0.0045%, Cu: 0.18%, S: 0.013%의 슬라브를 4시간 동안 여러가지의 가열온도조건에서 유지시켰다. 슬라브 가열이 끝난후, 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판으로 만들었다.
열연판을 예비소둔한 후 1회냉간압연에 의해 0.30mm로 두께로 냉간압연한 다음, 830℃에서 수소와 질소가 혼합된 습윤분위기에서 3분간 탈탄소둔한 다음 700℃에서 3분간 암모니아가 수소와 질소가 혼합된 분위기에서 질화처리하였다. 질화처리후 MgO 코팅한 다음 수소와 질소가 혼합된 분위기에서 고온소둔한 다음 절연코팅처리한 후 슬라브 가열온도에 따른 자기적특성을 측정하고 그 결과를 하기표 3에 나타내었다.
슬라브 가열온도 자속밀도B10(T) 철손 W,17/50(W/kg) 비고
비교재 1000℃ 1.897 1.33 압연기부하가 큼
발명재 1150℃ 1.932 1.07
발명재 1200℃ 1.935 0.95
발명재 1300℃ 1.940 0.93
비교재 1350℃ 1.937 0.96 에지크랙 일부발생
비교재 1400℃ 1.916 1.05 에지크랙 전면발생
상기 표3에서 알 수 있는 바와 같이, 슬라브 가열온도가 1150 - 1300℃ 범위인 발명재의 경우가 자성이 우수하고, 제조가 용이하였다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 AlN 과 Cu2S석출물을 동시에 이용하는 슬라브 저온가열기술에 의하여, 종래의 고온 슬라브 가열에 의한 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 비하여, 실수율 및 생산성 향상의 잇점이 있다.
특히, 본 발명에 의하면 종래의 슬라브 저온가열에 의한 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 비하여 자성과 생산성이 우수한 고자속밀도 방향성 전기강판을 제공할 수 있으며, 본 발명에 의해 제공되는 고자속밀도 방향성 전기강판은 변압기 등의 전기기기제조분야에 적용될 수 있는 유용한 효과가 있는 것이다.

Claims (1)

  1. 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서,
    중량%로, C: 0.025 ~ 0.08%, Si: 2.5 - 4.5%, Sol-Al: 0.020 ~ 0.040%, N: 0.0150%이하, Cu : 0.05~0.4%, S: 0.013~ 0.022%, B: 0.0005~0.0010%, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 이루어지는 규소강 슬라브를 1100 ~ 1320℃의 온도에서 가열하고 열간압연한 후, 상기 열간압연판을 예비소둔하고, 이어 최종제품의 두께로 1회 냉간압연한 다음, 상기 냉간압연판을 1차 재결정을 겸한 탈탄소둔을 한후, 600 ~ 800℃의 온도에서 암모니아가 포함된 분위기로 단시간 질화처리한 다음, 고온소둔 및 절연코팅하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 슬라브 저온가열에 의한 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
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