KR20010055101A

KR20010055101A - 철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법

Info

Publication number: KR20010055101A
Application number: KR1019990056178A
Authority: KR
Inventors: 한찬희
Original assignee: 이구택; 포항종합제철 주식회사
Priority date: 1999-12-09
Filing date: 1999-12-09
Publication date: 2001-07-02
Also published as: KR100479996B1

Abstract

본 발명은 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로, Sn을 함유한 강 슬라브를 저온 재가열하고 탈탄과 질화를 동시에 행함으로써, 철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.

본 발명은, 중량%로 Si:1.0~4.8%, Al:0.005~0.019%, C:0.020~0.045%, Mn:0.05~0.2%, B:0.001~0.012%, S:0.007% 이하, N:0.008% 이하, Sn:0.1~1.0%, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강과, 그리고 이 강 슬라브를 1050~1250℃온도범위에서 재가열하고, 열간압연 및 열연판소둔한 다음 1회 냉간압연하여 최종두께로 하고, 탈탄과 질화를 동시에 행하고, 강판표면에 소둔분리제를 도포한 후 고온소둔하는 것을 포함하는 철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것을, 그 기술적 요지로 한다.

Description

철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법{A METHOD FOR MANUFACTURING THE HIGH PERMEABILITY GRAIN-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET WITH LOW CORE LOSS}

본 발명은 변압기등 전기기기의 철심으로 사용되는 방향성전기강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 슬라브 가열온도를 낮추고 최종두께로 압연한 후 억제제를 형성시킴으로써, 낮은 철손과 높은 자속밀도를 얻을 수 있는 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.

방향성 전기강판은 압연방향으로 {110}〈001〉방위의 집합조직을 갖는 전기강판으로, 고스(N.P.Goss)의 미국특허 1,965,559에 처음으로 그 제조방법이 개시된이후, 새로운 제조방법이 발명되어 자기특성의 향상이 이루어져 왔다.

상기 방향성 전기강판을 제조하기 위해 전기강판에서 압연방향으로 {110}〈001〉방위의 집합조직을 얻는 방법은 다음과 같다. 즉, 냉간압연판을 소둔하여 얻어진 재결정립(1차 재결정립이라 함)들 중에서, {110}〈001〉방위를 갖는 결정립들을 후속 소둔공정에서 우선적으로 성장시킴으로써, 최종적으로 {110}〈001〉방위를 갖는 수㎝크기의 재결정립(2차 재결정립이라 함)을 얻는 것이다. 이 때, {110}〈001〉방위의 결정립들을 우선적으로 성장시키는 역할을 하는 것이 미세한 석출물이나 편석원소이다. 이러한 석출물이나 편석원소는 억제제라 부르며, 1차 재결정립들의 성장을 상당히 고온까지 억제시킨다.

상기 억제제가 {110}〈001〉방위를 갖는 결정립들을 우선적으로 성장시키는 이유는 아직도 많은 논란이 있으나, 일반적으로 다음과 같이 설명된다. 억제제는 강판내부에 고르게 분포하고 있어 소둔시 모든 결정립의 성장을 억제시키지만, 소둔온도가 계속적으로 상승하면, 1차 재결정립의 결정립계는 성장구동력이 커지는 반면 억제제는 성장을 하게 되어 점차 결정립계에 대한 구속력을 잃게 된다. 이때, {110}〈001〉방위를 갖는 결정립들은 가장 먼저 성장하여 주위의 결정립에 비해 크기가 커지므로, 주위의 다른 방위를 갖는 결정립들을 잠식하면서 빠르게 성장하는 것이다.

상기한 바와 같이, 방향성 전기강판의 제조방법은 상기 억제제를 이용한다는 점에서 동일한 기술사상을 가지고 있다. 다만, 억제제의 종류에 따라 그 역할을 극대화 할 수 있도록 제조공정이 구성되는 것에 의해 제조기술이 차별화되고, 최종적인 자기특성의 차이도 있는 것이다.

현재 공업적으로 생산되고 있는 일방향성 전기강판은 억제제로서 MnS, AlN, MnSe와 같은 석출물을 단독 또는 복합으로 이용하여 제조되고 있다. 그 이유는, 상기 MnS, AlN, MnSe와 같은 석출물이 억제제로서의 조건(즉, 2차재결정이 일어나기직전까지 1차 재결정립의 성장이 억제되도록 석출물들이 충분한 양과 적절한 크기로 고르게 분포될 것, 그리고 2차재결정이 일어나기 직전인 고온까지 열적으로 안정해서 쉽게 분해되지 않을 것)을 비교적 만족하기 때문이다. 대표적인 것으로, MnS만을 억제제로 이용하는 방법, MnS+AlN을 억제제로 이용하는 방법, MnS(Se)+Sb를 억제제로 이용하는 방법이 있다. 이들 방법은 이용하는 억제제의 종류에 따라, 최종 2차 재결정 조직을 얻기 위한 소둔(2차 재결정소둔 또는 고온소둔이라 함)전까지 1회압연-1회소둔하거나, 2회압연-2회소둔하는 것을 포함한다. 이는 앞서 설명한 것처럼 사용하는 억제제의 역할을 극대화하기 위해 제조공정을 구성한 것이다.

우선, MnS을 억제제로 이용하는 방법은, M.F.Littman에 의해 일본특허 공보(소)30-3651호에 개시되어 있다. 이 방법은 중간소둔을 포함한 2회 냉간압연을 포함하는 것으로, 안정적인 2차재결정 조직을 얻을 수 있는 장점이 있으나, 높은 자속밀도를 얻을 수 없고 2회 냉간압연으로 인한 제조가 상승의 문제가 있다.

MnS+AlN을 이용하여 일방향성 전기강판을 제조하는 대표적인 방법이 일본특허 공보(소)40-15644호에 개시되어 있다. 이 방법은 80% 이상의 높은 압하율로 1회 냉간압연하는 것을 포함하며, 자속밀도가 높은 제품을 얻을 수 있는 장점이 있으나, 공업적 생산시 제조조건이 매우 엄격하여 각 공정조건을 엄격히 제어해야 하는 문제가 있다.

MnS(또는 MnSe)+Sb를 이용하여 방향성 전기강판을 제조하는 대표적인 방법이 일본특허 공보(소)51-13469호에 개시되어 있다. 이 방법에 의하면 높은 자속밀도를 얻을 수 있으나, 2회 냉간압연의 문제와 유독성이 있고 고가인 Sb, Se와 같은 원소를 사용하는 문제가 있다.

그러나, 상기한 종래기술들은 위에서 언급한 단점보다 더욱 심각한 근본적인 문제점을 안고 있다. 즉, 각각의 방법에서 원하는 크기와 분포를 갖는 석출물을 얻어 억제제로 이용하기 위해서는 강 슬라브를 고온에서 재가열해야 하는데, 이는 열간압연 공정에서 석출물의 크기와 분포를 원하는 대로 제어하기 위해 필요한 것으로, MnS나 AlN이 충분히 고용되는 온도로 가열되어야 한다는 기술적인 사상에 근거한 것이다. 즉, 소강성분에 함유된 MnS나 AlN 등을 고온 장시간 가열하여 고용시킨 후 열간압연하는 과정에서, 적절한 크기와 분포를 갖는 석출물로 만들어 주어야 된다. 이론적인 재가열온도는, MnS를 이용하는 방법에서는 1300℃, MnS+AlN를 이용하는 방법은 1350℃, MnS(또는 MnSe)+Sb를 이용하는 방법에서는 1320℃이상이 되면 그 목적을 달성할 수 있다. 그러나, 실제 공업적 생산에서는 슬라브의 크기 등을 고려하고 내부까지 균일한 온도분포를 얻어야 하므로, 슬라브의 표면부는 약 1400℃의 온도로 재가열하고 있다.

그러나, 상기와 같이 슬라브를 고온에서 장시간 가열하면, 사용열량이 많아 제조원가 상승하고, 슬라브의 표면부가 용융상태로 흘러내리게 되어 가열로의 보수비가 많이 들며 수명이 단축하고, 슬라브표면에 발달되어 있는 응고조직인 주상정이 조대하게 성장하여 후속되는 열간압연 공정에서 판의 폭방향으로 깊은 크랙(crack)이 발생되어 실수율을 현저하게 저하시키는 문제가 발생하므로, 재가열온도는 낮추어야 하는 실정이다.

상기한 문제점을 해결하기 위해서, 고용온도가 높은 MnS를 억제제로 이용하지 않는 방법들이 최근 많이 연구되고 있다. 이는 소강성분에 포함되어 있는 원소들로부터 억제제를 전적으로 의존하는 것이 아니고, 제조공정 중 적당한 곳에서 석출물을 만들어 주는 것으로, 그 예로는 일본특허 공보(평)1-230721, 일본특허 공보(평)1-283324 등이 있다. 이들은 모두 질화처리를 이용하는 것으로, 질화처리방법에는 질화능이 있는 화합물을 함유하는 소둔분리제를 강판에 도포하는 것, 고온소둔 공정의 승온기간동안 질화능이 있는 가스를 분위기 가스내에 포함시키는 것, 탈탄공정에서 균열처리후 질화능이 있는 가스분위기에서 강판을 질화하는 것이 있다.

일본특허 공보(평)2-228425호는 질화의 시점에 관한 것을 개시하는데, 이 방법은 열간압연된 판이나 최종 냉간압연전에 행하는 질화공정에 의해 질소를 강중에 넣어 석출물을 만들어 주는 방법이다. 또한, 일본특허 공보(평)2-294428호는 냉간압연완료 후 탈탄소둔시 질화와 탈탄을 행하는 방법에 관해 개시하는데, 이것에 따르면 2차 재결정이 불안정하게 되는 문제점이 있다. 이에, 일본특허 공보(평)3-2324호에서는 이를 개량하여 탈탄소둔을 우선적으로 행하고 결정립의 크기가 어느정도 이상으로 성장한 후 암모니아가스에 의해 질화를 행하는 방법을 개시하였다.

상기한 방법들은 암모니아 가스에 의한 질화로 암모니아가 약 500℃ 이상에서 분해되어 발생되는 질소를 강판 내부로 넣어주는 방법을 이용하고 있다. 이는 강판내부로 들어간 질소가 이미 강중에 존재하고 있는 원소인 Al과 반응해서 질화물을 형성시키고, 이를 억제제로 이용하고자 하는 것이다. 이 때 형성된 질화물 중에서 억제제로 이용되는 것은 (Al,Si)N으로 주로 Al계통의 질화물이다.

한편, 본 발명자들은 억제제의 기능을 할 수 있는 새로운 질화물에 대해 여러가지 시도를 행한 결과, BN과 같은 B계통의 질화물을 이용하는 방법을 대한민국 특허출원번호 97-37247호에 개시하였다. 이 방법은 탈탄소둔시 질화와 탈탄을 동시에 행하는 것을 특징으로 하는데, 강중에 넣어준 B과 암모니아 가스의 질화에 의해 강판내부로 들어간 질소를 결합시켜 BN를 형성시켜 억제제로 이용하는 것이다.

상기한 방법들은, 강판 내부의 석출물이 고용되지 않도록 슬라브를 저온으로 가열하고, 강판내부의 질소량을 제어하여 질화물 형성에 의한 억제제의 기능을 하도록 강판에 질화능이 있는 물질이나 가스를 이용해 질화함으로써, 연주시 생성된 주조조직의 과도한 성장을 억제하여 비교적 균일한 조직을 얻고 궁극적으로는 강판내부에 석출물을 형성시켜 일방향성 전기강판을 제조하기 위한 방법에 관한 것이다.

그러나, 상기 방법들은 슬라브 재가열시 가열온도가 높아지거나 가열시간이 길어지면 석출물의 부분적인 고용이 일어날 수 있고, 특히 가열시간이 길어지면 조직이 조대해져 건전한 조직을 갖는 열간압연판을 얻기 힘들게 되는 문제점을 가진다. 실제로 이와 같은 상황은 실제조업에서 빈번히 발생되고 있어 품질의 안정성에 큰 영향을 주고 있고, 또한 상기 질화방법들은 모두 암모니아 가스의 분해시 생성되는 반응성이 강한 질소를 강의 내부로 침투시키는 방법을 이용하는 것으로, 원하는 질소량의 조절이 용이하지 않다. 즉, 소둔온도 및 시간에 따라 질화량이 민감하게 차이가 나는 것은 물론이고, 동일한 소둔온도와 시간에서도 강판의 부위별 편차가 발생하기도 하여, 품질의 안정성에 영향을 미치는 것이다.

이에, 본 발명자는 상기한 종래 기술들의 제반 문제점을 해결하기 위하여, 연구 및 실험을 행하고 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로서, 본 발명은, Sn을 함유한 강 슬라브를 저온 재가열하고 탈탄과 질화를 동시에 행함으로써, 철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.

본 발명은, 중량%로 Si:1.0~4.8%, Al:0.005~0.019%, C:0.020~0.045%, Mn:0.05~0.2%, B:0.001~0.012%, S:0.007% 이하, N:0.008% 이하, Sn:0.1~1.0%, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 중량%로 Si:1.0~4.8%, Al:0.005~0.019%, C:0.020~0.045%, Mn:0.05~0.2%, B:0.001~0.012%, S:0.007% 이하, N:0.008% 이하, Sn: 0.1~1.0%, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1050~1250℃온도범위에서 재가열하고, 열간압연 및 열연판소둔한 다음 1회 냉간압연하여 최종두께로 하고, 탈탄과 질화를 동시에 행하고, 강판표면에 소둔분리제를 도포한 후 고온소둔하는 것을 포함하는 철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 관한것이다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

우선, 강성분의 한정이유에 대하여 설명한다.

상기 Si은 강의 비저항을 높여주어 철손특성을 현저하게 개선하는 원소로, 일방향성 전기강판의 제조에 반드시 들어가는 원소이다. 그 첨가량은 여러가지 제한 요소에 의해 결정되는데, 본 발명에서는 1.0~4.8%로 설정하는 것이 바람직하다. 그 이유는 Si이 4.8%이상 함유되면 공업적으로 냉간압연을 안정적으로 할 수 없으며, 1.0% 이하인 경우에는 그 첨가효과가 미미하여 큰 의미가 없기 때문이다.

상기 C는 열간압연조직의 미세화를 위해 첨가하는데, 이 후에는 불순물로 되어 자기적 특성에 악영향을 미치므로 제거되어야 하므로, 그 함량은 0.020~0.045%로 하는 것이 바람직하다. 상기 C를 0.020% 이상 첨가하는 이유는, 3%Si이 함유된 경우 C가 약0.018% 함유되면 열간압연시 페라이트-오스테나이트 변태로 인한 열간압연조직의 미세화가 가능한데, Si양이 증가하는 것을 고려하면 이보다 약간 높은 함량을 필요로 하기 때문이다. 한편, C가 최종제품에 남아있게 되면 자기시효를 일으켜 변압기 등의 전기기기의 특성을 열화시키므로, 최종제품에서는 0.003% 이하로 엄격히 관리되어야 한다. 따라서, 방향성 전기강판의 제조에는 탈탄공정을 통해 상기 C의 함량을 관리하는데, 탈탄과 질화를 동시에 행하는 본 방법에서는 C의 함량이 낮아야 유리하다. 따라서, 열연조직의 미세화 측면에서는 C의 양이 높은 것이 좋으나, 그 함량이 너무 많아 조대한 탄화물이 석출되면 동시 탈탄질화소둔시 탄소의 제거가 어려워지므로, 0.020~0.045%로 하는 것이 바람직하다.

상기 Al은 Si과 마찬가지로 비저항을 증가시키는 원소로, 열간압연 특성에 해가되지 않는 범위내에서 첨가하는 것이 유리하다. 상기 Al이 0.005% 이하 첨가되면 비저항증가의 관점에서 볼 때 그 첨가효과가 미미하고, 0.019% 이상으로 되면 열간압연 작업성이 저하되고 Al계통의 질화물을 형성해 억제제의 과잉으로 2차 재결정 조직발달을 저해할 수 있으므로, 그 함량은 0.005~0.019%로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 Mn은 전기저항을 높여주고 철손을 낮추는 효과가 있는 성분으로, 그 함량이 너무 많은 경우에는 자속밀도의 저하를 초래하므로, Mn의 함량은 0.05~0.2%로 선정하는 것이 바람직하다.

상기 B은 강중에 고용상태로 유지되었다가 최종두께로의 냉간압연 후, 동시탈탄질화공정에서 암모니아가스의 분해에 의해 강중에 도입된 질소와 결합함으로써 억제제로 이용된다. 그 양이 0.001% 이하로 되면 억제제의 양이 부족하여 안정적인 2차재결정 조직을 얻을 수 없고, 0.012%를 넘으면 2차 재결정 조직을 얻을 수는 있으나 자속밀도가 감소하므로, 0.001~0.012%로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 Sn은 본 발명의 특징적인 원소로 열연 재가열시 주조조직인 주상정이 과도하게 성장하는 것을 억제하고, 열간압연 후 강판의 길이방향으로 발생하는 조대한 연신립의 발생을 억제하는 기능을 한다. 또한 동시 탈탄질화과정에서 강판표면의 산화물층을 고르게 발달시켜 질화량의 제어를 용이하게 한다. 그 함량은 0.1~1.0%로 설정하는 것이 바람직한데, 그 이유는 상기 Sn의 함량이 0.1% 미만이면 효과가 미미하고, 1.0%를 넘으면 자속밀도의 열화와 열연작업성의 저하를 초래하기 때문이다.

상기 N는 동시 탈탄질화과정에서 이용되는 것을 제외하고는 다른 영향이 없어 일부러 첨가되어도 무방하나, 용해시 불순물로 들어가는 양만으로도 충분하다. 상기 N가 0.008%보다 과량 첨가되면 강중 함유되어 있는 Al과 반응해 조대한 AlN 석출물을 형성하여 1차 재결정입도를 작게하는데, 1차 재결정입도가 작아지면 안정적인 2차 재결정조직을 얻기 위해 동시탈탄 질화소둔의 온도도 높아져야 한다. 소둔온도가 높아지면 1차 재결정립의 불균일 현상을 초래하여, 궁극적으로 자성에 좋지 못한 영향을 주기 때문에, 그 함량은 0.008% 이하로 설정하는 것이 바람직하다.

상기 S은 편석이 심한 원소로 열간작업성을 위해서는 가능한한 함유되지 않도록 하는 것이 바람직하지만, 제강시 탈황공정을 거쳐 극저 S으로 하기 위한 공정에 추가비용이 들기 때문에, 불순물로 함유되는 정도의 양은 허용해도 무방하다.그러나, S의 함량이 0.007%를 넘으면 강중에 포함되어 있는 Mn과 반응하여 MnS을 형성해 1차 재결정립을 작게하므로, 그 함량은 0.007% 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음, 제조공정조건에 대하여 설명한다.

상기와 같이 조성된 강슬라브를 재가열하는데, 그 온도는 1050~1250℃ 범위로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 가열온도가 1050℃ 이하이면 열간압연 작업이 어려워지고, 1250℃ 이상이면 자기적 특성에는 크게 영향이 없으나, 슬라브의 저온가열에서 오는 잇점이 크게 감소되기 때문이다.

다음, 재가열 후 열간압연된 판은 900~1150℃범위에서 소둔하는 것이 바람직하다. 기존에는 열연판소둔시 석출물의 부분고용 및 재석출로 안정한 석출물 분포를 얻기 위해, 1100~1150℃에서 유지한 후, 약 900℃에 도달하면 급냉하는 방법을 이용하였으나, 본 발명은 석출물의 관점을 고려하지 않아도 되므로 열연조직의 균일화와 산세성 향상을 위해서 900~1150℃의 범위에서 열연소둔을 행하고, 냉각방법은 엄밀한 제어하지 않는다.

상기 열연소둔판을 산세한 후 냉간압연하는데, 중간소둔없이 1회의 압연으로 최종두께까지 압연하는 것이 바람직하다. 상기 냉간압연율은 자속밀도를 고려하여84~90%범위내로 설정한다.

최종제품두께로 냉간압연된 판을 동시 탈탄질화소둔하는데, 이 때 소둔로내의 분위기는 습한 수소+질소의 혼합분위기에 건조한 소량의 암모니아 가스를 투입시켜서 행하는 것이 바람직하다. 이 과정에서 강판의 탄소는 제거되고, 암모니아 가스의 분해에 의해 생긴 질소는 강판내부로 들어가게 된다. 강판내부에 들어가는 질소의 양은 소둔온도, 소둔시간, 분위기중의 암모니아 분율에 의해 영향을 받으며, 소강성분에 따라 적절히 제어된다. 또한, 이 과정에서 질소량의 제어와 함께 1차 재결정의 입도도 조절되는데, 이 모든 과정은 동일한 로내에서 이루어진다.

동시 탈탄질화소둔 후 강판표면에 소둔분리제, 예를 들어 MgO를 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포하고 코일상으로 고온소둔한다. 고온소둔은 2차 재결정 조직을 발달시키는 승온구간과 불순물을 제거하는 순화소둔 구간으로 이루어지는데, 승온구간의 승온속도는 석출물의 재배열이 일어나기 때문에 중요하다. 경험적으로 승온속도가 너무 빠르면 2차 재결정이 불안정해지는 반면, 승온속도가 너무 느리면 소둔시간이 길어져 비경제적이다. 따라서, 승온속도는 10~40℃/hr로 하는 것이 바람직하다. 상기 승온구간에서의 분위기는 억제제로 사용되는 질화물의 유실을 방지하기 위해, 질소가 포함된 분위기를 유지해주는 것이 바람직하고, 순화소둔은 강중 유해원소를 제거하는 과정이므로 환원분위기를 유지하도록 100%수소를 사용하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 특징을 야금학적으로 설명한다.

일반적으로 방향성전기강판의 제조기술은 다음과 같은 기술사상에 근거한다. 즉, 기존의 재가열온도가 높은 방향성전기강판의 제조에서는 재가열시 석출물을 완전히 고용시키고 열간압연 및 후공정에서 적절한 크기와 분포로 석출시켜 억제제로 이용한 반면, 재가열온도가 낮은 방향성전기강판의 제조에서는 재가열시 석출물의 고용이 일어나지 않도록 하여 열간압연을 행하고 최종두께로 냉간압연을 한 후 질화처리에 의해 석출물을 만들어 억제제로 이용하는 것이다. 이 경우 재가열온도가 높거나 가열시간이 길어지면 석출물이 일부 고용되어 열연과정에서 석출되므로, 이후 질화처리로 생성된 석출물과 동시에 존재하게 되어 결정립성장을 억제하는 억제제로 작용하게 된다. 이에 따라, 결정립크기에 의한 입성장구동력과 억제제에 의한 입성장 억제력의 균형에 의해 적절한 온도에서 2차 재결정이 일어나도록 함으로써 우수한 자기특성을 얻고자 하는 방향성 전기강판의 제조기술에서는, 의도하지 않은 과도한 억제제의 생성으로 인해 2차 재결정이 일어나지 않거나 자기특성이 저하하는 문제가 생기게 된다.

상기한 바와 같이, 방향성 전기강판의 2차 재결정 발생은 각 공정의 허용범위가 매우 좁아서 엄밀히 제어되어야만 안정적인 특성을 얻는 것이 가능하지만, 실제조업에서는 불가피한 요인에 의해 재가열온도가 상승하거나 시간이 증가하는 문제가 빈번히 발생한다. 일례로 열간압연시 판파단이 발생할 경우, 이의 조치를 위해 재가열로에서 대기하고 있는 슬라브의 가열시간은 불가피하게 증가하게 되어 자기특성의 악화가 필연적으로 수반되는 것이다.

이에, 본 발명에서는 강중 Sn을 첨가하여 상기한 문제점을 해결하고자 한 것을 특징으로 한다. 즉, Sn은 주조조직인 주상정이나 등축정사이에 편석하여 재가열시 주조조직의 과도한 성장을 억제하므로, 열간압연후 조직을 미세화 및 균일화하여 최종 자기특성을 좋게하는 것이다. 또한, 열간압연된 판의 두께방향 중심부에는 압연방향으로 길게 늘어난 연신립이 분포하게 되는데, 이는 후속공정인 냉간압연과 동시 탈탄질화소둔을 거친 후에도 남아서 최종소둔시 2차 재결정립의 발생을 어렵게 하여 자기특성을 저하시킨다. 이 경우, Sn을 첨가하면 이러한 연신립 발생을 극히 억제시켜 열연판의 중심부조직을 개선시킨다.

나아가, Sn은 동시 탈탄 질화소둔시 질화량 조절을 용이하게 하는 역할을 한다. 일반적으로 방향성전기강판의 탈탄은 수분이 함유된 질소와 수소의 혼합가스분위기에서 수행된다. 이 때 강표면은 산화되어 표면피막이 형성되는데, 이는 대부분 Fe₂SiO₄로 대표되는 Fe와 Si이 주성분인 복합산화물이다. 이 산화물은 탈탄소둔후 도포되는 MgO와 최종소둔 과정에서 반응하여 절연성을 갖는 유리질피막으로 된다. 상기 Fe₂SiO₄로 존재하는 산화물층은 내부결함이 많은 다공성으로, 이 층을 통하여 가스의 출입이 자유롭게 일어나는데, 암모니아가스의 분해로 생긴 반응성이 강한 질소도 이층을 통하여 강의 내부로 확산된다. 그러나, 이 산화물층은 내부결함이 많고 부위별 편차가 심해서 가스의 출입도 이에 따라 영향을 받게 되어 강중으로유입된 질소량이 편차를 나타내게 된다. 이 때, Sn은 이 산화물의 성질을 변화시켜 다소 치밀한 구조로 변화시킴으로써, 동일한 조건에서 질화처리한 경우 강중에 유입되는 질소량을 좁은 범위로 제어할 수 있게 하는 역할을 한다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 설명한다.

(실시예1)

중량%로, C:0.031%, Si:3.15%, Mn:0.1%, S:0.006%, Al:0.013%, N:0.0028%, B:0.0041%를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 원소로 이루어진 비교강(가)와 C:0.034%, Si:3.13%, Mn:0.1%, S:0.006%, Al:0.013%, N:0.0031%, B:0.0041%, 및 Sn:0.054%를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 원소로 이루어진 발명강(가)를 이용하고, 재가열온도를 각각 1150℃, 1200℃, 1250℃로 하여 150분간 가열한 후 열간압연하여 판두께가 2.3mm인 열연판을 얻었다. 이 열연판을 1120℃에서 2분간 소둔한 후 100℃의 물로 급냉하고 산세하여, 0.30mm의 두께로 냉간압연하였다.

냉간압연된 판에 대하여, 875℃로 유지된 로에 노점 48℃인 25%H₂+75%N₂의 혼합가스와 건조한 NH₃를 함유시킨 분위기에서 155초 동안 동시 탈탄질화를 행하였다. 이 때, NH₃가스는 체적분율로 1.0~1.2%이고, 강판의 총 질소량은 190ppm으로 하는 것을 목표로 하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 최종 고온소둔을 행하였다. 고온소둔은 25%H₂+75%N₂분위기에서 15℃/hr의 승온속도로 1200℃까지 가열하고, 1200℃도달하면 100%H₂분위기에서 10시간 유지하였다.

상기와 같이 제조된 시편에 대하여 가열온도 변화에 따른 최종 자속밀도를 측정하고, 그 결과를 하기 표1에 나타내었다.

시편	재가열온도(℃)	자속밀도(B₁₀(Tesla))
비교강(가)	1150	1.931
	1200	1.927
	1250	1.873
발명강(가)	1150	1.944
	1200	1.942
	1250	1.939

상기 표1에서 알 수 있는 바와 같이, 비교강(가)의 경우는 재가열온도가 높아질수록 자속밀도가 급격히 감소하였지만, 발명강(가)의 경우는 자속밀도가 거의 감소하지 않았다. 따라서, 본 발명에 의해 Sn을 첨가하면 자속밀도는 재가열온도변화에 크게 의존하지 않아서, 안정적으로 방향성 전기강판을 얻을 수 있는 것을 알 수 있었다.

(실시예2)

실시예1의 비교강,발명강에 대하여 1200℃의 온도에서 가열시간을 150, 180, 240, 300분으로 변화시켜 재가열하고 열간압연하여 판두께가 2.3mm인 열연판을 얻었다. 이 열연판을 1120℃에서 2분간 소둔하여 100℃의 물로 급냉한 후 산세하여 0.30mm의 두께로 냉간압연하였다.

냉간압연된 판에 대하여, 875℃로 유지된 로에 노점 48℃인 25%H₂+75%N₂의 혼합가스와 건조한 NH₃를 함유시킨 분위기에서 155초 동안 동시 탈탄질화를 행하였다. 이 때, NH₃가스는 체적분율로 1.0~1.2%이고, 강판의 총 질소량은 190ppm으로 하는 것을 목표로 하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 최종 고온소둔을 행하였다. 고온소둔은 25%H₂+75%N₂분위기에서 15℃/hr의 승온속도로 1200℃까지 가열하고, 1200℃에 도달하면 100%H₂분위기에서 10시간 유지하였다.

상기와 같이 제조된 시편에 대하여 가열시간 변화에 따른 철손을 측정하고, 그 결과를 하기 표2에 나타내었다.

시편	재가열시간(분)	철손(W_17/50(w/kg))
비교강(가)	150	0.92
	180	0.92
	240	1.04
	300	1.25
발명강(가)	150	0.89
	180	0.87
	240	0.91
	300	0.98

상기 표2에서 알 수 있는 바와 같이, 비교강의 경우는 가열시간이 길어짐에 따라 철손이 높아져 300분이 되었을 때는 급격히 증가하였으나, 발명강의 경우는 철손의 열화가 적었다.

(실시예3)

중량%로, C:0.035%, Si:3.15%, Mn:0.1%, S:0.006%, Al:0.015%, N:0.0058%, B:0.0037%를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 원소로 이루어진 비교강(나)로 대표되는 동일한 출강분 슬라브 8매와 C:0.041%, Si:3.14%, Mn:0.1%, S:0.006%, Al:0.016%, N:0.006%, B:0.0044%, Sn:0.044%를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 원소로 이루어진 발명강(나)로 대표되는 동일한 출강분 슬라브 8매를 150분간 1200℃에서 재가열한 후 열간압연하여 판두께가 2.3mm인 열연판을 얻었다. 이 열연판을 1200℃에서 2분간 소둔한 후 100℃의 물로 급냉하고, 산세하여 0.30mm의 두께로 냉간압연하였다.

냉간압연된 판에 대하여, 875℃로 유지된 로에서 노점 48℃인 25%H₂+75%N₂의 혼합가스와 건조한 NH₃를 함유시킨 분위기에서 155초 동안 동시 탈탄질화를 행하였다. 이 때 비교강(나)로 부터 얻어진 냉간압연판은 NH₃가스의 체적분율을 1.0%로, 발명강(나)로 부터 얻어진 냉간압연판은 NH₃가스는 체적분율을 1.2%로 하여, 강판의 총 질소량을 190ppm으로 하는 것을 목표로 하였다. 동시탈탄질화 후 각 코일의 전반부와 후반부에서 각각 표본을 추출하여 총 질소량을 분석하였다.

상기와 같이 제조된 시편에 대하여, 강중 총 질소량을 분석한 결과를 하기 표3에 나타내었다.

시편	목표값(ppm)	실측값(ppm)	코일수	측정횟수
		최소			최대	차이
비교강(나)	190	150	250	-40,+60	8	16
발명강(나)		180	210	-10,+20

상기 표3에 나타난 바와 같이, 발명강(나)는 비교강(나)에 비해 목표로 하는 총 질소량에 대한 편차가 적은 것을 알 수 있다. 즉, Sn을 첨가한 발명강(나)는 비교강(나)와 산화층 성질이 달라 동시탈탄 질화조건이 다르기 때문에, 암모니아 분압을 높여서 목표질소량을 동일하게 한 것이다. 따라서, Sn을 첨가하면 동시 탈탄질화공정에서 질화량의 조절을 용이하게 할 수 있다는 것을 확인하였다.

앞서 언급한 것처럼 슬라브(다)와 Sn을 첨가한 슬라브(라)의 산화층 성질이 달라져 동시탈탄질화조건이 다르게 나타났다. 즉, 동일조건에서는 Sn을 첨가한 슬라브(라)는 슬라브(다)에 비하여 질소의 양이 적게 들어간다. 따라서, 암모니아 분압을 높이는 방법으로 목표질소량을 동일하게 하였다. 표에서 보는 것처럼 목표질소량에 대한 편차가 슬라브(라)가 현저하게 적은 것을 알 수 있다. 이는 공정제어가 용이한 것을 나타내며, 안정적인 제품특성을 얻는데 매우 유리하다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따라 석출물 억제제로서 Sn을 첨가하면, 강 슬라브의 재가열온도를 저온으로 하는 것이 가능하고, 동시탈탄질화소둔시 질화량 조정을 용이하게 할 수 있는 것이 가능하여, 철손이 낮고 자속밀도가 높은 방향성 전기강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.

Claims

중량%로 Si:1.0~4.8%, Al:0.005~0.019%, C:0.020~0.045%, Mn:0.05~0.2%, B:0.001~0.012%, S:0.007% 이하, N:0.008% 이하, Sn:0.1~1.0%, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강판.
중량%로 Si:1.0~4.8%, Al:0.005~0.019%, C:0.020~0.045%, Mn:0.05~0.2%, B:0.001~0.012%, S:0.007% 이하, N:0.008% 이하, Sn: 0.1~1.0%, 그리고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강 슬라브를 1050~1250℃온도범위에서 재가열하고, 열간압연 및 열연판소둔한 다음 1회 냉간압연하여 최종두께로 하고, 탈탄과 질화를 동시에 행하고, 강판표면에 소둔분리제를 도포한 후 고온소둔하는 것을 포함하는 철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.