KR20170142932A - 자성 특성이 우수한 ｛110｝〈001〉 방향성 전기강판의 제조방법 - Google Patents

자성 특성이 우수한 ｛110｝〈001〉 방향성 전기강판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 자성 특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로, 상기의 제조 방법에 의해 제조된 방향성 전기강판은 2.0 내지 4.0 중량%의 Si, 0.05 내지 0.2 중량%의 Mn, 0.001 중량% 이하의 S, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하며, 최종 압하율, 예비 소둔 및 최종 소둔시 가열 속도를 조절하여, 최종 소둔 후 {110} 결정입자의 방향이 {110}<001> 고스 방위로부터 6.5°이내로 벗어난 범위를 나타내는 {110}<001> 집합조직이 형성된 자성이 우수한 방향성 전기강판에 관한 것이다.

Description

자성 특성이 우수한 ｛110｝〈001〉 방향성 전기강판의 제조방법{PRODUCTION METHOD FOR ｛110｝〈001〉 ORIENTED ELECTRICAL STEELS WITH HIGH MAGNETIC PROPERTIES}
본 발명은 자성 특성이 우수한 {110}<001> 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로 C가 포함되지 않고, AlN이 첨가되지 않아, 탈탄 과정 및 침질 과정이 필요 없는 고배향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.
방향성 전기강판은 강판 면이 {110} 결정면에 평행하고 그 면에 포함된 <001> 결정축이 압연방향에 평행한 {110}<001> 고스 집합조직 (Goss texture)으로 구성되어 압연방향으로 자기특성이 우수한 연자성 재료이다. 이러한 {110}<001> 집합조직을 얻기 위해서는 여러 제조공정의 조합에 의해서 가능하며, 일반적으로 성분, 슬라브의 가열 및 열간 압연 온도, 열간 압연판 소둔 여부, 탈탄 소둔 온도 및 시간, 가열속도 및 열처리 분위기로 구성되는 최종소둔 조건 등이 엄밀하게 제어되어야 한다.
이러한 방향성 전기강판 제조공정에 대한 기존 개념은 탈탄 공정시의 1차 재결정 공정과 최종소둔 공정인 2차 재결정 공정으로 구성된다. 구체적으로는 탈탄 공정시 {110}, {100} 및 {111}면 결정립들의 성장을 억제시키고, 성장이 억제된 결정립들 중에서 {110}<001> 방위의 결정립들을 선택적으로 성장시켜 얻어진 2차 재결정 조직에 의해 우수한 자기특성을 나타내도록 하는 것이다.
결정립 성장 억제재로는 인위적으로 형성시켜 준 미세한 석출물들을 이용하고 있으며, 최종소둔 공정에서 2차 재결정이 일어나기 직전까지 모든 1차 재결정립들의 성장을 억제하기 위해서는 이러한 충분한 양과 적정한 크기의 석출 물들이 균일하게 분포되어야 하고, 2차 재결정이 일어나기 직전의 고온까지는 열적으로 안정해서 쉽게 분해되지 않아야 한다. 최종소둔 과정에서 {110}<001> 결정립들에 의한 2차 재결정이 일어나기 시작하는 것은 이러한 억제재들이 온도가 높아지면서 성장하거나 분해되면서 1차 재결정립의 성장을 억제하는 기능이 없어지게 되어 생기는 현상으로, 이때 비교적 단 시간에 입자성장이 일어나게 된다.
위에서 언급한 억제재로는 MnS, AlN, MnSe 등이 있다. 이들 중에서 MnS 만을 억제재로 이용하여 전기강판을 제조하는 대표적인 공지기술로는 일본특허공보 소30-3651호에 제시되어 있으며, 그 제조방법은 중간 소둔을 포함한 2단 냉간 압연으로 안정적인 2차 재결정조직을 얻는 것이다. 그러나 기존 MnS 만을 억제재로 이용하는 방법은 C이 포함되어 있어, 약 830℃근처에서의 탈탄 공정이 필수적으로 요구되며, B10(T)이 약 1.87 테슬라(Tesla)로서 2.03의 이론치에 비해 열악한 자성 특성을 나타낸다. 방향성 전기강판에서는 자속밀도가 높은 것이 요구되는데, 이는 자속 밀도가 높은 제품을 철심으로 사용하면 전기기기의 소형화가 가능하기 때문이며, 이러한 이유로 자속밀도를 높이려는 노력이 끊임없이 행해지고 있다.
한편, MnS와 AlN을 동시에 억제재로 이용하여 자성 특성을 획기적으로 향상시킨 방향성 전기강판(Hi-B급)을 제조하는 방법이 있는데, 대표적인 공지기술로는 일본특허공보 소40-15644호에 제시된 것이 있다. 이 방법으로 제조된 강판은 일본특허공보 소30-3651호에 의해 제조된 강판과 비교하여 향상된 테슬라 수치를 나타냈다. 이 방법에서는 80% 이상의 높은 압연율로 1단 냉간 압연하여 자속밀도가 높은 제품을 얻고 있다. 구체적으로 이 방법은 고온슬라브 가열, 열간 압연, 열간 압연판 소둔, 냉간 압연, C포함에 따른 탈탄 소둔, 최종 소둔의 일련의 공정으로 이루어진다. 이때 앞서 언급한 것처럼 최종 소둔은 코일로 감긴 상태에서 2차 재결정을 일으켜 {110}<001> 방위의 집합조직을 발달시키는 공정을 말한다. 이러한 최종소둔 공정은 어떤 억제재를 사용하든지 소둔 전에 MgO를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 강판의 표면에 도포하여 강판끼리 붙는 것을 방지함과 동시에 탈탄 소둔시 강판표면에 형성된 산화물 층과 소둔 분리제가 반응하여 유리질 피막을 형성하도록 하여 강판에 절연성을 부여하도록 하고 있다. 이러한 공정은 최종 소둔 후 자성특성에 불리한 AlN을 제거하는데 상당한 시간이 걸리고, 완전히 제거되지 못한 AlN은 자성특성에 좋지 않은 영향을 끼친다.
또 다른 방법으로는 MnSe와 Sb를 억제재로 이용하여 방향성 전기강판을 제조하는 것이 있는데, 대표적인 공지기술은 일본특허공보 소51-13469호에 기재되어 있다. 그 제조방법은 고온 슬라브 가열, 열간 압연, 열간 압연판 소둔, 1차 냉간 압연, 중간소둔, 2차 냉간 압연, 탈탄 소둔, 최종 소둔의 공정으로 이루어진다. 이 방법은, 고가인 Sb나 Se를 억제재로 사용하기 때문에 제조원가가 높아지고, 이들 원소가 유독성이 있어 작업성이 나쁘다는 문제점이 있다. 이들 모든 제조공정들은 부가적으로 열처리 이력이 복잡하여 공정제어가 까다롭다는 단점이 있다.
위에서 설명한 제조방법들에 포함된 탈탄 공정 온도가 매우 중요하다. 탈탄 온도가 약 830℃를 초과하게 되면 탈탄 과정 중에 표면에 알미늄산화막이 형성되어 최종 소둔 공정에서 유리질 피막의 형성이 어려워 져서 최종 자성 특성이 열악해 진다. 또한, 800℃이하에서 탈탄하는 경우 탈탄시간 장시간에 따른 생산비용이 증가한다. 즉, 기존 제조방법에 있어서의 탈탄 온도 범위는 830℃근처의 상당히 좁은 단점이 있다.
따라서, 도 1의 기존 생산방법에서의 열처리 이력과 달리, 열처리 이력이 복잡하지 않아 제조 공정의 제어가 용이하고, 탈탄 공정이 포함되어 있지 않아 제조 공정이 단순하며, 억제재의 사용을 최소화하는, 우수한 자성 특성을 가지는 방향성 전기강판의 개발이 필요하다.
본 발명은 자성 특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명은 억제재로 AlN을 이용하지 않아, AlN으로 인한 영향을 받지 않는 자성 특성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은 탈탄 공정과 같은 추가적인 비용 상승을 발생하는 공정 단계를 필요로 하지 않아, 단순한 제조 공정으로 제어가 용이하기 때문에, 기존의 MnS만을 억제재로 사용한 방향성 전기강판을 제조한 선행기술과 비교하여, 별도의 탈탄 공정을 포함하지 않아도, 최종 압하율이 높아, 우수한 자성 특성을 나타내는 방향성 전기강판 및 이의 제조 방법을 제공하는 것을 다른 목적으로 한다.
본 발명의 다른 목적 및 이점은 하기의 발명의 상세한 설명 및 청구범위에 의해 보다 명확하게 된다.
본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다.
또한, 본 명세서에서 사용된 바와 같이, 용어 "및/또는"은 해당 열거된 항목 중 어느 하나 및 하나 이상의 모든 조합을 포함한다.
본 명세서에서 사용된 용어는 특정 실시예를 설명하기 위하여 사용되며, 본 발명을 제한하기 위한 것이 아니다. 본 명세서에서 사용된 바와 같이, 단수 형태는 문맥상 다른 경우를 분명히 지적하는 것이 아니라면, 복수의 형태를 포함할 수 있다. 또한, 본 명세서에서 사용되는 경우 "포함한다(comprise)" 및/또는 "포함하는(comprising)"은 언급한 형상들, 숫자, 단계, 동작, 부재, 요소 및/또는 이들 그룹의 존재를 특정하는 것이며, 하나 이상의 다른 형상, 숫자, 동작, 부재, 요소 및/또는 그룹들의 존재 또는 부가를 배제하는 것이 아니다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명은 ⅰ) 2.0 내지 4.0 중량%의 Si, 0.05 내지 0.2 중량%의 Mn, 0.012 내지 0.02 중량%의 S, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 이루어진 슬라브를 준비하는 단계; ⅱ) 상기 강재를 1300℃이하의 온도로 재가열한 이후, 열간압연하는 단계; ⅲ) 상기 ⅱ)의 열간 압연하는 단계 이후, 1000 내지 1250℃로 가열 후 냉각하는 열연판 소둔하는 단계; ⅳ) 상기 ⅲ) 단계의 열연판 소둔 단계 이후, 산세 공정하는 단계; ⅴ) 상기 ⅳ) 단계의 산세 공정 이후, 냉간 압연하는 단계; ⅵ) 상기 ⅴ) 단계의 냉간 압연 단계 이후, 750 내지 950℃에서 예비 소둔하는 단계; 및 ⅶ) 상기 ⅵ) 단계의 예비 소둔 단계 이후, 최종 소둔하는 단계를 포함하는 {110}<001> 방향성 전기 강판의 제조 방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 상기 방향성 전기 강판의 제조 방법은 전 공정 과정에서 C 및 Al 제거 공정을 포함하지 않을 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 상기 ⅰ) 단계의 슬라브는 C 및 Al을 불순물로 관리하고, C는 30ppm 이하이며, Al은 50ppm 이하일 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 상기 ⅴ) 냉간 압연 공정 이후의 강판은 0.012 내지 0.02 중량%의 S를 포함하며, 상기 ⅶ) 최종 소둔 공정을 거쳐 제조한 방향성 전기 강판은 0.001 중량% 이하의 S를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 상기 ⅴ) 단계는 75 내지 90%의 최종 압하율로 냉간압연 할 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 상기 ⅵ) 단계는 N2 및 H2가 1:1 내지 1:3의 범위로 혼합된 가스 분위기하에서 예비 소둔 할 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 상기 ⅶ)의 최종 소둔 단계는 25 내지 200℃/h의 등가열속도로 1200℃ 가열 후, 1200℃에서 5 내지 15시간 동안 가열할 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 상기 {110}<001> 방향성 전기 강판은 {110} 결정립의 방위차가 {110} <001> 고스 방위를 기준으로 6.5°이하로 벗어날 수 있다.
본 발명의 일 구체예로, 본 발명의 상기 {110}<001> 방향성 전기 강판은 B10(T)이 1.90 테슬라(Tesla) 이상일 수 있다.
본 발명은 자성 특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로, 상기의 제조 방법에 의해 제조된 방향성 전기 강판은 2.0 내지 4.0 중량%의 Si, 0.05 내지 0.2 중량%의 Mn, 0.001 중량% 이하의 S, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하며, 최종 압하율, 예비 소둔 및 최종 소둔시 가열 속도를 조절하여, 최종 소둔 후 {110} 결정입자의 방향이 {110}<001> 고스 방위로부터 6.5°이내의 범위를 나타내게 되어, 우수한 자기 특성을 나타낸다.
도 1은 최종 소둔 단계에서의 열처리 방법에 관한 것이다.
도 2는 {110}<001>과 {100}<uvw>의 엣치핏 형태 비교이다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 더욱 상세히 설명하고자 한다. 이들 실시예는 오로지 본 발명을 보다 실시적으로 설명하기 위한 것으로서, 본 발명의 요지에 따라 본 발명의 범위가 이들 실시예에 의해 제한되지 않는다는 것은 당업계에서 통상의 지식을 가진 자에 있어서 자명할 것이다.
이하 본 발명의 성분 한정 이유에 대하여 보다 자세하게 설명한다.
J. Friedel (Acta metall. vol. 1, 1953, pp 79 참조)에 따르면, 체심입방격자(Body-centered cubic)금속의 표면에너지는 {110}이 가장 낮고, {100}이 중간이고 {111}의 표면에너지가 가장 높다. 결과적으로, 체심입방격자의 표면에너지는 최종 소둔 중 표면 편석된 S의 농도가 극히 작으면 {110}의 표면에너지가 가장 낮으나, 표면 편석된 S가 증가함에 따라 {100}의 표면에너지가 가장 낮아지고, 표면 편석된 S의 농도가 더욱 증가하면 {111}의 표면에너지가 가장 낮아지기 때문에 표면 편석된 S의 농도에 따라 그 시스템의 자유에너지를 최소화하기 위해서 순간 순간의 시간에 있어서 표면에너지가 가장 작은 결정면을 갖는 결정들 만이 성장하게 된다. 여기서 편석이라 함은 전기강판 중에 포함된 자유원자(Free atom) S가 최종 소둔 중에 표면이나 결정립계로 자유원자의 형태로 모이는 현상을 의미한다.
따라서, 3% 전기강판에서 일어나는 결정성장에 있어서, {110}<001> 고스 집합조직은 3% 전기강판에서 유일하게 얻어지는 최종 집합조직이 아니며, 같은 3% 전기강판에서 조차, 냉간 압연율에 따라 1차 재결정립 크기가 달라지고, 열처리 분위기 및 가열속도 등의 조합에 따라 S의 표면 편석 농도 차이에 의한 각 결정방위의 표면에너지가 달라진다. 결국, Acta mater. vol. 48, 2000, pp 2901에 따르면, 현 3% 전기강판 생산라인에 적용되고 있는 위의 여러 가지 정해진 요소 값들은 단지, {110}<001> 결정립들 만의 표면에너지 유기 선택적 결정 성장(Surface-energy-induced selective growth)을 원활하게 하여, 강력한 {110}<001> 집합조직을 형성하게 하는 하나의 특정 공정 조합에 불과하다.
Acta mater. vol. 44, 1996, pp 1581에 따르면, 모상 내에서 표면이나 결정립계에 편석하는 원소가 내부에 화합물을 형성하지 않는 경우 어떤 온도에서의 편석 농도는 시간의 경과에 따라 증가하여 최대치인 평형농도에 도달한다. 그러나, 편석하는 원소가 편석과 동시에 어떤 화합물을 형성하는 경우 시간의 증가에 따라 위로 볼록한 편석 거동을 보인다. 이것은 편석하는 원소가 편석과 동시에 화합물을 형성하는 경우 그 편석 거동에 지대한 영향을 미친다는 것을 의미한다. 마찬가지로, 전기강판에 포함되는 Mn과 S는 MnS라는 결정성장 억제재를 형성할 뿐만 아니라, S의 편석 거동에 직접적인 영향을 미치고, 결과적으로 {110}<001> 집합조직과 결정적인 연관성이 존재한다.
그러므로, 기존 제조 공정에서 일종의 불순물로 취급되었던 S는 본 발명의 경우 MnS 결정성장 억제재 형성뿐만 아니라, S의 표면 편석 거동에 직접적 영향을 주기 때문에, S의 표면 편석 및 MnS 형성반응은 직접적으로 {110}<001>의 선택적 결정성장에 의한 강력한 {110}<001> 집합조직의 형성 및 방향성 전기강판의 자기적 특성을 결정한다. 따라서, Mn과 S에 의한 MnS 반응 및 S의 표면 편석을 적절히 제어할 때, 기존 Mn과 S의 근본적인 역할에 대한 개념없이 MnS만을 사용하는 경우의 자성특성 보다 월등한 특성을 구현할 수 있고, MnS 및 AlN을 결정립 성장 억제재로 사용하는 전기강판의 자성특성에 비해 동등 이상의 자성 특성치를 구현할 수 있다.
Si: Si는 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비 저항을 증가시켜 철심손실(core loss) 즉, 철손을 낮추는 역할을 한다. Si 함량이 2.0% 미만인 경우 비 저항이 감소하여 철손 특성이 열화되고, 4.0% 초과로 과잉 함유시에는 강의 취성이 커져 냉간 압연이 극히 어려워지고 2차 재결정이 불안정해진다. 그러므로 Si은 2.0 내지 4.0중량%로 정한다.
Mn: Mn은 Si와 동일하게 비 저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과가 있고, MnS 석출물을 형성 함으로서 1차 재결정입자의 성장을 억제하여 2차 재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 그러나 0.2% 초과하여 첨가 시에는 열간 압연 도중 오스테나이트 상 변태를 촉진하여 1차 재결정입자의 크기를 감소시켜 2차 재결정을 불안정하게 한다. 또한, Mn의 함량이 0.05중량% 미만인 경우에는 MnS에 의한 결정성장 억제 효과가 현저히 줄어든다. 따라서 Mn은 0.05 중량% 내지 0.2 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
S: S는 Mn과 결합하여 중요한 결정성장 억제재인 MnS 석출물을 형성시켜 {110}<001> 결정입자들의 2차 재결정을 원활하게 하는 원소이나, 열간 압연 시 고용온도가 높고 편석이 심하여, 열간 압연 공정 시 균열의 위험성을 제공하기 때문에 원활한 MnS 반응과 표면에너지 유기 선택적 결정 성장 (Surface-energy-induced selective growth: Acta mater. vol. 48, 2000, pp 2901 참조)을 위하여 슬라브에서 S의 함량은 0.012 중량% 내지 0.02 중량%로 제한하는 것이 바람직하다. 즉, 슬라브에서 S의 함량을 0.02 중량% 초과하여 포함될 경우, 열연과정에서 S의 결정립계 편석으로 취성을 나타낼 위험이 있고, 또한 제강시 조대하게 석출한 MnS 석출물들을 모상에 완전히 고용시키지 못하는 문제로 인해 최종 소둔시 원활하지 못한 {110}<001>의 선택적 결정성장 반응으로 인해 자성 특성이 열화되는 문제가 있다. 또한, 슬라브에서 S의 함량을 0.012 중량% 미만으로 포함할 경우, 최종 압하율이 상대적으로 높게 냉간압연하고 상대적으로 낮은 온도에서 예비 소둔(750 내지 950℃)하면 너무 미세한 1차 재결정립을 초래하기 때문에, {111} 및 {100} 결정립들의 활성화된 선택적 결정성장으로 인해 {110}<001> 방위의 결정립들이 살아남기 어려운 문제가 있다.
이하는 공정조건에 대하여 설명한다.
2.0 내지 4.0 중량%의 Si, 0.05 내지 0.2 중량%의 Mn, 0.012 내지 0.02 중량%의 S, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 이루어진 슬라브를 준비하며, 상기 슬라브는 탄소 및 알루미늄을 포함하지 않는다. 다만, 부득이하게 포함될 경우에는 불순물 수준으로 관리되며, 구체적으로, 탄소는 30ppm 이하, 알루미늄은 50ppm 이하로 포함될 수 있다. 기존의 방향성 전기강판을 제조하기 위해서는 탄소 및 알루미늄을 필수 성분으로 포함하고 있지만, 본원발명은 AlN을 억제재로 이용하지 않기 때문에 알루미늄을 필수 성분으로 포함하고 있지 않고, 별도의 AlN 제거 공정을 필요로 하고 있지 않다. 또한, 탄소를 필수 성분으로 포함하지 않기 때문에, 습수소 분위기 및 830℃정도의 좁은 온도영역에서 시행되는 기존의 탈탄 공정과 달리, 750℃ 내지 950℃의 온도 범위에서 예비 소둔을 자유롭게 실시할 수 있다. 또한, 최종 소둔 과정에서 MnS의 분해 및 S가 배출되어, 최종 방향성 전기 강판에서 S의 함량은 0.001 중량% 이하로 포함된다.
열간 압연 전의 슬라브 가열온도는 1000 내지 1300℃ 사이로 정한다. 가열온도가 1000℃ 이하인 경우는 열간 압연이 어렵고, 1300℃ 이상인 경우에는 열간 압연 단계에서 미세조직이 불균일하게 되어 최종 소둔 시 안정적인 2차 재결정을 기대할 수 없게 된다. 즉, 가열온도는 가능한 한 낮추되 열간 압연 작업이 곤란하지 않도록 1000 내지 1300℃ 사이로 한정하는 것이 바람직하다.
위와 같이 가열된 전기강판 슬라브는 통상의 방법으로 열간 압연한다. 현재 일반적으로 사용되는 열간 압연판의 최종두께는 통상 2~3 mm이다. 열간 압연판 소둔 후 냉간 압연을 한다. 냉각 압연은 구체적으로, 1단 냉간 압연 또는 850~1000도 범위에서의 중간 소둔을 포함한 2단 냉간 압연으로 최종 0.23 mm 두께까지 냉간압연한다. 열간 압연판 소둔도 여러 가지 방법이 있으나 950~1250℃까지 가열 후 공냉하는 방법을 취한다.
상기의 냉간 압연하는 단계는, 75 내지 90%의 압하율로 압연할 수 있다. 냉간 압연의 경우에는 1단 압연 또는 중간 소둔을 포함하는 2단 압연 모두 가능하다. 기존 선행기술의 경우, 80년대 중반에는 MnS만을 억제재로 사용하여, 2단 냉간 압연을 실시하였으며, 최종 압연 시 압하율이 55%에 불과하였는데, 이는 탄소를 필수 성분으로 포함하고 있어 830℃에서 탈탄 공정을 진행함으로 인해 최종 압하율이 낮았다. 반면, 80년대 중반 이후에는 억제재로 MnS 및 AlN을 사용하여, 1단 압연을 실시하였으며, 압하율은 85%정도로 증가하였다. 하지만, 본원발명의 경우에는 억제재로 MnS만 포함하며, 탄소를 포함하지 않아, 별도의 탈탄 공정 단계가 불필요하여, 1단 압연 또는 2단 압연을 실시하더라도 75 내지 90%의 높은 압하율에서도 자성이 우수한 전기강판을 얻을 수 있다.
초기 슬라브에 포함된 불순물 수준의 매우 낮은 탄소 농도는 탈탄 공정없이 냉간 압연 강판을 750 내지 950℃ 온도 구간에서 예비 소둔 후 최종 소둔을 가능하게 한다.
본 발명은 0.012 내지 0.02 중량%의 S를 포함하므로, 750℃ 내지 950℃의 온도 범위에서 예비 소둔 공정을 진행한다. S의 함량이 0.012 내지 0.02 중량%인 경우, 최종 소둔하는 동안 S의 표면 편석이 증가하게 되고, 이로 인해 {110}면의 결정립이 작을 경우, {111} 및 {100} 결정립들에 의한 {110}<001> 결정립의 잠식때문에 {110}<001> 결정립이 살아남지 못하는 문제가 발생할 수 있다. 이러한 문제를 방지하기 위해, 750℃ 이상의 온도에서 예비소둔을 진행하여, {110} 결정립들의 크기를 크게 한다. {110} 결정입들의 크기를 크게 하면, {111} 및 {100} 결정립들에 의해 {110} 결정립들의 일부가 잠식되더라도, {110} 결정립들이 모두 잠식되지 않으므로, 최후 열처리 단계에서 {110} 결정입들에 의한 선택적 결정성장을 통하여, 우수한 자성 특성을 얻을 수 있다.
따라서, 슬라브에 S을 0.012 내지 0.02 중량%로 포함될 경우, 750℃ 이상의 온도에서 냉간 압연판에 대한 예비 소둔을 진행한다. 다만, 950℃를 초과하는 온도에서 예비 소둔을 진행할 경우, 1차 재결정으로 생성되는 {110}, {111} 및 {100} 결정립들의 크기가 너무 커서, 최종 열처리 후 {110}, {111} 및 {100} 결정립들이 혼재하게 되고, 자성 특성이 열악하게 되는 문제가 있다.
예비 소둔 시 N2 및 H2가 1:1 내지 1:3의 범위로 혼합된 가스 분위기하에서 예비 소둔 한다. 수소의 비율이 위 비율에 비해 작게 포함된 혼합 가스 분위기 하에서 예비 소둔을 실시할 경우, 표면 산화가 발생하는 문제가 있다.
최종 소둔은 예비 소둔된 강판 표면에 소둔 분리제인 MgO 도포없이 단판을 이용하였다. 최종 소둔은 25 내지 200℃/h 범위의 등가열속도로, 25%질소 및 75%수소 또는 50%질소 및 50%수소 혼합 분위기하에서 1200℃까지 가열하였고, 1200℃ 도달 후 100% 수소분위기에서 10시간 이내로 유지 후 공냉하였다.
본 발명의 방향성 전기강판은 {110} 결정립들의 방위차는 {110} <001> 고스 방위를 기준으로 6.5°이하이다. {110} 결정립들이 {110} <001> 고스 방위를 기준으로 벗어나는 각도가 적을수록 우수한 자기 특성을 나타낸다고 할 것인데, 기존 선행기술로 억제재를 MnS만 사용하고, 중간 소둔을 포함한 2단 냉간 압연으로 안정적인 2차 재결정조직을 얻어 제조하는 경우는 {110}면 결정입자는 {110} <001> 고스 방위를 기준으로 약 7°내외로 벗어난다. 즉, 기존 MnS만을 억제재로 사용한 선행기술의 경우, 슬라브에 C를 포함하고 있어, 약 830℃에서 탈탄 공정을 진행하게 되고, 이로 인해, 최종 압하율이 낮게 되어, {110}면 결정입자는 {110} <001> 고스 방위를 기준으로 약 7°내외로 벗어나게 된다. 따라서, 기존의 선행기술과 비교하여, {110}면 결정입자가 {110} <001> 고스 방위를 벗어난 각도가 적고, 동일한 억제재를 사용함에도 불구하고 우수한 자기 특성을 나타낸다.
본 발명의 방향성 전기강판은 B10(T)이 1.90 테슬라(Tesla) 이상이다. 보다 바람직하게는 1.92 내지 1.99 테슬라이지만, 예시에 국한되는 것은 아니다. 80 년대 중반 이전의 경우, 억제재로 MnS만을 사용하는 선행기술의 경우에는 B10(T)이 약 1.87 테슬라(Tesla)로서 이는 상기 상술한 바와 같이, 830℃에서의 탈탄 공정으로 인해 최종 압하율이 낮아 열악한 자성 특성을 나타내었다. 또한, 80 년대 중반 이후, MnS와 AlN을 동시에 억제재로 사용하는 선행기술의 경우, 80% 이상의 높은 압연율로 1단 냉간 압연하여 80년대 중반 이전과 비교하여 향상된 테슬라 수치를 나타냈다. 하지만, 본 발명은 1.90 테슬라(Tesla) 이상의 높은 자성 특성을 나타내며, 탈탄 공정 및 AlN 제거 공정을 별도로 필요하지 않은 점에서 공정의 단순화 및 공정 제어가 용이하다고 할 것이다.
이하 실시 예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
[ 실시예 1]
중량 %로 Si: 3.1%, Mn: 0.1%, S: 0.012%를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1300℃까지 가열 후 2.5mm까지 열간 압연하고, 이 열간 압연판을 1000℃ 이상으로 가열한 후 120 초간 유지하고 공냉하였으며, 산세 후 850도에서 2분 동안, 중간 소둔을 포함하는 2단 냉간 압연하여 0.23 mm 냉연강판을 제조하였다.
이 강판에 소둔 분리제인 MgO 도포없이 단판으로 최종 소둔하였다. 최종 소둔 전 예비 소둔은 900도에서 1분 동안 실시 후 공냉 하였다. 최종 소둔은 25℃/h~100℃/h 범위의 가열속도로, 25%질소 및 75%수소 혼합가스 분위기하에서 1200℃까지는 가열하였고, 1200℃ 도달 후 100% 수소분위기에서 10시간 이내로 유지 후 공냉하였다.
표 1은 각 공정 조건에 따르는 자성특성을 나타낸다.
최종
압하율, %		 열처리 분위기 최종 소둔 전
예비 소둔 온도, ℃		 가열
속도, ℃/h		 B10,
Tesla		 벗어난
각도 θ
제조예 1 47 25%N2 및 75%H2 900 25 1.914 5.08
제조예 2 74 25%N2 및 75%H2 900 50 1.916 5.07
제조예 3 84 25%N2 및 75%H2 900 50 1.953 2.39
제조예 4 84 25%N2 및 75%H2 900 100 1.937 3.13
비교예 1 84 25%N2 및 75%H2 1100 100 1.863 -
표 1에서 알 수 있는 바와 같이, 최종 압하율과 가열속도가 증가 할수록 (제조예 1~4), 도 4(가)의 자성특성이 우수한 {110}<001> 엣치핏 형태를 나타내며, {110} 결정입자들의 방향이 {110}<001> Goss 성분으로부터 벗어난 각도가 6° 이내를 나타내기 때문에 MnS와 AlN을 동시에 이용하는 기존 공정에 의해 개발된 강판의 자성 특성에 비해 동등 이상의 우수한 자성특성을 나타내었다. 그러나, 예비소둔 온도가 높은 경우 (비교예 1) 자성특성이 저하되었는데, 이것은 자성특성에 이로운 {110}<001> 고스 결정립 뿐만 아니라 자성특성에 해로운 {110}<0vw> 결정립의 혼합조직으로 구성되어 있기 때문이다.
[ 실시예 2]
중량 %로 Si: 3.1%, Mn: 0.1%, S: 0.012%를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1300℃까지 가열 후 2.5mm 까지 열간 압연하고, 이 열간 압연판을 1000℃ 이상으로 가열한 후 120초간 유지하고 공냉하였으며, 산세 후 850도 2분의 중간소둔을 포함하는 2단 냉간압연하여 0.23 mm 냉연강판을 제조하였다.
이 강판에 소둔 분리제인 MgO 도포없이 단판으로 최종 소둔하였다. 최종 소둔 전 예비 소둔은 800~1100도에서 1분 동안 실시 후 공냉 하였다. 최종 소둔은 25℃/h 범위의 가열속도로, 25% 질소 및 75% 수소 혼합 가스 분위기 하에서 1200℃까지는 가열하였고, 1200℃ 도달 후 100% 수소분위기에서 10시간 이내로 유지 후 공냉하였다.
표 2는 각 공정 조건에 따르는 자성특성을 나타낸다.
최종
압하율, %		 열처리 분위기 최종 소둔 전
예비 소둔 온도, ℃		 가열
속도, ℃/h		 B10,
Tesla		 벗어난
각도 θ
제조예 5 87 25%N2 및 75%H2 800 200 1.994 1.53
제조예 6 87 25%N2 및 75%H2 900 200 1.994 1.52
비교예 2 87 25%N2 및 75%H2 1000 200 1.858 -
비교예 3 87 25%N2 및 75%H2 1100 200 1.791 -
표 2에서 알 수 있는 바와 같이, S의 함량이 실시예 1의 경우와 같은 경우, 87%의 압하율과 가열속도가 200℃/h로 일정할 때, 예비 소둔 온도가 감소할수록, {110} 결정입자들의 방향이 {110}<001> 고스 방위으로부터 벗어난 각도가 1.5° 정도를 나타내기 때문에 MnS와 AlN을 동시에 이용하는 기존 공정에 의해 개발된 강판의 자성 특성에 비해 2.03 테슬라(Tesla)의 이론치에 근접하는 극히 우수한 자성 특성 (제조예 5 및 6)을 얻을 수 있었다. 그러나, 비교예 2와 3의 경우, 자성 특성이 열악하였는데, 그 이유는 도 2와 같이 자성특성에 이로운 {110}<001> 결정립과 자성특성이 열악한 {100}<uvw>의 혼합형태를 나타내기 때문이다

Claims (9)

  1. ⅰ) 2.0 내지 4.0 중량%의 Si, 0.05 내지 0.2 중량%의 Mn, 0.012 내지 0.02 중량%의 S, 잔부 Fe 및 기타 불순물로 이루어진 슬라브를 준비하는 단계;
    ⅱ) 상기 강재를 1300℃이하의 온도로 재가열한 이후, 열간압연하는 단계;
    ⅲ) 상기 ⅱ)의 열간 압연하는 단계 이후, 1000 내지 1250℃로 가열 후 냉각하는 열연판 소둔하는 단계;
    ⅳ) 상기 ⅲ) 단계의 열연판 소둔 단계 이후, 산세 공정하는 단계;
    ⅴ) 상기 ⅳ) 단계의 산세 공정 이후, 냉간 압연하는 단계;
    ⅵ) 상기 ⅴ) 단계의 냉간 압연 단계 이후, 750 내지 950℃에서 예비 소둔하는 단계; 및
    ⅶ) 상기 ⅵ) 단계의 예비 소둔 단계 이후, 최종 소둔하는 단계를 포함하는 {110}<001> 방향성 전기 강판의 제조 방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 방향성 전기 강판의 제조 방법은 전 공정 과정에서 C 및 Al 제거 공정을 포함하지 않는 {110}<001> 방향성 전기 강판의 제조 방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 ⅰ) 단계의 슬라브는 C 및 Al을 불순물로 관리하고,
    C는 30ppm 이하이며,
    Al은 50ppm 이하인 {110}<001> 방향성 전기 강판의 제조 방법.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 ⅴ) 냉간 압연 공정 이후의 강판은 0.012 내지 0.02 중량%의 S를 포함하며,
    상기 ⅶ) 최종 소둔 공정을 거쳐 제조한 방향성 전기 강판은 0.001 중량% 이하의 S를 포함하는 {110}<001> 방향성 전기 강판의 제조 방법.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 ⅴ) 단계는 75 내지 90%의 압하율로 냉간압연 하는 {110}<001> 방향성 전기강판의 제조 방법.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 ⅵ) 단계는 N2 및 H2가 1:1 내지 1:3의 범위로 혼합된 가스 분위기하에서 예비 소둔 하는 {110}<001> 방향성 전기강판의 제조 방법.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 ⅶ)의 최종 소둔 단계는 15 내지 250℃/h의 등가열속도로 1200℃ 가열 후, 1200℃에서 5 내지 15시간 동안 가열하는 {110}<001> 방향성 전기강판의 제조 방법.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 {110}<001> 방향성 전기 강판은 {110} 결정립의 방위차가 {110} <001> 고스 방위를 기준으로 6.5°이하인 {110}<001> 방향성 전기강판의 제조 방법.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 {110}<001> 방향성 전기 강판은 B10(T)이 1.90 테슬라(Tesla) 이상인 {110}<001> 방향성 전기강판의 제조 방법.
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