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KR102119095B1 - 방향성 전기강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

방향성 전기강판 및 그의 제조방법 Download PDF

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KR102119095B1
KR102119095B1 KR1020180115269A KR20180115269A KR102119095B1 KR 102119095 B1 KR102119095 B1 KR 102119095B1 KR 1020180115269 A KR1020180115269 A KR 1020180115269A KR 20180115269 A KR20180115269 A KR 20180115269A KR 102119095 B1 KR102119095 B1 KR 102119095B1
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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 중량%로, Si: 2.0 내지 4.5%, C: 0.005% 이하(0%를 제외함), Mn: 0.001 내지 0.08%, Cu: 0.001 내지 0.1%, N: 0.003% 이하(0%를 제외함), S:0.0005 내지 0.05%, Se: 0.0005 내지 0.05%, B: 0.0001 내지 0.01%, Mo: 0.01 내지 0.2%, Ti:0.0001 내지 0.01%, V:0.0001 내지 0.02%, 및 Nb:0.0001 내지 0.02%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

Description

방향성 전기강판 및 그의 제조방법{GRAIN ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다. 구체적으로 S, Se계 석출물 및 Ti, Nb, V의 질화물을 이용하여 2차재결정 고온소둔 시에 Goss 방위로의 집적도가 매우 높은 결정립을 안정적으로 성장시켜 생산성 및 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다. 더욱 구체적으로 합금 성분 내, S, Se, B, Mo, Ti, Nb, V 성분을 제어하여, 생산성 및 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.
방향성 전기강판은 2차재결정으로 불리는 비정상 결정립성장 현상을 이용해 Goss 집합조직 ({110}<001> 집합조직)을 강판 전체에 형성시켜 압연방향의 자기적 특성이 뛰어나며 변압기 등의 우수한 일방향의 자기적 특성이 요구되는 전자기기의 철심으로 사용되는 연자성 재료이다.
일반적으로 자기적 특성은 자속밀도와 철손으로 표현될 수 있으며, 높은 자속밀도는 결정립의 방위를 {110}<001> 방위에 정확하게 배열함으로서 얻어질 수 있다. 자속밀도가 높은 전기강판은 전기기기의 철심재료의 크기를 작게 할 수 있을 뿐만 아니라 이력손실이 낮아져서 전기기기의 소형화와 동시에 고효율화를 얻을 수 있다. 철손은 강판에 임의의 교류자장을 가하였을 때 열에너지로서 소비되는 전력손실로서, 강판의 자속밀도와 판두께, 강판중의 불순물량, 비저항 그리고 2차재결정립 크기 등에 의해서 크게 변화하며, 자속밀도와 비저항이 높을수록 그리고 판두께와 강판중의 불순물량이 낮을수록 철손이 낮아져 전기기기의 효율이 증가하게 된다.
방향성 전기강판의 2차재결정은 통상적인 결정립성장과 다르게 정상적인 결정립성장이 석출물, 개재물이나 혹은 고용되거나 입계에 편석되는 원소들에 의하여 정상적으로 성장하는 결정립계의 이동이 억제되었을 때 발생하게 된다. 또한, Goss 방위에 대한 집적도가 높은 결정립을 성장시키기 위해서는 제강에서의 성분제어, 열간압연에서의 슬라브 재가열 및 열간압연 공정인자 제어, 열연판소둔 열처리, 1차재결정 소둔, 2차재결정 소둔 등의 복잡한 공정들이 요구되고, 이들 공정 또한 매우 정밀하고 엄격하게 관리되어야 한다. 이와 같이 결정립성장을 억제하는 석출물이나 개재물 등을 특별하게 결정립성장 억제제(inhibitor)라고 부르며, Goss 방위의 2차재결정에 의한 방향성 전기강판 제조기술에 대한 연구는 강력한 결정립성장 억제제를 사용하여 Goss 방위에 대한 집적도가 높은 2차재결정을 형성하여 우수한 자기특성을 확보하는데 주력하여 왔다.
초기에 개발된 방향성 전기강판은 MnS가 결정립성장 억제제로 사용되었으며, 2회 냉간압연법으로 제조되었다. 이에 의하여 2차재결정은 안정적으로 형성되었으나 자속밀도가 그다지 높지 않은 수준이었고 철손도 높은 편이었다.
이후 AlN, MnS 석출물을 복합으로 이용하고, 1회 강냉간압연하여 방향성 전기강판을 제조하는 방법이 제안되었다. 최근에는 MnS를 사용하지 않고 1회 강냉간압연 후 탈탄을 실시한 후에 암모니아 가스를 이용한 별도의 질화공정을 통하여 강판의 내부로 질소를 공급하여 강력한 결정립성장 억제효과를 발휘하는 Al계 질화물에 의해 2차재결정을 일으키는 방향성 전기강판 제조방법이 제안되었다.
이제까지 주로 AlN, MnS[Se] 등의 석출물을 결정립성장 억제제로 이용하여 2차재결정을 일으키는 제조방법을 사용하고 있다. 이러한 제조방법은 2차재결정을 안정적으로 일으킬 수 있는 장점은 있으나, 강력한 결정립성장 억제효과를 발휘하기 위해서는 석출물들을 매우 미세하고 균일하게 강판에 분포시켜야만 한다. 이와 같이 미세한 석출물을 균일하게 분포시키기 위해서는 열간압연 전에 슬라브를 고온으로 장시간 동안 가열하여 강중에 존재하던 조대한 석출물들을 고용시킨 후 매우 빠른 시간 내에 열간압연을 실시하여 석출이 일어나지 않은 상태에서 열간압연을 마쳐야 한다. 이를 위해서는 대단위의 슬라브 가열설비를 필요로 하며, 석출을 최대한 억제하기 위하여 열간압연과 권취공정을 매우 엄격하게 관리하고 열간압연 이후의 열연판 소둔공정에서 고용된 석출물이 미세하게 석출되도록 관리하여야 하는 제약이 따른다. 또한 고온으로 슬라브를 가열하게 되면 융점이 낮은 Fe2SiO4가 형성됨에 따라 슬라브 워싱(washing) 현상이 발생하여 실수율이 저하된다.
또한, 석출물을 이용하지 아니하고, 강판내에 불순물 함량을 최소화하여 결정방위에 따른 결정립계의 입계이동도의 차이를 극대화함으로서 2차 재결정을 형성시키는 방향성 전기강판 제조방법이 제안되었다. 이 기술에서는 Al함유량을 저감하고, B, V, Nb, Se, S, P, N의 함유량을 미량으로 제어할 것을 제안하였으나, 소량의 Al이 석출물이나 개재물을 형성해야만 2차재결정을 형성하여 자성을 확보할수 있는 것으로 나타나 있다.
이외에도 TiN, VN, NbN, BN등과 같은 다양한 석출물들을 결정립성장 억제제로 활용하고자 시도되었으나, 열적 불안정과 지나치게 높은 석출물 분해온도로 인하여 안정된 2차재결정을 형성하는데에는 실패하였다.
방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법을 제공하고자 한다. 구체적으로 S, Se계 석출물 및 Ti, V 및 Nb의 질화물을 이용하여 2차재결정 고온소둔 시에 Goss 방위로의 집적도가 매우 높은 결정립을 안정적으로 성장시켜 생산성 및 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조 방법을 제공하고자 한다. 더욱 구체적으로 합금 성분 내, Mn, S, Se, Cu, B, Mo, Ti, V, Nb 성분을 제어하여, 생산성 및 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조 방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법은 중량%로, Si: 2.0 내지 4.5%, C: 0.001 내지 0.1%, Mn: 0.001 내지 0.08%, Cu: 0.001 내지 0.1%, N: 0.0005 내지 0.015%, S:0.0005 내지 0.05%, Se: 0.0005 내지 0.05%, B: 0.0001 내지 0.01%, Mo: 0.01 내지 0.2%, Ti:0.0001 내지 0.01%, V:0.0001 내지 0.02%, 및 Nb:0.0001 내지 0.02%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 슬라브를 가열하는 단계; 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.
[식 1]
0.001≤[Ti]+[V]+[Nb]≤0.04
(단, 식 1에서 [Ti], [V], [Nb]는 각각 슬라브 내의 Ti, V, Nb의 함량(중량%)를 나타낸다.)
슬라브는 S 및 Se의 합량이 0.005 내지 0.05중량%일 수 있다.
슬라브를 가열하는 단계에서, 슬라브를 1200 내지 1300℃로 가열할 수 있다.
열연판을 제조하는 단계에서, 열연 종료 온도는 875℃ 이상일 수 있다.
열연판을 제조하는 단계에서, 열연 종료 후, 7℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 권취할 수 있다.
권취온도는 630℃ 이하일 수 있다.
1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판은 (Fe,Mn,Cu)S 및 (Fe,Mn,Cu)Se 중 1종 이상의 석출물을 포함할 수 있다.
1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판은 Ti, V 및 Nb의 질화물을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 중량%로, Si: 2.0 내지 4.5%, C: 0.005% 이하(0%를 제외함), Mn: 0.001 내지 0.08%, Cu: 0.001 내지 0.1%, N: 0.003% 이하(0%를 제외함), S:0.0005 내지 0.05%, Se: 0.0005 내지 0.05%, B: 0.0001 내지 0.01%, Mo: 0.01 내지 0.2%, Ti:0.0001 내지 0.01%, V:0.0001 내지 0.02%, 및 Nb:0.0001 내지 0.02%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족한다.
[식 1]
0.001≤[Ti]+[V]+[Nb]≤0.04
(단, 식 1에서 [Ti], [V], [Nb]는 각각 Ti, V, Nb의 함량(중량%)를 나타낸다.)
S 및 Se의 합량이 0.005 내지 0.05중량%일 수 있다.
Al: 0.0001 내지 0.01 중량% 더 포함할 수 있다.
P: 0.001 내지 0.1 중량% 더 포함할 수 있다.
Cr: 0.001 내지 0.1 중량%, Sn: 0.005 내지 0.2 중량%, 및 Sb: 0.005 내지 0.2 중량% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 제강단계에서 Al계 석출물을 형성하는 Al의 함량을 최소화하고, 2차 재결정 형성을 위해서 필요한 결정립성장 억제제로서 S와 Se의 첨가에 의해서 형성되는 (Fe,Mn,Cu)S, (Fe,Mn,Cu)Se 석출물 및 Ti, V, Nb 첨가에 의한 TiN, NbN, VN의 질화물들을 이용하여 안정적으로 2차 재결정을 형성함으로써, AlN 석출물을 사용하지 않으면서도 자기특성 우수한 방향성 전기강판을 제조할 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.
Al을 다량 포함하여, 결정립성장 억제제로서 AlN 석출물을 사용하는 방향성 전기강판은 모든 공정들이 AlN 석출물의 분포를 엄격하게 제어하고 2차 재결정된 강판내에 잔류된 석출물들을 완전히 제거하기 위해서 2차 재결정 소둔 공정조건이 극히 제약되어 있다.
본 발명자들은 AlN 석출물을 사용하지 않으면서도 Goss 방위의 2차재결정을 더욱 안정하게 형성함으로써 자기특성이 우수한 방향성 전기강판 제조방법을 연구한 결과, TiN, NbN, VN의 질화물을 (Fe,Mn,Cu)S 석출물과 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물과 함께 1차 재결정립의 성장 억제제로 이용하면 2차재결정이 매우 안정적으로 형성됨을 발견하게 되었다.
(Fe,Mn,Cu)S 석출물과 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물은 자체적으로도 매우 강력한 결정성장 억제제이지만, S의 경우 입계 편석의 경향이 매우 강하고, Se는 결정크기가 매우 크기 때문에 확산에 의한 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물 형성이 S보다는 안정적이지 못한 경향이 있다. 이러한 특성으로 인하여 1차 재결정된 미세조직 내에 (Fe,Mn,Cu)S 석출물과 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물들이 균일하게 분포하지 않을 가능성이 있다. 반면, TiN, NbN, VN 등의 질화물 등은 결정 성장 억제 능력으로는 전술한 석출물에 비해 열위하나, N의 확산이 매우 빠르기 때문에 미세조직내에서 균일한 석출물 형성이 가능하게 된다.
따라서, (Fe,Mn,Cu)S 및 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물들과 TiN, NbN, VN 등의 질화물을 복합적으로 결정성장 억제제로서 사용하게 되면, Goss 방위 결정립의 2차 재결정이 보다 안정적으로 형성되어 우수한 자기특성을 갖는 방향성 전기강판을 제조할 수 있게 된다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 중량%로, Si: 2.0 내지 4.5%, C: 0.005% 이하(0%를 제외함), Mn: 0.001 내지 0.08%, Cu: 0.001 내지 0.1%, N: 0.003% 이하(0%를 제외함), S:0.0005 내지 0.05%, Se: 0.0005 내지 0.05%, B: 0.0001 내지 0.01%, Mo: 0.01 내지 0.2%, Ti:0.0001 내지 0.01%, V:0.0001 내지 0.02%, 및 Nb:0.0001 내지 0.02%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 방향성 전기강판의 성분 한정의 이유를 설명한다.
Si : 2.0 내지 4.5 중량%
실리콘(Si)은 방향성 전기강판 소재의 비저항을 증가시켜 철심손실(core loss) 즉, 철손을 낮추는 역할을 한다. Si 함량이 너무 적으면, 비저항이 감소하여, 와젼류손이 증가하고, 철손이 열화될 수 있다. 또한, 1차 재결정 소둔 시, 페라이트와 오스테나이트간 상변태가 발생하게 되어, 1차 재결정 집합 조직이 심하게 훼손될 수 있다. 또한, 2차 재결정 소둔시 페라이트와 오스테나트간 상변태가 발생하게 되어 2차 재결정이 불안정해질 뿐만 아니라 Goss 집합조직이 심하게 훼손될 수 있다. Si 함량이 너무 많으면, 1차 재결정 소둔에서의 탈탄시 SiO2 및 Fe2SiO4 산화층이 과하고 치밀하게 형성되어 탈탄 거동을 지연시킬 수 있다. 또한 강의 취성이 증가하고, 인성이 감소하여 압연 과정중 판파단 발생율이 심화될 수 있다. 따라서 Si은 2.0 내지 4.5 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 2.5 내지 4.0 중량% 포함할 수 있다.
C: 0.005 중량% 이하
탄소(C)은 오스테나이트 안정화 원소로서, 연주과정에 발생하는 조대한 주상정 조직을 미세화하는 효과와 더불어 S의 슬라브 중심편석을 억제한다. 또한 냉간압연 중에 강판의 가공경화를 촉진하여 강판내에 {110}<001>방위의 2차재결정 핵 생성을 촉진하기도 한다. 그러나, 최종제품에 잔존하게 될 경우 자기적 시효효과로 인해 형성되는 탄화물을 제품판 내에 석출시켜 자기적 특성을 악화시키는 원소이기 때문에 적정한 함량으로 제어되어야 한다. 본 발명의 일 실시예에서는 제조 과정에서 1차 재결정 소둔 시 탈탄 과정을 거치게 되며, 탈탄 소둔 후 제조된 최종 전기강판 내의 C 함량은 0.005 중량% 이하일 수 있다. 보다 구체적으로는 0.003 중량% 이하일 수 있다.
슬라브 내에서 C는 0.001 내지 0.1 중량% 포함될 수 있다. 슬라브 내에 C를 너무 적게 함유되게 되면, 오스테나이트간 상변태가 충분히 일어나지 않아 슬라브 및 열간압연 미세조직의 불균일화를 야기하게 된다. 이로 인해 냉간압연성까지 해치게 된다. C를 너무 많이 함유하게 되면, 탈탄 공정에서 충분한 탈탄을 얻을 수 없다. 이로 인해 야기되는 상변태 현상으로 인해 2차 재결정 집합조직이 심하게 훼손되게 된다. 또한, 열연판의 엣지크랙이 발생할 수 있다. 더욱 구체적으로 슬라브 내에서 C는 0.01 내지 0.1 중량% 포함될 수 있다.
Mn : 0.001 내지 0.08 중량%
망간(Mn)은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과가 있다. 기존에는 강중에서 S와 반응하여 MnS 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제하는 역할이 알려져 있었다. 그러나, 단독의 MnS가 형성되는 경우에는 석출물이 매우 크게 석출되어 결정립 성장 억제제로서 충분한 역할을 수행하지 못하였다. 그러한 이유로 원하는 억제력을 확보하기 위해서 많은 MnS 석출물 형성원소를 첨가하고 그로 인하여 슬라브를 고온으로 가열하는 문제가 발생하였다. 본 발명의 일 실시예에서는 Fe, Mn 및 Cu를 포함하는 황화물(Sulfide) 혹은 셀렌화물(Selenide)을 석출물로 형성하기 때문에 Mn 함량을 다량 첨가할 필요가 없다. 오히려 Mn의 함량을 다량 첨가할 경우, MnS 혹은 MnSe 석출물들이 조대하게 석출되어 결정성장 억제력이 떨어지게 된다. Mn을 너무 적게 포함할 경우, FeS와 FeSe 석출들의 형성이 촉진되는데 이러한 석출물들은 결정성장억제력은 크지만 열간압연시에 계면에서 액상으로 상변화하면서 엣지크랙을 증가시키게 되어 열연 생산성이 떨어지는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, Mn은 0.001 내지 0.08 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.005 내지 0.05 중량% 포함할 수 있다.
Cu: 0.001 내지 0.1 중량%
구리(Cu)는 Mn과 동일하게 S 및 Se와 반응하여 CuS 혹은 CuSe 석출물을 형성하여 결정성장을 억제한다. 단독으로 존재하는 경우 보다는 Mn과 함께 복합하여 석출물을 형성하기 쉬우며, 석출물 크기를 감소시키는 효과가 있다. 따라서, (Fe,Mn,Cu)S 석출물과 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물들을 형성하기 위해서는 필수적인 합금원소로서 석출물을 미세하게 만들어서 결정립성장을 억제하는 효과가 매우 크며, MnS와 FeS보다 고온에서도 비교적 안정적으로 존재하기 때문에 결정성장 억제력이 높은 온도까지 유지되어 2차 재결정이 안정적으로 형성된다. Cu의 첨가량이 너무 적은 경우, 전술한 효과가 충분히 발현되지 않을 수 있다. Cu가 너무 다량 첨가되는 경우, 조대한 CuS 혹은 CuSe 석출물 형성하기 때문에 결정성장 억제효과가 떨어지게 된다. 따라서, Cu는 0.001 내지 0.1 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.005 내지 0.09 중량% 포함할 수 있다.
N: 0.003 중량% 이하
질소(N)은 Al 및 Si과 반응하여 AlN과 Si3N4석출물을 형성하는 원소이다. 아울러, B과도 반응하여 BN를 형성하기도 한다. 본 발명의 일 실시예에서는 결정립 성장억제제로서 AlN을 이용하지 않는 대신 Ti, V, Nb의 질화물을 사용하기 때문에, 질화물을 형성하는 N의 함량이 매우 중요하다. 제강에서 첨가되는 Ti, V, Nb 함량에 따라서 첨가되는 N함량이 조절되어야 하겠으나, 바람직하게는 0.0005 내지 0.0150 중량% 범위에서 첨가될 수 있다. N 함량이 너무 적은 경우에는 TiN, VN, NbN 질화물 형성이 매우 적게되어 결정성장 억제제로서의 역할을 하지 못하게 되며, 반대로 너무 많이 첨가되게 되면 조대한 TiN, VN, NbN 질화물을 형성하게 되어 역시 결정성장 억제제로서의 역할을 못하게 된다. 아울러, N 함량이 많은 경우 열연판에 블리스터(Blister)는 표면 결함을 형성하기 때문에 제강단계에서 첨가되는 N 함량은 0.0005 내지 0.015 중량% 범위 내에서 첨가되는 것이 바람직하다. 더욱 구체적으로 0.001 내지 0.015 중량% 범위 내에서 첨가될 수 있다. 더욱 구체적으로 0.001 내지 0.01 중량% 범위 내에서 첨가될 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서 공정 중 침질 및 2차 재결정 소둔에서의 순화 소둔 과정에서 N 이 일부 제거되며, 최종 제조되는 방향성 전기강판에서 N은 0.003 중량% 이하로 포함된다. 더욱 구체적으로 0.001 중량% 이하로 포함된다.
S : 0.0005 내지 0.05 중량%
황(S)는 결정립계에 단독으로 편석하거나, 강중에 Fe, Mn, Cu 등과 반응하여 FeS, MnS, CuS를 형성함으로써 결정립성장 억제 효과를 갖는 원소로 알려져 있다. 기존에는 MnS 단독으로 사용하거나, CuS를 함께 사용하는 방법 혹은 FeS석출물을 결정립성장 억제제로 사용하였으나, 본 발명의 일 실시예에서는 이러한 합금원소들이 복합적으로 반응하여 석출된 (Fe,Mn,Cu)S 복합 석출물을 결정립 성장 억제제로 사용한다. 이러한 (Fe,Mn,Cu)S 복합 석출물을 형성하기 위해서는 Mn 및 Cu함량이 과하지 않게 적정하게 첨가되는 것과 동시에 S가 충분하게 첨가되는 것이 중요하다. S가 너무 적게 첨가되는 경우, (Fe,Mn,Cu)S 석출물들이 충분하게 형성되지 않아 원하는 결정성장억제력을 확보하기 어렵다. S가 너무 많이 첨가되는 경우, 열연판의 엣지크랙이 발생할 수 있다. 따라서, S는 0.0005 내지 0.05 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.001 내지 0.03 중량% 포함할 수 있다.
Se : 0.0005 내지 0.05 중량%
셀레늄(Se)은 S와 유사하게 결정립계에 편석하거나 MnSe와 같은 석출물을 형성하여 결정립계의 이동을 억제한다. 본 발명의 일 실시예에서는 이와 같은 성질을 이용하여 Fe, Mn 및 Cu와 반응하여 (Fe,Mn,Cu)Se 복합 석출물을 형성함으로써 1차 재결정립의 성장을 강력히 억제하여 안정적인 2차 재결정을 형성하는데 중요한 합금원소이다. 본 발명의 일 실시예에서는 S 뿐만 아니라 Se도 함께 복합 첨가하여 (Fe,Mn,Cu)S 뿐만 아니라 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물도 함께 형성함으로써 강력한 결정립성장 억제력을 확보할 수 있다. 특히 Se은 S보다 원자량이 무겁기 때문에, (Fe,Mn,Cu)Se 석출물이 (Fe,Mn,Cu)S 석출물 보다 훨씬 안정하고, 2차 재결정이 안정적으로 형성된다. Se가 너무 적게 첨가되는 경우, (Fe,Mn,Cu)Se 석출물들이 충분하게 형성되지 않아 원하는 결정성장억제력을 확보하기 어렵다. Se가 너무 많이 첨가되는 경우, 열연판의 엣지크랙이 발생할 수 있다. 따라서, Se는 0.0005 내지 0.05 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.001 내지 0.03 중량% 포함할 수 있다.
S 및 Se의 합량은 0.005 내지 0.05 중량%가 될 수 있다. 그 합량이 너무 적으면, (Fe,Mn,Cu)S 및 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물들이 충분하게 형성되지 않아 원하는 결정성장억제력을 확보하기 어렵다. 그 합량이 너무 많으면, 열연판의 엣지크랙이 발생할 수 있다. 더욱 구체적으로 S 및 Se의 합량은 0.01 내지 0.05 중량%가 될 수 있다. 더욱 구체적으로 S 및 Se의 합량은 0.03 내지 0.045 중량%가 될 수 있다.
B: 0.0001 내지 0.01 중량%
붕소(B)은 강중에 N과 반응하여 BN 석출물을 형성하여 결정립성장을 억제하기도 하지만 결정립계에 편석하여 결정립계의 결합력을 강화시킴으로써 결함이나, 크랙의 입계 전파를 억제하여 열연중 엣지크랙 발생을 저감하는데 효과적인 원소이다. 본 발명과 같이 S와 Se를 복합으로 첨가하는 경우에 예상되는 엣지크랙 발생 가능성을 최소화하기 위해서 B의 함량을 적절히 첨가하는 것이 중요하다. B를 너무 적게 포함할 경우, 전술한 효과가 충분히 발현되지 않을 수 있다. B가 너무 다량 첨가되는 경우, 금속간화합물 형성에 의한 고온 취성을 증가시킬 수 있다. 따라서, B는 0.0001 내지 0.01 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0005 내지 0.01 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 B는 0.0011 내지 0.01 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 B는 0.0015 내지 0.01 중량% 포함할 수 있다.
Mo: 0.01 내지 0.2 중량%
몰리브덴(Mo)는 고온입계산화를 억제하는 합금원소로서 슬라브 연주 및 열연공정에서 고온 크랙 및 엣지크랙을 저감하는데 효과가 있다. 아울러, 열연과정에서 {110}<001> 방위의 Goss 집합조직을 증가시켜서 자속밀도를 높이는 효과가 있다. Mo를 너무 적게 포함할 경우, S 및 Se의 첨가로 인한 엣지크랙이 발생하거나, 2차 재결정이 적절히 형성되지 않을 수 있다. Mo를 너무 많이 포함할 경우, 자성이 열화된다. 따라서, Mo는 0.01 내지 0.2 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.02 내지 0.1 중량% 포함할 수 있다.
Ti:0.0001 내지 0.01 중량%
티타늄(Ti)은 강중에서 C와 N과 반응하여 Ti(C,N)을 형성함으로써, 일반 탄소강의 강도를 증가시키는 원소이다. 그러나, 본 발명의 일 실시예에서는 결정성장 억제제로서 (Fe,Mn,Cu)S 석출물과 (Fe,Mn,Cu)Se와 함께 TiN 질화물을 적극적으로 활용하기 위해서 Ti를 0.0001 내지 0.01 중량% 범위 내에서 첨가한다. Ti가 너무 적게 첨가되는 경우 TiN 석출량이 극히 미미하여 억제제로서의 결정성장 억제효과가 떨어지며, Ti가 너무 많이 첨가되면, 억제력이 강하여 2차 재결정이 일어나지 않게 되며, 순화 소둔후에도 TiN이 다량 존재하게 되어 자성을 떨어뜨릴 수 있다. 따라서 제강단계에서 첨가되는 Ti함량은 0.0001 내지 0.01 중량%가 될 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0005 내지 0.009 중량%가 될 수 있다.
V:0.0001 내지 0.02 중량%
바나듐(V)는 Ti과 마찬가지로 탄화물(VC) 혹은 질화물(VN)을 형성하는 원소로서, 일반강의 강도를 향상시키는 원소이지만, 본 발명의 일 실시예에서는 VN을 결정성장 억제제로서 활용한다. V 함량이 너무 적은 경우 VN 석출량이 극히 미미하여 억제제로서의 결정성장 억제효과가 떨어질 수 있다. V 함량이 너무 많은 경우, 억제력이 강하여 2차재결정이 일어나지 않게 되며 아울러 강중에 탄소와 반응하여 탄화물을 형성함으로써 자성을 떨어뜨릴 수 있다. 따라서, 제강단계에서 첨가되는 V함량은 0.0001 내지 0.02 중량%가 될 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0005 내지 0.018 중량%가 될 수 있다.
Nb:0.0001 내지 0.02 중량%
니오븀(Nb)는 V, Ti과 마찬가지로 탄화물(NbC), 질화물(NbN) 혹은 복합탄질화물 (Nb(C,N))을 형성하는 원소로서, 일반 탄소강의 강도를 향상시키는 원소이다. 본 발명의 일 실시예에서는 NbN을 결정성장 억제제로서 활용한다. Nb 함량이 너무 적은 경우 NbN 석출량이 극히 미미하여 억제제로서의 결정성장 억제효과가 떨어진다. Nb 함량이 너무 많은 경우, 억제력이 강하여 2차재결정이 일어나지 않게 되며 아울러 강중에 탄소와 반응하여 탄화물을 형성함으로써 자성을 떨어뜨릴 수 있다. 따라서, 제강단계에서 첨가되는 Nb함량은 0.0001 내지 0.02 중량%가 될 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0005 내지 0.018 중량%가 될 수 있다.
Ti, V 및 Nb의 합량: 0.001 내지 0.04 중량%
본 발명의 일 실시예에서 (Fe,Mn,Cu)S 석출물과 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물에 더하여 Ti, V, Nb의 질화물을 결정립 성장 억제제로 사용하므로, Ti, V 및 Nb의 합량을 제어할 필요가 있다. Ti, V 및 Nb의 합량이 너무 적으면, 결정성장 억제 효과가 떨어지는 문제가 발생할 수 있다. Ti, V 및 Nb의 합량이 너무 많으면, 억제력이 강하여 2차 재결정이 일어나지 않게 되며, 순화 소둔후에도 질화물이 다량 존재하여, 자성을 떨어뜨릴 수 있다. 따라서, Ti, V 및 Nb의 합량을 0.001 내지 0.04 중량%로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.005 내지 0.04 중량%로 제한할 수 있다.
Al: 0.0001 내지 0.01 중량%
본 발명의 일 실시예에서 방향성 전기강판은 Al: 0.0001 내지 0.01 중량% 더 포함할 수 있다.
알루미늄(Al)은 강중에 질소와 결합하여 AlN 석출물을 형성하므로, 본 발명에서는 Al함량을 적극 억제하여 AlN 질화물이나 Al2O3 산화물 형성을 피한다. Al의 함량이 너무 많으면, AlN 및 Al2O3 형성이 촉진되어, 이를 제거하기 위한 순화 소둔 시간이 증가하게 되며, 미처 제거되지 않은 AlN 석출물과 Al2O3와 같은 개재물들이 최종제품에 잔류하여 보자력을 증가시켜서 최종적으로 철손이 증가 할 가능성이 있다. 따라서, 제강단계에서 Al의 함량을 0.01 중량% 이하로 적극 억제하는 것이 필요하다. 다만, Al 함량을 완전히 배제하는 것이 가장 이상적이지만, 제강능력을 고려하여 불가피하게 들어가는 것을 고려할 때, Al함량은 0.0001 내지 0.01 중량% 범위 내에서 관리될 수 있다. 더욱 구체적으로 Al을 0.0001 내지 0.005 중량% 더 포함할 수 있다.
P: 0.001 내지 0.1 중량%
본 발명의 일 실시예에서 방향성 전기강판은 P: 0.001 내지 0.1 중량% 더 포함할 수 있다.
인(P)는 결정립계에 편석하여 결정립 성장을 억제하는 효과가 있고 1차 재결정시 {111}<112>방위 결정립의 재결정을 촉진하여, Goss 방위 결정립의 2차 재결정형성에 유리한 미세조직을 형성한다. 그러한 이유로 최대 0.1 중량%까지 첨가하는 것이 바람직하다. P를 너무 많이 첨가시에는 냉간압연시 판파단 발생이 증가하여 냉간압연 실수율이 떨어지게 될 수 있다. 아울러, P를 첨가할 시, 너무 적게 첨가하는 경우에는 첨가효과를 볼 수 없으므로 제강단계에서 P의 관리범위는 0.001 내지 0.1 중량%로 한정한다. 더욱 구체적으로 0.005 내지 0.05 중량% 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 Cr: 0.001 내지 0.1 중량%, Sn: 0.005 내지 0.2 중량%, 및 Sb: 0.005 내지 0.2 중량% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Cr: 0.001 내지 0.1 중량%
크롬(Cr)은 다른 합금원소보다 산소와 친화력이 높은 합금원소로서 탈탄과정에서 산소와 반응하여 강판 표면에 Cr2O3를 형성하는 원소이다. 이러한 산화층은 강중에 탄소가 표면으로 확산하는 통로 역할을 하여 탈탄이 보다 용이하게 해주고, 표면 산화층이 소둔분리제인 MgO와 반응하여 베이스코팅을 형성할 때 강판의 밀착성을 높이는 효과가 있다. 이러한 Cr을 너무 적게 첨가하게 되면 첨가효과가 없다. Cr을 너무 많이 첨가하면, 강중 탄소와 반응하여 크롬탄화물을 형성하여 오히려 탈탄성능이 떨어질 수 있다. 따라서, Cr을 더 첨가하는 경우, 0.001 내지 0.1 중량% 첨가할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.005 내지 0.07 중량% 첨가할 수 있다.
주석(Sn) 및 안티몬(Sb)은 P와 함께 대표적인 결정립계 편석원소로서, 열연과정에서 {110}<001> Goss 방위의 핵생성을 촉진하여 자속밀도를 증가시키는 효과가 있다. 이러한 Sn, Sb을 너무 많이 첨가할 경우, 결정립계 과편석으로 인하여 냉간압연 판파단 발생 및 탈탄을 지연시켜서 불균일한 1차재결정 미세조직을 형성하게되어 자성을 떨어뜨리게 된다. 아울러, Sn, Sb를 너무 적게 첨가할 경우, Goss 방위 재결정립 형성에 효과가 약해질 수 있다. 따라서, Sn 및 Sb는 각각 0.005 내지 0.2 중량% 더 첨가될 수 있다. 더욱 구체적으로 Sn 및 Sb는 각각 0.01 내지 0.1 중량% 더 첨가될 수 있다.
불순물 원소
상기의 원소 외에도 Mg, Ca등의 불가피하게 혼입되는 불순물이 포함될 수 있다. 이들은 산소 또는 질소와 반응하여, 미세한 산화물 및 질화물을 형성하여 자성에 유해한 영향을 미치므로 이들 함유량을 각각 0.003 중량% 이하로 제한한다. 더욱 구체적으로 0.001 중량% 이하로 제한한다.
본 발명의 일 실시예에서 합금 성분 내, S, Se계 석출물 및 Ti, V 및 Nb의 질화물을 이용하여 2차재결정 고온소둔 시에 Goss 방위로의 집적도가 매우 높은 결정립을 안정적으로 성장시켜 생산성 및 자성이 우수한 방향성 전기강판을 제조할 수 있다. 구체적으로 방향성 전기강판의 1.7Tesla, 50Hz 조건에서 철손(W17/50)은 1.00W/kg 이하일 수 있다. 더욱 구체적으로 철손(W17/50)은 0.90 내지 0.99W/kg 일 수 있다. 이 때, 기준 두께는 3.0mm이다. 방향성 전기강판의 800A/m의 자기장 하에서 유도되는 자속밀도(B8) 1.9 T 이상일 수 있다. 더욱 구체적으로 1.905 내지 1.95T일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법은 슬라브를 가열하는 단계; 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 가열한다.
제강단계에서는 AlN 석출물 및 Al2O3 산화물 형성 원소인 Al 함량을 최대한 낮게 관리하는 것이 중요하며, 본 발명의 특징인 (Fe,Mn,Cu)S 석출물 및 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물 그리고 TiN, VN, NbN 질화물 형성에 필요한 합금원소들에 대한 첨가량 관리가 매우 중요하다. Ti, V, Nb의 경우 기본적으로 용선에 기본적으로 불가피하게 들어가는 성분이기 때문에 다른 합금 성분들에 비해서 성분관리가 상대적으로 용이하다. 제강단계에서 성분이 조정된 용강은 연속주조를 통하여 슬라브 제조 및 가열을 통하여 열연판을 제조하거나 혹은 Twin roll 사이로 용강을 투입하여 직접 열연강판을 제조하는 스트립캐스팅에 의한 방법등을 이용하여 열연강판을 제조하는 것도 가능하다.
슬라브의 각 조성에 대해서는 전술한 방향성 전기강판에서 자세히 설명하였으므로, 중복되는 설명을 생략한다. 전술한 식 1도 슬라브의 합금 성분 내에서 동일하게 만족할 수 있다.
구체적으로 본 발명의 일 실시예에서 슬라브는 중량%로, Si: 2.0 내지 4.5%, C: 0.001 내지 0.1%, Mn: 0.001 내지 0.08%, Cu: 0.001 내지 0.1%, N: 0.0005 내지 0.015%, S:0.0005 내지 0.05%, Se: 0.0005 내지 0.05%, B: 0.0001 내지 0.01%, Mo: 0.01 내지 0.2%, Ti:0.0001 내지 0.01%, V:0.0001 내지 0.02%, 및 Nb:0.0001 내지 0.02%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
슬라브의 가열은 1200 내지 1300℃의 온도에서 수행할 수 있다. 슬라브의 가열 온도가 너무 낮으면, 연주과정에서 생성되는 (Fe,Mn,Cu)S 석출물과 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물 및 TiN, VN, NbN 질화물들이 조대하게 성장하게 되고, 또한 조대한 연주조직의 결정립계에만 석출하게 되어 열간압연후에 균일하고 미세한 석출물을 얻기 어려워지고 최종적으로 Goss 방위 결정립의 2차재결정 형성이 불안정하게 될 수 있다. 슬라브 가열 온도가 적정하여야, 연주과정에서 조대하게 석출된 (Fe,Mn,Cu)S 석출물과 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물 및 TiN, VN, NbN 질화물들을 고용시키고, 열간압연 및 냉각과정에서 미세하게 석출할수 있게 된다. 슬라브 가열 온도가 너무 높으면, 고온 가열에 따른 슬라브워싱과 고온산화에 따른 엣지크랙 발생등으로 열간압연이 불안정하게 진행되어 자기특성도 열위하게 나타날 수 있다. 더욱 구체적으로 슬라브를 1200 내지 1250℃에서 가열할 수 있다.
다음으로, 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조한다. 열간압연에 의하여 두께 1.5 내지 4.0mm의 열연판을 제조할 수 있다.
열간압연은 875℃ 이상에서 종료할 수 있다. 열간압연 종료 온도가 너무 낮으면, (Fe,Mn,Cu)S 및 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물들이 빠르게 형성되면서 조대하게 성장하게 되어 2차재결정 단계에서 1차 결정립의 성장을 강력히 억제하지 못하게 된다. 더욱 구체적으로 열간압연은 900 내지 1100℃의 온도에서 종료될 수 있다. 더욱 구체적으로 열간압연은 900 내지 1000℃의 온도에서 종료될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에서 열연 종료 후 냉각 속도가 또한 중요하다. 열간압연 직후에 급냉하는 것이 냉각 과정중에 석출물이 조대하게 성장하는 것을 막을 수 있다. 구체적으로 열연 종료 후, 7℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 권취할 수 있다. 더욱 구체적으로 10 내지 100℃/초의 냉각속도로 냉각할 수 있다. 더욱 구체적으로 10 내지 50℃/초의 냉각속도로 냉각할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에서 권취온도가 또한 중요하다. 구체적으로 권취온도는 630℃ 이하일 수 있다. 전술한 범위에서 미세한 TiN, VN, NbN 석출물이 형성된다. 권취온도가 너무 높으면, Ti, V, Nb는 강중에 탄소와 반응하여 탄질화물을 형성하게 되는데, 탄질화물은 고온소둔중에 900℃이하의 낮은 온도에서 분해되는 경향을 보여 2차재결정을 위한 억제제로서 적절하지 않다. 또한, 냉간압연이후 탈탄소둔 과정에서는 탈탄성능을 떨어뜨리게 되어 공정 부하를 증가시키게 된다. 더욱 구체적으로 권취온도는 400 내지 600℃일 수 있다. 더욱 구체적으로 권취온도는 500 내지 600℃일 수 있다.
열간 압연된 열연판은 필요에 따라 열연판 소둔을 실시하거나 열연판 소둔을 실시하지 않고 냉간압연을 수행할 수 있다. 열연판 소둔을 실시하는 경우 열연조직을 균일하게 만들기 위해서 900℃ 이상의 온도로 가열하고 균열한 다음 냉각할 수 있다.
다음으로, 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조한다. 냉간압연은 리버스(Reverse) 압연기 혹은 탠덤(Tandem) 압연기를 이용하여 1회의 냉간압연 혹은 중간소둔을 포함하는 2회 이상의 냉간압연법으로 하여 최종제품 두께의 냉연판이 제조되도록 실시한다. 냉간압연 중에 강판의 온도를 100℃ 이상으로 유지하는 온간압연을 실시하는 것은 자성을 향상시키는데 유리하다.
다음으로, 냉간압연 된 냉연판을 1차 재결정 소둔한다. 1차 재결정 소둔 단계에서 고스 결정립의 핵이 생성되는 1차 재결정이 일어난다. 1차 재결정 소둔 과정에서 강판의 탈탄이 이루어질 수 있다. 탈탄을 위하여 50℃ 내지 70℃의 이슬점 온도 및 수소 및 질소 혼합 분위기에서 수행될 수 있다. 1차 재결정 소둔 온도는 750℃ 이상이 될 수 있다. 소둔 온도가 낮으면, 탈탄 시간이 오래걸릴 수 있다. 소둔 온도가 높으면, 1차 재결정립들이 조대하게 성장하여, 결정성장 구동력이 떨어져서 안정된 2차 재결정이 형성되지 않는다. 그리고 소둔시간은 본 발명의 효과를 발휘하는데 크게 문제가 되지 않지만 30초 이상 처리할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서는 탈탄만이 수행되고, 침질은 수행되지 않을 수 있다. 즉, 1차 재결정 소둔에서 50℃ 내지 70℃의 이슬점 온도 및 수소 및 질소 혼합 분위기에서만 수행될 수 있다. 1차 재결정 소둔에 의해 1차 재결정의 평균 입경은 5㎛이상이 될 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서 AlN을 결정립 성장 억제제로 사용하지 않으므로, 침질 공정은 생략할 수 있다.
이렇게 1차 재결정 소둔된 냉연판은 S, Se계 석출물 및 질화물을 포함하여, 2차 재결정 소둔 시, 결정립 성장 억제제로서 사용된다. 구체적으로 S, Se계 석출물은 (Fe,Mn,Cu)S 및 (Fe,Mn,Cu)Se 중 1종 이상의 석출물을 포함할 수 있다. (Fe,Mn,Cu)S란 S와 Fe, Mn 및 Cu가 결합한 복합 석출물을 의미한다. 또한, 질화물이란 Ti, V 및 Nb의 질화물을 의미한다.
다음으로, 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔한다. 이 과정에서 {110}면이 압연면에 평행하고, <001>방향이 압연방향에 평행한 Goss {110}<001> 집합조직이 형성된다. 이 때, 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판에 소둔 분리제를 도포한 후, 2차 재결정 소둔할 수 있다. 이 때, 소둔 분리제는 특별히 제한하지 아니하며, MgO를 주 성분으로 포함하는 소둔 분리제를 사용할 수 있다.
2차 재결정 소둔은 적정한 승온율로 승온하여 {110}<001> Goss 방위의 2차 재결정을 일으키고 이후 불순물 제거과정인 순화소둔을 거친 다음 냉각한다. 그 과정에서 소둔분위기 가스는 통상의 경우와 같이 승온과정에서는 수소와 질소의 혼합가스를 사용하여 열처리하고, 순화소둔에서는 100% 수소가스를 사용하여 장시간 유지하여 불순물을 제거한다. 본 발명의 일 실시예에서와 같이 AlN 석출물을 주된 결정립성장 억제제로 이용하지 않고 (Fe,Mn,Cu)S 및 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물 및 TiN, VN, NbN 질화물을 결정립성장 억제제로서 이용하는 경우에는 2차 재결정 형성온도가 AlN 석출물을 사용한 경우보다 높지 않기 때문에 1000℃이상의 온도로만 승온하여 균열하는 고온소둔을 실시하여도 자성이 우수한 방향성 전기강판을 제조할 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 1
중량%로 C:0.055%, Si:3.2%, Mn:0.04%, P:0.03%, Cu:0.05%, Sn:0.04%, B:0.002%, Mo:0.03%, Cr:0.05%, S: 0.020%, Se: 0.025%를 기본 조성으로 하여 Ti, V, Nb 및 N 함량을 하기 표 1과 같이 첨가하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 슬라브를 준비하였다. 이어서 슬라브를 1250℃로 가열한 후 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이때, 열간압연은 900℃이상에서 종료한 다음 초당 30℃ 냉각속도로 580℃로 냉각하여 권취하였다. 열간압연된 열연판은 1050℃의 온도로 가열한 후 120초간 균열하여 열연판 소둔을 실시하였다. 이어서 소둔된 열연강판을 산세한 다음, 냉간압연하여 두께 0.30mm의 냉연판으로 제조하였다. 냉간압연된 강판은 습한 수소와 질소의 혼합가스 분위기 속에서 830℃의 온도로 180초간 유지하여 탈탄 및 1차 재결정 열처리하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 후 코일상으로 최종 2차 재결정 소둔을 실시하였다. 2차 재결정 소둔은 1100℃까지는 75v%질소+25v%수소의 혼합분위기로 하였고, 1100℃ 도달후에는 100% 수소가스 분위기에서 20시간 동안 유지한 후 노냉하였다. Ti, V, Nb 및 N 함량 변화에 따른 최종 고온소둔 후의 자속밀도(B8, 800A/m) 및 철손(W17/50) 측정 결과를 표 1에 나타내었다.
Single sheet 측정법을 이용하여 1.7Tesla, 50Hz 조건에서 철손을 측정하였고, 800A/m의 자기장 하에서 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)를 측정하였다. 각 철손 및 자속밀도값은 조건별 평균을 나타낸 것이다.
Ti(wt%) V(wt%) Nb(wt%) N(wt%) 비고 자속밀도
(B8,Tesla)		 철손
(W17/50, W/kg)		 구분
미첨가 미첨가 미첨가 0.0004 - 1.847 1.192 비교재 1
0.0002 0.0005 0.0002 0.0015 - 1.897 1.034 비교재 2
0.0015 0.003 0.002 0.006 - 1.909 0.983 발명재 1
0.005 0.003 0.002 0.009 - 1.915 0.98 발명재 2
0.009 0.003 0.002 0.01 - 1.912 0.965 발명재 3
0.011 0.003 0.002 0.012 - 1.891 1.079 비교재 3
0.005 0.005 0.002 0.008 - 1.926 0.966 발명재 4
0.005 0.01 0.002 0.012 - 1.913 0.962 발명재 5
0.005 0.02 0.002 0.014 - 1.918 0.976 발명재 6
0.005 0.022 0.002 0.014 - 1.87 1.129 비교재 4
0.005 0.01 0.01 0.014 - 1.917 0.972 발명재 7
0.005 0.01 0.015 0.015 - 1.911 0.988 발명재 8
0.005 0.01 0.02 0.014 - 1.921 0.975 발명재 9
0.005 0.01 0.022 0.015 - 1.885 1.075 비교재 5
0.005 0.01 0.01 0.016 - 1.856 1.132 비교재 6
0.005 0.015 0.015 0.015 - 1.927 0.951 발명재 10
0.005 0.015 0.015 0.01 - 1.922 0.96 발명재 11
0.005 0.015 0.02 0.014 - 1.914 0.973 발명재 12
0.005 0.02 0.02 0.015 - 1.843 1.203 비교재 7
0.0015 0.003 0.002 0.006 Mo:0.005% 1.899 1.021 비교재 8
표 1에서 확인할 수 있는 바와 같이, 적정, Ti, V, Nb 및 N 첨가 범위 내에서는 자속밀도(B8) 1.90 Tesla 이상의 우수한 자기특성을 안정적으로 확보할수 있었다. 그러나, 비교재 1과 같이 Ti, V, Nb를 미첨가한 경우에는 TiN, VN, NbN 질화물 형성이 거의 없기 때문에 2차재결정이 매우 불안정하였다. 비교재 7의 경우에는 Ti, V, Nb 첨가 총량이 0.04%를 초과하여 첨가됨에 따라서, 강중에 탄소와 반응하여 탄질화물 형성으로 2차재결정이 불안정한 결과로 자성이 매우 열위하였다. 또한, Ti, V, Nb 및 N을 적정량 포함하더라도 Mo를 극미량 포함하는 경우, 2차 재결정이 적절히 형성되지 않아 자성이 열위하였다.
실시예 2
중량%로 C:0.065%, Si:3.3%, Mn:0.025%, P:0.02%, Cu:0.07%, Sn:0.07%, B:0.005%, Mo:0.05%, Cr:0.04%, S: 0.015%, Se: 0.030%, Ti:0.0080%, V:0.0100%, Nb:0.0150% 및 N:0.0100% 첨가하고 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 준비하였다. 이어서 슬라브를 하기 표 2에 정리된 온도 범위에서 가열하였다. 열연종료 온도 및 열연 종료 후 냉각 속도 및 권취온도를 하기 표 2와 같이 변경하여 최종 열연판 두께 2.3mm로 열간압연시험을 진행하였다. 열간압연된 열연판은 실시예 1과 동일한 조건으로 열연판소둔, 냉간압연, 1차 재결정 소둔 및 2차 재결정 소둔을 진행하였다. 표 2에는 슬라브 가열온도, 열연종료, 냉각속도 및 권취온도 변화에 따른 최종 고온소둔 후의 자속밀도(B8, 800A/m) 및 철손(W17/50) 측정 결과 나타내었다.
슬라브 가열온도 (℃) 열연종료
온도 (℃)		 냉각속도
(℃/s)		 권취온도
(℃)		 자속밀도
(B8,Tesla)		 철손
(W17/50, W/kg)		 구분
1100 950 30 550 1.822 1.259 비교재 1
1150 950 30 550 1.847 1.154 비교재 2
1200 950 30 550 1.91 0.972 발명재 1
1250 950 30 550 1.925 0.965 발명재 2
1300 950 30 550 1.931 0.951 발명재 3
1350 950 30 550 1.892 1.071 비교재 3
1250 1000 30 550 1.928 0.949 발명재 4
1250 950 30 550 1.919 0.962 발명재 5
1250 900 30 550 1.92 0.956 발명재 6
1250 850 30 550 1.897 1.032 비교재 4
1250 950 5 550 1.878 1.076 비교재 5
1250 950 10 550 1.909 0.982 발명재 7
1250 950 30 550 1.921 0.957 발명재 8
1250 950 50 550 1.935 0.945 비교재 9
1250 950 30 650 1.886 1.084 비교재 6
1250 950 30 600 1.917 0.975 발명재 10
1250 950 30 550 1.922 0.956 발명재 11
표 2에서 보는 바와 같이 자성이 우수한 2차 재결정을 형성하기 위해서는 미세한 (Fe,Mn,Cu)S 및 (Fe,Mn,Cu)Se 석출물 그리고, TiN, VN, NbN 질화물을 확보하는 것이 매우 중요하며, 이러한 미세 석출물을 형성하기 위해서는 슬라브 가열 온도, 열간압연 종료 온도, 종류 후 냉각 속도 및 권취 온도를 적절히 제어해야 함을 확인할 수 있다.
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 (13)

  1. 중량%로, Si: 2.0 내지 4.5%, C: 0.001 내지 0.1%, Mn: 0.001 내지 0.08%, Cu: 0.001 내지 0.1%, N: 0.0005 내지 0.015%, S:0.0005 내지 0.05%, Se: 0.0005 내지 0.05%, B: 0.0001 내지 0.01%, Mo: 0.01 내지 0.2%, Ti:0.0001 내지 0.01%, V:0.0001 내지 0.02%, 및 Nb:0.0001 내지 0.02%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 슬라브를 가열하는 단계;
    상기 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계;
    상기 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계;
    상기 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및
    1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하되,
    상기 슬라브를 가열하는 단계에서, 상기 슬라브를 1200 내지 1300℃로 가열하고,
    상기 열연판을 제조하는 단계에서, 열연 종료 온도는 875℃ 이상이고,
    상기 열연판을 제조하는 단계에서, 열연 종료 후, 7℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 권취하고,
    상기 권취온도는 630℃ 이하인 방향성 전기강판의 제조 방법.
    [식 1]
    0.001≤[Ti]+[V]+[Nb]≤0.04
    (단, 식 1에서 [Ti], [V], [Nb]는 각각 슬라브 내의 Ti, V, Nb의 함량(중량%)를 나타낸다.)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 슬라브는 S 및 Se의 합량이 0.005 내지 0.05중량%인 방향성 전기강판의 제조 방법.
  3. 삭제
  4. 삭제
  5. 삭제
  6. 삭제
  7. 제1항에 있어서,
    상기 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판은 (Fe,Mn,Cu)S 및 (Fe,Mn,Cu)Se 중 1종 이상의 석출물을 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판은 Ti, V 및 Nb의 질화물을 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  9. 중량%로, Si: 2.0 내지 4.5%, C: 0.005% 이하(0%를 제외함), Mn: 0.001 내지 0.08%, Cu: 0.001 내지 0.1%, N: 0.003% 이하(0%를 제외함), S:0.0005 내지 0.05%, Se: 0.0005 내지 0.05%, B: 0.0001 내지 0.01%, Mo: 0.01 내지 0.2% Ti:0.0001 내지 0.01%, V:0.0001 내지 0.02%, 및 Nb:0.0001 내지 0.02%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 방향성 전기강판.
    [식 1]
    0.001≤[Ti]+[V]+[Nb]≤0.04
    (단, 식 1에서 [Ti], [V], [Nb]는 각각 Ti, V, Nb의 함량(중량%)를 나타낸다.)
  10. 제9항에 있어서,
    S 및 Se의 합량이 0.005 내지 0.05중량%인 방향성 전기강판.
  11. 제9항에 있어서,
    Al: 0.0001 내지 0.01 중량% 더 포함하는 방향성 전기강판.
  12. 제9항에 있어서,
    P: 0.001 내지 0.1 중량% 더 포함하는 방향성 전기강판.
  13. 제9항에 있어서,
    Cr: 0.001 내지 0.1 중량%, Sn: 0.005 내지 0.2 중량%, 및 Sb: 0.005 내지 0.2 중량% 중 1종 이상을 더 포함하는 방향성 전기강판.
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