KR101557139B1

KR101557139B1 - 방향성 전기강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101557139B1
Application number: KR1020120154902A
Authority: KR
Inventors: 고경준; 송대현; 김병구; 양일남
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-12-27
Filing date: 2012-12-27
Publication date: 2015-10-02
Anticipated expiration: 2032-12-27
Also published as: KR20140084898A

Abstract

본 발명은 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, Si: 2.5~4.5중량%, 산가용성 Al: 0.015~0.040중량%, Mn: 0.01~0.20중량%, C: 0.03~0.09중량%, N: 0.0010~0.006중량%, S: 0.0010~0.006중량%, Sn: 0.03~0.07중량%, Sb: 0.01~0.05중량%, P: 0.01~0.05중량%를 포함하고, 상기 P와 Sb는 중량 퍼센트로 P+0.5Sb: 0.0370~0.0630%를 만족하며, 잔부는 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 구성되며, Si과 C함량이 하기 식 (1)을 만족하는 방향성 전기강판 및 그 제조방법이 개시된다.
Si(%)×0.0218 ≤ C(%) + 0.0194 ≤Si(%)×0.0234 -------------(1)

Description

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

본 발명은 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 Sn, Sb, P를 함유하는 방향성 전기강판에 대하여 Si, C 함량을 제어함으로써 자성이 개선된 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 방향성 전기강판은 1차 재결정립의 성장을 억제시키고, 성장이 억제된 결정립 중에서 최종 소둔 공정에서 {110}<001> 방위(이하 Goss 방위라 함)의 결정립을 선택적으로 성장시켜 압연방향으로 우수한 자기특성을 나타내도록 한 것을 말한다.

상기 선택된 방위만의 성장을 2차 재결정이라 하는데, 2차 재결정을 일으키기 위해서는 최종 고온소둔하기 전에 MnS 및 AlN과 같은 미세한 억제제(inhibitor)들이 강판 내에 균일하게 분산되도록 하여 고온 소둔 중에 고스(Goss) 방위 이외의 방위를 가진 1차 재결정립들의 성장을 억제시켜 2차 재결정립이 정확한 고스 방위을 갖도록 집적도를 증가시켜 우수한 자기특성, 즉 높은 자속밀도와 낮은 철손을 얻을 수 있도록 한다.

2차 재결정을 효과적으로 제어하여 자성을 개선할 수 있는 수단으로는 결정립성장 억제 효과가 탁월한 억제제 조절과, 1차 재결정립 내의 2차 재결정을 형성하는 핵 조절 및 1차 재결정립의 적절한 크기와 균일 크기 분포 형성이 중요하다. 방향성 전기강판의 자성을 더욱 향상시키기 위한 방법으로 대한민국 공개특허공보 제2009-0072116호를 들 수 있는데, Sn, Sb, P를 적정 양의 범위로 첨가하여 이러한 수단을 구현하였다.

방향성 전기강판의 자성을 더욱 향상 시키기 위한 방법으로 규소 함량을 높여서 비저항을 키워 철손을 낮추는 방법이 있다. 그러나, 규소는 열간 압연 및 열연판 소둔 온도 영역에서 페라이트상 형성을 유도하는 원소이므로 규소 함량이 증가함에 따라 열연 공정과 열연판 소둔 공정 중 오스테나이트의 분율이 감소한다. 특히, 열간압연이 실제 행해지는 온도에서의 오스테나이트 분율이 중요한데, 규소 함량의 증가는 열간 압연 및 열연판 소둔 공정 중 오스테나이트 분율의 감소로 AlN의 고용도는 감소하고, 열연판 소둔 입자가 조대해져서 2차 재결정 형성에 좋지 않은 영향을 미친다. 따라서, Si함량의 증가에 따른 오스테나이트 분율의 감소에 대한 보완책이 필요하다.

반면, 탄소는 열간압연이 행해지는 고온에서 오스테나이트상 형성을 유도하는 원소이므로 탄소 함량의 증가에 따라 열간 압연 공정 중 페라이트-오스테나이트 상변태가 활성화되고, 열연 공정 중 형성되는 길게 연신된 열연띠 조직이 증가하여, 열연판 소둔 공정 중 페라이트 입성장이 억제된다. 또한, 탄소함량이 증가함에 따라 페라이트 조직에 비해 강도가 높은 연신된 열연띠 조직 증가와 냉연 시작 조직인 열연판 소둔 조직의 초기 입자의 미세화에 의해 냉간 압연 효율이 증대될 수 있다.

상술한 바와 같이, Si와 C는 열간 압연과 열연판 소둔공정에서 오스테나이트 상변태 유도에 있어 상반되는 역할을 하므로 강 내에 적절한 비율로 첨가함으로 열간압연 및 열연판 소둔 공정 중 상변태 분율을 조정하는 것이 중요하다.

특히, 열간압연이 행해지는 온도에서의 오스테나이트 분율은 열연조직 및 열연판 소둔 조직 중 열연띠 형성과 전단 변형에 의해 형성되는 서브 표면의 고스 분율 증가에 영향을 미친다. 즉, 열간압연이 행해지는 온도 구간에서 최적의 2차 재결정을 형성시킬 수 있는 조건의 적정한 오스테나이트 분율을 유지할 수 있도록 규소와 탄소 조성을 일정 범위 안으로 조절하는 것이 중요하다.

상기와 같은 문제를 해결하기 위한 본 발명은 Si함량이 변화함에 따라 C함량을 적정 범위로 제어하고, Sn, Sb, P의 함량을 적절한 범위로 제어하여 재결정립을 원하는 크기 분포를 가질 수 있도록 하는 방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 하나 또는 다수의 실시예에서는 Si: 2.5~4.5중량%, 산가용성 Al: 0.015~0.040중량%, Mn: 0.01~0.20중량%, C: 0.03~0.09중량%, N: 0.0010~0.006중량%, S: 0.0010~0.006중량%, Sn: 0.03~0.07중량%, Sb: 0.01~0.05중량%, P: 0.01~0.05중량%를 포함하고, 상기 P와 Sb는 중량 퍼센트로 P+0.5Sb: 0.0370~0.0630%를 만족하며, 잔부는 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 구성되는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 1050~1250℃의 범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열한 슬라브를 950~1050℃의 범위에서 열간압연하고 열연판 소둔을 실시하거나 생략하는 단계; 상기 소둔 열연판을 냉간압연하는 단계; 냉간압연된 냉연판을 탈탄소둔 및 침질소둔을 순차적으로 수행하거나 동시에 수행하는 단계; 상기 탈탄소둔 및 질화소둔한 강판을 최종 고온소둔하는 단계를 포함하되, 상기 Si과 C함량이 하기 식 (1)을 만족하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법이 제공될 수 있다.

Si(%)×0.0218 ≤ C(%) + 0.0194 ≤Si(%)×0.0234 -------------(1)

상기 탈탄소둔 및 질화소둔 후의 강판 내부의 질소량이 100~300ppm인 것을 특징으로 하며, 상기 탈탄소둔 및 질화소둔 후의 1차 재결정립의 크기가 18.0~25.0㎛인 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 탈탄소둔 및 질화소둔하는 단계는 800~900℃의 범위에서 이루어지며, 상기 탈탄소둔 및 질화소둔을 동시에 실시하는 경우, 800~850℃에서는 노점 60~70℃(50%N₂+50%H₂)의 범위에서 초기 탈탄소둔이 실시되며, 850~900℃의 온도 범위에서 동시 탈탄소둔 및 질화소둔이 실시되는 것을 특징으로 한다.

상기 최종 고온소둔 단계는, 1020~1200℃의 범위에서 이루어지는 것을 특징으로 하며, 상기 최종 고온소둔하는 단계는 1차 균열하는 단계, 승온하는 단계 및 2차 균열하는 단계를 포함하되, 상기 승온하는 단계는 700~950℃에서는 18~75℃/hr의 속도로 승온하고, 950~1020℃ 에서는 10~15℃/hr의 속도로 승온하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 하나 또는 다수의 실시예에서는 Si: 2.5~4.5중량%, 산가용성 Al: 0.015~0.040중량%, Mn: 0.01~0.20중량%, C: 0.03~0.09중량%, N: 0.0010~0.006중량%, S: 0.0010~0.006중량%, Sn: 0.03~0.07중량%, Sb: 0.01~0.05중량%, P: 0.01~0.05중량%를 포함하고, 상기 P와 Sb는 중량 퍼센트로 P+0.5Sb: 0.0370~0.0630%를 만족하며, 잔부는 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 구성되며, Si과 C함량이 하기 식 (1)을 만족하는 방향성 전기강판이 제공될 수 있다.

Si(%)×0.0218 ≤ C(%) + 0.0194 ≤Si(%)×0.0234 -------------(1)

본 발명의 실시예에 따르면 소강상태에서 Si과 C함량을 제어함으로써, 방향성 전기강판의 냉간 압연 전 초기 결정립 크기의 조대화나 미세화를 방지할 수 있고, 1차 재결정판에서의 {110}<001> 방위를 가지는 결정립을 효과적으로 형성할 수 있다.

또한, 넓은 범위의 Si함량의 변화에도 자속밀도가 높고 철손이 낮은 방향성 전기강판을 제조할 수가 있다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하고, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다.

상기 과제를 해결하기 위한 본 발명에 따른 실시예에서의 방향성 전기강판은 중량%로, Si: 2.5~4.5중량%, 산가용성 Al: 0.015~0.040중량%, Mn: 0.01~0.20중량%, C: 0.03~0.09중량%, N: 0.0010~0.006중량%, S: 0.0010~0.006중량%, Sn: 0.03~0.07중량%, Sb: 0.01~0.05중량%, P: 0.01~0.05중량%를 포함하고, 상기 P와 Sb는 중량 퍼센트로 P+0.5Sb: 0.0370~0.0630%를 만족하며, 잔부는 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 구성되는 슬라브를 슬라브 저온 가열방식으로 가열하고, 탈탄소둔 및 질화소둔을 SRDGN(Simultaneous Recrystallization, Decarburization, Grain Growth and Nitriding)방식으로 실시하는 것을 특징으로 한다.

상기 슬라브 저온 가열 방식이란 소강 성분에서 형성된 억제제에만 의존하지 않고, 필요한 억제제를 강판의 최종두께에서 질화처리하는 방법으로 만들어서 2차 재결정에 필요한 억제력을 보충하는 기술을 의미한다. 또한, 상기 SRDGN 방식이란 상기 슬라브 저온 가열 이후에 1차 재결정 소둔 공정에서 질화 처리를 하는 방식 중 질화와 재결정, 탈탄, 입성장을 동시에 행하는 방식을 의미한다.

본 발명에 따른 실시예에서는 상기 슬라브를 1050~1250℃온도에서 슬라브 재가열하고, 열간압연한 후, 열연판 소둔을 실시하거나 생략한 다음, 냉간압연하고, 탈탄과 침질을 동시에 행하는 소둔을 한 후, 2차 재결정 소둔을 실시하는 방향성 전기강판 제조 방법에 관한 것이다. 이때, 800~900℃의 온도 범위에서 탈탄소둔 및 질화소둔을 동시에 실시한다.

또한, 본 발명에 따른 실시예에서는 소강상태에서 열간압연 조업 온도인 950~1050℃에서 평형상태의 오스테나이트 상분율을 10~20% 수준으로 유지할 수 있도록 Si과 C함량을 하기 식 (1)을 만족하도록 한다.

Si(%)×0.0218 ≤ C(%) + 0.0194 ≤Si(%)×0.0234 ---------(1)

이하, 본 발명에 따른 실시예에서 사용되는 방향성 전기강판 슬라브의 성분의 수치 한정이유에 대하여 설명한다.

이하에서는 특별히 언급하지 않는 이상 단위는 중량%이다.

Si: 2.5~4.5%

Si은 방향성 전기강판 소재의 비저항을 증가시켜 철심손실(core loss) 즉, 철손을 낮추는 역할을 한다. Si함량이 2.5%미만인 경우 비저항이 감소하여 철손이 열화되며, 4.5%를 초과하여 과잉 함유시에는 강의 취성이 증가하고, 인성이 감소하여 압연 과정중 판파단 발생율이 증가되고, 용접성이 열위해져 냉간압연 조업에 부하가 생기고, 냉간압연 중 패스에이징에 필요한 판온에 미달하게 되고 2차 재결정 형성이 불안정해진다. 또한, 탈탄질화소둔시 외부산화층인 SiO₂ 및 Fe₂SiO₄ 산화층이 과하고 치밀하게 형성되어 탈탄거동을 지연시켜 1차 재결정 집합조직이 열위해지고, 1차 재결정립의 불균일이 심해져서 2차 재결정 형성이 불안정해진다. 따라서, 본 발명에 따른 실시예에서의 Si은 2.5~4.5%로 한정한다.

C: 0.03~0.09중량%

C은 오스테나이트상 형성을 유도하는 원소로서 탄소 함량의 증가에 따라 열간 압연 공정 중 페라이트-오스테나이트 상변태가 활성화되고, 열연 공정 중 형성되는 길게 연신된 열연띠 조직이 증가하여, 열연판 소둔 공정 중 페라이트 입성장이 억제된다. 또한 탄소함량이 증가함에 따라 페라이트 조직에 비해 강도가 높은 연신된 열연띠 조직 증가와 냉연 시작 조직인 열연판 소둔 조직의 초기 입자의 미세화에 의해 냉간압연 이후 집합조직이 개선되는데 특히, 고스 분율이 증가하게 된다. 이는 열연판 소둔 후 강판 내 존재하는 잔류 탄소에 의해 냉간압연중 패스에이징 효과가 커져서, 1차 재결정립 내의 고스 분율을 증가시키는 것으로 보인다. 따라서 C함량이 클수록 이로우나, 이후 탈탄 질화소둔시 탈탄소둔 시간이 길어지고, 생산성을 손상시키며, 가열 초기의 탈탄이 충분치 않으면 1차 재결정결정립을 불균일하게 만들어 2차 재결정을 불안정하게 한다. 또한, 자기시효현상에 의해 자기적 특성이 열위될 수 있으므로, 본 발명에 따른 실시예에서의 C함량은 0.03~0.09%로 한정한다.

또한, Si와 C는 열간 압연과 열연판 소둔공정에서 오스테나이트 상변태 유도에 있어 상반되는 역할을 수행하므로 강 내에 적절한 비율로 첨가함으로써 열간압연 및 열연판 소둔 공정 중 상변태 분율을 조정할 수가 있다. Si함량이 증가할수록, 열간압연온도인 950℃~1050℃에서의 오스테나이트 분율이 감소한다. 예를 들면, Si함량이 3.2%인 경우에는 950℃~1050℃에서 평형상태에서의 오스테나이트의 상분율은 10~20%를 가지고, Si함량이 3.4%로 증가하게 되면 상분율이 8~16%로 낮아지게 된다. 실제 상분율은 변형 상태에서는 상변태가 더욱 활성화되므로 더 많아질 수 있다. Si함량이 증가할수록 낮아지는 오스테나이트의 상분율을 상향이전 수준(평형상태에서 10~20%)으로 유지하는 것이 중요하다. 즉, 최적의 2차 재결정을 형성시킬 수 있는 조건의 적정한 오스테나이트 분율을 가질 수 있도록 Si와 C 조성을 일정 범위 안으로 조절하는 것이 중요하다.

이를 위하여 본 발명에 따른 실시예에서는 상술한 C의 효과를 얻기 위해서 Si함량에 따른 C함량 범위가 Si(%)×0.0218 ≤ C(%) + 0.0194 ≤Si(%)×0.0234 의 관계를 만족하도록 하였다.

상기 범위의 하한을 벗어나는 경우, 즉, Si(%)×0.0218 > C(%) + 0.0194인 경우에는 열연판 소둔 이전 공정에서 형성되어있는 오스테나이트 분율이 극히 낮아져, 열간압연 및 열연판 소둔 후 미세소직이 매우 조대해져서 냉간압연 이후에 불균일이 심하고, 열간압연 및 열연판 소둔의 서브 표층부 부분의 고스 방위를 가지는 결정립 형성이 잘 되지 않아 최종 2차 재결정의 집적도가 열위해 지게 된다.

반면, 상기 범위의 상한을 벗어나게 되는 경우, 즉, C(%) + 0.0194 > Si(%)×0.0234인 경우에는, 열간압연 및 열연판 소둔 후 미세조직이 극히 미세해져서 냉간압연 이후 고스 서브 표층부 부분의 고스 방위가 살아남지 못하여, 2차 재결정이 불완전하게 형성되거나, 이후 1차 재결정 및 입자 성장 중 탈탄이 충분히 이루어지지 못하여 내부 결정립이 불균일을 야기하여 2차 재결정을 불안정하게 만든다. 특히, 동시 탈탄침질 공정의 경우 가열 초기 탈탄이 매우 중요하므로 더욱 그러하다.

Al: 0.015~0.040%

Al은 N과 결합하여 AlN으로 석출하지만, 탈탄과 침질을 동시에 행하는 소둔에서 미세한 석출물인 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 형태의 질화물을 형성하게 되어 강력한 결정립 성장 억제 역할을 한다. 이때, 필요 이상의 고용된 Al이 일정량 이상 필요하다. 만약, Al의 함량이 0.015%이하인 경우에는 형성되는 석출물의 개수와 부피 분율이 낮아서 결정립 성장 억제 효과가 충분하지 않고, Al의 함량이 0.040%를 초과하게 되면 석출물이 조대하게 성장하여 결정립 성장 억제 효과가 떨어지게 된다. 따라서, 본 발명에 따른 실시예에서의 산가용성 Al은 0.015~0.040%로 한정한다.

N: 0.0010~0.006%

N은 Al 등과 반응하여 결정립을 미세화시키는 원소이다. 이들 원소들이 적절히 분포될 경우에는 상술한 바와 같이 냉간압연 이후 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. 그리고, N은 0.010%를 초과하여 함유되면 2차 재결정 개시온도가 높아져 자기특성을 열화시킨다. 그러므로, N은 0.010% 이하로 정한다. 냉간압연과 2차 재결정 소둔 사이에 질소량을 증가시키는 처리를 실시하는 경우, 슬라브의 N은 0.006%이하로 함유되는 것으로도 충분하므로 본 발명에 따른 실시예에서의 N의 함량은 0.0010~0.006%로 한정한다.

Mn: 0.01~0.20%

Mn은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과도 있으며, Si과 함께 질화처리에 의해 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성함으로서 1차 재결정립의 성장을 억제하여 2차 재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 이러한 효과가 발휘되기 위해서는 0.01중량% 이상이 필요하다. 그러나, 0.20% 이상 첨가시에는 강판 표면에 Fe₂SiO₄ 이외에 (Fe, Mn) 및 Mn 산화물이 다량 형성되어 고온소둔 중에 형성되는 베이스코팅 형성을 방해하여 표면품질을 저하시키게 되고, 고온소둔 공정에서 페라이트와 오스테나이트간 상변태의 불균일을 유발하기 때문에 1차 재결정립의 크기가 불균일되며, 그 결과 2차 재결정이 불안정해지게 된다. 따라서, 본 발명에 따른 실시예에서의 Mn은 0.01~0.20%로 한정한다.

S: 0.0010~0.006%

S는 열간압연시 고용온도가 높고 편석이 심한 원소로서 가능한 한 함유되지 않도록 하는 것이 바람직하지만, 제강시 함유되는 불가피한 불순물의 일종이다. 또한, S는 MnS를 형성하여 1차 재결정립 크기에 영향을 주므로 본 발명에 따른 실시예에서의 S의 함량은 0.0010~0.006%로 한정한다.

P: 0.01~0.05%

P는 결정립계에 편석하여 결정립 성장을 억제하는 보조적인 역할이 가능하며, 1차 재결정 집합조직을 개선하는 효과가 있다. 자속밀도를 안정하게 형성하는 효과가 있기 때문에 유효한 원소로, 첨가량이 0.01%이상에서 그 효과를 보이고, 0.05%를 넘으면 취성이 강하여 냉간압연이 어려워지므로 본 발명에 따른 실시예에서의 P의 함량은 0.01~0.05%로 한정한다.

Sb: 0.01~0.05%

Sb는 결정립계 편석 원소로서 결정립 성장억제 효과가 있으며, 철손을 개선시키는 효과도 있다. 그러나, Sb는 융점이 낮아서 1차 재결정 소둔 중 표면쪽으로의 확산거동이 발생하여 표면 산화층 형성을 억제하는 효과가 있기 때문에, Sb의 과잉 첨가는 베이스 코팅의 근간이 되는 1차 재결정 소둔 중 형성된 표면 산화층을 오히려 악화시키고, 결정립 성장 억제력이 과하게 되어 고스 집합조직과는 상관이 없는 다른 집합조직까지 성장하게 되어 2차 재결정 집합조직을 훼손시켜 자기적 특성까지 저해하는 문제점이 있다. 만약, Sb를 0.01중량% 이상 첨가하면 결정립 성장 억제효과가 나타나고, 0.05중량% 를 초과하면 결정립 성장 억제효과가 너무 과하여 안정적인 2차 재결정 미세조직을 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 표면 산화층이 급격히 열위해져 안정적인 베이스 코팅을 얻을 수 없다. 따라서, 본 발명에 따른 실시예에서 Sb는 0.01~0.05중량% 범위로 한정한다.

Sn: 0.03~0.07중량%

Sn도 Sb와 마찬가지로 결정립계 편석 원소로서 결정립 성장 억제 효과가 있으며, 철손을 개선시키는 효과가 있다. 그러나, Sn는 융점이 낮아서 1차 재결정 소둔 중 표면쪽으로의 확산거동이 발생하여 표면 산화층 형성을 억제하는 효과가 있기 때문에, Sn의 과잉 첨가는 베이스 코팅의 근간이 되는 1차 재결정 소둔 중 형성된 표면 산화층을 오히려 악화시키고, 결정립 성장 억제력이 과하게 되어 고스 집합조직과는 상관이 없는 다른 집합조직까지 성장하게 되어 2차 재결정 집합조직을 훼손시켜 자기적 특성까지 저해하게 된다. Sn을 0.03중량% 이상 첨가하였을 때 결정립 성장 억제효과가 나타나고, 0.07중량%를 초과하여 첨가하면 결정립 성장 억제효과가 너무 과하여 안정적인 2차 재결정 미세조직을 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 표면 산화층이 급격히 열위해져 안정적인 베이스 코팅을 얻을 수 없다. 따라서 본 발명에 따른 실시예에서는 Sn은 0.03~0.07중량%로 한정한다.

이하, 상기의 조성을 갖는 방향성 전기강판 슬라브를 이용하여 자성이 우수한 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 대하여 보다 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 실시에에서는 열간압연 전 슬라브를 재가열할 경우 고용되는 N 및 S가 불완전 용체화되는 소정의 온도 범위에서 실시하는데, 만약, N 및 S가 완전용체화될 경우 열연판 소둔 열처리 후 질화물이나 황화물이 미세하게 다량 형성됨으로써 후속공정인 1회 강냉간압연이 불가능하게 되어 추가적인 공정이 필요하게 되기 때문에, 제조원가가 상승하는 문제점이 발생할 수 있으며, 1차 재결정립 크기가 상당히 미세하게 되기 때문에 적절한 2차 재결정을 발현할 수 없게 될 수도 있다.

상기의 조성을 갖는 방향성 전기강판 슬라브는 열간압연 전에 재가열하는데,상기 슬라브의 가열은 1,280℃이하, 보다 바람직하게는 1,250℃이하의 온도로 실시하여 석출물을 부분용체화하는 것이 바람직하다. 슬라브 가열온도가 높아지면 강판 제조비용이 상승되며, 슬라브의 표면부 용융으로 가열로를 보수하고 가열로 수명이 단축될 수 있기 때문이다. 뿐만 아니라, 슬라브의 주상정조직이 조대하게 성장되는 것이 방지되어 후속 열간압연 공정에서 판의 폭 방향으로 크랙이 발생되는 것을 막을 수 있어 실수율을 향상시키게 된다. 또한, 슬라브 가열온도가 1050℃ 미만이 되면 열간압연이 어려우므로 본 발명에 따른 실시예에서 슬라브 가열온도는 1050~1250℃ 범위로 제한한다.

방향성 전기강판 슬라브가 재가열되고 나면 열간압연을 행한다. 열간압연에 의하여 두께 2.0~3.5mm의 열연판을 제조하며, 상기 열연판이 제조되면 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한 다음 냉간압연한다. 열연판 소둔을 실시하는 경우에 있어서는 1,000~1,250℃ 온도로 가열한 후 850~1,000℃온도에서 균열한 다음 냉각하는 과정에 의하여 수행할 수 있다. 열연판 소둔은 필요에 따라 수행되는 것으로, 이를 생략하는 것도 가능하다. 이 때, 열간압연 후 또는 열연판 소둔 후의 석출물 평균크기는 300~3000Å 이다.

냉간압연은 1회 강냉간압연을 통하여 수행될 수도 있으며, 압연을 통하여 최종 두께 0.15~0.35mm로 제조된다. 냉간압연된 판은 탈탄과 변형된 조직의 재결정 및 암모니아 가스를 사용한 질화처리를 수행하게 된다.

본 발명에 따른 실시예에서는 탈탄소둔 및 질화소둔을 순차적으로 실시할 수도 있고, 동시에 수행할 수도 있으나 질화처리를 하기 위해서는 탈탄소둔로의 후단에 특별한 질화소둔로를 설치할 필요가 있게 되어 경제적이지 못한 문제점이 있으므로 동시에 탈탄소둔 및 질화소둔을 수행하는 것이 바람직하다.

탈탄과 침질을 동시에 행하는 동시 탈탄침질소둔을 한 후, 2차 재결정 소둔을 실시하는데 상기 동시 탈탄침질소둔은 800~900℃의 온도 범위에서 이루어진다.

동시 탈탄침질소둔 단계는 800~850℃의 온도범위에서 노점 60~70℃(50%N₂+50%H₂) 에서 행하는 초기 탈탄소둔 단계와 850~900℃의 온도 범위에서 행하는 동시 탈탄소둔 및 질화소둔을 실시하는 단계로 이루어진다.

초기 탈탄소둔 단계에서는 표층부 미탈탄 영역 완전 제거로 입성장을 유도하고, 내부 미탈탄 영역도 일부 제거하여 동시 탈탄 질화소둔에 투입되는 강판 내 잔류 탄소량을 100ppm미만으로 낮추는 것이 중요하다.

탈탄은 내부에 있는 탄소가 표층부로 확산하고 이 탄소가 산소와 아래 반응을 통해 CO gas로 빠져나가는 아래 식과 같은 반응으로 주로 이루어 지게 된다.

C + H₂O --> CO(gas) + H₂

강판내의 탄소는 조직 내에 10% 정도 고용되어 있고, 대부분 열간압연 조업시 생성된 오스테나이트에서 상변태된 펄라이트 또는 베이나이트(냉각 패턴에 따라 국부적으로 존재) 조직에 존재하고, 냉간 압연에 의해 미세하게 조각난 펄라이트 형태로 국부적으로 존재하고, 압연방향을 따라 띠형태로 존재하게 된다. 이것들이 탈탄소둔 공정에서 분해되며 나오는 탄소가 페라이트(Ferrite) 입자 및 입계를 통한 확산으로 표층부에 도달해야 하는데 저온에서는 탄소의 확산속도가 낮고, 페라이트의 탄소 고용도가 낮아서 잘 나오지 못한다.

또한, 산소가 강판표층부로 고용 침투하여 탄소를 만나 반응이 이루어져야 하는데, 700℃ 미만에서는 깊이 방향으로 고용 침투되어 들어오는 산소량이 미미하여 탈탄 반응이 활발히 이루어지지 않는다. 700~850℃ 구간에서 본격적으로 산소가 두께 방향으로 침투해 들어오기 시작하는데, 이때 들어온 산소들이 탄소와 만나 탈탄 반응이 본격적으로 이루어지고, 동시에 내부의 Si과 만나서 강판 표층부에 두께방향으로 SiO₂ 내부 산화층이 형성된다. 내부 산화층이 깊게 형성되어 있는 강판은 탈탄이 더욱 많이 일어난 것을 실험을 통해 확인하였다.

따라서, 탈탄이 잘 이루어지기 위해서는 내부 탄소의 표면 확산과 산소의 두께 방향 침투를 위해 판온도를 800℃ 이상으로 올려주어야 하고, 동시에 산화성 분위기를 형성해서 산소를 두께 방향으로 침투시켜야 한다. 이때 주의할 점은 탈탄이 완료되지 않은 상태에서 판온이 너무 올라가게 되면 국부적으로 오스테나이트(austenite) 상변태가 발생한다. 이와 같은 현상은 가장 늦게 탈탄이 이루어지는 중심부에서 주로 발생하고, 이는 결정립 성장을 방해하므로 국부적인 미세립을 형성하여 심한 조직 불균일을 야기한다. 따라서, 본 발명에 따른 실시에에서의 초기 탈탄 반응은 850℃ 이하에서 진행되는 것이 좋다.

또한, 탈탄을 위해서는 적정한 산소 투입이 매우 중요하다. 산소의 투입량은 산화성 분위기(노점, 수소 분위기)와 표층부의 산화층 형상 그리고 판온도를 고려해야 한다. 산화능만으로 판단하면 산화능이 높을수록 산소 분압이 높아지므로 산화능을 높이는 것이 좋다. 그러나, 산화능이 지나치게 높아지면 표층부에 SiO₂, 철감람석(Fe₂SiO₄, fayalite)와 같은 산화물이 표층부에 치밀하게 형성되게 되는데, 치밀한 산화물이 형성되면 산소의 깊이 방향 침투를 방해하는 방해물 역할을 하게 되어 결과적으로 산소의 내부 침투를 방해한다.

소강 Si은 소둔 분위기 가스에 존재하는 수분과 반응하여 산화층을 형성하게 되며, Si함량이 증가할수록 이러한 경향은 더욱 커진다. 따라서 탈탄을 위한 적절한 산화능이 존재하고, 본 발명에 따른 실시예에서의 성분계에서 여러 차례 실험 결과 800~850℃의 온도범위에서 노점 60~70℃(50%N₂+50%H₂) 분위기에서 탈탄이 가장 잘 일어났다.

표층부의 치밀한 산화층의 형성은 탈탄뿐만 아니라 깊이방향 산화층 형성을 방해하게 된다. 노 분위기의 수소비율 높은 경우, 표층부의 수소 분압이 높아서 치밀한 산화층의 형성 억제 효과가 있어서 수소량이 증가할수록 동일한 노점 수준 보다 높은 노점 분위기에서 탈탄이 더 잘 일어나게 된다. 예를 들면, 노점 62.5℃(50%N₂+50%H₂), 노점 70℃(50%N₂+50%H₂)가 탈탄이 잘 일어나는 분위기이다.

탈탄소둔과 동시에 질화소둔하는 경우, 암모니아와 수소 및 질소의 혼합가스 분위기에서 실시할 수 있다. 1차 재결정 소둔시 승온과정 후에 탈탄을 먼저 실시하고 이후에 질화소둔을 실시하는 방법에 의하면 Si₃N₄나 (Si,Mn)N와 같은 석출물이 강판의 표층부에 생성되는데, 이러한 석출물은 열적으로 불안정하여 쉽게 분해되고 질소의 확산도 매우 빠르게 일어나기 때문에 질화소둔 온도를 700~800℃로 관리하여야 하며, 후속공정인 최종소둔과정에서 열적으로 안정한 AlN이나 (Al,Si,Mn)N와 같은 석출물로 재석출시켜주어야 억제제로서의 역할을 수행할 수 있다.

이와 달리, 탈탄과 질화소둔을 동시에 실시하면 AlN이나 (Al,Si,Mn)N 석출물이 동시에 형성되므로 최종소둔시 석출물을 변태시킬 필요없이 그대로 억제제로 이용될 수 있으며 따라서 긴 처리시간을 요하지 않는 장점이 있으므로, 탈탄과 질화소둔을 동시에 실시하는 방법이 보다 바람직하다.

상기와 같이 탈탄소둔 및 질화소둔을 실시한 후 강판 내부에 잔류하는 질소량이 100~300ppm을 유지하도록 제어하는데, 만약 잔류 질소량이 100ppm미만인 경우에는 질소가 억제제 형성을 제대로 하지 못할 수 있고, 300ppm을 초과하는 경우에는 최종 소둔 과정에서 질소를 제거하는데 과도한 시간이 소요될 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 실시예에서는 1차 재결정립의 크기를 18.0~25.0㎛로 제어하는데, 만약 1차 재결정립의 크기가 18.0㎛보다 작으면 결정립 성장 구동력이 커서 2차 재결정이 시작되는 온도가 낮아지고, 1차 재결정은 억제되어 있으면서, 2차 재결정만 성장하는 선택적 성장 구간도 좁아지게 된다.

이러한 경우 좋은 2차 재결정 조직이 성장할 수 있는 조건이 잘 확보되지 못하여 2차 재결정의 집적도가 나쁘고, 2차 재결정립 크기가 커지는 현상이 발생한다.

반면, 1차 재결정립의 크기가 25.0㎛보다 크면 결정립 성장 구동력이 작아 2차 재결정이 시작되는 온도가 높아지고, 억제제가 급격하게 힘을 잃게 되어 1차 재결정은 억제되어 있으면서, 2차 재결정만 성장하는 선택적 성장 구간도 좁아지고, 2차 재결정 형성 구간 중 2차 재결정이 성장하지 못한 영역에는 1차 재결정립의 크기가 커져서 시편을 두께방향으로 관통하게 되고, 이러한 결정립은 이후 순화소둔에서도 소멸되지 않고 남게 되어 2차 재결정 미세립을 만들게 된다.

1차 재결정된 강판은 소둔분리제를 도포한 후 1020~1150℃의 범위에서 장시간 최종소둔하여 2차 재결정을 일으킴으로써 강판의 {110}면이 압연면에 평행하고, <001>방향이 압연방향에 평행한 {110}<001> 집합조직이 형성되도록 한다. 소둔분리제는 MgO를 기본으로 하여 제조된 것이 바람직하게 적용될 수 있으나, 특별히 이에 한정되는 것은 아니다.

최종소둔의 목적은 2차 재결정에 의한 {110}<001> 집합조직 형성, 탈탄시 형성된 산화층과 MgO의 반응에 의한 유리질 피막형성으로 절연성 부여, 자기특성을 해치는 불순물의 제거에 있다. 최종소둔의 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 발명에 따른 실시예에서의 최종 소둔하는 단계는 1차 균열하는 단계, 승온하는 단계 및 2차 균열하는 단계로 구성되며, 승온하는 단계는 700~900℃에서는 18~75℃/hr의 속도로 승온하고, 900~1020℃ 에서는 10~15℃/hr의 속도로 승온을 실시한다. 이때, 2차 재결정을 위한 최종 고온소둔은 1020~1200℃의 범위에서 이루어진다.

이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

[실시예 1] Si, C 첨가량 변화에 따른 철손 변화 검토

중량%로 Mn:0.11%, Sol. Al:0.028%, P: 0.029%, N: 0.0042%, S: 0.0045%, Sb: 0.030% 그리고 Si과 C의 첨가량을 표 1처럼 변화시키고, 잔부를 이루는 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 방향성 전기강판의 슬라브를 재고용되는 1200℃ 온도에서 210분 가열한 후 열간압연하여 2.7mm 두께의 열연판을 제조하였다.

이 열연판을 1080℃까지 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 후 0.30mm 두께로 냉간압연하였다. 승온 중 초기 탈탄소둔을 위한 판온이 800~850도의 구간에서 노점 62.5℃(50%H₂+50%N₂) 통과시켰고, 균열대는 가열대와 동일 수소비에 노점 70℃을 유지하면서 암모니아 가스를 동시에 투입하여 180초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리를 하였다.

이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔시 1차 균열온도는 700℃, 2차 균열온도는 1200℃로 하였고, 승온구간의 승온조건은 700~950℃의 온도구간에서는 시간당 45℃, 950~1200℃의 온도구간에서는 시간당 15℃로 하였다. 한편 1200℃에서의 균열시간은 15시간으로 하여 처리하였다. 최종소둔시의 분위기는 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 유지한 후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성은 표 1과 같다.

Si (%)	C (%)	철손W17/50(W/kg)	자속밀도B10(Tesla)	구분
2.59	0.0382	0.955	1.921	발명재1
2.55	0.0452	1.022	1.882	비교재1
2.80	0.0430	0.952	1.923	발명재2
2.84	0.0350	0.998	1.891	비교재2
2.99	0.0480	0.948	1.932	발명재3
3.02	0.0570	1.010	1.887	비교재3
3.40	0.0578	0.940	1.928	발명재4
3.43	0.0650	1.052	1.878	비교재4
3.78	0.0648	0.942	1.923	발명재5
3.80	0.0557	1.042	1.845	비교재5
4.45	0.0790	0.938	1.920	발명재6
4.48	0.0587	1.022	1.865	비교재6

상기 표 1에서 확인할 수 있는 바와 같이, 상기 포함되는 소강상태에서 Si과 C함량을 파라미터 Si(%)×0.0218≤ C(%) + 0.0194 ≤Si(%)×0.0234 범위를 동시에 만족하도록 조정된 발명재는 비교재와 비교할 때 현격한 자성 특성 향상 효과가 있음을 확인하였다. 이로써 규소와 탄소 함량을 제안 범위 안으로 제어하면 자성특성이 우수한 방향성 전기강판을 생산할 수 있음을 알 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

슬라브를 제조하는 단계;
상기 슬라브를 1050~1250℃의 범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열한 슬라브를 950~1050℃의 범위에서 열간압연하고 열연판 소둔을 실시하거나 생략하는 단계;
상기 소둔 열연판을 냉간압연하는 단계;
냉간압연된 냉연판을 탈탄소둔 및 질화소둔을 순차적으로 수행하거나 동시에 수행하는 단계; 및
상기 탈탄소둔 및 질화소둔한 강판을 최종 고온소둔하는 단계를 포함하되,
상기 탈탄소둔 및 질화소둔하는 단계는 800~900℃의 범위에서 실시하되,
800~850℃에서는 노점 60~70℃(50%N₂+50%H₂)의 범위에서 초기 탈탄소둔이 실시되며, 850~900℃의 온도 범위에서 동시 탈탄소둔 및 질화소둔이 실시되고,
상기 슬라브는, Si: 2.5~4.5중량%, 산가용성 Al: 0.015~0.040중량%, Mn: 0.01~0.20중량%, C: 0.03~0.09중량%, N: 0.0010~0.006중량%, S: 0.0010~0.006중량%, Sn: 0.03~0.07중량%, Sb: 0.01~0.05중량%, P: 0.01~0.05중량%를 포함하고, 상기 P와 Sb는 중량 퍼센트로 P+0.5Sb: 0.0370~0.0630%를 만족하며, 잔부는 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 구성되며, 상기 Si과 C함량이 하기 식 (1)을 만족하는 방향성 전기강판 제조방법.
Si(%)×0.0218 ≤ C(%) + 0.0194 ≤Si(%)×0.0234 -------------(1)
제1항에 있어서,
상기 탈탄소둔 및 질화소둔 후의 강판 내부의 질소량이 100~300ppm인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법.
제1항에 있어서,
상기 탈탄소둔 및 질화소둔 후의 1차 재결정립의 크기가 18.0~25.0㎛인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법.
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제1항에 있어서,
상기 최종 고온소둔 단계는,
1020~1200℃의 범위에서 이루어지는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법.
제6항에 있어서,
상기 최종 고온소둔하는 단계는,
1차 균열하는 단계, 승온하는 단계 및 2차 균열하는 단계를 포함하되, 상기 승온하는 단계는 700~950℃에서는 18~75℃/hr의 속도로 승온하고, 950~1020℃ 에서는 10~15℃/hr의 속도로 승온하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법.
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