WO2020067724A1 - 방향성 전기강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

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WO2020067724A1
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electrical steel
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고경준
주형돈
이상우
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Definitions

  • One embodiment of the present invention relates to a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet and a grain-oriented electrical steel sheet. Specifically, an embodiment of the present invention relates to a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet and a grain-oriented electrical steel sheet that improves magnetic properties by controlling the ratio of the number of grains having a small grain size and the number of grains having a large grain size.
  • Directional electric steel sheet is used as iron core material for stationary equipment such as transformers, electric motors, generators, and other electronic devices.
  • the grain-oriented electrical steel final product has an aggregate structure in which the orientation of the crystal grains is oriented in the (110) [001] direction (or the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> direction), and has extremely excellent magnetic properties in the rolling direction. For this reason, it can be used as iron core materials such as transformers, electric motors, generators, and other electronic devices. In order to reduce energy loss, a low iron loss is required, and for miniaturization of a generator, a high magnetic flux density is required.
  • Iron loss of grain-oriented electrical steel is divided into hysteresis loss and eddy current loss, and in order to reduce double eddy current loss, efforts such as increasing the specific resistivity and reducing the product plate thickness are required.
  • it is difficult to roll the oriented electrical steel sheet, a non-rolled product in the direction of reducing the thickness of the product sheet, into the ultra-thin material the biggest difficulty and the problem to be overcome in making the ultra-thin product of the highest standard is the Goss Defense, the secondary recrystallization organization of the oriented electrical steel sheet It is to keep the direct degree very strong.
  • the optimum rolling reduction is generally known to be around 90% when manufacturing grain-oriented electrical steel sheets via a low-temperature heating method and a one-time cold-rolling process.
  • hot rolling is required to a thickness of 2.0 mmt or less. The thinner the thickness of the hot rolling, the higher the pressure reduction rate is required, and the productivity decreases due to the shape of the edge of the hot rolled plate such as hot rolling temperature, edge scab, top of the coil, and shape of the tail.
  • One embodiment of the present invention is to provide a grain-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the grain-oriented electrical steel sheet. Specifically, an embodiment of the present invention is to provide a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet and a grain-oriented electrical steel sheet that improves magnetic properties by controlling the ratio of the number of grains having a small grain size and the number of grains having a large grain size.
  • a method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention includes: hot rolling a slab to produce a hot-rolled sheet; Cold rolling the hot rolled sheet to produce a cold rolled sheet; First recrystallization annealing the cold rolled sheet; And secondary recrystallization annealing of the cold-rolled sheet in which the primary recrystallization annealing is completed, and the primary recrystallization annealing includes a shearing process and a post-processing process, and the total amount of the entrained gas in the primary recrystallization annealing step (B ),
  • the input of the impregnated gas in the shearing process (A) satisfies Equation 1 below.
  • Equation 1 the unit of the input of the infiltrating gas is Nm 3 / hr, and [t] represents the thickness of the cold rolled sheet (mm).
  • the slab may contain Cr: 0.03 to 0.15% by weight.
  • the slab may further include Ni: 0.1% by weight or less.
  • the slab may further include 0.03 to 0.15% by weight of Sn and Sb, and 0.01 to 0.05% by weight of P :.
  • the slab is by weight, Si: 2.5 to 4.0%, C: 0.03 to 0.09%, Al: 0.015 to 0.040%, Mn: 0.04 to 0.15%, N: 0.001 to 0.006%, S: 0.01% or less and Cr: 0.03 To 0.15%, and may include residual Fe and other inevitable impurities.
  • the method may further include heating the slab to 1280 ° C. or less before the step of manufacturing the hot rolled sheet.
  • the impregnating gas may include at least one of ammonia and amine.
  • the duration of the shearing process is 10 to 80 seconds, and the duration of the rearing process may be 30 to 100 seconds.
  • the shearing process and the rearing process can be performed at a temperature of 800 to 900 ° C.
  • the shearing process and the rearing process may be performed in an atmosphere having an oxidation capacity (PH 2 O / PH 2 ) of 0.5 to 0.7.
  • the steel sheet may contain 0.015 to 0.025% by weight of nitrogen.
  • the steel sheet may satisfy Equation 2 below.
  • [G 1 / 4t ] means the average grain size ( ⁇ m) measured at 1/4 point of the total thickness of the steel sheet, and [G 1 / 2t ] is measured at 1/2 point of the total thickness of the steel sheet. Means one average grain size ( ⁇ m).
  • the steel sheet may satisfy Equation 3 below.
  • [N tot ] means the nitrogen content (% by weight) in the entire steel sheet, and [N 1 / 4t to 3 / 4t ] is nitrogen at 1/4 to 3/4 of the total thickness of the steel sheet. Content (% by weight).)
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may satisfy Equation 4 below.
  • [D S ] represents the number of grains having a particle diameter of 5 mm or less
  • [D L ] represents the number of grains having a particle diameter of more than 5 mm.
  • the steel sheet may contain Cr: 0.03 to 0.15% by weight.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention can improve magnetization by dividing the dipping process into two steps in the first recrystallization annealing step during the manufacturing process.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention can improve the magnetic property by uniformly controlling the grain size of the grains over the entire thickness range and controlling the needle mass according to the thickness of the steel sheet after primary recrystallization annealing.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention can improve magnetic properties by controlling the ratio of the number of grains having a small grain size and the number of grains having a large grain size.
  • first, second and third are used to describe various parts, components, regions, layers and / or sections, but are not limited thereto. These terms are only used to distinguish one part, component, region, layer or section from another part, component, region, layer or section. Accordingly, a first portion, component, region, layer or section described below may be referred to as a second portion, component, region, layer or section without departing from the scope of the present invention.
  • % means weight%, and 1 ppm is 0.0001% by weight.
  • the meaning of further including an additional element means that the remaining amount of iron (Fe) is replaced by an additional amount of the additional element.
  • a method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention includes: hot rolling a slab to produce a hot-rolled sheet; Cold rolling the hot rolled sheet to produce a cold rolled sheet; First recrystallization annealing the cold rolled sheet; And a second recrystallization annealing of the cold rolled sheet in which the first recrystallization annealing is completed.
  • a hot rolled sheet is manufactured by hot rolling a slab.
  • the flow rate of the sedimentation gas in the primary recrystallization annealing process, the characteristics of the grain size after the primary recrystallization annealing, the sediment mass characteristics, and the ratio of grains according to the size after the secondary recrystallization annealing, and the alloy composition is generally It is also possible to use alloy compositions in known grain-oriented electrical steel sheets. Supplementally, the slab alloy component will be described.
  • the slab may contain Cr: 0.03 to 0.15% by weight.
  • Chromium is an element that promotes oxidation formation.
  • Cr is added in an appropriate amount, it suppresses the formation of a dense oxide layer in the surface layer portion and helps to form a fine oxide layer in the depth direction.
  • Cr By adding Cr, it is possible to overcome the phenomenon that the primary recrystallized grains are non-uniform due to delayed decarburization and deterioration, to form a primary recrystallized grain having excellent uniformity, and to add an effect of improving magnetism and surface.
  • an appropriate amount of Cr is added, the inner oxide layer is formed deeper, and the rate of denitrification and decarburization becomes faster, so that it is possible to overcome the difficulty in controlling the size and uniformity of the primary recrystallized grains.
  • the base coating formed during the secondary recrystallization annealing process can be strongly formed.
  • the Cr content is less than the lower limit, the effect is weak, and when it exceeds the upper limit, the oxide layer is excessively formed, and the effect may be reduced.
  • Cr may include 0.05 to 0.1% by weight.
  • the slab may further include Ni: 0.1% by weight or less.
  • Nickel (Ni), like C, is an austenite-forming element, which activates the phase transformation of austenite during hot rolling and hot rolling to bring about a tissue refinement effect. In particular, it has the effect of promoting the formation of goth grains in the sub-surface layer, increasing the goss fraction in the primary recrystallized grains and improving the uniformity of the size of the primary recrystallized grains, thereby increasing the magnetic flux density of the final product. . Also, Ni is additionally added so that the base coating can be formed robustly, similar to Cr. The effect can be added by adding simultaneously with Cr. More specifically, it may contain 0.005 to 0.05% by weight.
  • the slab may further include 0.03 to 0.15% by weight of Sn and Sb, and 0.01 to 0.05% by weight of P :.
  • Tin (Sn) and antimony (Sb) are known as crystal growth inhibitors because they are elements that interfere with the movement of grain boundaries.
  • the size of the secondary recrystallized microstructure decreases because the number of goth defense nuclei growing into the secondary recrystallized aggregate increases by increasing the grain fraction of the goth orientation in the primary recrystallized aggregate. As the grain size decreases, the eddy current loss decreases, so the iron loss of the final product decreases. If the sum of Sn and Sb is too small, there is no additive effect.
  • decarburization annealing should be performed at a low temperature because the grain growth inhibitory force is too high to decrease the grain size of the primary recrystallized microstructure in order to relatively increase the driving force of grain growth. Since it cannot be controlled, a good surface cannot be secured. More specifically, it may include 0.02 to 0.08 Sn and 0.01 to 0.08% by weight of Sb.
  • Phosphorus (P) is an element that exhibits similar effects to Sn and Sb, and it is possible to segregate in the grain boundaries, hinder the movement of grain boundaries, and at the same time, play a secondary role in inhibiting grain growth. In addition, there is an effect of improving the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> aggregate in terms of microstructure. If the content of P is too small, there is no additive effect, and if it is added too much, brittleness increases, and the rolling property may be greatly deteriorated. More specifically, it may contain 0.015 to 0.03% by weight of P.
  • the slab is by weight, Si: 2.5 to 4.0%, C: 0.03 to 0.09%, Al: 0.015 to 0.040%, Mn: 0.04 to 0.15%, N: 0.001 to 0.006%, S: 0.01% or less and Cr: 0.03 To 0.15%, and may include residual Fe and other inevitable impurities.
  • Si increases the specific resistance of the grain-oriented electrical steel sheet, and thus serves to lower the core loss, that is, iron loss. If the Si content is too low, the resistivity decreases and iron loss may deteriorate.
  • Si is excessively contained, the brittleness of the steel increases, the toughness decreases, the incidence of plate breakage increases during the rolling process, a load is generated in the cold rolling operation, and the temperature required for pass aging during cold rolling is lowered, and secondary recrystallization is formed. It becomes unstable. Therefore, Si can be included in the aforementioned range. More specifically, it may include 3.3 to 3.7% by weight.
  • Carbon (C) is an element that induces austenite phase formation.
  • the ferrite-austenite phase transformation is activated during the hot rolling process as the C content increases.
  • the elongated hot-rolled strip structure formed during the hot rolling process increases, thereby inhibiting ferrite grain growth during the hot-rolled sheet annealing process.
  • the aggregated structure improves after cold rolling by increasing the stretched hot-rolled band structure having a higher strength than the ferrite structure, and by miniaturizing the initial particles of the hot-rolled sheet annealed structure, which is a cold-rolled starting structure, in particular, the Goss fraction increases. .
  • the larger the C content is the longer the decarburization annealing time after decarburization annealing, impairing productivity, and insufficient decarburization in the early stage of heating makes the primary recrystallized grains non-uniform to make the secondary recrystallization unstable. Therefore, the C content in the slab can be adjusted as described above. More specifically, the slab may contain 0.04 to 0.07% by weight of C.
  • C is partially removed, and the C content in the final manufactured grain-oriented electrical steel sheet may be 0.005% by weight or less.
  • Aluminum (Al) forms nitrides in the form of (Al, Si, Mn) N and AlN, and thus acts as a powerful grain growth inhibitory agent. If the content is too small, the number of precipitates formed and the volume fraction may be low, so the effect of inhibiting grain growth may not be sufficient. When the Al content is too high, the precipitate grows coarsely, and the effect of suppressing grain growth is reduced. Therefore, Al may be included in the above-described range. More specifically, Al may be added at 0.02 to 0.035% by weight.
  • Manganese (Mn) is an element that reacts with S to form sulfides. When Mn is too small, fine MnS precipitates non-uniformly during hot rolling, thereby deteriorating magnetic properties.
  • Mn has the effect of reducing the iron loss by increasing the specific resistance like Si.
  • Si silicon
  • nitrogen nitrogen
  • a large amount of (Fe, Mn) and Mn oxides are formed on the surface of the steel sheet in addition to Fe 2 SiO 4 to interfere with the formation of the base coating formed during the second recrystallization annealing, thereby lowering the surface quality, and the primary recrystallization annealing.
  • Mn may be included in the above-described range. More specifically, it may include 0.07 to 0.13% by weight.
  • N Nitrogen
  • Al or the like is an element that reacts with Al or the like to refine crystal grains.
  • N Nitrogen
  • the initiation temperature of the secondary recrystallization increases and deteriorates magnetic properties.
  • entrainment occurs during the primary recrystallization annealing process, and also some nitrogen is removed during the secondary recrystallization annealing process. Finally, the remaining N content may be 0.003% by weight or less.
  • S Sulfur
  • S is a high solid solution temperature during hot rolling, and it is desirable to prevent it from being contained as a highly segregable element, but it is a kind of inevitable impurities contained in steelmaking.
  • S forms MnS and affects the primary recrystallized grain size, it is preferable to limit the content of S to 0.01% by weight or less. More specifically, the S content may be 0.008% by weight or less.
  • Zr, V, etc. are strong carbonitride-forming elements, it is preferable that they are not added as much as possible, and they are contained in 0.01 wt% or less, respectively.
  • the method may further include heating the slab to 1280 ° C. or less before the step of manufacturing the hot rolled sheet. Through this step, the precipitate can be partially dissolved. In addition, since the columnar crystal structure of the slab is prevented from growing coarsely, cracks can be prevented from occurring in the width direction of the plate in a subsequent hot rolling process, thereby improving the error rate. If the slab heating temperature is too high, the furnace may be repaired by melting the surface of the slab and the life of the furnace may be shortened. More specifically, the slab can be heated to 1130 to 1230 ° C.
  • hot rolled sheet having a thickness of 1.5 to 3.0 mm may be manufactured by hot rolling.
  • the method may further include annealing the hot rolled sheet.
  • the step of annealing the hot rolled sheet may be performed by heating to a temperature of 950 to 1,100 ° C, cracking at a temperature of 850 to 1,000 ° C, and then cooling.
  • a cold rolled sheet is manufactured by cold rolling the hot rolled sheet.
  • Cold rolling may be performed through strong cold rolling once, or may be performed through a plurality of passes. It provides a pass aging effect through warm rolling at a temperature of 200 to 300 ° C at least once during rolling, and may be manufactured to a final thickness of 0.1 to 0.3mm.
  • the cold-rolled cold-rolled sheet is subjected to decarburization and recrystallization of the deformed tissue and an entrainment treatment through an entrainment gas during the first recrystallization annealing.
  • the cold rolled sheet is subjected to primary recrystallization annealing.
  • the primary recrystallization annealing step is divided into a shearing step and a rearing step, so that the input of the immersion gas in the shearing and trailing steps is different.
  • the shearing process and the rearing process are performed in the heating step in the primary recrystallization annealing step and in the cracking step among the cracking steps.
  • the shearing process and the rearing process may be performed respectively in separate cracking zones, or may be performed in a cracking zone in which a shielding film is installed to hinder the flow of the infiltrating gas to the front end and rear end.
  • the surface grains are properly grown, and the magnetization is ultimately improved by allowing the impregnation to be smoothly performed inside the steel sheet.
  • the input amount (A) of the impregnating gas in the shearing process with respect to the total input amount of the impregnating gas (B) satisfies Equation 1 below.
  • Equation 1 the unit of the input of the infiltrating gas is Nm 3 / hr, and [t] represents the thickness of the cold rolled sheet (mm).
  • the input of the impregnating gas in the shearing process may be 0.05 to 3 Nm 3 / hr, and the input of the impregnating gas in the shearing process may be 1 to 10 Nm 3 / hr.
  • Nitrogen gas can be used without restriction of the gas surface that can decompose nitrogen at the temperature in the primary recrystallization annealing process and penetrate into the steel sheet.
  • the dipping gas may include one or more of ammonia and amine.
  • the duration of the shearing process is 10 to 80 seconds, and the duration of the rearing process may be 30 to 100 seconds.
  • the crack temperature of the primary recrystallization annealing step may be performed at a temperature of 800 to 900 ° C. If the temperature is too low, the first recrystallization may not be performed, or the needle may not be smoothly made. If the temperature is too high, the primary recrystallization grows too large, which may cause deterioration of magnetism.
  • Decarburization may also take place in the primary recrystallization annealing step. Decarburization can be done before, after, or simultaneously with the shearing and backing processes. When carried out at the same time as the shearing process and the rearing process, the shearing process and the rearing process may be performed in an atmosphere having an oxidation capacity (PH 2 O / PH 2 ) of 0.5 to 0.7.
  • the steel sheet may contain 0.005% by weight or less and more specifically 0.003% by weight or less of carbon.
  • the steel sheet may contain 0.015 to 0.025% by weight of nitrogen. As will be described later, it has a different nitrogen content depending on the thickness of the steel sheet, and the above range means the average nitrogen content over the entire thickness.
  • the steel sheet may satisfy Equation 2 below.
  • [G 1 / 4t ] means the average grain size ( ⁇ m) measured at 1/4 point of the total thickness of the steel sheet, and [G 1 / 2t ] is measured at 1/2 point of the total thickness of the steel sheet. Means one average grain size ( ⁇ m).
  • the crystal grain (G 1 / 4t ) of the surface layer part grows significantly, less secondary recrystallization of more than 5 mm is formed, and a very non-uniform secondary recrystallized structure is formed, thereby deteriorating magnetic properties.
  • the crystal grain (G 1 / 4t ) of the surface layer portion grows too small, a large amount of fine secondary recrystallization of 5 mm or less is formed, and a large number of secondary recrystallized grains for heat azimuth may be formed, resulting in magnetic deterioration.
  • the value of Equation 2 may be 1.2 to 2.7.
  • the grain size means a grain size measured for a surface parallel to the rolling surface (ND surface).
  • the steel sheet may satisfy Equation 3 below.
  • [N tot ] means the nitrogen content (% by weight) in the entire steel sheet, and [N 1 / 4t to 3 / 4t ] is nitrogen at 1/4 to 3/4 of the total thickness of the steel sheet. Content (% by weight).)
  • the cold-rolled sheet in which the first recrystallization annealing is completed is subjected to the second recrystallization annealing.
  • the purpose of secondary recrystallization annealing is largely to form the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> aggregate by secondary recrystallization, to form a glassy film by reacting the oxide layer and MgO formed upon decarburization, to provide insulation and to remove impurities that impair magnetic properties. .
  • the secondary recrystallization is well developed by protecting the nitride, which is a particle growth inhibitor, by maintaining it as a mixed gas of nitrogen and hydrogen in the temperature rising section before the secondary recrystallization occurs, and after completion of the secondary recrystallization, 100 % Keep it in a hydrogen atmosphere for a long time to remove impurities.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention improves magnetic properties by controlling the ratio of the number of grains having a small grain size and the number of grains having a large grain size. Specifically, the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention satisfies Expression 4 below.
  • [D S ] represents the number of grains having a particle diameter of 5 mm or less
  • [D L ] represents the number of grains having a particle diameter of more than 5 mm.
  • Equation 4 If the value of Equation 4 is too large, the grain size is non-uniform, resulting in a large magnetic deviation, and deterioration of the magnetism.
  • Equation 4 may be 0.09 or less.
  • the alloy composition of the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is the same as the alloy composition of the above-described slab except for C and N, and thus repeated descriptions are omitted.
  • the grain-oriented electrical steel sheet may include Cr: 0.03 to 0.15% by weight.
  • the grain-oriented electrical steel sheet may further include Ni: 0.1% by weight or less.
  • the grain-oriented electrical steel sheet may further include 0.03 to 0.15% by weight of Sn and Sb, and 0.01 to 0.05% by weight of P :.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is in weight%, Si: 2.5 to 4.0%, C: 0.005% or less, Al: 0.015 to 0.040%, Mn: 0.04 to 0.15%, N: 0.003% or less, S: 0.01% or less and Cr: 0.03 To 0.15%, and may include residual Fe and other inevitable impurities.
  • the iron loss (W17 / 50) in the condition of 1.7 Tesla, 50 Hz of the grain-oriented electrical steel sheet may be 0.80 W / kg or less. More specifically, the iron loss (W17 / 50) may be 0.60 to 0.75 W / kg. At this time, the thickness standard is 0.18mm.
  • the magnetic flux density (B8) induced under the magnetic field of 800 A / m of the grain-oriented electrical steel sheet may be 1.92 T or more. More specifically, it may be 1.93 to 1.95T.
  • Si 3.15 wt%, C 0.045 wt%, P: 0.02 wt%, Sn 0.05 wt%, Mn 0.1 wt%, S 0.005 wt%, sol Al 0.03 wt%, N 0.004 wt%, Cr: 0.08 wt%
  • a slab containing silver residual Fe and other inevitable impurities was prepared. Thereafter, heating was performed at 1180 ° C for 210 minutes, followed by hot rolling to prepare a hot-rolled sheet having a thickness of 1.8 mm.
  • the hot-rolled sheet was heated to 1050 ° C., held at 950 ° C. for 90 seconds, then cooled to 760 ° C., quenched in boiling water at 100 ° C., pickled, and then cold-rolled once to a thickness of 0.18 mm.
  • the cold-rolled plate was subjected to simultaneous decarburization and nitridization annealing so that the carbon content was 30 ppm or less and the nitrogen content was 200 ppm in a mixed gas atmosphere of hydrogen (oxidation degree: 0.6) and nitrogen and ammonia at a temperature of about 850 ° C.
  • the input of the impregnating gas in the shearing process and the input of the impregnating gas in the subsequent processing were adjusted as shown in Table 1 below, and the shearing process was performed for 50 seconds and the post-processing process for 70 seconds.
  • MgO an annealing separating agent
  • the final annealing was carried out with a mixed atmosphere of 25v% nitrogen and 75v% hydrogen up to 1200 ° C, and after reaching 1200 ° C, the furnace was annealed for 10 hours or more in a 100 v% hydrogen atmosphere.
  • Table 1 shows the magnetic properties and tissue properties measured for each condition.
  • Magnetic properties were measured by using a single sheet measurement method to measure iron loss at 1.7 Tesla and 50 Hz, and the magnitude of magnetic flux density (Tesla) induced under a magnetic field of 800 A / m. Each magnetic flux density and iron loss value are averages for each condition.
  • inventive materials 1 to 4 in which the quench gas was controlled during the primary recrystallization annealing process are properly grown in the surface layer grains and properly immersed in the steel sheet, thereby inhibiting formation of secondary recrystallization of less than 5 mm. It can be confirmed that the magnetism is excellent.
  • the comparative material 1 in which a large amount of impregnated gas was administered in the shearing process was formed so that the surface layer grains were too small, a large amount of fine secondary recrystallization was formed, and the magnetism was also deteriorated.
  • Comparative Material 2 in which the soaking gas was administered too wetly, had too little nitrogen content inside the steel sheet, so that a large amount of fine secondary recrystallization was formed, and the magnetism was also deteriorated.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법은 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하고, 1차 재결정 소둔하는 단계는 전단 공정 및 후단 공정을 포함하고, 1차 재결정 소둔하는 단계에서의 침질 가스 총 투입량(B)에 대한 전단 공정에서의 침질 가스 투입량(A)이 하기 식 1을 만족한다. [식 1] 0.05≤[A]/[B]≤[t] (식 1에서, 침질 가스 투입량의 단위는 Nm3/hr이고, [t]는 냉연판 두께(mm)를 나타낸다.)

Description

방향성 전기강판 및 그의 제조방법
본 발명의 일 실시예는 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다. 구체적으로 본 발명의 일 실시예는 입경이 작은 결정립 개수와 입경이 큰 결정립 개수의 비율을 제어하여 자성특성을 향상시키는 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.
방향성 전기강판은 변압기, 전동기, 발전기 및 기타 전자기기 등 정지 기기의 철심 재료로 사용된다. 방향성 전기강판 최종 제품은 결정립의 방위가 (110)[001]방향(또는 {110}<001> 방향)으로 배향된 집합조직을 갖고, 압연방향으로 극히 우수한 자기적 특성을 갖는다. 이 때문에, 변압기, 전동기, 발전기 및 기타 전자기기 등의 철심 재료로 사용될 수 있다. 에너지 손실을 줄이기 위해서는 철손이 낮은 것이 요구되고, 발전기기의 소형화를 위해서는 자속밀도가 높은 것이 요구된다.
방향성 전기강판의 철손은 이력손, 와전류손으로 나뉘고 이중 와전류손을 감소하기 위해서는 고유비저항을 늘리는 것, 제품 판두께를 줄이는 등의 노력이 필요하다. 제품판 두께를 줄이는 방향으로 난압연 제품인 방향성 전기강판을 극박물로 압연해야하는 어려움도 있지만, 최고급 규격의 극박물 제품을 만드는데 있어서 가장 큰 어려움이자 극복해야할 문제는 방향성 전기강판의 2차 재결정 조직인 고스 방위의 직접도를 매우 강하게 유지는 것이다.
극박물 제품을 만드는데 있어서 압연에서의 문제점을 살펴보면, 저온 가열법과 1회 강냉간압연 공정을 경유하는 방향성 전기강판 제조시 통상적으로 최적의 압하율이 90%내외로 알려져 있다. 이에 따르면, 0.20mm 이하 극박물 제품을 제조하기 위해서는 90% 냉간압연율을 확보하기 위해서는 열연판 두께를 2.0mmt이하의 두께로 열간압연이 필요하다. 열간압연 두께가 얇아 질수록 고압하율이 필요하고, 열간압연 온도 유지, edge scab 등의 열간압연판의 edge부나, 코일의 탑, 테일부의 형상 등의 이유로 생산성이 떨어지게 된다.
더 중요한 문제로는 제품이 얇아짐에 따라 2차 재결정 소둔 과정 중 특히, 고스 방위의 2차 재결정이 나타나는 구간에서의 표면으로부터 석출물 유실이 빨라짐에 의해서 고스 방위 직접도를 강하게 유지하는게 어려워 진다는데 있다. 이는 제품 자성 특성에 직결되는 문제로 극박물제품에서 최고급 자성 특성을 확보하기 어렵게 만드는 문제이고, 본 발명에서 극복해야하는 문제이다.
석출물 유실을 극복하기 위한 방법으로 2차 재결정 소둔 과정중 N2 gas의 분율을 높여서 석출물 유실을 방지하는 방법을 제안된 바 있으나, 제품판 표면에 질소 방출구와 같은 결함을 유발 시키는 문제가 있다.
이를 해결하기 위해 동시탈탄침질방법을 사용한 경제적인 제조방법 또한 제안되었다. 동시탈탄침질 방법으로 탈탄판을 제조함에 있어서 표면 결정립경과 중심층 결정립경의 차이가 존재함을 명시하였고, 이를 일정 범위로 제어할 필요가 있음을 제안하였다.
또한, 이를 해결하기 위해 Sb, P, Sn과 같은 편석원소를 포함함으로서 자성을 획기적으로 개선 하는 기술이 또한 제안되었다. 편석원소를 더욱 추가하여 극박물 제품 제조시 석출물 유실을 보완하는 보조 인히비터로 편석원소를 활용하였으나, 과량 첨가시 극박 압연이 어려운 점이 있고, 편석원소 과량 첨가시 산화층이 불균일하고 얇아져 베이스 코팅의 특성이 열위하여 석출물 유실을 더욱 야기하는 부작용이 있어 자성을 안정적으로 확보할 수가 없었다.
또한, 이를 해결하기 위해 극박물 제품 제조시 1차 재결정 소둔 공정에 있어서 전단부의 산화능과 질화 처리를 조절하는 방법도 제안되었다. 하지만, 극박물제품을 제조함에 있어서는 석출물의 유실 영향이 매우 민감해지는 문제가 있었다.
본 발명의 일 실시예는 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법을 제공하고자 한다. 구체적으로 본 발명의 일 실시예는 입경이 작은 결정립 개수와 입경이 큰 결정립 개수의 비율을 제어하여 자성특성을 향상시키는 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법은 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하고, 1차 재결정 소둔하는 단계는 전단 공정 및 후단 공정을 포함하고, 1차 재결정 소둔하는 단계에서의 침질 가스 총 투입량(B)에 대한 전단 공정에서의 침질 가스 투입량(A)이 하기 식 1을 만족한다.
[식 1]
Figure PCTKR2019012474-appb-I000001
(식 1에서, 침질 가스 투입량의 단위는 Nm3/hr이고, [t]는 냉연판 두께(mm)를 나타낸다.)
슬라브는 Cr : 0.03 내지 0.15중량%를 포함할 수 있다.
슬라브는 Ni: 0.1 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
슬라브는 Sn 및 Sb를 합량으로 0.03 내지 0.15 중량%, 및 P: 0.01 내지 0.05 중량% 더 포함할 수 있다.
슬라브는 중량%로, Si: 2.5 내지 4.0%, C : 0.03 내지 0.09%, Al: 0.015 내지 0.040%, Mn: 0.04 내지 0.15%, N: 0.001 내지 0.006%, S : 0.01%이하 및 Cr : 0.03 내지 0.15% 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 포함할 수 있다.
열연판을 제조하는 단계 이전에 슬라브를 1280℃ 이하로 가열하는 단계를 더 포함할 수 있다.
침질 가스는 암모니아 및 아민 중 1종 이상을 포함할 수 있다.
전단 공정의 수행 시간은 10 내지 80 초 이고, 후단 공정의 수행 시간은 30 내지 100초 일 수 있다.
전단 공정 및 후단 공정은 800 내지 900℃의 온도에서 수행 될 수 있다.
전단 공정 및 후단 공정은 산화능(PH2O/PH2)이 0.5 내지 0.7인 분위기에서 수행될 수 있다.
1차 재결정 소둔 후 강판은 질소를 0.015 내지 0.025 중량% 포함할 수 있다.
1차 재결정 소둔 후 강판은 하기 식 2를 만족할 수 있다.
[식 2]
Figure PCTKR2019012474-appb-I000002
(식 2에서, [G1/4t]은 강판 전체 두께의 1/4 지점에서 측정한 평균 결정립경(㎛)을 의미하고, [G1/2t]은 강판 전체 두께의 1/2 지점에서 측정한 평균 결정립경(㎛)을 의미한다.)
1차 재결정 소둔 후 강판은 하기 식 3을 만족할 수 있다.
[식 3]
Figure PCTKR2019012474-appb-I000003
(식 3에서, [Ntot]은 강판 전체에서의 질소 함량(중량%)을 의미하고, [N1/4t~3/4t]은 강판 전체 두께의 1/4 내지 3/4 지점에서의 질소 함량(중량%)을 의미한다.)
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 하기 식 4을 만족할 수 있다.
[식 4]
Figure PCTKR2019012474-appb-I000004
(식 4에서, [DS]은 입경이 5mm이하인 결정립 개수를 나타내고, [DL] 입경이 5mm 초과인 결정립 개수를 나타낸다.)
강판은 Cr : 0.03 내지 0.15중량%를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 제조 과정 중 1차 재결정 소둔 단계에서 침질 공정을 2단계로 구분하여 수행함으로써, 자성을 향상시킬 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 1차 재결정 소둔 후 강판에 대하여 전 두께 범위에 걸쳐 결정립의 입경을 균일하게 제어하고, 두께에 따른 침질량을 제어하여, 자성을 향상시킬 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 입경이 작은 결정립 개수와 입경이 큰 결정립 개수의 비율을 제어하여 자성특성을 향상시킬 수 있다.
제1, 제2 및 제3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분, 영역, 층 및/또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션을 다른 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
어느 부분이 다른 부분의 "위에" 또는 "상에" 있다고 언급하는 경우, 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 그 사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
또한, 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미하며, 1ppm 은 0.0001중량%이다.
본 발명의 일 실시예에서 추가 원소를 더 포함하는 것의 의미는 추가 원소의 추가량 만큼 잔부인 철(Fe)을 대체하여 포함하는 것을 의미한다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법은 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함한다.
이하에서는 각 단계별로 상세히 설명한다.
먼저, 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조한다.
본 발명의 일 실시예에서는 1차 재결정 소둔 공정에서의 침질 가스 유량, 1차 재결정 소둔 후 결정립, 침질량 특성, 2차 재결정 소둔 후 크기에 따른 결정립 비율에 특징이 있는 것이며, 합금 조성은 일반적으로 알려진 방향성 전기강판에서의 합금 조성을 사용하는 것도 가능하다. 보충적으로 슬라브 합금 성분에 대해 설명한다.
슬라브는 Cr : 0.03 내지 0.15중량%를 포함할 수 있다.
Cr: 0.03 내지 0.15 중량%
크롬(Cr)은 산화 형성을 촉진하는 원소이다. Cr을 적정량 첨가하면, 표층부의 치밀한 산화층 형성을 억제하며 깊이 방향으로 미세한 산화층이 형성되는 것을 돕는다. Cr을 첨가함으로써, 탈탄 및 침질이 지연되어 1차 재결정립이 불균일해지는 현상을 극복하고, 균일성이 우수한 1차 재결정립을 형성하고, 자성 및 표면을 개선시켜주는 효과를 추가할 수 있다. Cr함량을 적정량 첨가하면 내부 산화층이 더 깊게 형성되고, 침질 및 탈탄 속도가 빠르게 되므로, 1차 재결정립의 크기 조절 및 균일성 확보가 어려운 점을 극복할 수 있다. 또한 2차 재결정 소둔 공정 중 형성되는 베이스 코팅이 강건하게 형성될 수 있게 한다. Cr 함량을 하한치에 미달하는 경우, 효과가 미약하고, 상한치를 초과하는 경우, 산화층이 과하게 형성되어 그 효과가 감소할 수 있다. 더욱 구체적으로 Cr은 0.05 내지 0.1 중량% 포함할 수 있다.
슬라브는 Ni: 0.1 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
Ni: 0.1 중량% 이하
니켈(Ni)은 C과 마찬가지로 오스테나이트 형성 원소로 열간압연, 열연 후 열처리 공정의 오스테나이트 상변태를 활성화 하여, 조직 미세화효과를 가져온다. 특히, 서브 표층부의 고스 결정립 형성을 촉진하는 효과가 있어, 1차 재결정립에서의 고스 분율을 늘리고, 1차 재결정립의 크기의 균일성이 좋아짐으로, 최종 제품의 자속밀도를 상향 시키는 효과를 준다. 또한 Ni을 추가 첨가하여, Cr과 유사하게, 베이스 코팅이 강건하게 형성될 수 있도록 한다. Cr과 함께 동시에 첨가함으로 그 효과 더해 질 수 있다. 더욱 구체적으로 0.005 내지 0.05 중량% 포함할 수 있다.
슬라브는 Sn 및 Sb를 합량으로 0.03 내지 0.15 중량%, 및 P: 0.01 내지 0.05 중량% 더 포함할 수 있다.
Sn 및 Sb의 합량: 0.03 내지 0.15 중량%
주석(Sn) 및 안티몬(Sb)은 결정립계 편석원소로서 결정립계의 이동을 방해하는 원소이기 때문에 결정성장억제제로서 알려져 있다. 또한 1차재결정 집합조직에 있어서 고스방위의 결정립 분율을 증가시킴으로써 2차재결정 집합조직으로 성장하는 고스방위 핵이 많아지므로 2차재결정 미세조직의 크기가 감소한다. 결정립크기가 작아질수록 와전류손이 작아지기 때문에 최종제품의 철손이 감소하게 된다. Sn 및 Sb의 합량이 너무 적으면 첨가효과가 없다. 그 합량이 너무 많으면, 결정립 성장 억제력이 너무 증가하여 상대적으로 결정립 성장 구동력을 증가시키기 위해 1차재결정 미세조직의 결정립 크기를 감소시켜야 하기 때문에 탈탄소둔을 낮은 온도에서 실시해야하며, 이로인해 적절한 산화층으로 제어할 수 없어서 양호한 표면을 확보할 수가 없다. 더욱 구체적으로 Sn을 0.02 내지 0.08 및 Sb를 0.01 내지 0.08 중량% 포함할 수 있다.
P: 0.01 내지 0.05 중량%
인(P)는 Sn, Sb와 유사한 효과를 나타내는 원소로서, 결정립계에 편석하여 결정립계의 이동을 방해하고 동시에 결정립 성장을 억제하는 보조적인 역할이 가능하다. 또한, 미세조직측면에서 {110}<001>집합조직을 개선하는 효과가 있다. P의 함량이 너무 적으면 첨가효과가 없으며, 너무 많이 첨가하면 취성이 증가하여 압연성을 크게 나빠질 수 있다. 더욱 구체적으로 P를 0.015 내지 0.03 중량% 포함할 수 있다.
슬라브는 중량%로, Si: 2.5 내지 4.0%, C : 0.03 내지 0.09%, Al: 0.015 내지 0.040%, Mn: 0.04 내지 0.15%, N: 0.001 내지 0.006%, S : 0.01%이하 및 Cr : 0.03 내지 0.15% 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 포함할 수 있다.
Si : 2.5 내지 4.0 중량%
실리콘(Si)은 방향성 전기강판 소재의 비저항을 증가시켜 철심손실(core loss) 즉, 철손을 낮추는 역할을 한다. Si 함량이 너무 낮은 경우 비저항이 감소하여 철손이 열화될 수 있다. Si를 과잉 함유시에는 강의 취성이 증가하고, 인성이 감소하여 압연 과정중 판파단 발생율이 증가되고, 냉간압연 조업에 부하가 생기고, 냉간압연 중 패스에이징에 필요한 판온에 미달하게 되고 2차 재결정 형성이 불안정해진다. 따라서 전술한 범위로 Si를 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 3.3 내지 3.7 중량% 포함할 수 있다.
C: 0.03 내지 0.09 중량%
탄소(C)은 오스테나이트상 형성을 유도하는 원소이다. C 함량의 증가에 따라 열간 압연 공정 중 페라이트-오스테나이트 상변태가 활성화된다. 또한, C 함량의 증가에 따라 열간 압연 공정 중 형성되는 길게 연신된 열연띠 조직이 증가하여, 열연판 소둔 공정 중 페라이트 입성장을 억제한다. 또한 C 함량이 증가함에 따라 페라이트 조직에 비해 강도가 높은 연신된 열연띠 조직 증가와 냉연 시작 조직인 열연판 소둔 조직의 초기 입자의 미세화에 의해 냉간압연 이후 집합조직이 개선 특히, 고스 분율이 증가하게 된다. 이는 열연판 소둔 후 강판내 존재하는 잔류 C에 의해 냉간압연중 패스에이징 효과가 커져서, 1차 재결정립 내의 고스 분율을 증가시키는 것으로 본다. 따라서 C함량이 클수록 이로우나, 이후 탈탄 소둔시 탈탄 소둔 시간이 길어지고, 생산성을 손상시키며, 가열 초기의 탈탄이 충분치 않으면 1차 재결정결정립을 불균일하게 만들어 2차 재결정을 불안정하게 한다. 따라서, 슬라브 내의 C 함량을 전술한 것과 같이 조절할 수 있다. 더욱 구체적으로 슬라브는 C를 0.04 내지 0.07 중량% 포함할 수 있다.
전술하였듯이, 방향성 전기강판의 제조 공정 중 탈탄 소둔 공정시 C가 일부 제거되며, 최종 제조된 방향성 전기강판 내의 C 함량은 0.005 중량% 이하가 될 수 있다.
Al : 0.015 내지 0.04 중량%
알루미늄(Al)은 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 형태의 질화물을 형성하게 되어 강력한 결정립 성장 억제 역할을 한다. 그 함량이 너무 적은 경우에는 형성되는 석출물의 개수와 부피 분율이 낮아서 결정립 성장 억제 효과가 충분하지 않을 수 있다. Al 함량이 너무 높게 되면 석출물이 조대하게 성장하여 결정립 성장 억제 효과가 떨어지게 된다. 따라서 전술한 범위로 Al을 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 Al은 0.02 내지 0.035 중량%로 첨가할 수 있다.
Mn : 0.04 내지 0.15 중량%
망간(Mn)은 S와 반응하여 황화물을 형성하는 원소이다. Mn이 너무 적은 경우에는 열연중 미세한 MnS가 불균일하게 석출하여 자성 특성을 열위하게 할 수 있다.
Mn은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과가 있다. 또한 Si과 함께 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성함으로써 1차 재결정립의 성장을 억제하여 2차 재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 그러나, 과량 첨가 시에는 강판 표면에 Fe2SiO4 이외에 (Fe, Mn) 및 Mn 산화물이 다량 형성되어 2차 재결정 소둔 중에 형성되는 베이스코팅 형성을 방해하여 표면품질을 저하시키게 되고, 1차 재결정 소둔 공정에서 페라이트와 오스테나이트간 상변태의 불균일을 유발하기 때문에 1차 재결정립의 크기가 불균일되며, 그 결과 2차 재결정이 불안정해지게 된다. 그러므로 전술한 범위로 Mn을 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.07 내지 0.13 중량% 포함할 수 있다.
N : 0.001 내지 0.006 중량%
질소(N)은 Al 등과 반응하여 결정립을 미세화시키는 원소이다. 이들 원소들이 적절히 분포될 경우에는 상술한 바와 같이 냉간압연이후 조직을 적절히 미세하게 하여 적절한 1차 재결정 입도를 확보하는데 도움이 될 수 있으나, 그 함량이 과도하면 1차 재결정립이 과도하게 미세화되고 그 결과 미세한 결정립으로 인해 2차 재결정시 결정립 성장을 초래하는 구동력이 커져서 바람직하지 않은 방위의 결정립까지 성장할 수 있으므로 바람직하지 않다. 또한, N은 다량 함유되면 2차 재결정 개시온도가 높아져 자기특성을 열화시킨다.
본 발명의 일 실시예에서 1차 재결정 소둔 과정 중 침질이 일어나며, 또한 2차 재결정 소둔 과정에서 일부 질소가 제거된다. 최종적으로 잔존하는 N 함량은 0.003 중량% 이하가 될 수 있다.
S : 0.01 중량% 이하
황(S)는 열간 압연시 고용온도가 높고 편석이 심한 원소로서 가능한 함유되지 않도록 하는 것이 바람직하나, 제강시 함유되는 불가피한 불순물의 일종이다. 또한 S는 MnS를 형성하여 1차 재결정립 크기에 영향을 주므로 S의 함량은 0.01 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 더욱 구체적으로 S의 함량은 0.008 중량% 이하가 될 수 있다.
불순물 원소
상기의 원소 외에도 Zr, V등의 불가피하게 혼입되는 불순물이 포함될 수 있다. Zr, V등은 강력한 탄질화물 형성 원소이기 때문에 가능한 첨가되지 않는 것이 바람직하며 각각 0.01 중량% 이하로 함유되도록 한다.
열연판을 제조하는 단계 이전에 슬라브를 1280℃ 이하로 가열하는 단계를 더 포함할 수 있다. 이 단계를 통해 석출물을 부분 용체화할 수 있다. 또한, 슬라브의 주상정조직이 조대하게 성장되는 것이 방지되어 후속 열간압연 공정에서 판의 폭 방향으로 크랙이 발생되는 것을 막을 수 있어 실수율이 향상 된다. 슬라브 가열온도가 너무 높으면, 슬라브의 표면부 용융으로 가열로를 보수하고 가열로 수명이 단축될 수 있다. 더욱 구체적으로 1130 내지 1230℃로 슬라브를 가열할 수 있다.
열연판을 제조하는 단계에서 열간압연에 의하여 두께 1.5 내지 3.0mm의 열연판을 제조할 수 있다.
열연판을 제조한 이후, 열연판을 열연판 소둔하는 단계를 더 포함할 수 있다. 열연판 소둔하는 단계는 950 내지 1,100℃ 온도까지 가열한 후, 850 내지 1,000℃온도에서 균열한 다음 냉각하는 과정에 의하여 수행할 수 있다.
다음으로, 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조한다.
냉간압연은 1회 강냉간압연을 통하여 수행되거나, 복수의 패스를 통해 수행될 수 있다. 압연 중 1회 이상 200 내지 300℃의 온도에서 온간압연을 통하여 패스에이징 효과를 주며, 최종 두께 0.1 내지 0.3mm로 제조될 수 있다. 냉간압연된 냉연판은 1차 재결정 소둔 과정에서 탈탄과 변형된 조직의 재결정 및 침질 가스를 통한 침질처리를 수행하게 된다.
다음으로, 냉연판을 1차 재결정 소둔한다.
본 발명의 일 실시예에서는 1차 재결정 소둔하는 단계를 전단 공정 및 후단 공정으로 나누어, 전단 및 후단 공정에서의 침질 가스 투입량을 다르게 한다.
이 때, 전단 공정 및 후단 공정은 1차 재결정 소둔 단계 내의 승온 단계 및 균열 단계 중 균열 단계 내에서 수행된다.
전단 공정 및 후단 공정은 별도의 균열대에서 각각 수행되거나, 전단 및 후단으로의 침질 가스의 흐름을 방해하는 가림막이 설치된 균열대에서 수행될 수 있다.
전단 공정 및 후단 공정에서 침질 가스를 적절히 투여함으로써, 표층 결정립을 적절히 성장시키고, 강판 내부로 침질이 원활하게 이루어지도록 하여 궁극적으로 자성이 향상된다.
구체적으로 침질 가스 총 투입량(B)에 대한 전단 공정에서의 침질 가스 투입량(A)이 하기 식 1을 만족한다.
[식 1]
Figure PCTKR2019012474-appb-I000005
(식 1에서, 침질 가스 투입량의 단위는 Nm3/hr이고, [t]는 냉연판 두께(mm)를 나타낸다.)
전단 공정에서의 침질 가스 투입량이 너무 적어지면, 질소가 강판 내부로 침투되지 못하고, 표층에만 존재하여, 자성을 열위시키는 원인이 된다. 반대로 전단 공정에서의 침질 가스 투입량이 너무 많아지면, 강판 표층부의 결정립 성장이 크게 억제되어, 자성을 열위시키는 원인이 된다.
더욱 구체적으로 전단 공정에서의 침질 가스 투입량은 0.05 내지 3Nm3/hr, 후단 공정에서의 침질 가스 투입량은 1 내지 10 Nm3/hr가 될 수 있다.
침질 가스는 1차 재결정 소둔 공정에서의 온도에서 질소가 분해되어, 강판 내부로 침투될 수 있는 가스면 제한 없이 사용할 수 있다. 구체적으로 침질 가스는 암모니아 및 아민 중 1종 이상을 포함할 수 있다.
전단 공정의 수행 시간은 10 내지 80 초 이고, 후단 공정의 수행 시간은 30 내지 100초가 될 수 있다.
1차 재결정 소둔 단계의 균열 온도, 즉, 전단 공정 및 후단 공정은 800 내지 900℃의 온도에서 수행될 수 있다. 온도가 너무 낮으면, 1차 재결정이 이루어지지 않거나, 침질이 원활히 이루어지지 않을 수 있다. 온도가 너무 높으면, 1차 재결정이 너무 크게 성장하여, 자성을 열위시키는 원인이 될 수 있다.
1차 재결정 소둔 단계에서 탈탄이 또한 이루어 질 수 있다. 탈탄은 전단 공정 및 후단 공정 전, 후 또는 이와 동시에 이루어 질 수 있다. 전단 공정 및 후단 공정과 동시에 수행되는 경우, 전단 공정 및 후단 공정은 산화능(PH2O/PH2)이 0.5 내지 0.7인 분위기에서 수행될 수 있다. 탈탄에 의해 강판은 탄소를 0.005 중량% 이하 더욱 구체적으로는 0.003 중량% 이하로 포함할 수 있다.
전술한 1차 재결정 소둔하는 단계 이후, 강판은 질소를 0.015 내지 0.025 중량% 포함할 수 있다. 후술하듯이, 강판의 두께에 따라 상이한 질소 함량을 가지며, 상기 범위는 전체 두께에 대한 평균 질소 함량을 의미한다.
1차 재결정 소둔 후 강판은 하기 식 2를 만족할 수 있다.
[식 2]
Figure PCTKR2019012474-appb-I000006
(식 2에서, [G1/4t]은 강판 전체 두께의 1/4 지점에서 측정한 평균 결정립경(㎛)을 의미하고, [G1/2t]은 강판 전체 두께의 1/2 지점에서 측정한 평균 결정립경(㎛)을 의미한다.)
표층부의 결정립(G1/4t)이 크게 성장할 시 5mm 초과의 2차 재결정이 적게 형성되고, 매우 불균일한 2차 재결정 조직의 형성되어 자성이 열화될 수 있다. 반대로 표층부의 결정립(G1/4t)이 너무 작게 성장할 시, 5mm 이하의 미세 2차 재결정이 다량 형성되고, 방위 직접도가 열위한 2차 재결정립 다수 형성되어 자성이 열화될 수 있다. 더욱 구체적으로 식 2의 값은 1.2 내지 2.7이 될 수 있다. 이 때, 결정립경은 압연면(ND면)과 평행한 면에 대하여 측정한 결정립경을 의미한다.
1차 재결정 소둔 후 강판은 하기 식 3을 만족할 수 있다.
[식 3]
Figure PCTKR2019012474-appb-I000007
(식 3에서, [Ntot]은 강판 전체에서의 질소 함량(중량%)을 의미하고, [N1/4t~3/4t]은 강판 전체 두께의 1/4 내지 3/4 지점에서의 질소 함량(중량%)을 의미한다.)
강판 내부의 질소 함량이 너무 작은 경우, 즉 식 3 값이 너무 큰 경우 내부의 결정립 성장 억제력이 부족하고 표층부의 질소방출구같은 결함이 다량 발생하고, 5mm 이하의 미세 2차 재결정이 다량 형성되고, 자성이 열화될 수 있다. 강판 내부의 질소 함량이 너무 많은 경우, 즉 식 3 값이 너무 작은 경우, 2차 재결정 소둔 과정 중 표층부 결정립 성장 억제력이 부족하거나 내부의 결정립성장 억제력의 과대한 이유로 자성이 열화될 수 있다.
다음으로, 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔한다. 2차 재결정 소둔의 목적은 크게 보면 2차 재결정에 의한 {110}<001> 집합조직 형성, 탈탄시 형성된 산화층과 MgO의 반응에 의한 유리질 피막형성으로 절연성 부여, 자기특성을 해치는 불순물의 제거에 있다. 2차 재결정 소둔의 방법으로는 2차 재결정이 일어나기 전의 승온구간에서는 질소와 수소의 혼합가스로 유지하여 입자성장 억제제인 질화물을 보호함으로써 2차 재결정이 잘 발달되도록 하고, 2차 재결정 완료 후에는 100% 수소분위기에서 장시간 유지하여 불순물을 제거하도록 한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 입경이 작은 결정립 개수와 입경이 큰 결정립 개수의 비율을 제어하여 자성특성을 향상시킨다. 구체적으로 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 하기 식 4를 만족한다.
[식 4]
Figure PCTKR2019012474-appb-I000008
(식 4에서, [DS]은 입경이 5mm이하인 결정립 개수를 나타내고, [DL] 입경이 5mm 초과인 결정립 개수를 나타낸다.)
식 4의 값이 너무 크면, 결정립경이 불균일하여 자성편차가 커지며, 자성이 열화된다.
더욱 구체적으로 식 4의 값은 0.09 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 합금 조성은 C, N을 제외하고는 전술한 슬라브의 합금 조성과 동일하므로, 중복되는 설명은 생략한다.
구체적으로 방향성 전기강판은 Cr : 0.03 내지 0.15중량%를 포함할 수 있다.
방향성 전기강판은 Ni: 0.1 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
방향성 전기강판은 Sn 및 Sb를 합량으로 0.03 내지 0.15 중량%, 및 P: 0.01 내지 0.05 중량% 더 포함할 수 있다.
방향성 전기강판은 중량%로, Si: 2.5 내지 4.0%, C : 0.005% 이하, Al: 0.015 내지 0.040%, Mn: 0.04 내지 0.15%, N: 0.003% 이하, S : 0.01%이하 및 Cr : 0.03 내지 0.15% 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 포함할 수 있다.
방향성 전기강판의 1.7Tesla, 50Hz 조건에서 철손(W17/50)은 0.80W/kg 이하일 수 있다. 더욱 구체적으로 철손(W17/50)은 0.60 내지 0.75 W/kg 일 수 있다. 이때, 두께 기준은 0.18mm 이다. 방향성 전기강판의 800A/m의 자기장 하에서 유도되는 자속밀도(B8)는 1.92 T 이상일 수 있다. 더욱 구체적으로 1.93 내지 1.95T일 수 있다.
이하 본 발명의 바람직한 실시예 및 비교예를 기재한다. 그러나 하기 실시예는 본 발명의 바람직한 일 실시예일뿐 본 발명이 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
실시예
Si: 3.15 중량%, C 0.045 중량%, P:0.02 중량%, Sn 0.05 중량%, Mn 0.1 중량%, S 0.005 중량%, sol Al 0.03중량%, N 0.004 중량%, Cr: 0.08중량% 나머지 성분은 잔부 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 함유하는 슬라브를 제조하였다. 이 후, 1180℃ 온도에서 210분 가열한 후 열간 압연하여 1.8mm 두께의 열연판을 제조하였다.
열연판은 1050℃까지 가열한후 950℃에서 90초간 유지한 후 760℃까지 노냉 후 100℃ 끓는물에 급냉하여 산세한 후 0.18mm 두께로 1회 강냉간압연하였다.
냉간압연된 판은 약 850℃의 온도로 습한 수소(산화도 약 0.6)와 질소 및 암모니아 혼합가스분위기 속에서 탄소함량이 30ppm이하, 질소함량이 200ppm이 되도록 동시 탈탄, 질화 소둔열처리하였다. 이 때, 전단 공정에서의 침질가스 투입량 및 후단 공정에서의 침질가스 투입량을 하기 표 1과 같이 조절하였고, 전단 공정을 50초 후단 공정을 70초 수행했다.
또한, 1차 재결정 소둔 완료된 강판에 대하여 결정립경 및 질소함량을 분석하여 하기 표 1에 정리하였다.
이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃ 까지는 25v%질소 및 75v%수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달후에는 100 v% 수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성과 조직 특성은 표 1에 나타내었다.
자성은 Single sheet 측정법을 이용하여 1.7Tesla, 50Hz 조건에서 철손을 측정하였고, 800A/m의 자기장 하에서 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)를 측정하였다. 각 자속밀도 및 철손값은 조건별 평균을 나타낸 것이다.
Figure PCTKR2019012474-appb-T000001
표 1에서 확인할 수 있는 바와 같이, 1차 재결정 소둔 과정에서 침질 가스를 제어한 발명재 1 내지 4는 표층 결정립이 적절히 성장되고, 강판 내부로 침질이 적절히 이루어져, 5mm 미만의 2차 재결정 형성이 억제되고, 자성이 우수함을 확인할 수 있다.
반면, 전단 공정에서 침질 가스를 다량 투여한 비교재 1은 표층 결정립이 너무 작게 형성되어, 미세 2차 재결정이 다량 형성되었고, 자성도 열화되었다.
또한, 전단 공정에서 침질 가스를 너무 젖게 투여한 비교재 2는 강판 내부에 질소 함량이 너무 적어, 미세 2차 재결정이 다량 형성되었고, 자성도 열화되었다.
본 발명은 상기 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 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.

Claims (15)

  1. 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계;
    상기 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계;
    상기 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및
    상기 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하고,
    상기 1차 재결정 소둔하는 단계는 전단 공정 및 후단 공정을 포함하고,
    상기 1차 재결정 소둔하는 단계에서의 침질 가스 총 투입량(B)에 대한 전단 공정에서의 침질 가스 투입량(A)이 하기 식 1을 만족하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
    [식 1]
    Figure PCTKR2019012474-appb-I000009
    (식 1에서, 침질 가스 투입량의 단위는 Nm3/hr이고, [t]는 냉연판 두께(mm)를 나타낸다.)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 슬라브는 Cr : 0.03 내지 0.15중량%를 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 슬라브는 Ni: 0.1 중량% 이하를 더 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  4. 제2항에 있어서,
    상기 슬라브는 Sn 및 Sb를 합량으로 0.03 내지 0.15 중량%, 및 P: 0.01 내지 0.05 중량% 더 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, Si: 2.5 내지 4.0%, C : 0.03 내지 0.09%, Al: 0.015 내지 0.040%, Mn: 0.04 내지 0.15%, N: 0.001 내지 0.006%, S : 0.01%이하 및 Cr : 0.03 내지 0.15% 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 열연판을 제조하는 단계 이전에 슬라브를 1280℃ 이하로 가열하는 단계를 더 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 침질 가스는 암모니아 및 아민 중 1종 이상을 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  8. 제1항에 있어서,
    전단 공정의 수행 시간은 10 내지 80 초 이고, 후단 공정의 수행 시간은 30 내지 100초인 방향성 전기강판의 제조 방법.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 전단 공정 및 상기 후단 공정은 800 내지 900℃의 온도에서 수행 되는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  10. 제6항에 있어서,
    상기 전단 공정 및 상기 후단 공정은 산화능(PH2O/PH2)이 0.5 내지 0.7인 분위기에서 수행되는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  11. 제1항에 있어서,
    상기 1차 재결정 소둔 후 강판은 질소를 0.015 내지 0.025 중량% 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  12. 제1항에 있어서,
    상기 1차 재결정 소둔 후 강판은 하기 식 2를 만족하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
    [식 2]
    Figure PCTKR2019012474-appb-I000010
    (식 2에서, [G1/4t]은 강판 전체 두께의 1/4 지점에서 측정한 평균 결정립경(㎛)을 의미하고, [G1/2t]은 강판 전체 두께의 1/2 지점에서 측정한 평균 결정립경(㎛)을 의미한다.)
  13. 제1항에 있어서,
    상기 1차 재결정 소둔 후 강판은 하기 식 3을 만족하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
    [식 3]
    Figure PCTKR2019012474-appb-I000011
    (식 3에서, [Ntot]은 강판 전체에서의 질소 함량(중량%)을 의미하고, [N1/4t~3/4t]은 강판 전체 두께의 1/4 내지 3/4 지점에서의 질소 함량(중량%)을 의미한다.)
  14. 하기 식 4를 만족하는 방향성 전기강판.
    [식 4]
    Figure PCTKR2019012474-appb-I000012
    (식 4에서, [DS]은 입경이 5mm이하인 결정립 개수를 나타내고, [DL] 입경이 5mm 초과인 결정립 개수를 나타낸다.)
  15. 제14항에 있어서,
    상기 강판은 Cr : 0.03 내지 0.15중량%를 포함하는 방향성 전기강판.
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