KR20140007586A

KR20140007586A - 방향성 전기강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20140007586A
Application number: KR1020120074650A
Authority: KR
Inventors: 송대현; 박준수; 고경준; 양일남; 박종태
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-07-09
Filing date: 2012-07-09
Publication date: 2014-01-20
Also published as: KR101429644B1

Abstract

본 발명은 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 중량 퍼센트(wt%)로 Si: 2.0~4.0%, 산가용성 Al: 0.020~0.040%, Mn: 0.20% 이하, N: 0.0055% 이하, C: 0.04~0.07%, S: 0.0055% 이하, Sb: 0.01~0.15%, P: 0.02%~0.075%를 함유하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 재가열하는 단계; 상기 강슬라브를 열간압연하는 단계; 상기 열간압연에 의해 제조된 강판을 열연판 소둔하는 단계; 상기 열연판 소둔된 강판을 냉간압연하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 탈탄소둔 및 질화소둔하는 단계; 및 상기 탈탄소둔 및 질화소둔된 강판을 고온 소둔하는 단계;를 포함하며, 상기 열연판 소둔하는 단계는 상기 열간압연된 강판을 1000~1150℃ 범위의 온도에서 열처리하는 1차 균열단계와, 상기 1차 균열단계 온도까지 상기 열연판을 5~15℃/sec의 승온속도로 가열하는 단계를 포함하는 방향성 전기강판 제조방법 및 이에 의해 제조되는 방향성 전기강판이 제공된다.

Description

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

본 발명은 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 열간압연 후의 승온속도를 제어함으로써 자성이 향상되는 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 방향성 전기강판은 압연방향에 대해 강편의 집합조직이 {110}<001>인 고스 집합조직(Goss texture)을 나타내고 있어 일방향 또는 압연방향으로 자기적 특성이 우수한 연자성 재료이다. 이러한 집합조직을 발현하기 위해서는 제강에서의 성분제어, 열간압연에서의 슬라브 재가열 및 열간압연 공정인자 제어, 열연판 소둔, 1차 재결정 소둔, 2차 재결정 소둔 등의 복잡한 공정들이 요구되고, 이들 공정 또한 매우 정밀하고 엄격하게 관리되어야 한다.

한편 상술한 열연판 소둔 공정은 막대한 양의 에너지와 시간을 필요로 하는 공정이기 때문에 가급적 생략할 필요가 있으며, 불가피하게 열연판 소둔을 실시해야 한다면 최종제품의 자기적 특성을 좌우하는 고스 집합조직을 최적화 및 극대화하는 것이 바람직하다.

대한민국 특허공개공보 제2004-0081759호를 보면 열연판 소둔 온도를 700~1000℃의 온도범위에서 2분 이하로 실시하여 방향성 전기강판의 생산성을 향상시키기 위해 열연판 소둔 공정을 생략하는 기술에 대해 기술하고 있으나, 전술한 온도 범위에서 고속으로 열연판 소둔을 실시하면 석출물을 균일하게 미세분포시키는 것이 쉽지 않아 자성품질의 편차가 심화되는 문제가 발생할 수 있다.

상기한 특허 외에도 대한민국 특허공개공보 제2006-0074647호, 대한민국 특허공개공보 제2010-0063281호, 대한민국 특허공개공보 제2011-0036390호 등에서도 열연판 소둔 공정기술에 대해 가열온도나 분위기 및 냉각속도에 대해 제시하고 있으나, 현재까지의 종래 기술에서는 열연판 소둔의 가열 단계에서 승온 속도에 따른 기술에 대하여는 개시되어 있지 않은 실정이다.

방향성 전기강판에는 슬라브 단계에서의 불균일한 주상정 조직의 해소 및 미세 조직의 균질화를 위해 탄소를 합금화하는 것이 필수적인데, 방향성 전기강판은 소강단계에서부터 탄소가 합금화되기 때문에 미세 조직의 균질화라는 이로운 효과도 있으나, 탄소로 인해 생성된 탄화물을 열연판 소둔 단계에서 빨리 분해하여 재고용시킨 후 재차 석출되는 것을 최소화하기 위해 냉각속도를 제어하지 못한다면, 열연판 소둔 후의 미세 조직이 불균일해지고 결정립 성장 억제력을 일으키는 석출물들이 조대화되고 불균일하게 석출될 위험이 있다.

또한, 종래에는 열연판 소둔 공정에 있어서 가열온도나 유지시간 및 최종 냉각속도에 대해서만 개시되어 있을 뿐, 가열속도 및 가열단계 종료 후 균열단계까지 도달하는 데 적용하는 냉각속도에 대해서는 구체적으로 제시하지 못하고 있는 실정이다.

상기와 같은 문제를 해결하기 위한 본 발명은 열연 소둔판의 석출물을 균일하고 미세하게 분산석출시켜 전기강판의 자기적 특성이 향상된 방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 하나 또는 다수의 실시예에서는 중량 퍼센트(wt%)로 Si: 2.0~4.0%, 산가용성 Al: 0.020~0.040%, Mn: 0.20% 이하, N: 0.0055% 이하, C: 0.04~0.07%, S: 0.0055% 이하, Sb: 0.01~0.15%, P: 0.02%~0.075%를 함유하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 재가열하는 단계; 상기 강슬라브를 열간압연하는 단계; 상기 열간압연에 의해 제조된 강판을 열연판 소둔하는 단계; 상기 열연판 소둔된 강판을 냉간압연하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 탈탄소둔 및 질화소둔하는 단계; 및 상기 탈탄소둔 및 질화소둔된 강판을 고온 소둔하는 단계; 를 포함하며, 상기 열연판 소둔하는 단계는 상기 열간압연된 강판을 1000~1150℃ 범위의 온도에서 열처리하는 1차 균열단계와, 상기 1차 균열단계 온도까지 상기 열연판을 5~15℃/sec의 승온속도로 가열하는 단계를 포함하는 방향성 전기강판 제조방법이 제공될 수 있다.

본 발명의 하나 또는 다수의 실시예에서 상기 열연판 소둔하는 단계는, 상기 1차 균열단계 후, 상기 열처리된 강판을 900~950℃ 범위의 온도에서 열처리하는 2차 균열단계를 포함할 수 있고, 상기 재가열하는 단계에서 재고용되는 N의 함량이 20~50ppm인 것을 특징으로 한다.

본 발명의 하나 또는 다수의 실시예에서 상기 탈탄소둔 및 질화소둔 단계는, 냉간압연된 강판을 탈탄소둔 후 질화소둔하거나 탈탄소둔과 질화소둔을 동시에 실시할 수 있다.

본 발명의 하나 또는 다수의 실시예에서 열연판 소둔하는 단계는, 상기 1차 균열단계 이전에 상기 열연판을 5~15℃/sec의 승온속도로 가열하는 단계를 더 포함할 수 있고, 상기 2차 균열단계 후, 상기 열연판을 15℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각시키는 단계를 더 포함할 수 있다.

본 발명의 하나 또는 다수의 실시예에서 냉간압연은, 1회의 강냉간압연인 것을 특징으로 하며, 상기 고온 소둔은 강판의 2차 재결정이 일어나기 전의 승온구간에서는 질소와 수소의 혼합가스 분위기에 이루어지며, 강판의 2차 재결정이 완료된 후에는 수소분위기에서 이루어지는 것을 특징으로 한다.

본 발명의 하나 또는 다수의 실시예에서는 중량 퍼센트(wt%)로 Si: 2.0~4.0%, 산가용성 Al: 0.020~0.040%, Mn: 0.20% 이하, N: 0.0055% 이하, C: 0.04~0.07%, S: 0.0055% 이하, Sb: 0.01~0.15%, P: 0.02%~0.075%를 함유하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 전기강판의 결정립 방위가 고스 방위로부터 벗어난 정도 중 베타(β)각의 절대값에 대하여 구한 면적가중평균이 3° 이내인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판이 제공될 수 있다.

본 발명의 실시예에 따르면 열연판 소둔 공정에서 가열단계에서의 가열속도, 균열단계에서의 균열 온도 및 냉각단계에서의 냉각속도를 제어함으로써, 열연판 미세 조직을 보다 효과적으로 미세화할 수 있고, 열연 소둔판의 석출물을 균일하고 미세하게 분산석출시킴으로써, 냉간압연성을 효과적으로 개선하고 최종제품의 자기적 특성을 향상시킬 수 있다.

도 1은 각 결정립의 방위가 상기 고스 방위로부터 벗어난 정도를 도시한 것이다.

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 실시예에서는 중량 퍼센트(wt%)로 Si: 2.0~4.0%, 산가용성 Al: 0.020~0.040%, Mn: 0.20%이하, N: 0.0055%이하, C: 0.04~0.07%, S: 0.0055%이하, Sb: 0.01~0.15%, P: 0.02%~0.075%를 함유하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판을 제공한다.

그리고, 본 발명에 따른 실시예에서는 상기 전기강판의 제조방법을 제공하는데, 먼저 상기 조성을 갖는 강슬라브를 1050~1250℃의 온도 범위에서 가열하여 결정립 성장 억제제 역할을 수행하는 AlN, MnS등 석출물을 고용시켜 열간압연한 다음 권취한다. 상기 권취된 열연판을 5~15℃/sec의 승온속도로 가열한 다음, 1000~1150℃ 범위의 온도에서 1차 균열처리를 하고, 900~950℃ 범위의 온도에서 2차 균열처리를 거치도록 한다. 이후, 2차 균열처리가 완료되면 상온까지 15℃/sec 이상의 냉각속도로 상온까지 냉각시킨다.

상기 균열처리를 거친 후, 1회 강냉간압연함으로써 냉간압연 조직에 {110}<001>방위로의 배향도가 높은 2차 재결정 핵을 형성시킨 후, 동시 탈탄 및 질화소둔 열처리를 행하고 최종적으로 고온 소둔 열처리를 실시함으로써 냉간압연성과 자기적 특성이 우수한 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.

이하에서는 본 발명에 따른 실시예에서 성분 한정 이유에 대하여 설명한다.

이하에서는 특별히 다르게 설명하지 않는 한 함량의 단위는 중량 퍼센트(wt%)이다.

Si: 2.0~4.0wt%

Si은 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철손(core loss)을 낮추는 역할을 한다. Si함량이 2.0wt% 미만인 경우 비저항이 감소하게 되어 와전류손이 증가하여 철손 특성이 열화되고, 탈탄질화소둔시 페라이트와 오스테나이트간 상변태가 활발하게 되어 1차 재결정 집합조직이 심하게 훼손된다. 또한, 고온 소둔시 페라이트와 오스테나트간 상변태가 발생하게 되어 2차 재결정이 불안정해질 뿐만 아니라 {110} 고스 집합조직이 심하게 훼손된다. 한편, Si 함량이 5.0wt% 초과로 과잉 함유시에는 탈탄 질화소둔시 SiO₂ 및 Fe₂SiO₄산화층이 과하고 치밀하게 형성되어 탈탄거동을 지연시켜 페라이트와 오스테나이트간 상변태가 탈탄 질화소둔 처리 동안 지속적으로 일어나게 되어 1차 재결정 집합조직이 심하게 훼손된다. 또한, 상술한 치밀한 산화층 형성에 따른 탈탄거동 지연효과로 인하여 질화거동이 지연되어 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 등의 질화물이 충분히 형성되지 못하여, 고온 소둔시 2차 재결정에 필요한 충분한 결정립 억제력을 확보할 수 없게 된다.

한편, Si 함량이 4.0wt%를 초과하게 되면 전기강판의 기계적 특성인 취성이 증가하고 인성이 감소하여 압연과정중 판파단 발생율이 심화되고, 판간 용접성이 열위하게 되어 용이한 작업성을 확보할 수 없게 된다. 결국, Si함량을 상기 소정의 범위로 제어하지 않으면 2차 재결정 형성이 불안정해져 자기적 특성이 심각하게 훼손되고, 작업성 또한 악화된다. 따라서 본 발명에 따른 실시예에서는 Si함량을 2.0~4.0 wt%로 한정한다.

C: 0.04~0.07wt%

C은 페라이트 및 오스테나이트간 상변태를 야기하는 원소로서 취성이 강해 압연성이 좋지 않은 전기강판의 압연성 향상을 위해 필수적인 원소이나, 최종제품에 잔존하게 될 경우 자기적 시효 효과로 인해 형성되는 탄화물이 자기적 특성을 악화시키는 원소이기 때문에 적정한 함량으로 제어되어야 한다.

상술한 Si함량의 범위에 대하여 C가 0.04wt% 미만으로 함유되게 되면 페라이트 및 오스테나이트간 상변태가 제대로 작용하지 않아 슬라브 및 열간압연 미세 조직의 불균일화를 야기하게 된다. 또한, 열연판 소둔 중 페라이트 및 오스테나이트간 상변태가 과부족하게 되면, 슬라브 재가열시 재고용된 석출물들이 조대하게 석출되어 1차 재결정 미세 조직이 불균일하게 되고, 최종소둔시 결정립 성장 억제제의 부족에 따른 2차 재결정 거동이 불안정하게 된다. 따라서 C의 함량은 0.04wt%이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편 열연판 소둔 후 강판 내에 존재하는 잔류탄소에 의해 냉간압연 중 전위의 고착을 활성화시켜 전단 변형대를 증가시켜 고스 핵의 생성 장소를 증가시켜 1차 재결정 미세 조직의 고스 결정립 분율을 증가시키게 되므로 C가 많을수록 이로우나, 상술한 Si 함량의 범위에 대하여 C를 0.07wt%초과로 함유하게 되면 조대한 탄화물이 형성되어 통상의 탈탄소둔 공정에서는 충분히 탈탄시킬 수 없으므로 이를 제거하는 것이 상업적으로 용이하지 않다. 나아가 탈탄이 충분히 이루어지지 않으면, 최종제품을 전력기기에 적용시 자기시효에 의한 자기적 특성의 열화현상을 초래하게 된다. 따라서 본 발명에 따른 실시예에서는 C의 함량을 0.04~0.07wt%로 한정한다.

Sb: 0.01~0.15wt%

Sb는 결정립계 편석 원소로서 결정립 성장억제 효과가 있으며, 철손을 개선시키는 효과도 있다. 그러나, Sb는 융점이 낮아서 1차 재결정 소둔 중 표면쪽으로의 확산거동이 발생하여 표면 산화층 형성을 억제하는 효과가 있기 때문에, Sb의 과잉 첨가는 베이스 코팅의 근간이 되는 1차 재결정 소둔 중 형성된 표면 산화층을 오히려 악화시키고, 결정립 성장 억제력이 과하게 되어 고스 집합조직과는 상관이 없는 다른 집합조직까지 성장하게 되어 2차 재결정 집합조직을 훼손시켜 자기적 특성까지 저해하는 문제점이 있다. 이를 해결하기 위하여 Sb를 0.01wt%이상 첨가하면 결정립 성장 억제효과가 나타나고, 0.15wt%를 초과하면 결정립 성장 억제효과가 너무 과하여 안정적인 2차 재결정 미세 조직을 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 표면 산화층이 급격히 열위해져 안정적인 베이스코팅을 얻을 수 없다. 따라서 본 발명에 따른 실시예에서는 Sb의 함량을 0.01~0.15wt%의 범위로 한정한다.

P: 0.02~0.075wt%

P는 결정립계에 편석하여 결정립계의 이동을 방해하고 동시에 결정립 성장을 억제하는 보조적인 역할이 가능하며, 미세 조직 측면에서 {110}<001>집합조직을 개선하는 효과가 있다. 본 발명에 따른 실시예에서는 상기 Si함량 범위에 대해서는 P의 함량이 0.02wt%미만이면 첨가 효과가 없으며, 0.075wt%를 초과하여 첨가하면 취성이 급격히 증가하여 압연성이 크게 나빠지므로 본 발명에 다른 실시예에서는 P의 함량을 0.02~0.075wt%로 한정한다.

Al: 0.02~0.04wt%

Al은 열간 압연과 열연판 소둔시에 미세하게 석출된 AlN 이외에도 냉간압연 이후의 소둔 공정에서 암모니아 가스에 의해서 도입된 질소이온이 강 중에 고용상태로 존재하는 Al, Si, Mn과 결합하여 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 형태의 질화물을 형성함으로써 강력한 결정립 성장 억제제의 역할을 수행하게 되며, 그 함량이 0.02wt% 이하인 경우에는 형성되는 개수와 부피가 상당히 낮은 수준이기 때문에 억제제로의 충분한 효과를 기대할 수 없고, 함량이 0.04wt%를 초과하게 되면 조대한 질화물을 형성함으로써 결정립 성장 억제력이 떨어지게 된다. 따라서 본 발명에 따른 실시예에서는 Al의 함량을 0.02~0.04wt%로 한정한다.

Mn: 0.20wt%이하

Mn은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 와전류손을 감소시킴으로써 전체 철손을 감소시키는 효과도 있으며, Si과 함께 질화처리에 의해 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성함으로써 1차 재결정립의 성장을 억제하여 2차 재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 그러나, Mn을 0.20wt% 이상 첨가시에는 강판 표면에 Fe₂SiO₄이외에 (Fe, Mn) 및 Mn 산화물이 다량 형성되어 고온 소둔 중에 형성되는 베이스 코팅 형성을 방해하여 표면 품질을 저하시키게 되고, 고온 소둔 공정에서 페라이트와 오스테나이트간 상변태를 유발하기 때문에 집합조직이 심하게 훼손되어 자기적 특성이 크게 열화되게 된다. 따라서 본 발명에 따른 실시예에서 Mn의 함량은 0.20wt% 이하로 한정한다.

N: 0.0055wt%이하

N은 Al과 반응하여 AlN을 형성하는 중요한 원소로서 제강단계에서 0.0055wt%이하로 첨가한다. 만약, N를 0.01wt%이상 첨가하게 되면 열연 이후의 공정에서 질소확산에 의한 블리스터(Blister)라는 표면 결함을 초래하고, 슬라브 상태에서 질화물이 너무 많이 형성되기 때문에 압연이 어려워져 이후 공정이 복잡해지고 제조단가가 상승하는 원인이 되기 때문에 본 발명에 따른 실시예에서는 N의 함량을 0.0055wt%이하로 한정한다. 한편 (Al,Si,Mn)N 및 AlN등의 질화물을 형성하기 위해 추가로 필요한 N은 냉간압연 이후의 소둔 공정에서 암모니아 가스를 이용하여 강 중에 질화처리를 실시하여 보강한다.

S: 0.0055wt%이하

S는 0.0055wt%이상 함유 되면 MnS의 석출물들이 슬라브 내에서 형성되어 결정립 성장을 억제하게 되며, 주조시 슬라브 중심부에 편석하여 이후 공정에서의 미세 조직을 제어하기가 어렵다. 또한 본 발명에 따른 실시예에서는 MnS를 결정립 성장 억제제로 사용하지 않기 때문에 S가 불가피하게 들어가는 함량 이상으로 첨가하면 석출될 수 있다. 따라서 본 발명에 따른 실시예에서 S의 함량은 0.0055wt%이하로 한정한다.

이하에서는 본 발명에 따른 실시예의 방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명에 따른 실시예에서는 자성을 향상시키기 위하여 불안정한 탈탄 거동에 따른 집합조직의 열화 및 그에 따른 자성의 열화를 해결하고자 하였다.

먼저, 중량 퍼센트(wt%)로 Si: 2.0~4.0%, 산가용성 Al: 0.020~0.040%, Mn: 0.20% 이하, N: 0.0055% 이하, C: 0.04~0.07%, S: 0.0055% 이하, Sb: 0.01~0.15%, P: 0.02%~0.075%를 함유하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강슬라브를 재가열하는데, 열간압연 전 슬라브를 재가열할 경우 고용되는 N 및 S가 불완전 용체화되는 소정의 온도 범위에서 하는 것이 바람직하다. 만약, N 및 S가 완전 용체화될 경우 열연판 소둔 후 질화물이나 황화물이 미세하게 다량 형성됨으로써 후속공정인 1회 강냉간압연이 불가능하게 되어 추가적인 공정이 필요하게 되기 때문에, 제조원가가 상승하는 문제점이 발생할 수 있으며, 1차 재결정립 크기가 상당히 미세하게 되기 때문에 적절한 2차 재결정을 발현할 수 없게 될 수도 있다. 본 발명에 따른 실시예에서 강냉간압연이란 1회의 냉간압연을 의미한다. 즉, 통상적으로 열간압연에 의해 제조된 강판을 2회로 나누어 냉간압연을 실시하는데, 압하율이 약 90%정도로 하여 1회의 냉간압연으로 최종 제품의 두께로 제조하는 압연방식을 의미한다.

상기 열연판 소둔은 열연판 미세 조직을 보다 균일하게 제어하고, 조대한 열연판 석출물 및 불순물을 기지에 고용시킨 후 결정립 성장 억제력을 나타내는 석출물만 미세하고 균일하게 석출시키는 역할을 한다. 즉, 열간압연 후의 미세 조직 불균일성을 해소하고 석출물을 미세하게 분산석출시키고 고온 소둔공정에서 양질의 고스 집합조직을 성장시키기 위해서는 열연판 소둔 공정이 반드시 필요하다.

상기 열연판 소둔은 크게 세가지 단계로 나눌 수 있는데, 열연판을 가열하여 조대한 석출물 및 불순물을 재고용시키고 열연판 미세 조직을 보다 연질의 미세 조직으로 제어하는 가열단계, 상기 가열단계에서 재고용된 석출물을 미세하게 석출제어하고 가열단계의 미세 조직을 안정화시키는 균열단계, 그리고 상기 균열단계에서 제어된 석출물 및 미세 조직을 상온까지 안정하게 유지시키는 냉각단계로 분류할 수 있다.

본 발명에 따른 실시예에 따르면 강 내 함유된 N의 총량을 제어하는 것보다 슬라브 재가열에 의해 재고용되는 N의 고용량을 제어하는 것이 더 중요하다. 즉, 재고용되는 N이 탈탄 질화소둔 공정에서 형성되는 추가적인 AlN의 크기와 양을 좌우하게 된다.

만약, AlN의 크기가 동일하다면 N의 고용량이 50ppm을 초과하는 경우 결정립 성장 억제력이 증가하여 고스 집합조직으로 이루어져있는 적합한 2차 재결정 미세 조직을 얻을 수가 없게 된다. 반대로 N의 고용량이 20ppm보다 적으면 1차 재결정 미세 조직의 결정립 성장 구동력이 증가하게 되어 적절한 2차 재결정 미세 조직을 얻을 수가 없게 된다. 따라서 본 발명에 따른 실시예에서 슬라브 재가열을 통해 소강 내에 재고용되는 N의 함량은 20~50ppm이 바람직하다. 재고용되는 N의 함량은 소강 내에 함유되어 있는 Al의 함량을 고려해야 하며, 이는 결정립 성장 억제제로 사용되는 질화물이 (Al,Si,Mn)N 및 AlN이기 때문이다. 상기 고용되는 N의 함량을 제어하기 위한 슬라브 재가열 온도는 강 중에 포함된 Al 함량을 고려하여 설정될 수 있는데, 본 발명에서 바람직하게 포함될 수 있는 Al 함량을 고려하면 상기 재가열 온도는 1050~1250℃인 것이 보다 유리하다.

한편, 순수 3% 규소강판의 Al과 N과의 고용도와 관련한 상관 관계식을 Iwayama가 제안하였으며, 다음과 같다.

예를 들어 산가용성 알루미늄이 0.028wt%, N이 0.0050wt%임을 가정하였을 때 Iwayama식에 의한 이론 고용 온도는 1258℃로서 이와 같은 전기강판의 슬라브를 가열하기 위해서는 1300℃로 가열해야만 한다. 슬라브를 1280℃ 이상으로 가열하게 되면 강판에 저융점의 규소와 기지 금속인 철의 화합물인 철감람석(Fayalite)이 생성되면서 강판의 표면이 녹아내려 열연작업성이 매우 어려워지고 녹아내린 쇳물로 인한 가열로 보수가 증가하게 된다. 따라서 가열로 보수 및 냉간압연과 1차 재결정 집합조직의 적절한 제어가 가능한 불완전 용체화를 하기 위해서는 1250℃ 이하의 온도로 슬라브를 재가열하는 것이 바람직하다.

열간압연된 열연판 내에는 응력에 의해서 압연방향으로 연신된 변형조직이 존재하게 되며 열간압연 중에 AlN이나 MnS 등이 석출하게 된다. 그러므로, 냉간압연 전에 균일한 재결정 미세 조직과 미세한 AlN의 석출물의 분포를 갖기 위해서는 다시 한번 슬라브 가열온도 이하까지 열연판을 가열하여 변형된 조직을 재결정시키고 충분한 오스테나이트상을 확보하기 위해 열연판에 석출된 탄화물의 재고용을 촉진하여 오스테나이트 변태를 최적화함으로써 페라이트 및 오스테나이트간 상변태를 최대화하여 결정립을 미세화시키고 AlN 및 MnS과 같은 결정립 성장 억제제의 고용을 촉진하는 것이 중요하다.

이때, 가열단계에서의 승온속도를 15℃/sec를 초과하도록 하면, 열연판 내의 탄화물이 1차 균열단계 직전까지 충분히 재고용되지 않아 1차 균열단계에서 재고용되므로 열연판 소둔의 1차 균열단계 직전까지는 15℃/sec 이하의 승온 속도로 제어하는 것이 바람직하며, 1차 균열단계에서 오스테나이트 분율을 최대로 하기 위해서는 1000~1150℃까지 가열하는 것이 바람직하다. 한편 1차 균열단계 직전까지의 승온속도가 5℃/sec 미만으로 제어되면 1차 균열단계까지 판온을 승온시키는데 장시간이 소요되기 때문에 상업적으로 적용하는데 한계가 있으므로, 1차 균열 구간까지의 승온속도는 5℃/sec 이상으로 제어한다.

또한, 본 발명에 따른 실시예에서는 1차 균열단계 이후 실시하는 2차 균열단계에 있어서 균열온도가 900℃ 미만이 되면 페라이트 상변태가 발생하여 석출물이 조기에 석출되고 조대화되기 때문에 결정립 성장 억제력이 저하되는 문제가 있고, 2차 균열 온도가 950℃를 초과하게 되면 석출물이 미세하고 균일하게 분산석출되지 않고 재고용되어 있는 상태로 존재하기 때문에 결정립 성장 억제력이 저하되는 문제가 있다. 따라서 본 발명에 따른 실시예의 열연판 소둔 단계에서 1차 균열단계 직전까지의 승온 속도는 5~15℃/sec 이하로 제어하고, 1차 균열단계의 온도는 1000~1150℃로 제어하고, 2차 균열단계의 온도는 900~950℃로 제어한다. 또한, 1차 균열단계와 2차 균열단계 사이에서는 노냉을 실시하여 2차 균열단계에서의 온도를 유지하도록 한다.

상기 열연판 소둔 후에는 가역식 압연기(Reverse cold rolling mill) 또는 탠덤(Tandem) 압연기를 이용하여 0.10~0.50mm의 두께로 냉간압연을 실시한다. 이때, 중간에 변형된 조직의 소둔 열처리를 하지 않고 초기 열연두께에서 바로 최종제품의 두께까지 압연하는 1회 강냉간 압연이 바람직하다. 1회 강냉간압연으로 {110}<001>방위의 집적도가 낮은 방위들은 변형 방위로 회전하게 되고 {110}<001>방위로 가장 배열이 잘된 고스 결정립들만 냉간압연판에 존재하게 된다. 따라서 2회 이상의 압연방법에서는 집적도가 낮은 방위들도 냉간압연판에 존재하게 되어 최종 고온 소둔시에 같이 2차 재결정하게 되어 자속밀도와 철손이 낮은 특성을 얻게 된다. 따라서, 본 발명에 따른 실시예에서는 1회 강냉간압연으로 냉간압연율이 87%이상으로 압연한다.

상기와 같이 냉간압연된 냉연판은 탈탄과 변형된 조직의 재결정 및 암모니아 가스를 사용한 질화처리를 수행하게 된다. 그리고, 암모니아 가스를 사용하여 강판에 질소이온을 도입하여 주요 석출물인 (Al,Si,Mn)N 및 AlN등의 질화물을 형성하는데 있어, 탈탄 및 재결정을 마치고 암모니아 가스를 사용하여 질화처리하거나, 탈탄과 동시에 질화처리를 같이 할 수 있도록 암모니아 가스를 동시에 사용할 수도 있다.

또한, 본 발명에 따른 실시예에서는 방향성 전기강판의 자기적 특성에 영향을 미치는 고스 집합조직과 압연방향의 방위관계 중 하나인 베타방위(β, TD방위를 축으로 [001]방위와 RD방위간의 각도)가 3°이내로 한다.

즉, 각 결정립의 방위가 상기 고스 방위로부터 벗어난 정도인 β각이 약 3° 정도 벗어난 경우에 가장 낮은 철손을 나타내므로 통상적으로 방향성 전기강판을 제조할 때에는 상기 고스 방위로부터 벗어난 각도가 3°에 가깝도록 제조해야 한다. 이때, 다결정 소재인 전기강판의 방위는 β각의 절대값에 대하여 결정립의 면적을 고려한 면적가중평균을 구함으로써 구할 수 있다.

이때, 고스방위로부터 벗어난 정도는 도 1로부터 알 수 있듯이, α, β 및 γ각으로 표시되는데, 통상적으로 β각을 조절하는 것이 전기강판의 자기적 성질 제어에 효과적이라고 알려져 있다. 따라서, 본 발명에 따른 실시예에서는 상기 β각에 대하여만 설명한다.

강판의 방위가 고스 방위에 가깝도록 강판을 제조하기 위해서는 모든 결정의 방위가 상기 고스 방위에 일치할수록 유리한데, 강슬라브를 압연하여 제조하는 전기강판은 그 제조과정상 필연적으로 다결정계 조직을 가지게 되고 결정의 방위는 각각의 결정마다 다르게 분포하기 때문에 이를 고스 방위에 가깝도록 하기 위해서는 별도의 공정이 필요하다. 일반적으로 다결정계 조직의 강판을 재결정화하여 고스 조직에 가까운 결정만 존재하도록 하는 재결정 과정을 거친다.

상기에서와 같이 탈탄 질화소둔까지 마친 이후에는 통상적으로 방향성 전기강판의 제조시 강판에 MgO를 기본으로 하는 소둔분리제를 도포한 후 장시간 최종소둔하여 2차 재결정을 일으켜 강판의 {110}면이 압연면에 평행하고, <001>방향이 압연방향에 평행한 {110}<001> 집합조직을 형성하여 자기특성을 향상시킨다.

상기 최종소둔의 목적은 크게 보면 2차 재결정에 의한 {110}<001> 집합조직 형성, 탈탄시 형성된 산화층과 MgO의 반응에 의한 유리질 피막 형성으로 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.

상기에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따른 방향성 전기강판 제조방법은 강 슬라브를 소정의 온도범위에서 재가열하는 단계, 재가열된 강 슬라브를 열간압연하고 소정의 승온속도로 1차 균열단계 직전까지 승온한 후 소정의 온도범위로 제어된 1차 균열단계, 2차 균열단계 및 상온까지의 냉각단계, 소정의 두께로 냉간압연을 행하는 단계, 탈탄소둔 및 질화소둔하는 1차 재결정 소둔 단계, 1차 재결정 미세 조직을 갖는 강판에 대해 2차 재결정을 일으키는 최종소둔 단계로 이루어진다.

이하에서는 본 발명에 따른 실시예를 보다 구체적으로 설명한다.

[실시예 1]

Si: 3.3wt%, C: 0.055wt%, Mn: 0.100wt%, S: 0.0046wt%, N: 0.0048wt%, Sol-Al: 0.029wt%, P: 0.042wt%, Sb: 0.032wt%를 첨가하고, 나머지 성분은 잔부 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 함유하는 방향성 전기강판을 진공용해한 후 잉곳(ingot)을 만들고, 이어서 1200℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm로 열간압연하였다. 열연판은 1차 균열온도까지의 승온속도, 1차 균열온도, 2차 균열온도를 표 1과 같이 달리하여 제어한 열연판 소둔 단계를 실시한 후, 열연판 소둔판은 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 및 질화소둔 하였다. 상기 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃ 까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지한 후 노냉하였다. 탈탄질화소둔 중 산화능 조건에 따른 표면품질, 탈탄판 산화층 두께 및 자기적 특성(W17/50)을 측정한 값은 표 1과 같다.

1차 균열전 승온속도(℃/s)	1차 균열 온도(℃)	2차 균열 온도(℃)	철손 (W17/50)	냉간압연성	구분
3	950	920	0.897768	○	비교재1
5	950	920	0.928692	△	비교재2
10	950	920	0.926217	△	비교재3
13	950	920	0.926084	△	비교재4
18	950	920	0.887057	△	비교재5
3	1025	920	0.909017	○	비교재6
5	1025	920	0.806	◎	발명재1
10	1025	920	0.818872	○	발명재2
13	1025	920	0.789506	◎	발명재3
18	1025	920	0.908782	△	비교재7
3	1125	880	0.909077	○	비교재8
5	1125	880	0.881676	△	비교재9
10	1125	880	0.883448	△	비교재10
13	1125	880	0.882717	△	비교재11
18	1125	880	0.919881	△	비교재12
3	1125	920	0.885151	○	비교재13
5	1125	920	0.788029	○	발명재4
10	1125	920	0.797959	◎	발명재5
13	1125	920	0.810311	◎	발명재6
18	1125	920	0.921872	△	비교재14
3	1125	970	0.900774	○	비교재15
5	1125	970	0.882139	△	비교재16
10	1125	970	0.927625	△	비교재17
13	1125	970	0.897635	△	비교재18
18	1125	970	0.899522	△	비교재19
3	1175	920	0.910264	○	비교재20
5	1175	920	0.901373	△	비교재21
10	1175	920	0.880091	△	비교재22
13	1175	920	0.883008	△	비교재23
18	1175	920	0.8837	△	비교재24
3	1125	880	0.916886	○	비교재25
5	1125	880	0.916764	△	비교재26
10	1125	880	0.896467	○	비교재27
13	1125	880	0.891611	△	비교재28
18	1125	880	0.912035	△	비교재29

※냉간압연성 : ◎우수, ○양호, △보통(일부 판파단)

상기 표 1에서 확인할 수 있는 바와 같이 열연판 소둔 중 1차 균열단계 직전까지 승온속도가 5℃~15℃, 1차 균열온도가 1000~1150℃, 2차 균열온도가 900~950℃이하로 제어한 발명재가 비교재와 비교할 때 자기적 특성이 우수하고 냉간압연성도 우수함을 알 수 있다.

이상 첨부된 도면을 참조하여 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 퍼센트(wt%)로 Si: 2.0~4.0%, 산가용성 Al: 0.020~0.040%, Mn: 0.20% 이하, N: 0.0055% 이하, C: 0.04~0.07%, S: 0.0055% 이하, Sb: 0.01~0.15%, P: 0.02%~0.075%를 함유하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 강슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연에 의해 제조된 강판을 열연판 소둔하는 단계;
상기 열연판 소둔된 강판을 냉간압연하는 단계;
상기 냉간압연된 강판을 탈탄소둔 및 질화소둔하는 단계; 및
상기 탈탄소둔 및 질화소둔된 강판을 고온 소둔하는 단계;
를 포함하며,
상기 열연판 소둔하는 단계는 상기 열간압연된 강판을 1000~1150℃ 범위의 온도에서 열처리하는 1차 균열단계와, 상기 1차 균열단계 온도까지 상기 열연판을 5~15℃/sec의 승온속도로 가열하는 단계를 포함하는 방향성 전기강판 제조방법.
제1항에 있어서,
상기 열연판 소둔하는 단계는,
상기 1차 균열단계 후, 상기 열처리된 강판을 900~950℃ 범위의 온도에서 열처리하는 2차 균열단계를 포함하는 방향성 전기강판 제조방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 재가열하는 단계에서 재고용되는 N의 함량이 20~50ppm인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법.
제3항에 있어서,
상기 탈탄소둔 및 질화소둔 단계는,
냉간압연된 강판을 탈탄소둔 후 질화소둔하거나 탈탄소둔과 질화소둔을 동시에 실시하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법.
제4항에 있어서,
상기 열연판 소둔하는 단계는,
상기 2차 균열단계 후, 상기 열연판을 15℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각시키는 단계를 더 포함하는 방향성 전기강판 제조방법.
제1항에 있어서,
상기 냉간압연은,
1회의 강냉간압연인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법.
제1항에 있어서,
상기 고온 소둔은 강판의 2차 재결정이 일어나기 전의 승온구간에서는 질소와 수소의 혼합가스 분위기에 이루어지며, 강판의 2차 재결정이 완료된 후에는 수소분위기에서 이루어지는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.
중량 퍼센트(wt%)로 Si: 2.0~4.0%, 산가용성 Al: 0.020~0.040%, Mn: 0.20% 이하, N: 0.0055% 이하, C: 0.04~0.07%, S: 0.0055% 이하, Sb: 0.01~0.15%, P: 0.02%~0.075%를 함유하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
전기강판의 결정립 방위가 고스 방위로부터 벗어난 정도 중 베타(β)각의 절대값에 대하여 구한 면적가중평균이 3° 이내인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.