WO2013095006A1 - 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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구진모
이재곤
박성진
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    • C21D8/1233—Cold rolling

Definitions

  • the present invention relates to a high silicon steel sheet excellent in productivity and magnetic properties and a manufacturing method thereof.
  • Silicon-containing steel sheet has a good magnetic property and is widely used as an electrical steel sheet. Since such silicon steel sheets are used as iron core materials for transformers, electric motors, generators, and other electronic devices, good magnetic properties are required. In particular, recent environmental problems-energy problems are required to reduce the energy loss.
  • Environmental problem ⁇ Energy problem is closely related to magnetic flux density and iron loss. The higher magnetic flux density means the smaller the amount of iron core required to achieve the same performance, and the smaller the electric loss, the smaller the energy loss. .
  • Iron loss causing energy loss consists of eddy current loss and hysteresis loss. This means that as the frequency increases in AC, the components of eddy current loss become larger.
  • the eddy current loss is generated by the eddy current generated when the magnetic field is induced in the iron core, so silicon is added to reduce the eddy current loss. If the silicon content is added up to 6.53 ⁇ 4, the cause of noise The magnetostriction is reduced to zero and the permeability is at its maximum. When the silicon content is 6.5%, the high frequency characteristics are very good.
  • High-silicon steel sheet containing 6.5% Si has excellent magnetic properties, but as the Si content increases, the brittleness and elongation of steel sheet increase rapidly, and more than 3.5% silicon steel sheet is almost impossible to manufacture by ordinary cold rolling method. It is known. Therefore, despite the fact that the higher the silicon content, the better magnetic properties can be obtained, due to the limitation of rolling, it is not possible to manufacture high-silicon steel sheet by rolling rolling, so it is possible to overcome the limitation of rolling rolling. Research into new alternative technologies has been attempted for a long time. Therefore, since it is impossible to manufacture a high silicon steel sheet by ordinary hot rolling-cold or hot rolling, it has been attempted to manufacture a high silicon steel sheet excellent in magnetic quality by another method.
  • Patent Document 1 technologies known to be able to manufacture high silicon steel sheets up to funding, as in Patent Document 1, there is a method of casting directly to the final thickness using a stage or a pair. This method is very difficult to control the shape of the cast plate.
  • the plate directly cast from molten steel to the thickness of the final product has fine cracks on the surface. It is prone to occurrence and its surface is so rough that there is a limit to improving magnetism and its thickness is very uneven, making it difficult for commercial mass production.
  • Patent Document 2 a so-called clad method of rolling with high silicon steel inside and low silicon steel outside has been attempted, but these technologies have not been commercialized yet.
  • Patent Document 3 uses a powder metallurgy method to make a high silicon steel block made of powder instead of a high silicon steel sheet, and a technique for replacing a high silicon steel sheet is also known.
  • the soft magnetic properties have a problem of heat than high silicon steel sheet.
  • CVD chemical vapor deposition
  • SiC14 SiC14 on 3 Si steel plate.
  • Many techniques, such as 4 are known.
  • this method requires the use of toxic SiCl 4 and requires a long time for diffusion annealing.
  • Patent Document 1 JP-A-56-003625
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 5-171281
  • Patent Document 3 Korean Patent No. 0374292
  • Patent Document 4 Japanese Unexamined Patent Publication No. 62-227078
  • the present invention is to provide a high silicon steel sheet excellent in productivity and magnetic properties and a manufacturing method thereof.
  • Another aspect of the present invention is the weight 3 ⁇ 4>, C: 0.05% or less (excluding 0%), N: 0.05% or less (excluding 0%), Si: 4-7%, A1: 0.5-3%, Si + Al: strip casting of molten metal containing 4.5-8%, balance Fe and other unavoidable impurities to a thickness of not more than 5 ⁇ ,, hot rolled strip of strips cast at temperatures of 800 o C to 900 o C Step of annealing, hot-rolled steel sheet at a temperature of 900 ⁇ 1200 ° C, engraving the annealed hot rolled steel, warm the cold-rolled steel at a temperature of 300 o C ⁇ 700 o C It provides a method for producing a high silicon steel sheet having excellent productivity and magnetic properties including the step of rolling and the final annealing of the warm rolled steel at a temperature of 800 ⁇ 1200 ° C. In addition, the solution of the said subject does not enumerate all the features of this invention. Various features of the present invention and
  • a combination of strip casting, hot rolling, hot rolled sheet annealing, cooling, warm rolling, and annealing of steel containing more than 5% by weight of Si It is possible to provide a high silicon steel sheet having excellent magnetic properties.
  • through the relationship between Si and A1 through the additional control of the content of A1 according to the content of Si can provide a high silicon steel sheet with improved rollability and improved productivity.
  • 1 is a photograph showing the appearance of the hot rolled plate is broken during hot rolling.
  • FIG. 2 is an illustration showing the atomic arrangement on the rule grating on the second Si-Fe ternary phase diagram and B2 phase 3 and D0.
  • Figure 3 is a graph showing the elongation of high silicon steel sheet with temperature.
  • the present inventors have conducted studies to overcome the fracture in hot rolling and brittleness in hot rolling at the same time. As a result, by adjusting the composition of the steel to an appropriate range and directly manufacturing the thin plate by strip casting method, the hot rolling is performed in hot rolling. It was confirmed that the high-silicon steel sheet can be produced in large quantities to overcome the brittleness of the fracture and cold rolling at the same time and led to the present invention.
  • the high silicon steel sheet which is one side of the present invention will be described in detail.
  • the high silicon steel sheet having excellent productivity and magnetic properties is in weight%, C: 0.05% or less (except 0%), N: 0.05% or less (except 0%), Si: 4-7 %, A1 : 0.5-3%, Si + Al: 4.5-8%, balance Fe and other unavoidable impurities.
  • N as an invasive element, interferes with the movement of dislocations during rolling, as in C, and when added in a large amount, rollability deteriorates.
  • it when a large amount is contained in the final product, it interferes with the movement of magnetic domains in the alternating magnetic field, thereby damaging magnetism. For this reason, it is preferable to limit the upper limit of nitrogen to 0.05% by weight.
  • Si increases the resistivity and lowers core loss, that is, iron loss.
  • the content of silicon is less than 4 weight 3 ⁇ 4, the magnetism intended for the present invention is not expressed.
  • the silicon content is preferably limited to 4-7 weight 3 ⁇ 4.
  • A1 is the next most efficient element for increasing the resistivity after Si. Instead of Si When Al is substituted and added, the effect of increasing the specific resistance is lower than that of Si, but the rolling property can be improved. When the amount of A1 added is less than 0.5% by weight, there is no effect of improving the rolling property, whereas when the amount of A1 exceeds 3% by weight, the magnetic improvement effect is deteriorated. Therefore, the aluminum content is preferably included in 0.5 to 3% by weight. In the case of performing hot rolling and hot rolling in the manufacturing process proposed in the present invention, the content of A1 is limited by the formula of Si + Al according to the content of Si. Through the organic relationship between Si and A1, the specific resistance is increased to reduce iron core loss, that is, iron loss.
  • the content of Si + Al is less than 4.5% by weight, the high frequency characteristics are not good, and when it exceeds 8% by weight there is a problem that processing is impossible. Therefore, the content of Si + Al is preferably included in 4.5 to 8% by weight.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the present invention provides a method for producing a high silicon steel sheet having a weight of 3 ⁇ 4, C: 0.05% or less (excluding 0%), N: 0.05% or less (excluding 0%), Si: 4-7%, and A1: Strip casting molten metal containing 0.5-3%, Si + Al: 4.5-8%, balance Fe and other unavoidable impurities to a thickness of 5 mm or less; Hot rolling at a temperature; hot rolling the hot rolled steel at a temperature of 900 to 1200 o C; cooling the annealed hot rolled steel; and 300 ° C to 700 o C of the angled steel. Warm rolling at a temperature and the warm rolled steel
  • the present inventors have a problem that it is very difficult to manufacture high silicon steel by a conventional hot-rolled sheet manufacturing method, confirming that the hot-rolled sheet can be easily produced by using molten-ol strip casting that satisfies the above component system.
  • the casting method was used.
  • cracks occur due to internal and external temperature deviations during the slab angle and heating.
  • Fe 2 Si0 4 compound called low-melting iron (fayalite) is formed, which causes erosion of the surface and sides of the slab. Cracks due to severe brittleness during hot rolling Occurs .
  • the initial casting thickness is set in consideration of the final thickness. More preferably, it is 1.0-5.0 kPa.
  • strip casting is preferably performed in a nitrogen atmosphere and at least one atmosphere of argon atmosphere. Hot rolled
  • the steel material cast as described above may be hot rolled.
  • the hot rolling reduces the load of the hot rolling, and the casting structure is formed by hot rolling. There is an effect of making the grains fine by fracture.
  • the hot rolling temperature is
  • the B2 phase has a regular phase, and as shown in (a) of FIG. 2, a regular phase of the B2 phase is easily formed, and such a regular phase reduces ductility. Brittle fracture is likely to occur.
  • the upper limit of the hot rolling temperature is preferably controlled to 900 ° C.
  • the steel rolled as described above is annealed hot rolled sheet.
  • Hot-rolled sheet annealing is heat-treated prior to hot rolling to eliminate the stress generated during hot rolling. At this time, the annealing silver road
  • the annealing temperature is preferably 900 ⁇ 1200 ° C. -
  • the non-oxidizing atmosphere is preferably at least one of a nitrogen atmosphere, an argon atmosphere, and a hydrogen and nitrogen mixed atmosphere.
  • the hot rolled sheet annealing is preferably maintained to complete the recrystallization, At this time, the annealing time is preferably limited to 10 seconds to 5 minutes.
  • the steel sheet annealed as described above is cooled.
  • the hot rolled sheet is annealed at 100 ° C. for 5 seconds to 1 minute at room temperature. More specifically, the cooling rate is preferably 13 ⁇ 160 ° C / sec.
  • Cooled steels such as malls can be carried out at 300 to 700 oC . It said cold steel may, as shown in Figure 3 Si and A1 300 ° C via a control of the appropriate range of, 300 o C is represented by a check for the critical temperature. At temperatures below 300 ° C, ductility is almost absent; above 700, problems occur in post-treatment processes such as pickling. Therefore, it is preferable that the temperature of warm rolling is 300-700 degreeC . In addition, it is preferable to perform warm rolling so as to have a final thickness of 0.5 mm or less. Final annealing
  • the hot rolled steel sheet as described above is annealed.
  • the annealing temperature is preferably 800 ⁇ 1200 ° C.
  • the annealing of the mild steel sheet is preferably maintained to complete the recrystallization.
  • the annealing time is preferably limited to 10 seconds -5 minutes.
  • Si and A1 were variously changed by weight%, and a high silicon steel alloy composition of C: 0.0053 ⁇ 4 and N: 0.0033% was cast to a thickness of 2.0 mm using a vertical twin roll strip caster. Thickness using hot rolling mill connected to strip caster
  • Hot rolling initiation temperature is 1050 ° C.
  • the hot rolled high silicon steel sheet was heated at 1000 ° C. for 5 minutes in an atmosphere of 20% hydrogen and 80% nitrogen, and then rapidly cooled to room temperature at an angular velocity of 200 ° C./sec. Then pickle with hydrochloric acid To remove the surface oxide layer.
  • After the heat-treated high silicon steel sheet was lowered to 0.1 mm at a temperature of 400 o C, and then annealed in a dry atmosphere of 203 ⁇ 4 hydrogen and 803 ⁇ 4 hydrogen at a dew point of -10 o C for 10 minutes at 1000 o C for final magnetic realization. Rollability and magnetism were measured.
  • the B50 measured in the magnetic field shown in Table 1 is a magnetic flux density, and the higher the magnetic flux density, the better the magnetic properties.
  • W10 / 400 and W10 / 1000 measure iron loss of commercial frequency, and the higher the iron loss, the lower the magnetic property.
  • Comparative material 3 has a high content of A1 of 3% by weight, and the rolling property is very good, but it was found that the magnetic properties were not good because the numerical values of W10 / 400 and W10 / 1000 were higher than those of Inventive Materials 1 to 3.
  • Silicon steel alloys containing Si 6.3%, A1 0.3%, C 0.002%, and N 0.003% by weight 3 ⁇ 4> were cast to a thickness of 2.0 mm 3 using a caster with a vertical pair.
  • a 2.0 mm thick cast tube was hot rolled to 1.0 mm using a hot rolling mill connected to the strip caster.
  • the hot rolling start temperature is 100 ° C.
  • the hot rolled high silicon steel sheet was heat-annealed at 1000 ° C for 5 minutes in an atmosphere of 20% hydrogen and 80% nitrogen, and then It was changed and noticed.
  • the cooling rate was 800 o C 100 o C to 100 ° C, respectively / sec and seconds 10 ° C / in.
  • the heat-treated (annealed) specimen was pickled with hydrochloric acid solution to remove the surface oxide layer, and then warm-rolled to 4 (xrc silver, and then cracked was examined in the specimen.
  • the angular velocity was 10CTC / sec. It is possible to reduce the thickness of one specimen to 0.1 mm, and there was no crack, whereas a specimen having a angular velocity of 10 ° C / sec outside the scope of the present invention had a rolling rate exceeding 50%. In this way, if the angular velocity is slow, even after heat treatment, even if the heat treatment does not disappear, since the additional heat treatment does not improve the rollability.

Abstract

본 발명은 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

Description

[명세서】
【발명의 명칭】
생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판 및 그 제조방법 【기술분야】
본 발명은 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
【배경기술】
규소를 함유한 강판은 자기 특성이 양호하여 전기강판으로 많이 사용된다. 이런 규소강판은 변압기, 전동기, 발전기 및 기타 전자기기 등의 철심 재료로 사용되기 때문에， 자기 특성이 양호할 것이 요구된다. 특히， 최근의 환경문제 -에너지 문제로 에너지 손실이 적은 것이 요구되고 있다. 이와 같은 환경문제 ᅳ에너지 문제는 자속밀도와 철손와 긴밀한 관계가 있는데， 자속밀도가 클수록 같은 성능을 구현하는데 드는 철심의 양이 적으므로 전기기기의 소형화가 가능하고， 철손이 작을수록 에너지 손실이 적어진다. 에너지 손실을 일으키는 철손은 와전류손실과 히스테리시스손실로 구성된다. 이는 교류에서 주파수가 증가할수록 와전류손실의 구성요소가 커진다. 와전류손은 철심에 자장이 유도될 때 생기는 와전류에 의한 발열이므로 이의 감소를 위해 규소를 첨가한다. 규소함량이 6.5¾까지 첨가되면 소음의 원인이 되는 자왜 (magnetostriction)이 0으로 줄어들고 투자율이 최대값을 보인다. 또 규소함량이 6.5%가 되면 고주파특성이 매우 좋아진다. 이러한 고규소강의 우수한 자기적 특성을 이용하여 신재생 에너지 발전장치에 들어가는 인버터와 리액터, 가스터빈용 발전기 유도가열장치, 무정전 전원장치의 리액터 등 고부가가치 전기기기의 용도에 적용이 가능하다.
6.5%Si를 함유한 고규소강판은 자기적 성질이 우수하지만 Si의 함량이 증가할수록 강판의 취성의 증가 및 연신율의 급격한 감소로， 3.5%이상의 규소강판은 통상의 냉간압연법으로 제조가 거의 불가능한 것으로 알려져 있다. 따라서， 규소함량이 높을수록 우수한 자기적 특성을 얻을 수 있다는 사실을 알고 있음에도 불구하고 넁간압연의 제한 때문에 넁간압연법으로 고규소강판을 제조하지 못하는 실정이므로, 넁간압연법의 한계를 극복할 수 있는 새로운 대체 기술에 대한 연구가오래 전부터 시도되고 있다. 따라서， 통상의 열간압연 -냉간 혹은 온간압연으로 고규소강판을 제조하는 것이 불가능하므로 다른 방법으로 자기적 상질이 우수한 고규소강판을 제조하는 것이 시도되었다. 현재， 자금까지 고규소강판을 제조할 수 있는 방법으로 알려진 기술들은 특허문헌 1에서와 같이， 단를 또는 쌍를을 이용하여 최종 두께까지 바로 주조하는 방법이 있다. 이 방법은 주조판의 형상을 제어하기가 매우 어렵다. 특히 용강에서 최종 제품의 두께까지 직접주조한 판은 표면에 미세한 크택이 발생하기 쉽고 표면이 매우 거 칠어서 자성을 향상시키는데는 한계가 있고 두께가 매우 불균일쳬져서 상업 적으로 대량생산기 어 렵다 . 특허문헌 2에서와 같이， 내부에 고규소강을 넣고 외부에 저규소강을 넣은 상태에서 압연하는 소위 클래드법 이 시도되 었으나 이 런 기술들은 아직까지 상용화 되지 못하고 있다 . 또한， 특허문헌 3에는 분말야금법을 이용하여 고규소강판대신 분말로 이루어진 고규소강 블록을 만들어 고규소강판대체재로 하는 기술도 알려져 있으나， 순철분말코아 , 고규소강 분말코아， 샌더스트 분말코어를 복합하여 사용하고 있으나 분말이 가진 특성으로 인해 연자성 특성은 고규소강판보다 열위한 문제가 있다. 현재 6.5¾>Si를 함유한 고규소강판을 양산하는 기술로는 화학기상증착법 (CVD, Chemicla Vapor Deposi t ion)방법으로， 3 Si 강판에 SiC14를 이용하여 확산소둔시 키는 기술로써， 특허문헌 4 등과 같은 다수의 기술이 알려져 있다 . 그러나， 이 러한 방법은 독성 이 있는 SiCl4를 이용해야 하고， 확산소둔하는데 시간이 많이 필요한 문제가 있다 . 또 다른 방법으로는， 압연온도를 높이는 소위 온간압연 방법에 의하여 실험실적으로 박판으로 제조하는 시도가 있었다 . 통상의 방법으로 연주를 거 쳐 슬라브를 만들면 열간압연을 위해 재가열로에 장입하여 1100oC이상의 온도로 수시간 가열한 후， 연주슬라브를 재가열로에 장입할 때， 슬라브의 표면부와 중심부의 온도차이로 인하여 크랙이 발생한다. 또한, 재가열로에서 추출 후 열간압연을 할 때에도 파단이 일어난다. 상가 현상의 일례는 도 1에 나타난 바와 같이, 6.5%Si를 함유한 강을 50Kg 진공유도용해로를 이용하여 용해한 후 밀링에 의해 200隱두께의 슬라브를 1100oC에서 1시간 30분 Ar분위기에서 가열하여 추출한 후， 즉시 열간압연한 결과 열간압연판이 파단되었다. 상기와 같은 기술은 압연은도를 높이면 압연성이 개선되는 효과는 있으나, 열간압연판을 제작하는 공정에 많은 문제점이 있다.
(특허문헌 1) 일본 특개소 56-003625호 공보
(특허문헌 2) 일본 특개평 5-171281호 공보
(특허문헌 3) 한국 특허 0374292호 공고
(특허문헌 4) 일본 특개소 62-227078호 공보
【발명의 상세한 설명】
【기술적 과제】
본 발명은 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
【기술적 해결방법】
본 발명의 일축면은 중량 %로, C: 0.05% 이하 (0%는 제외)， N: 0.05% 이하 (0%는 제외)， Si: 4-7%, A1: 0.5-3%, Si+Al: 4.5-8%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판을 제공한다. 본 발명의 다른 일측면은 중량 ¾>로, C: 0.05% 이하 (0%는 제외)， N: 0.05% 이하 (0%는 제외)， Si: 4-7%, A1: 0.5-3%, Si+Al: 4.5-8%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용탕을 5ι腿 이하의 두께로 스트립 캐스팅 하는 단겨 1， 삼기 스트립 캐스팅된 스트립을 800oC~900oC의 온도에서 열간압연하는 단계， 상기 열간압연된 강재를 900~1200°C의 온도에서 열연판 소둔하는 단계， 상기 소둔된 열연판을 넁각하는 단계， 상기 넁각된 강재를 300oC~700oC의 온도에서 온간압연하는 단계 및 상기 온간압연된 강재를 800~1200oC의 온도로 최종 소둔하는 단계를 포함하는 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판의 제조방법을 제공한다. 덧붙여 상기한 과제의 해결수단은， 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다상세하게 이해될 수 있을 것이다.
【유리한 효과】
본 발명에 의하면， Si가 5중량 % 이상으로 많이 함유된 강을 스트립 캐스팅, 열간압연， 열연판 소둔， 냉각， 온간압연 및 소둔을 조합하여 자기적성질이 매우 우수한 고규소 강판을 제공할 수 있다. 또한， Si과 A1의 관계식을 통해 Si의 함량에 따라 A1의 함량을 추가적인 제어를 통하여 압연성 향상 및 생산성이 향상된 고규소 강판을 제공할 수 있다.
【도면의 간단한 설명】
도 1은 열간압연 중 열간압연판이 파단된 모습을 찍은 사진이다.
도 2는 Si-Fe 2원계 상태도 및 B2상 및 D03상의 규칙격자 상의 원자배열을 나타낸 그림이다.
도 3은 온도에 따른 고규소강판의 연신율을 나타낸 그래프이다.
도 4는 스트립캐스팅에서 일어나는 Si편석 사진이다.
【발명의 실시를 위한 최선의 형태】
본 발명자들은 열간압연에서의 파단과 넁간압연에서의 취성을 동시에 극복하기 위하여 연구를 행한 결과， 강재의 성분계를 적절한 범위로 조절하고 스트립 캐스팅 법에 의하여 박판을 직접 제조하고 이후 온간압연 한다면 열간압연에서의 파단과 냉간압연에서의 취성이 동시에 극복되는 고규소강판을 대량으로 생산할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다. 이하， 본 발명의 일측면인 고규소 강판에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명의 일측면으로서 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판은 중량 %로， C: 0.05% 이하 (0%는 제외)， N: 0.05% 이하 (0%는 제외)， Si: 4-7%, A1： 0.5-3%, Si+Al： 4.5-8%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 탄소 (C): 0.05중량 % 이하 (0%는 제외)
C는 강중에 미세석출하여 압연시 전위의 이동을 방해하여 다량첨가하면 압연성이 나빠진다. 또한 최종제품에 탈탄이 되지 않고 남아 있을 경우 교류자계에서 자구의 이동을 방해하여 자성을 해친다. 상기 C의 함량이 0.05 중량 %를 초과하는 경우에는 취성이 심해져 압연성이 나빠진다. 질소 (N): 0.05중량 %이하 (0%는 제외)
N는 침입형원소로서 C와 마찬가지로 압연시 전위의 이동을 방해하여 다량 첨가될 경우 압연성이 나빠진다. 또한 최종제품에서 다량 함유되어 있을 경우 교류자계에서 자구의 이동을 방해하여 자성을 해친다. 이러한 이유로 질소의 상한을 0.05증량 %로 한정하는 것이 바람직하다. 실리콘 (Si): 4-7중량 %
Si은 비저항치를 증가시켜 철심 손실， 즉 철손을 낮추는 역할을 한다. 실리콘의 함량이 4 중량 ¾ 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 자성이 발현되지 않는다. 반면에 7중량 ¾를 초과하는 경우에는 가공이 불가한 문제가 있다. 따라서， 실리콘의 함량은 4~7중량 ¾로 한정하는 것이 바람직하다. 알루미늄 (A1): 0.5~3중량 %
A1은 Si 다음으로 비저항을 증가시키는데 효율적인 원소이다. Si대신 Al을 치환하여 첨가할 경우 비저항의 증가효과는 Si에 비해 낮지만 압연성을 개선할 수 있다 . A1 첨가량이 0.5중량 % 미만인 경우에는 압연성을 개선하는 효과가 없고， 반면에， A1의 함량아 3중량 %를 초과하는 경우에는 자성개선효과가 나빠진다. 따라서， 상기 알루미늄의 함량은 0.5~3중량 %로 포함하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 제시하는 제조 공정에서 열간압연 및 넁간압연을 행하는 경우에는 Si의 함량에 따라 A1의 함량을 Si+Al의 식에 의하여 제한한다. Si과 A1의 유기적인 관계를 통하여， 비저항을 증가시켜 철심 손실， 즉 철손올 낮추는 역할을 한다. 상기 Si+Al의 함량이 4.5중량 % 미만인 경우에는 고주파 특성이 좋지 않으며, 8중량 %를 초과하는 경우에는 가공이 불가한 문제가 있다. 따라서, 상기 Si+Al의 함량은 4.5~8중량 %로 포함하는 것이 바람직하다. 본 발명의 나머지 성분은 철 (Fe)이다. 다만， 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 흔입될 수 있으므로， 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지 않는다 이하, 본 발명의 다른 일측면인 고규소 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명은 일측면으로서 고규소 강판의 제조방법은 중량 ¾로, C: 0.05% 이하 (0%는 제외), N: 0.05% 이하 (0%는 제외), Si: 4-7%, A1： 0.5-3%, Si+Al: 4.5-8%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용탕을 5腿 이하의 두께로 스트립 캐스팅 하는 단계， 상기 스트립 캐스팅된 스트립을 800°C~900°C의 온도에서 열간압연하는 단계， 상기 열간압연된 강재를 900~1200oC의 온도에서 열연판 소둔하는 단계, 상기 소둔된 열연판을 냉각하는 단계, 상기 넁각된 강재를 300oC~700oC의 온도에서 온간압연하는 단계 및 상기 온간압연된 강재를
800~1200oC의 온도로 최종 소둔하는 단계를 포함한다.
스트립 캐스팅 (Strip Casting
본 발명자들은 통상의 열연판 제조방법으로 고규소강을 제조하는 것은 매우 어려운 문제가 있어， 상기 성분계를 만족하는 용탕올 스트립캐스팅을 이용하여 간단하게 통상의 열연판을 제조할 수 있음을 확인하고， 스트립캐스팅 방법을 이용하게 되었다. 통상의 쉴연판 제조방법으로 고규소 강을 제조할 경우， 슬라브의 넁각과 가열시에 내외부 온도편차로 크랙이 발생한다. 또한， 규소함량이 높아서 슬라브 온도가 1200oC이상으로 표면온도가 증가하면 융점이 낮은 철갈림석 (fayalite)라는 Fe2Si04화합물이 생성되어 슬라브의 표면과 측면을 침식하여 크랙발생의 원인이 되고， 열간압연중에도 심한 취성으로 크랙이 발생한다 . 반면에 본 발명자들이 고안해 낸 상기 성분계를 만족하는 용탕을 스트립 캐스팅을 이용하여 고규소강을 제조하는 경우에는 통상의 열연판 제조방법을 이용하여 고규소 강을 제조한 경우에 비해 크랙의 발생 없이 1~2匪두께의 판을 직접 제조할 수 있다. 또한 , 스트립캐스팅과 박판용 열간압연장치를 연결하면 주조 후 바로 열간압연하여 판 두께를 더욱 낮추는 것 이 가능하고 , 도 4에 나타난 바와 같이， 스트립캐스팅은 중심부에 약간이 Si 편석 이 생기는데 이 편석은 압연성에 오히 려 유리한 작용을 한다 . 또한， 본 발명에 있어서 초기주조두께는 최종 두께를 고려하여 설정되는 것으로서 5. Omm이하인 것이 바람직하다 . 보다 바람직하게는 1.0-5.0隱이다 . 초기 주조두께가 5mm를 초과하는 경우에는 후속 온간압연량이 많아져 생산성에 불리하다 . 반면에， 1.0醒미만인 경우에는 스트립캐스팅 장치가 . 과도하게 길어져 야 하고 온간압연에 의해 표면품질을 개선하는 것에 한계가 있다. 또한， 스트립캐스팅은 질소분위기 및 아르곤 분위기 증 1종 이상의 분위 기에서 행하는 것 이 바람직하다. 열간압연
상기와 같이 주조된 강재를 열간압연을 실시할 수 있다. 이 때， 열간압연은 온간압연의 부하를 줄여주고， 열간압연을 통하여 주조조직을 파괴하여 결정립을 미세하게 하는 효과가 있다. 상기 열간압연온도는
800oC이상으로 한정하는 것이 바람직하다. 800oC미만인 경우에는 도 2의 (b)에 나타난 바와 같이， B2상은 규칙상을 가지고 있으며， 도 2의 (a)에 나타난 바와 같이 B2상의 규칙상이 형성되기 쉽고 이와 같은 규칙상은 연성을 저하시켜 취성파괴가 일어나기 쉽다. 연성 향상 효과 및 경제성을 고려하여 상기 열간압연 온도의 상한은 900°C로 제어하는 것이 바람직하다.
열연판소둔
상기와 같이 압연된 강재는 열연판 소둔된다. 열연판 소둔은 온간압연에 앞서 열처리 하여 열간압연시 생성된 스트레스를 없애준다. 이때， 소둔 은도는
900~1200oC의 은도로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 소둔 온도가 900°C 미만인 경우에는 재결정이 완료되지 않아 목표로 하는 연성 값을 확보할 수 없다. 반면에， 소둔 온도가 1200oC을 초과하는 경우에는 재결정립의 조대화로 강도가 저하된다. 따라서, 소둔 온도는 900~1200oC인 것이 바람직하다. -
열연판 소둔은 비산화성 분위기에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 비산화성 분위기는 질소분위기, 아르곤 분위기 및 수소와 질소 흔합 분위기 중 1종 이상인 것이 바람직하다. 또한， 열연판 소둔은 재결정이 완료되도록 유지하는 것이 바람직하며, 이때， 소둔 시간은 10초〜 5분으로 제한하는 것이 바람직하다.
냉각단계
상기와 같이 열연판 소둔된 강재는 냉각된다. 상기 열연판 소둔된 강재를 100oC에서 상온까지 5초에서 1분 사이에 넁각하는 것이 바람직하다. 보다 상세하게는 상기 냉각속도는 13~160oC/초인 것이 바람직하다. 상기 넁각속도가
13°C/초 미만인 경우에는 모서리부에 크랙이 발생하게 되며， 열처리를 하더라도 규칙상의 존재하여 압연성의 개선되지 않는다. 반면에， 160°C/초를 초과하는 경우에는 본 발명이 의도하고자 하는 압연성을 확보 및 경제성을 고려하여 이와 같이 한정한다. 온간압연
상가와 같이 냉각된 강재를 300~700oC에서 실시할 수 있다. 상기 냉간된 강재는 Si과 A1의 적정 범위의 제어를 통하여 300°C 도 3에 나타난 바와 같이， 300oC가 임계온도로 나타남을 확인할 수 있다. 300oC미만의 온도에서는 연성이 거의 나타나지 않고, 700 를 초과하는 경우에는 산세 등의 후처리 공정 시 문제가 발생한다. 따라서， 온간압연의 온도는 300~700oC인 것이 바람직하다. 또한， 0.5mm이하의 최종두께를 '갖도록 온간압연을 행하는 것이 바람직하다. 최종 소둔
상기와 같이 온간압연된 강판은 소둔된다. 이때， 소둔 온도는
800~1200°C의 온도로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 소둔의 온도가 800oC 미만인 경우에는 결정립의 성장이 충분하지 않아서 철손이 나쁘다. 반면에， 소둔 온도가 1200oC을 초과하는 경우에는 경제성과 생산성 측면에사 바람직하지 않고， 비산화성분위기를 사용하더라도 표면산화층이 형성되기 쉬워 자구의 이동을 방해하므로 자성을 해친다. 따라서, 소둔 온도는 800~1200oC인 것이 바람직하다.
또한， 넁연강판의 소둔은 재결정이 완료되도록 유지하는 것이 바람직하며ᅳ 이 때， 소둔 시간은 10초 -5분으로 제한하는 것이 바람직하다.
【발명의 실시를 위한 형태】
하기 표 1과 같이, 중량 %로 Si과 A1을 여러 가지로 변화하고, C:0.005¾, N: 0.0033%로 조성의 고규소강 합금을 수직형 쌍롤 스트립캐스터를 이용하여 두께 2.0醒로 주조하였다. 스트립캐스터에 연결된 열간 압연기를 이용하여 두께
2.0mm의 주조판을 1.0瞧로 열간압연하였다. 열간압연 개시온도는 1050°C이다. 열간압연된 고규소강판을 1000°C에서 5분간 수소 20%, 질소 80%의 분위기로 가열한 다음, 200oC/초의 넁각속도로 상온까지 급넁하였다. 이후 염산액으로 산세를 하여 표면 산화층을 제거하였다. 열처리한 고규소강판을 400oC의 온도로 0.1mm까지 두께를 낮춘 후， 최종 자성 구현을 위해 1000oC에서 10분간 수소 20% 질소 80¾， 이슬점 -10oC이하의 건조분위기로 소둔한 후 압연성 및 자성을 측정하였다. 하기 표 1에 나타난 자성을 측정한 B50은 자속밀도를 측정한 것이며, 자속밀도는 높을수록 좋은 자성을 지니고 있는 것으로 평가한다. 또한， W10/400 및 W10/1000은 상용 주파수의 철손을 측정한 것이며， 철손은 높을수록 낮은 자성을 지닌 것으로 평가한다.
【표 1】
Figure imgf000016_0001
바와 같이 Si와 A1의 함량의 제어를 통하여, 우수한 압연성을 확보할 수 있음을 알 수 있었다. 더불어， B50의 수치가 비교재 1 내지 3보다 높고, W10/400 및 訂 0/1000의 수치가 비교재 1 내지 3보다 낮을 것을 통하여 자성이 우수함을 알 수 있었다. 이에 반하여， 비교재 1은 A1의 미첨가로 인하여 압연성이 불량하고， 자성 또한좋지 않았다. 또한, 비교재 2는 A1의 함량이 낮아 압연성은 보통이나， B50의 수치가 발명재 1 내지 3 보다 낮고， W10/400 및 W10/1000의 수치가 발명재 1 내지 3보다 높아자성은 좋지 않은 것을 알 수 있었다.
비교재 3은 A1의 함량이 3중량 %로 많아서， 압연성은 매우 양호하나， W10/400 및 W10/1000의 수치가 발명재 1 내지 3보다 높아 자성은 좋지 않은 것을 알수 있었다.
이러한 결과를 통하여， Si, A1의 함량 제어가 중요하다는 것을 알 수 있었다.
(실시예 2)
중량 ¾>로 Si 6.3%, A1 0.3%, C 0.002%, N 0.003%를 함유한 규소강 합금을 수직형 쌍를 스트립캐스터를 이용하여 두께 2.0隱로 주조하였다. 스트립캐스터에 연결된 열간압연기를 이용하여 두께 2.0mm의 주조관을 1.0mm로 열간압연하였다. 열간압연 개시온도는 lOOi C이다. 열간압연된 고규소강판을 1000°C에서 5분간 수소 20%， 질소 80%의 분위기로 가열 소둔한 다음， 넁각속도를 여러 가지로 변경하여 넁각하였다. 상기 냉각속도는 800oC에서 100oC까지 각각 100°C/초와 10°C/초로 하였다. 열처리한 (소둔) 시편을 염산액으로 산세를 하여 표면 산화층을 제거한 후, 4(xrc의 은도로 온간압연한 후, 시편에서 크랙발생여부를 조사하였다. 넁각속도를 본 발명의 범위인 10CTC/초로 한 시편은 0.1mm까지 두께를 낮추는 것이 가능하며, 크랙이 발생되지 않았다. 이에 반해， 넁각속도가 본 발명 범위를 벗어나는 10°C/초인 시편은 압연율이 50%를 초과하게 되면 모서리부에 크엑이 발생하기 시작하였다. 이와 같이, 넁각속도가 느린 경우에는 압연하고 난 뒤， 열처리를 하더라도 규칙상의 존재는 없어지지 않으므로 추가 열처리를 하더라도 압연성은 개선되지 않음을 알수 있다.

Claims

【청구의 범위】
【청구항 1】
중량 %로， C: 0.05% 이하 (0%는 제외)， N: 0.05% 이하 (0%는 제외)， Si:
4-7%, Al: 0.5-3%, Si+Al： 4.5-8%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한불순물을 포함하는 용탕을 5隨 이하의 두께로 스트립 캐스팅 하는 단계;
상기 스트립 캐스팅된 스트립을 800oC이상의 온도에서 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 900~1200oC의 온도에서 열연판소둔하는 단계; 상기 소둔된 열연판을 넁각하는 단계;
상기 급넁된 강재를 300oC~700oC의 온도에서 온간압연하는 단계; 및 상기 온간압연된 강재를 80O1200°C의 온도로 최종 소둔하는 단계를 포함하는 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판의 제조방법 .
【청구항 2】
제 1항에 있어서，
상기 스트립 캐스팅단계는 질소 분위기 및 아르곤 분위기 중 1종 이상의 분위기에서 행하는 것을 특징으로 하는 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판의 제조방법 .
【청구항 3】
제 1항에 있어서 상기 열연판 소둔은 비산화성 분위기에서 행하는 것을 특징으로 하는 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강관의 제조방법.
【청구항 4】
제 3항에 있어서,
상기 비산화성 분위기는 질소 분위기, 아르곤 분위기 및 수소와 질소 흔합분위기 중 1종 이상인 것을 특징으로 하는 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판의 제조방법 .
【청구항 5】
제 1항에 있어서，
상기 냉각단계는 95~105oC까지 13~160°C/초의 속도로 행하는 것을 특징으로 하는 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판의 제조방법.
【청구항 6】
제 1항에 있어세
상기 온간압연단계는 강판의 최종 두께가 0.5画이하가 되도록 행하는 것을 특징으로 하는 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판의 제조방법 .
[청구항 7】
중량 ¾로， C: 0.05% 이하 (0%는 제외)， N: 0.05% 이하 (0%는 제외) 4-7%, Al: 0.5~3%, Si+ΑΓ. 4.5-8%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한불순물을포함하는 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판.
PCT/KR2012/011170 2011-12-20 2012-12-20 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판 및 그 제조방법 WO2013095006A1 (ko)

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