KR20150073802A

KR20150073802A - 방향성 전기강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20150073802A
Application number: KR1020130161904A
Authority: KR
Inventors: 한규석; 임재수; 고현석
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2013-12-23
Filing date: 2013-12-23
Publication date: 2015-07-01
Also published as: KR101594601B1

Abstract

방향성 전기강판 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명에 의한 방향성 전기강판은 중량%로, Si: 2.0∼4.5%, C: 0.001~0.10%, Al:0.010% 이하 (0%를 포함하지 않는다), Mn: 0.08% 이하 (0%를 포함하지 않는다), N:0.005% 이하 (0%를 포함하지 않는다), S: 0.001~0.03%, Sb: 0.001~0.10%, Sn: 0.001~0.10%, Bi: 0.001~0.10% 를 포함하며 잔부는 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지며, 상기 S, Sb, Sn, Bi 는 0.005 % ≤ [S] + [Sb] + [Sn] + [Bi] ≤ 0.15 % (단, 여기서 [S], [Sb], [Sn], [Bi]는 S, Sb, Sn, Bi의 wt%이다) 를 만족 한다.

Description

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

본 발명은 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 {110}<001>방위의 2차 재결정을 안정적으로 형성 시키고2차 재결정이 완료된 강판내에 존재하는 Al계 석출물과 산화물량을 최소화함으로써 철손이 매우 낮은 방향성 전기강판을 저비용이면서 효율적으로 제조하는 기술을 제공하고자 한다.

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

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 비정상인 결정립 성장을 형성시켜야 한다.

이러한 비정상적인 결정성장은 통상적인 결정립성장과 다르게 정상적인 결정립 성장이 석출물, 개재물이나 혹은 고용되거나 입계에 편석되는 원소들에 의하여 정상적으로 성장하는 결정립계의 이동이 억제되었을 때 발생하게 된다.

이와 같이 결정립성장을 억제하는 석출물이나 개재물등을 특별하게 결정립성장 억제제(inhibitor)라고 부르며, {110}<001>방위의 2차재결정에 의한 방향성 전기강판 제조기술에 대한 연구는 강력한 결정립성장 억제제를 사용하여 {110}<001>방위에 대한 집적도가 높은 2차재결정을 형성하여 우수한 자기특성을 확보하는데 주력하여 왔다.

이제까지 방향성 전기강판은 주로 AlN, MnS[Se]등의 석출물을 결정립성장 억제제로 이용하여 2차재결정을 일으키는 제조방법을 사용하고 있다.

이러한 AlN, MnS 석출물을 결정립성장 억제제로 사용하는 방향성 전기강판 제조방법은 2차재결정을 안정적으로 일으킬 수 있는 장점은 있으나, 강력한 결정립성장 억제효과를 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 강중에 존재하던 조대한 석출물들을 고용시킨 후 매우 빠른 시간내에 열간압연을 실시하여 석출이 일어나지 않은 상태에서 열간압연을 종료하여야 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 문제가 있다.

또한 고온으로 슬라브를 가열하게 되면 융점이 낮은 Fe₂SiO₄가 형성됨에 따라 슬라브 워싱(washing) 현상이 발생하여 실수율이 저하된다.

상기한 문제점과 함께, AlN이나 MnS 석출물을 결정립성장 억제제로 사용하여 2차재결정을 일으키는 방향성 전기강판 제조방법은 2차재결정 완료후에 석출물 구성 성분을 제거하기 위하여 1200℃의 고온에서 30시간 이상 장시간 순화소둔을 해야만 하는 제조공정상의 복잡성과 원가부담이 따르는 문제가 있다.

즉, AlN이나 MnS와 같은 석출물을 결정립성장 억제제로 사용하여 2차재결정을 일으킨 후, 이와 같은 석출물들이 강판내에 잔류하게 되면 자구의 이동을 방해하여 이력손을 증가시키는 원인이 되기 때문에 반드시 이를 제거하여야 하며, 이를 위해서 2차재결정완료 후에 약 1200℃의 고온에서 100% 수소가스를 사용하여 장시간 순화소둔을 실시함에 의하여 AlN과 MnS와 같은 석출물 및 기타 불순물들을 제거하게 된다.

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

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 강판내 혹은 표면가까이에서 자구의 이동을 방해하여 철손을 열화시키는 원인이 된다.

AlN, MnS 석출물을 결정립성장 억제제로 사용하지 않고 방향성 전기강판을 제조하는 방법으로 표면에너지를 결정성장 구동력으로 이용하여 {110}<001>방위를 우선 성장시키는 방법이 있으나 표면에너지의 차이를 효과적으로 이용하기 위해서는 강판두께가 얇아야 하는 문제가 있다.

이와 같이 강판 두께가 매우 얇은 조건(약 0.2 mm이하)에서만 자기특성이 우수한 방향성 전기강판을 제조할 수 있으나 현재 변압기를 제조하는 때에 널리 사용되고 있는 방향성 전기강판의 두께는 0.23mm이상이며, 그 이상의 제품두께에서 표면에너지를 이용하여 2차재결정을 형성하기에는 기술적으로 어려움이 존재한다. 또한 표면에너지를 이용한 기술은 0.20mm이하의 두께로 제조함에 있어서 냉간압연 공정상에 공정부하가 크게 작용한다는 문제점이 있다.

이 뿐만 아니라 표면에너지를 효과적으로 이용하기 위해서는 강판표면에서 산화물이 생성되는 것을 적극 억제한 상태에서 2차 재결정 시켜야 하므로 고온소둔 분위기를 진공 또는 불활성 가스와 수소 가스의 혼합 가스 분위기로 하여야만 한다.

그리고 표면에 산화층이 형성되지 않기 때문에 최종 2차재결정을 형성하는 고온 소둔 과정에서 forsterite 피막의 형성이 불가능하게 되어 절연이 어렵고 철손이 상승하게 되는 단점이 있다.

또한, TiN, VN, NbN, BN등과 같은 다양한 석출물들을 결정립성장 억제제로 활용하고자 시도되었으나, 열적 불안정과 지나치게 높은 석출물 분해온도로 인하여 안정된 2차재결정을 형성 하는데 어려움이 있다.

본 발명은 AlN 또는 MnS 석출물을 결정립 성장 억제제로 사용하지 않고 단독으로 입계에 편석된 S, Sb, Sn, Bi, 혹은 FeS 중 에서 선택되는 적어도 어느 하나가 결정립성장 억제제로 작용하여 {110}<001>방위의 2차 재결정을 안정적으로 형성 시키고 2차 재결정이 완료된 강판내에 존재하는 Al계 석출물과 산화물량을 최소화함으로써 철손이 매우 낮은 방향성 전기강판을 저비용이면서 효율적으로 제조하는 기술을 제공하고자 한다.

본 발명에 의한 방향성 전기강판은, 중량%로, Si: 2.0∼4.5%, C: 0.001~0.10%, Al:0.010% 이하 (0%를 포함하지 않는다), Mn: 0.08% 이하 (0%를 포함하지 않는다), N:0.005% 이하 (0%를 포함하지 않는다), S: 0.001~0.03%, Sb: 0.001~0.10%, Sn: 0.001~0.10%, Bi: 0.001~0.10% 를 포함하며 잔부는 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어진다.

또한 상기 S, Sb, Sn, Bi 는 0.005 % ≤ [S] + [Sb] + [Sn] + [Bi] ≤ 0.15 % (단, 여기서 [S], [Sb], [Sn], [Bi]는 S, Sb, Sn, Bi의 wt%이다) 를 만족할 수 있다.

상기 전기강판은 입계에 편석된 S, Sb, Sn, Bi, 혹은 FeS 석출물 중 에서 선택되는 적어도 어느 하나가 결정립성장 억제제로 작용하여 2차 재결정 되어진 것일 수 있다.

상기 방향성 전기강판의 두께방향 단면에서의 Al 산화물의 밀도가 0.01 ~ 500개/mm² 일 수 있다.

상기 방향성 전기강판은 50Hz, 1.7테슬라의 교류 자장을 인가한 조건에서의 보자력 값이 30A/m이하일 수 있다.

본 발명에 의한 방향성 전기강판의 제조방법은, 중량%로, Si: 2.0∼4.5%, C: 0.001~0.10%, Al:0.010% 이하 (0%를 포함하지 않는다), Mn: 0.08% 이하 (0%를 포함하지 않는다), N:0.005% 이하 (0%를 포함하지 않는다), S: 0.001~0.03%, Sb: 0.001~0.10%, Sn: 0.001~0.10%, Bi: 0.001~0.10% 를 포함하며 잔부는 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 제공 하는 단계; 상기 슬라브를 재가열한 후 열간압연 하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간 압연 하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 탈탄소둔하는 단계; 및 상기 탈탄소둔이 끝난 강판에 소둔분리제를 도포하고 2차 재결정소둔을 실시하는 단계; 를 포함한다.

상기 S, Sb, Sn, Bi 는 0.005 % ≤ [S] + [Sb] + [Sn] + [Bi] ≤ 0.15 % (단, 여기서 [S], [Sb], [Sn], [Bi]는 S, Sb, Sn, Bi의 wt%이다) 를 만족 할 수 있다.

상기 열연강판을 제조 하는 단계 이후 열연판 소둔을 하는 단계를 더 포함하며, 상기 열연판 소둔은 900℃ 이상의 온도에서 실시할 수 있다.

상기 냉연 강판을 제조하는 단계는 1회의 냉간 압연 또는 중간소둔을 포함하는 2회 이상의 냉간압연을 실시 하며, 냉간 압연 중에 강판의 온도를 100℃ 이상으로 유지하는 온간압연을 실시 할 수 있다.

또한, 탈탄소둔은 750℃ 이상의 온도에서 30초 이상 유지하여 강판의 탄소함량을 0.003% 이하로 감소 시키도록 하며, 탈탄소둔과 더불어 변형된 냉간압연 재결정립의 크기는 5㎛이상 일 수 있다.

또한, 2차 재결정소둔 단계는 승온 과정과 순화소둔 과정을 포함하며, 소둔분위기는 승온과정에 있어서 수소와 질소의 혼합가스를 사용하여 열처리 하고, 순화소둔에서는 수소가스를 사용하여 1000~1200℃의 온도에서 10시간, 바람직하게는 1시간 이내로 처리 할 수 있다.

상기 2차 재결정 소둔이 완료된 방향성 전기강판의 두께방향 단면에서의 Al 산화물의 밀도가 0.01 ~ 500개/mm² 일 수 있다.

상기 S, Sb, Sn, Bi, 혹은 FeS 중 에서 선택되는 적어도 어느 하나가 결정립성장 억제제로 작용하여 2차 재결정 되어진 것일 수 있다.

본 발명에 따르면, 제강단계에서 Al계 산화물 혹은 석출물을 형성하는 Al 및 N, 그리고 MnS 석출물을 형성하는 Mn의 함량을 최소화 하게 되므로 제조 비용이 절감된다.

또한, 2차재결정 형성을 위해서 필요한 결정립성장 억제제로서 Sn, Sb, Bi, S의 입계편석과 FeS 석출물에 의하여 1차재결정립의 성장을 강력히 억제하여 안정적으로 2차재결정을 일으키고 2차재결정된 강판에 Al계 석출물과 산화물들의 양을 감소시켜 자구이동의 방해인자를 최소화함으로써 극히 낮은 철손 특성을 갖는 방향성 전기강판을 제조하는 것이 가능하다.

또한, 입계에 편석된 S, Sb, Sn, Bi, 혹은 FeS 석출물을 이용하였을 때 2차재결정 완료된 전기강판 내에 Al함유 석출물과 산화물의 발생빈도가 AlN계 석출물을 사용한 성분계를 이용한 경우의 Al함유 석출물과 산화물 및 개재물의 발생빈도보다 현격히 줄어 AlN계 석출물을 결정립성장 억제제로 이용하는 경우에 비하여 우수한 철손 특성이 확보 된다.

또한, AlN 및 MnS같은 석출물을 제거하기 위한 고온의 순화 소둔이 필요없게 되므로 제조비용이 절감 된다.

또한, FeS는 융점이 1194℃로 매우 낮아서, {110}<001> 2차재결정 개시온도를 1000℃ 이하로 낮추는 것이 가능하며, 1200℃의 온도로 순화소둔시 FeS의 분해 및 S의 배출이 매우 용이하게 이루어지게 된다.

또한 Sn, Sb, Bi의 경우 1000℃ 이상의 고온에서 입계에 편석하기 보다는 표면근처로 확산하여 표면 산화층을 안정화시키고, 산화층이 강판내부로 내려오는 것을 방지함으로써 깊은 산화층형성에 의한 자구이동억제로 자기특성이 열화되는 현상을 완화시켜준다. 따라서 Sn, Sb, Bi가 최종제품에서 일정부분 강판표면에 존재하여 자기특성이 우수하다.

본 발명에 따른 방향성 전기강판은, 중량%로, Si: 2.0∼4.5%, C: 0.001~0.10%, Al:0.010% 이하 (0%를 포함하지 않는다), Mn: 0.08% 이하 (0%를 포함하지 않는다), N:0.005% 이하 (0%를 포함하지 않는다), S: 0.001~0.03%, Sb: 0.001~0.10%, Sn: 0.001~0.10%, Bi: 0.001~0.10% 를 포함하며 잔부는 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지며, 상기 S, Sb, Sn, Bi 는

0.005 % ≤ [S] + [Sb] + [Sn] + [Bi] ≤ 0.15 % (단, 여기서 [S], [Sb], [Sn], [Bi]는 S, Sb, Sn, Bi의 wt%이다)

를 만족한다.

또한, 상기 전기강판은 입계에 편석된 S, Sb, Sn, Bi, 또는 FeS 중 에서 선택되는 적어도 어느 하나가 결정립성장 억제제로 작용하여 2차 재결정 되어진다.

또한, 상기 방향성 전기강판의 두께방향 단면에서의 Al 산화물의 밀도가 0.01 ~ 500개/mm² 일 수 있다.

또한, 상기 방향성 전기강판은 50Hz, 1.7테슬라의 교류 자장을 인가한 조건에서의 보자력 값이 30A/m이하 일 수 있다.

이하, 본 발명의 성분을 한정한 이유를 설명한다.

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 상변태구간이 존재하여 2차재결정이 불안정해지며, 4.5%을 초과하여 과잉 함유시에는 강의 취성이 커져 냉간압연이 극히 어려워지고, 오스테나이트 분율을 40%이상 함유하기 위한 C의 함량이 크게 늘어나며, 또한 2차재결정형성이 불안정해진다. 그러므로 Si은 2.0~4.5%로 한정하는 것이 바람직하다.

Al은 강중에 질소와 결합하여 AlN 석출물을 형성하므로, 본 발명에서는 Al함량을 적극 억제하여 Al계 질화물이나 산화물 형성을 피한다. 산가용성 Al의 함량이 0.010%를 초과하면 AlN 및 Al₂O₃형성이 촉진되어, 이를 제거하기 위한 순화소둔시간이 증가하게 되며, 미처 제거되지 않은 AlN 석출물과 Al₂O₃와 같은 개재물들은 최종제품에 잔류하여 보자력을 증가시켜서 철손을 증가시키게 되므로 본 발명에서 Al을 첨가되지 않는 것이 바람직하나, 제강공정에서 불가피하게 첨가되는 양을 고려하여 산가용성 Al의 함량을 0.010% 이하로 한정한다.

Al함량이 0.01%을 초과하게 되면 Al계 개재물 및 석출물의 개수가 500개/mm²이상 증가하게 되었으며, 강판의 철손도 증가한다. 따라서, Al계 개재물과 석출물의 개수를 500개/mm²이하로 줄이기 위해서는 Al함량을 0.01%이하로 한다.

Al계 개재물과 석출물 개수는 가급적 적은 것이 최종제품의 철손에 긍정적인 효과를 주고 있으며, 가능한 공정제어를 통하여 Al계 개재물 및 석출물의 개수는 0.01~500개/mm²이하로 관리하는 것이 바람직하다.

Mn은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과가 있어 종래기술에서 Mn 첨가의 목적은 강중에서 S와 반응하여 MnS 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제하는 것이었다.

그러나 본 발명에서는 MnS 석출물을 결정립성장 억제제로 사용하지 않기 때문에 Mn의 함량을 적극적으로 억제한다. Mn은 첨가되지 않는 것이 바람직하나, 제강공정에서 불가피하게 첨가되는 양을 고려하여 0.08%이하로, 보다 바람직하게는 0.05% 이하로 한정한다.

Mn이 0.08%를 초과하여 첨가되면 MnS가 조대하게 석출되므로 S가 단독으로 입계에 편석되는 효과가 떨어지며 FeS의 석출도 어려워진다.

또한 이후 순화소둔 공정에서 MnS분해에 많은 시간이 소요되고 최종제품에 석출물로서 잔류하여 철손을 상승시키는 원인이 될 수 있다.

N은 Al과 반응하여 AlN과 Si₃N₄석출물을 형성하는 원소로서 산가용성 Al함량을 적극 억제함으로서 AlN의 형성은 적극 억제된다. 다만, N의 함량이 많은 경우 강 중에 불가피하게 존재하는 Al과 반응하여 AlN을 형성하거나, 단독으로 입계에 편석하게 되어 S의 입계편석에 영향을 미치게 되므로 N의 함량은 0.005%이하로 관리하는 것이 바람직하다.

C는 오스테나이트 안정화 원소로서, 900℃ 이상의 온도에서 상변태를 일으켜 연주과정에 발생하는 조대한 주상정 조직을 미세화하는 효과와 더불어 S의 슬라브 중심편석을 억제한다. 또한 냉간압연 중에 강판의 가공경화를 촉진하여 강판내에 {110}<001>방위의 2차재결정 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 첨가량은 0.001~0.10%가 바람직하다.

S는 MnS를 형성하는 원소로서 입계에 단독으로 편석하거나, FeS 석출물을 형성하여 고스(Goss) 방위의 2차재결정을 일으키는데 중요한 원소이다.

S가 단독으로 입계에 편석하거나 FeS를 형성하기 위하여 필요한 함량으로써 0.001~0.03%로 첨가되는 것이 바람직하다.

만약 S가 0.001%미만으로 첨가되면 S 단독의 입계 편석이나 FeS 석출물에 의한 결정립 성장 억제 효과가 부족하며, S가 0.03%를 초과하여 첨가하게 되면 열간압연 단계에서 적열취성에 의한 엣지-크랙(edge-crack)의 발생으로 열간압연 작업이 어렵게 되는 가능성이 증가한다.

또한, 제강 공정 중 불가피하게 Mn이 혼입되어 함유되어 있는 경우, S가 Mn과 반응하여 MnS를 형성하게 된다. Mn과 반응하지 않고 단독으로 존재하는 S의 함량은 0.001% 이상이 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 또한 Mn과 반응하지 않고 단독으로 존재하는 S가 0.001% 이상이 되게 하기 위하여 제강 공정에서 S는 0.002%이상으로 첨가시키는 것이 바람직하다.

Sn은 S와 같이 대표적인 입계 편석원소로서 본 발명에서 S와 함께 결정립의 성장을 억제하는 대표적인 성분이며, 1차 재결정조직의 집합조직을 개선하여 {110}<001> 방위의 2차재결정 핵이 잘 성장할 수 있는 1차재결정 미세조직을 만들어 준다. Sn의 첨가량이 0.001%보다 적으면 입계편석이 적게 일어나 첨가효과가 뚜렷하지 않고, 0.10%를 초과하여 첨가되면 입계에 편석이 심하게 일어나 냉간압연 공정에서 판파단이 발생할 가능성이 커지므로 첨가량은 0.001~0.10% 범위가 바람직하다.

S는 최종소둔 공정에서 2차 재결정을 형성하고 난 후에, 통상적인 1200℃의 장시간 소둔중에 H₂ 분위기 가스와 반응하여 H₂S 가스로 강판에서 제거되고, 일부 량이 잔류하게 된다. 이렇게 잔류하는 S는 입계에 존재하게 되며, 전기강판의 자기특성에 나쁜 영향을 미치지는 않는다. 강판에 잔류하는 S는 0.0005%이상인 것이 바람직하다.

Sb는 Sn과 같이 입계 편석원소로서 본 발명에서 S와 함께 결정립의 성장을 억제하는 성분이며, 1차재결정조직의 집합조직을 개선하여 {110}<001> 방위의 2차재결정 핵이 잘 성장할 수 있는 1차재결정 미세조직을 만들어 준다. Sb의 첨가량이 0.001%보다 적으면 입계편석이 적게 일어나 첨가효과가 뚜렷하지 않고, 0.10%를 초과하여 첨가되면 입계에 편석이 심하게 일어나 냉간압연 공정에서 판파단이 발생할 가능성이 커지므로 첨가량은 0.001~0.10% 범위가 바람직하다.

Bi는 상기 Sn, Sb와 같이 입계 편석원소로서 본 발명에서 S와 함께 결정립의 성장을 억제하는 성분이며, 1차재결정조직의 집합조직을 개선하여 {110}<001> 방위의 2차재결정 핵이 잘 성장할 수 있는 1차재결정 미세조직을 만들어 준다. Bi의 첨가량이 0.001%보다 적으면 입계편석이 적게 일어나 첨가효과가 뚜렷하지 않고, 0.10%를 초과하여 첨가되면 입계에 편석이 심하게 일어나 냉간압연 공정에서 판파단이 발생할 가능성이 커지므로 첨가량은 0.001~0.10% 범위가 바람직하다.

이상 설명한 S, Sb, Sn 그리고 Bi의 입계편석 원소들은 전체 함유량의 총 합은 0.005 ~ 0.15%가 바람직하다.

입계편석 원소들의 총합이 0.005% 이하일 경우 결정립 성장을 억제하는 효과가 미약하고 0.15% 이상일 경우에는 입계 편석이 심하여 냉간압연시 판파단이 발생할 수 있다.

P는 Sn, Sb, Bi와 같은 편석원소로서 일정량 첨가하면 결정립을 미세화하는 효과가 있지만, 본 발명의 합금원소인 Sn, Sb, Bi, S의 억제력만큼 크지는 않다. 그러나, P 합금 원소를 완전히 배제하기 보다는 불가피하게 들어갈 수 있는 0.001%이상으로 첨가하게 되면 결정립을 균일하게 미세화하는 효과는 있다. 그러나, 0.1%이상 첨가하게 되면 강판의 취성을 증가시켜 냉간압연시 판파단의 원인이 되기도 하므로 적정 첨가량은 0.0010 ~ 0.1%가 바람직하다.

상기한 합금원소 외에, S, Sn, Sb와 Bi의 입계 편석이나 FeS 석출물의 결정립성장 억제효과를 저해하지 않는 한 다른 합금원소들 즉, B, V, Nb등이 첨가 될 수 있으며, 상기 첨가되는 B, V, Nb등은 각각 0.005%이하인 것이 바람직하다.

이하, 본 발명에 따른 방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

중량%로, Si: 2.0∼4.5%, C: 0.001~0.10%, Al:0.010% 이하 (0%를 포함하지 않는다), Mn: 0.08% 이하 (0%를 포함하지 않는다), N:0.005% 이하 (0%를 포함하지 않는다), S: 0.001~0.03%, Sb: 0.001~0.10%, Sn: 0.001~0.10%, Bi: 0.001~0.10% 를 포함하며 잔부는 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지며, 상기 S, Sb, Sn, Bi 는

를 만족하는 슬라브를 제공 한다.

상기 슬라브에는 S, Sn, Sb와 Bi의 입계 편석이나 FeS 석출물의 결정립성장 억제효과를 저해하지 않는 한 다른 합금원소들 즉, B, V, Nb등이 첨가 될 수 있으며, 상기 첨가되는 B, V, Nb 등은 각각 0.005%이하인 것이 바람직하다.

상기 슬라브를 1050~1280℃의 온도로 가열한 후 열간압연 하여 열연강판을 제조한다. 열연강판 제조 시 최종 냉간압연단계에서 50~95%의 압연율을 적용하여 최종 제품두께로 제조할 수 있도록 열간압연에 의하여 1.0~4.0mm 두께의 열연판으로 제조할 수 있다.

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 혹은 텐덤(Tandom) 압연기를 이용하여 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 포함하는 2회 이상의 냉간압연으로 하여 최종제품 두께의 냉연판이 제조되도록 실시한다. 냉간압연중에 강판의 온도를 100℃ 이상으로 유지하는 온간압연을 실시하는 것은 자성을 향상시키는데 유리하다.

냉간압연이 끝난 후에는 탈탄 및 재결정 소둔을 실시한다. 탈탄 및 재결정소둔은 탈탄이 잘 일어나도록 750℃ 이상의 온도에서 30초 이상 유지하여 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 재결정립의 크기는 5㎛이상 성장할 수 있도록 탈탄소둔 온도과 균열시간을 조정할 수 있다.

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

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

<실시예 1>

C: 0.05%, Si: 3.2%, Mn: 0.03%, Al: 0.003%, N: 0.003%의 함량을 기본 조성으로 하면서 S, Sn, Sb, Bi의 함량을 각기 다르게 첨가한 성분계의 잉곳들을 진공용해 하였다.

이어서 잉곳을 1250℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm가 되도록 열간압연하였다. 열간압연된 열연판은 950℃의 온도로 가열한 후 180초간 균열하여 열연판 소둔을 실시하였다.

열연판 소둔된 강판을 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 5시간동안 유지한 후 노냉하였다.

본 발명의 주요성분인 S, Sn, Sb, Bi함량의 변화에 따른 방향성 전기강판의 자기특성을 측정하여 하기의 표 1에 나타내었다.

S(%)	Sn(%)	Sb(%)	Bi(%)	[S]+[Sb]+ [Sn]+[Bi](%)	자속밀도 (B₁₀, Tesla)	철손 (W_17/50,W/kg)	구 분
0.0008	0.0009	0.0005	0.0005	0.0027	1.725	1.68	비교재1
0.0050	0.0500	0.0010	0.0035	0.0595	1.931	0.95	발명재1
0.0100	0.0050	0.0045	0.0029	0.0224	1.923	0.93	발명재2
0.0200	0.0045	0.0050	0.0044	0.0339	1.935	0.94	발명재3
0.0300	0.0150	0.0052	0.0038	0.0540	1.922	0.92	발명재4
0.0350	0.0410	0.0100	0.0380	0.1240	1.815	1.39	비교재2
0.0150	0.1120	0.0380	0.0250	0.1900	1.746	1.72	비교재3
0.0250	0.0450	0.1080	0.0033	0.1813	1.795	1.85	비교재4
0.0150	0.0400	0.0330	0.1010	0.1890	1.644	1.92	비교재5
0.0250	0.0380	0.0580	0.0055	0.1265	1.937	0.91	발명재5
0.0150	0.0736	0.0263	0.0172	0.1321	1.928	0.95	발명재6
0.0250	0.0077	0.0550	0.0060	0.0937	1.946	0.95	발명재7
0.0150	0.0065	0.0081	0.0490	0.0786	1.955	0.91	발명재8

표 1에서 확인할 수 있는 바와 같이, S, Sn, Sb, Bi의 총함량을 본 발명의 범위인 0.005~0.15%로 제어한 발명재1부터 발명재8까지는 자속밀도와 철손이 모두 우수하다.

비교재1은 낮은 S, Sn, Sb와 Bi 함량으로 인해 입계편석과 FeS 석출물에 의한 결정립성장 억제효과를 얻지 못하여 자성이 열위하였다. 비교재2, 3, 4그리고 5는 S, Sn, Sb와 Bi 각각의 함량을 기준을 초과하였거나 혹은 첨가된 편석원소의 총량이 0.005~0.15%를 초과함에 따라 1차재결정 및 압연제어가 곤란하여 2차재결정 형성이 불안정하여 자속밀도 및 철손이 열위하였다.

<실시예 2>

중량%로 C: 0.045%, Si: 3.15%,Mn: 0.020%, S: 0.020%, Sn: 0.05%, Sb: 0.03%, Bi: 0.015%를 기본 조성으로 하하여 표 2에 나타낸 것과 같이 Al과 N의 함량을 변화시킨 성분계를 진공용해하여 잉곳을 제조하였다.

이어서 잉곳을 1200℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm가 되도록 열간압연하였다. 열간압연된 열연판은 1100℃의 온도로 가열한 다음 900℃의 온도에서 120초간 균열하여 열연판 소둔하였다.

그 다음 열연판 소둔된 강판을 냉각시킨 후 산세하고, 냉간압연하여 두께 0.23mm의 냉연판으로 제조하였다. 냉간압연된 강판은 습한 수소와 질소의 혼합가스 분위기 속에서 850℃의 온도로 180초간 유지하여 탈탄 및 재결정 열처리하였다.

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

각각 제조된 방향성 전기강판에 대하여 Al계 산화물밀도, 보자력 및 자기특성을 측정하여 하기의 표 2에 나타내었다. Al계 산화물 밀도는 강판 두께방향 단면을 관찰하고 단위 제곱미터당 Al계 산화물의 갯수를 구하여 산출하였다.

보자력은 강판이 1.7테슬라(Tesla), 50Hz의 교류자장 조건하에서 강판의 자속밀도 값이 0(zero)이 되도록 만드는 인가자장(A/m)을 측정하여 구하였다.

Al(%)	N(%)	Al계산화물밀도 (1/mm²)	보자력 (A/m)	자속밀도 (B₁₀, Tesla)	철손 (W_17/50, W/kg)	구 분
0.0010	0.0015	0.05	8.4	1.954	0.89	발명재9
0.0022	0.0025	1.5	12.5	1.939	0.90	발명재10
0.0045	0.0033	19	20.1	1.942	0.91	발명재11
0.0052	0.0028	152	25.4	1.912	0.95	발명재12
0.0037	0.0021	93	18.4	1.935	0.90	발명재13
0.0028	0.0025	252	23.6	1.918	0.93	발명재14
0.0110	0.0072	655	31.0	1.902	1.09	비교재6
0.0170	0.0080	981	35.4	1.898	1.07	비교재7
0.0210	0.0075	1236	39.1	1.896	1.10	비교재8

표 2에 나타낸 바와 같이, Al이 0.01%이하로 억제되고, N가 0.005%이하로 억제된 발명재9 내지 발명재14는 Al계 산화물의 밀도가 500(개/mm²)이하로 낮고, 보자력이 30A/m이하의 낮은 값을 가지며, 자성이 우수하다.

이에 반해, 산가용성 Al의 함량이 0.01%를 초과하고 N 함량이 0.005%를 초과하는 비교재6 내지 비교재8은 Al계 산화물의 밀도가 500(개/mm²)보다 많았으며, 자성이 열위하였다.

산가용성 Al 함량이 0.01%를 초과하게 되면 2차재결정 소둔 후의 최종제품에서 Al계 산화물들이 강판내에 잔류하게 되어 교류자장하에서 자벽의 이동을 방해하고 고착시키며, 이러한 경우 반대방향으로의 자장변화시 자벽을 이동시키기 위해서는 산화물들에 의해서 고착된 자벽을 산화물들의 방해를 극복하고 움직이는데 더욱 많은 힘이 들어가게 된다.

이러한 힘은 보자력이라고 표현되며, 보자력이 크다는 것은 결국 교류자장 하에서 자벽을 이동시키는데에 더욱 많은 힘이 든다는 의미가 되며, 이로 인해 철손이 증가하게 되는 것이다.

표 2에 나타낸 결과로부터, Al계 산화물 밀도가 낮은 발명재9 내지 발명재14는 보자력이 30(A/m)이하의 낮은 값을 가지나, 비교재6내지 비교재8은 산화물 밀도가 500개/mm²를 초과하게 되어 보자력이 30(A/m)보다 커지게 되고 이로 인해 철손도 크게 증가하는 것을 확인할 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: 0.001~0.10%, Al:0.010% 미만 (0%를 포함하지 않는다), Mn: 0.08% 이하 (0%를 포함하지 않는다), N:0.005% 미만 (0%를 포함하지 않는다), S: 0.03% 이하 (0%를 포함하지 않는다), Sb: 0.001~0.10%, Sn: 0.001~0.10%, Bi: 0.001~0.10% 를 포함하며 잔부는 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판.
제 1 항에 있어서,
상기 전기강판은 입계에 편석된 S, Sb, Sn, Bi, 혹은 FeS 석출물 중 에서 선택되는 적어도 어느 하나가 결정립성장 억제제로 작용하여 결정립계에 편석된 방향성 전기강판.
제 2 항에 있어서,
상기 S, Sb, Sn, Bi 는
0.005 % ≤ [S] + [Sb] + [Sn] + [Bi] ≤ 0.15 % (단, 여기서 [S], [Sb], [Sn], [Bi]는 S, Sb, Sn, Bi의 wt%이다)
를 만족하는 방향성 전기강판
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 방향성 전기강판의 두께방향 단면에서의 Al 산화물의 밀도가 0.01 ~ 500개/mm² 인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.
제 4 항에 있어서,
상기 방향성 전기강판은 50Hz, 1.7테슬라의 교류 자장을 인가한 조건에서의 보자력 값이 30A/m이하인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.
제 5 항에 있어서,
상기 방향성 전기강판에는 B, V, Nb를 더 포함하며, 상기 B, V, Nb 는 각각 0.005%이하인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.
중량%로, Si: 2.0∼4.5%, C: 0.001~0.10%, Al:0.010% 미만 (0%를 포함하지 않는다), Mn: 0.08% 이하 (0%를 포함하지 않는다), N:0.005% 미만 (0%를 포함하지 않는다), S: 0.03% 이하 (0%를 포함하지 않는다), Sb: 0.001~0.10%, Sn: 0.001~0.10%, Bi: 0.001~0.10% 를 포함하며 잔부는 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 제공 하는 단계;
상기 슬라브를 재가열한 후 열간압연 하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 냉간 압연 하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 탈탄소둔하는 단계; 및
상기 탈탄소둔이 끝난 강판에 소둔분리제를 도포하고 2차 재결정소둔을 실시하는 단계;
를 포함하는 방향성 전기강판의 제조방법.
제 7 항에 있어서,
상기 S, Sb, Sn, Bi 는
0.005 % ≤ [S] + [Sb] + [Sn] + [Bi] ≤ 0.15 %
(단, 여기서 [S], [Sb], [Sn], [Bi]는 S, Sb, Sn, Bi의 wt%이다)
를 만족하는 방향성 전기강판의 제조방법.
제 8 항에 있어서,
상기 S 는 0.002~0.03% 인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.
제 8 항에 있어서,
상기 열연강판을 제조 하는 단계 이후 열연판 소둔을 하는 단계를 더 포함하며, 상기 열연판 소둔은 900℃ 이상의 온도에서 실시하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.
제 9 항에 있어서,
상기 냉연 강판을 제조하는 단계는 1회의 냉간 압연 또는 중간소둔을 포함하는 2회 이상의 냉간압연을 실시 하며, 냉간 압연 중에 강판의 온도를 100℃ 이상으로 유지하는 온간압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.
제 10 항에 있어서,
탈탄소둔은 750℃ 이상의 온도에서 30초 이상 유지하여 강판의 탄소함량을 0.003% 이하로 감소 시키도록 하며, 탈탄소둔과 더불어 변형된 냉간압연 재결정립의 크기는 5㎛이상 인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.
제 7 항에 있어서,
2차 재결정소둔 단계는 승온 과정과 순화소둔 과정을 포함하며,
소둔분위기는 승온과정에 있어서 수소와 질소의 혼합가스를 사용하여 열처리 하고, 순화소둔에서는 수소가스를 사용하여 1000~1200℃의 온도에서 10시간 이내로 균열처리하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.
제 12 항에 있어서,
상기 순화소둔에 있어서 균열처리는 1시간 이내로 하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.
제 13 항에 있어서,
상기 슬라브는 B, V, Nb를 더 포함하며, 상기 B, V, Nb 는 각각 0.005%이하인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.
제 7 항 내지 14 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 2차 재결정 소둔이 완료된 방향성 전기강판의 두께방향 단면에서의 Al 산화물의 밀도가 0.01 ~ 500개/mm² 인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.
제 7 항 내지 14 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 2차 재결정 소둔이 완료된 방향성 전기강판은 S, Sb, Sn, Bi, 혹은 FeS 중 에서 선택되는 적어도 어느 하나가 결정립성장 억제제로 작용하여 결정립계에 편석된 방향성 전기강판의 제조방법.
중량%로, Si: 2.0∼4.5%, C: 0.001~0.10%, Al:0.010% 미만 (0%를 포함하지 않는다), Mn: 0.08% 이하 (0%를 포함하지 않는다), N:0.005% 미만 (0%를 포함하지 않는다), S: 0.03% 이하 (0%를 포함하지 않는다), Sb: 0.001~0.10%, Sn: 0.001~0.10%, Bi: 0.001~0.10% 를 포함하며 잔부는 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 가열하고, 상기 가열된 슬라브를 열간 압연한 다음, 냉간압연하여 냉연강판을 제조한 후, 탈탄소둔을 하고, 2차 재결정소둔을 실시하며, 상기 2차 재결정 소둔 중 H₂가스와 반응한 이후 잔류하는 S는 S: 0.0005~0.03% 인 방향성 전기강판.