KR100721926B1 - 자기적 특성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 무방향성 전기강판의 제조에 있어, 강의 상변태를 이용한 열연조직 제어를 통해 자기적 특성이 우수한 전기강판을 제조하는 기술로써, 합금성분원소를 제어하고 열간압연 조건을 최적화 함으로 인해 열연판소둔을 실시하지 않더라도 철손을 낮추고 자속밀도를 향상시킨 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.005%이하, Si: 1.0~3.0%, Mn: 0.1~2.0%, P: 0.1%이하, Al: 0.1~1.5%, Sb:0.007~0.15%, Sn: 0.007~0.15%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지되 Mn과 Al의 관계가 -0.2 < m(=Mn-Al) < 1.0의 식을 만족하고, 슬라브 재가열시 Ar1 ~ 1250℃의 온도에서 오스테나이트+페라이트 이상영역을 가지는 것을 특징으로 하는 열연판 소둔 생략이 가능하면서 자기적 특성이 우수한 무방향성 전기강판을 제공한다.

또한, 본 발명은 상기와 같은 합금성분으로 조성되는 슬라브를 재가열한 다음 열간 다듬질(사상)압연 시작은 Ar1+50℃ 이상의 오스테나이트+페라이트 2상 영역에서 실시하며, 열간 다듬질압연 마침온도는 Ar1-80℃ 이상에서 이루어지고, 열간 다듬질압연시 오스테나이트+페라이트 2상 영역에서 전체 열간다듬질압연 압하율의 70%이상을 행하며, 페라이트 단상영역에서의 압하는 전체 열간다듬질압연 압하율의 30%미만을 행하고, 마지막 패스 압하율은 {20-(960-다듬질압연 마침온도)/20}%미만으로 하여 열간 다듬질압연을 끝내고, 650~800℃의 범위에서 권취한 다음 열연판소둔 생략하거나 실시한 후, 산세하고, 냉간압연 및 최종소둔하는 것을 특징으로 하는 자기적 특성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.

Description

자기적 특성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법{Non-oriented electrical steel sheets with excellent magnetic properties and method for manufacturing the same}

제1, 2도는 FactSage프로그램을 이용하여 계산한 본 발명강과 비교강의 상변태도로서,

(1a)는 Mn의 함량을 0.3%로, Al의 함량을 0.6%로 고정하고 Si의 함량을 변화시켜서 나타낸 상변태도이고,

(1b)는 Mn과 Al의 함량을 0.4%로 고정하고 Si의 함량을 변화시켜서 나타낸 상변태도이고

(1c)는 Mn의 함량을 1.6%로, Al의 함량을 0.8%로 고정하고 Si의 함량을 변화시켜서 나타낸 상변태도이고,

(1d)는 Mn의 함량을 1.6%로, Al의 함량을 0.4%로 고정하고 Si의 함량을 변화시켜서 나타낸 상변태도이고,

(1e)는 Mn의 함량을 1.6%로, Al의 함량을 0.2%로 Si의 함량을 변화시켜서 나타낸 상변태도이고,

(2a)는 Mn의 함량을 0.6%로, Al의 함량을 0.4%로 고정하고 Si의 함량을 변화시켜서 나타낸 상변태도이고,

(2b)는 Mn의 함량을 0.8%로, Al의 함량을 0.4%로 고정하고 Si의 함량을 변화시켜서 나타낸 상변태도이다.

본 발명은 합금을 이루는 성분원소를 제어하고 열간압연 조건을 최적화 함으로 인해 열연판소둔을 실시하지 않더라도 철손을 낮추고 자속밀도를 향상시킨 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 특히 Sb. Sn의 성분첨가에 의해 자기적 특성을 향상시킨 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

무방향성 전기강판은 전기기기에서 전기적 에너지를 기계적 에너지로 바꾸어 주는데 필요한 중요한 부품으로서, 에너지 절감을 위해서는 그 자기적 특성 즉 철손을 낮추고 자속밀도를 높이는 것이 필요하다. 철손은 에너지 변환의 과정에서 열로 변하여 사라지는 에너지를 의미하며, 자속밀도는 동력을 일으키는 힘으로 나타난다. 상기 철손이 낮으면 에너지 손실을 줄일 수 있고, 자속밀도가 높으면 전기기기의 동손을 줄일 수 있어서 소형화가 가능하다.

철손이 낮고 자속밀도가 높은 소재를 제조하기 위해서는 최종 소둔판의 집합조직을 개선해야 하며 집합조직 개선은 성분설계와 열간압연에 의해 매우 큰 영향을 받으므로 적정 성분계 개발과 열간압연조건 최적화가 필요하다.

이를 위해 통상의 제조공정에서는 열간압연된 열연판의 조직을 균질화하고, 결정입경 조대화를 위해 열연판 소둔을 행하고 있다. 그러나 열연판 소둔공정은 공 정 추가에 따른 원가상승의 주요인으로 작용하고 있다. 최근에는 전기강판의 수요가 지속적으로 확대됨에 따라 생산성 향상 및 원가 절감의 필요성이 크게 대두되고 있어, 원가 상승의 주요인으로 작용하는 열연판 소둔공정을 생략하는 기술에 대한 연구가 활발하게 진행되고 있다.

무방향성 전기강판 중에서 열연판소둔 생략 제조에 의한 자성특성을 향상시키는 종래 기술로는 일본 특허공개 6-220537호가 있다. 상기 종래기술에서는 Si+Al이 1.8중량%이하를 함유하는 강을 열간다듬질압연하는데 오스테나이트에서 페라이트 변태 시작온도+20℃에서 오스테나이트에서 페라이트 변태 종료온도-20℃의 범위에서는 압하율이 40%이하, 다듬질압연 변형속도가 50s^-1이상으로 한정하는 것을 특징으로하는 무방향성 전기강판 제조기술이다. 위 조건을 만족할 경우 오스테나이트에서 페라이트로의 변태로 인한 변형 저항이 작아져 압연이 안정되고 자성도 향상하는 것으로 나타나 있으나, Si함량이 적음으로 인해 변태온도가 낮아져 결정립이 미세할 것으로 예상되며, 자성(W15/50)이 7.00정도인 전기강판의 제조에 사용되는 기술이며, 자기적인 성질 개선보다는 압연판의 형상 개선에 유리한 기술로 판단된다.

일본 특허공개 2000-297326호가 있다. 상기 종래기술에서는 압연패스의 파라메타(Z)의 조건을 한정하여 자성향상을 시켰다. 그러나 압연패스 파라메타의 값이 16미만이면서 그 변동 범위를 2.0이하로 해야하는데, 그러기 위해선 열간압연의 변형속도가 작아야 하며, 압연온도는 높아져야 한다. 그러나 열연기의 능력에 따라 압연온도나 변형속도의 한계가 정해지므로 다양한 조건에 적용이 쉽지 않다. 그리 고 위 조건을 만족하기 위해선, 권취를 높은 온도에서 한번 실시하고 다시 되감아 권취하는 2회 권취를 하여야 하는 문제점이 있다.

또 다른 종래기술로는 일본 특허공개 2002-356752호가 있으며, 특수원소의 첨가없이 기본 성분의 최적화와 제조공정 개선을 통해 자성을 향상시키는 기술에 대하여 제한하고 있으며, 특히 유화물과 질화물의 크기와 개수를 제한하고 있다. 그러나 제조공정중 생성되는 유화물과 질화물의 크기와 개수를 측정하는 것은 매우 좁은 영역의 관측치이므로 오차가 매우 많이 포함된다.

본 발명은 상기한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 열연판 소둔을 생략하거나 실시하는 무방향성 전기강판의 합금원소와 열간압연 공정을 적절하게 제어함으로써 철손을 낮추고 자속밀도를 향상시킨 무방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기의 기술적인 문제점을 해결하기 위하여 본 발명자는 합금원소가 자성에 미치는 종류별 영향, 상변태에 미치는 영향 및 열간압연 조건이 자성에 미치는 영향을 각각 조사한 결과, 합금원소 중에서는 C, Si, Mn, Al이 자성과 상변태에 크게 영향을 미치고 있으며, 또한 열간압연이 행해지는 상(오스테나이트, 페라이트 또는 오스테나이트와 페라이트의 이상영역), 열간 다듬질압연 시작온도, 마침온도 및 마지막 패스 압하율등이 자성에 큰 영향을 미치는 것으로 조사되었고, 특히 Sb, Sn성분을 첨가하는 경우 더욱 우수한 자기적 성질을 얻는 것으로 조사되었다.

또한 본 발명자는 열연판 소둔을 생략할 경우 열간압연에 의한 변형이 열연판에 존재하며, 열간압연에 의한 변형에너지가 최종소둔시 {111} 집합조직의 생성을 촉진시키고 최종 소둔판에 재결정 핵생성 사이트를 제공하여 결정립을 미세하게 만들어 자성을 악화시킨다는 사실과, 이러한 열간압연에 의한 변형은 온도의 영향으로 인해 오스테나이트영역에서 압연하는 것보다 페라이트영역에서 압연할 경우 더 많이 축적된다는 사실을 연구결과 확인할 수 있었다.

따라서 본 발명자는 상기 목적을 달성하기 위하여는 오스테나이트+페라이트 2상 영역이 존재하는 합금원소 설계와 오스테나이트영역 압연을 통해 변형에너지를 줄이는 것이 필요하며 열간압연스케쥴도 변형에너지를 최소화하고 열연판 결정립을 크게 할 수 있도록 설정해야 한다는 사실에 주목하여 본 발명을 완성하였다.

본 발명은 중량%로 C: 0.005%이하, Si: 1.0~3.0%, Mn: 0.1~2.0%, P: 0.1%이하, Al: 0.1~1.5%, Sb,Sn:0.007~0.15%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지되 상기 Mn과 Al의 관계가 -0.2 < m(=Mn-Al) < 1.0의 식을 만족하고, 슬라브 재가열시 Ar1-1250℃의 온도에서 오스테나니트+페라이트의 이상영역을 가지는 것을 특징으로 하는 자기적 특성이 우수한 무방향성 전기강판을 제공한다.

또한, 본 발명은 중량%로 C:0.005%이하,　Si:1.0~3.0%,　Mn:0.1~2.0%,　Al:0.1~1.5%,　

P:0.1%이하, 　Sb와 Sn중에서 선택된 1종이상:0.007~0.15%, 나머지　Fe　및　기타　불가피하게　혼입되는　불순물로　이루어지되 상기 Mn과 Al의 관계가 -0.2 < m(=Mn-Al) < 1.0의 식을 만족하는 슬라브를 Ar1-　1250℃의　온도까지　재가열하는　단 계와,

상기　재가열된　슬라브를　오스테나이트와　페라이트의　이상영역에서　전체 열간다듬질압연 압하율의 70%이상으로 압연을 행한 다음 페라이트　단상영역에서　전체 열간다듬질압연 압하율의 30%미만으로 압연을 행하되, 마지막 패스 압하율이 {20-(960-다듬질압연 마침온도)/20}%미만이 되게하는 열간압연 단계와,

상기　열연된　강판을　650-800℃의　온도에서　권취하는　단계와,

상기　권취된 판을　소정의　두께로　냉간압연하는　단계와,

상기　냉간압연된　강판을　최종소둔하는　단계로　구성되는　것을　특징으로 하는　자성이　우수한　열연판　소둔생략형　무방향성　전기강판의　제조방법을 제공한다.

이하에 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

Si과 Al은 페라이트 형성 원소이며, C, Mn은 오스테나이트 형성 원소이다. 따라서 오스테나이트+페라이트 2상 영역을 만들기 위해선 Si과 Al 함량을 줄이고, C과 Mn 함량을 늘여야 한다. 그러나 Si과 Al 은 비저항이 큰 원소이므로 너무 많이 줄이면 철손이 악화되므로 적정 성분계 설정이 필요하다. 또한 C 함량을 늘이면 오스테나이트 분율은 증가하나 C이 최종소둔판에 자기시효를 일으켜 자성을 악화시키므로 최종소둔시 탈탄을 하는 추가적인 공정이 필요하다.

또한 불순물 원소중 N 및 S는 각각Al, Mn과 결합하여 AlN 및 MnS의 미세한 질화물 및 유화물을 형성함으로서 결정립성장을 억제하고 자성에 해로운 {111}면의 집합조직을 조장한다. 그러므로 N의 영향을 줄이기 위해서는 불순물제어를 통해 N을 줄이거나, Al을 가능하면 많이 첨가하는 것이 바람직하다. 이러한 Al은 N의 미 세한 AlN의 형성을 억제하여 결정립 성장에 도움을 주며 비저항을 높여 철손을 감소시킨다. S의 영향을 줄이기 위해서는 Mn을 가능하면 많이 첨가하는 것이 바람직하며, 이러한 Mn은 S의 미세한 MnS의 형성을 억제하여 결정립 성장에 도움을 준다.

C, Si, Al과 Mn 함유량에 따라 오스테나이트 분율이 결정되며, C, Al, Mn함량이 고정되어 있을 때 Si함량을 조절하여 오스테나이트 분율을 조절할 수 있다. 따라서 2상영역을 만들 수 있는 적절한 Si함량을 설정하여야 하는데 Si함량이 너무 적으면 비저항 감소로 인해 철손이 악화되며, 재가열중 오스테나이트 단상이 형성되어 AlN와 MnS석출물의 고용이 촉진되며, 이로 인해 열간압연과 권취시 재석출하는 석출물의 수가 증가되어 자성이 악화된다. 또한 Si함량이 너무 많으면 재가열중 페라이트 단상이 되어 열간압연에 의한 변형에너지 축적이 많아져 최종 소둔 후 결정립이 미세하고 자성에 불리한 {111} 집합조직생성이 촉진되어 자성을 악화시킨다. 따라서 Mn/Al의 비를 조정하여 오스테나이트 영역을 충분히 확보한 다음 Si함량을 조절하여 재가열중 오스테나이트+페라이트2상을 가지면서 Ar1온도가 960~1060℃가 되도록 설계한다. 이러한 사실을 근거로해서 본 발명합금의 성분조성을 한정하였다.

먼저, 본 발명의 성분 제한 이유부터 살펴본다.

C: 0.005중량%이하

상기 C은 최종제품에서 자기시효를 일으켜서 사용중 자기적 특성을 저하시키므로, 일반적으로 C의 함량이 낮을 수록 자기적 특성에 바람직한 것으로 알려져 있다. 따라서 강을 정련하는 단계에서 그 양을 줄이고, 슬라브에서는 0.005중량%이하로 함유시킴으로서 자성이 향상된다. 0.005중량% 이상으로 슬라브에 함유시킬 경우 냉연판 혹은 최종소둔전에 탈탄소둔을 하여야 하며, 그 경우 습식분위기를 사용하게 되며, 따라서 표면에 산화층 발생으로 자성이 저하되기 때문에 슬라브에서는 0.005%이하로 한다. 최종제품에서는 가능하다면 0.003중량%이하로 함유시키는 것이 자기시효를 억제할 수 있다.

Si: 1.0~3.0중량%

상기 Si는 비저항을 증가시켜서 철손중 와류손실을 낮추는 성분이지만, 3.0중량% 이상 첨가되면 냉간압연이 곤란하여 지고 상변태가 일어나지 않는 페라이트 단상 영역을 가지는 강이 되기 때문에 3.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 0.1~2.0중량%

상기 Mn은 오스테나이트 형성 원소로써 비저항을 증가시킬 뿐만 아니라 집합조직을 향상시키는 성분으로, 2.0중량%을 초과하여 첨가되면 자성향상의 효과가 포화되므로, 그 함량을 0.1~2.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.1중량% 이하,

상기 P는 비저항을 증가시키며, 결정립계에 편석하며, 집합조직을 발달시키는 원소로서 열연판 소둔을 할 경우 그 효과를 보려면 적어도 0.01중량% 이상으로 첨가되어야 하며, 많이 첨가되면 냉간압연이 곤란하여 지고, 편석이 증가하여 자성이 저하되므로, 그 함량을 0.1중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 열연판 소둔을 하지 않을 경우 P가 결정립계에 균일하게 분포하지 않기 때문에 위의 효과를 얻을 수 없고 결정립 성장에 방해가 되므로 최소화하는 것이 바람직하다.

Al: 0.1~1.5중량%

상기 Al은 페라이트 형성원소로써 비저항을 증가시켜 와류손실을 낮추는데 유효한 성분으로, 0.1중량% 미만 첨가되면 그 첨가효과가 없으며, 1.5중량%를 초과하여 첨가되면 첨가량에 비해 자성향상의 정도가 떨어지며, 냉간압연성도 떨어지므로, 그 함량을 0.1~1.5중량%로 제한하는 것이 바람직하다. Al은 페라이트 형성 원소이므로 적정 상변태가 일어나는 강을 설계하기 위해서는 Mn함량을 고려하여 첨가한다. 또한, Al을 0.2%이상 1.0%이하로 첨가시 그 효과는 더욱 커진다. 이것은 Al첨가를 통해 산소의 영향이 크게 감소되며, 미세하게 석출되는 AlN를 조대한 AlN의 석출물로 형성시키기 때문이다.

-0.2 < m(=Mn-Al) < 1.0,

상기 m이 -0.2보다 작으면 오스테나이트 영역이 너무 적어져서 적정이상영역을 만들 수 없고, m이 1.0이상이면 오스테나이트 영역이 너무 많아져서 적정 Ar1온도를 가지는 Si의 함량이 너무 높아진다. 따라서 m은 -0.2-1,0으로 한정한다.

상기한 조성 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

본 발명에서 Si함량을 조절하여 재가열중 오스테나이트+페라이트2상을 가지면서 Ar1온도가 960~1060℃ 되도록 설계한 이유는 Ar1온도가 너무 높으면 설비적인 문제로 인해 열간 다듬질압연이 Ar1-80℃ 이상의 온도에서 끝나지 않아 페라이트 역에서의 압하량이 많아져 열간압연으로 인한 변형 에너지가 증대되어 {111}집합조직의 형성을 조장하며, Ar1온도가 너무 낮으면 오스테나이트가 페라이트로 상변태하면서 결정립이 작은 조직이 형성되어 자성을 악화시킨다. 열간다듬질압연을 2상 영역에서 실시하면 오스테나이트의 페라이트 상변태로 인한 발열반응으로 인해 결정립이 조대화되며 상변태로 인해 열연판 전체에 걸쳐 균일한 결정립을 얻을 수 있고 열연 다듬질 마침온도가 높고 마지막 패스 압하율이 낮을 경우 더욱더 조대하고 판두께 방향으로 균일한 조직을 얻을 수 있다.

Sb, Sn: 0.007~0.15%

상기 Sb 및 Sn은 결정립계에 편석하여 자성에 불리한 {222}집합조직을 억제하는 원소이며, 강판의 표면에 농축함으로써 강이 질화되는 것을 억제한다. 따라서 미세한 결정립 형성을 억제하고 균일한 결정립을 형성시킨다. 이들 원소는 0.007%이하로 함유시 그 효과가 떨어지고 0.15%이상 함유시 결정립 성장을 억제할 뿐만 아니라 냉간압연이 곤란하여지며, 자성향상의 정도가 떨어지므로 0.007~0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.

이하에 본 발명의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명은 중량%로, C: 0.005%이하, Si: 1.0~3.0%, Mn: 0.1~2.0%, P: 0.1%이하, Al: 0.1~1.5%, Sb와 Sn중에서 선택된 1종이상: 0.007~0.15%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지되, 상기 Mn과 Al의 관계가 -0.2 < m(=Mn-Al) < 1.0의 식을 만족하는 슬라브를 Ar1-1250℃의 온도로 재가열한 다음 오트테나이트+페라이트의 2상영역에서 열간다듬질압연을 시작하여, 페라이트상에서 열간다듬질압연을 끝내고, 650~800℃ 의 범위에서 권취한 다음 열연판소둔 생략하거나 실시한 후, 산세하고, 냉간압연 및 최종소둔하는 것으로 이루어진다.

본 발명에서는 열간압연에 의한 변형에너지를 최소화하고 결정립을 성장시키 기 위해 열간다듬질압연 시작은 Ar1+50℃ 이상의 오스테나이트+페라이트 2상 영역에서 실시하며 열간다듬질압연 마침은 Ar1ㅡ80℃ 이상의 페라이트 영역에서 실시하고,

또한 전체 압하율의 70%이상을 이상영역에서 실시하며, 페라이트 단상영역에서의 압하는 전체 압하율의 30%미만으로 행하고, 마지막 패스 압하율은 {20-(960-다듬질압연 마침온도)/20}%미만으로 하여 Ar1-80℃ 이상의 온도에서 행하는 열간압연스케쥴을 채택 하므로서 본 발명의 목적 달성이 가능하다.

이와 같은 압연스케쥴에 의해 열연할 경우 열연판 표면의 결정립이 조대화하여 자성을 향상 시키는 것으로 나타났다.

상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 Ar1-1250℃의 이상영역에서 재가열한 다음 열간압연하는 이유는 재가열온도가 너무 높으면 AlN나 MnS의 재고용되는 양이 많아지고, AlN과 MnS의 오스테나이트에서의 고용도가 페라이트에서의 고용도보다 높아서 열간압연 및 권취중에 재고용된 AlN과 MnS의 미세한 재석출로 인해 결정립 성장을 방해하기 때문이고, Ar1온도가 960~1060℃ 되도록 설계한 이유는 Ar1온도가 너무 높으면 페라이트 영역이 확대되어 이상역 압연의 효과를 볼수없고, 설비적인 문제로 인해 열간 다듬질압연이 Ar1-80℃ 이상의 온도에서 끝나지 않아 페라이트 역에서의 압하량이 많아져 열간압연으로 인한 변형 에너지가 증대되어 {111}집합조직의 형성을 조장하며, Ar1온도가 너무 낮으면 오스테나이트가 페라이트로 상변태하면서 결정립이 작은 조직이 형성되어 자성을 악화시키기 때문이고,

열간다듬질압연 시작을 Ar1+50℃ 이상의 오스테나이트+페라이트 2상 영역에 서 실시하는 이유는 열간다듬질압연 시작온도가 낮으면 마지막패스의 온도가 너무 낮아져 결정립 성장을 방해할 수 있으므로 열간다듬질압연 시작온도를 Ar1+50℃ 이상으로 하고, 열간다듬질압연을 2상영역에서 실시하면 오스테나이트의 페라이트 상변태로 인한 발열반응으로 인해 결정립이 조대화되며 상변태로 인해 열연판 전체에 걸쳐 균일한 결정립을 얻을 수 있기 때문이다.

또한 페라이트 단상영역에서의 압하는 전체 압하율의 30%미만을 행하고 마지막 패스 압하율을 {20-(960-다듬질압연 마침온도)/20}%미만으로 하여 Ar1-80℃ 이상의 온도에서 행하는 이유는 마지막 패스를 페라이트영역에서 약압하를 하면 미소 잔류응력이 존재하여 650℃ 이상으로 권취할 경우 결정립성장이 촉진되기 때문이다.

상기와 같이 제조된 열연판을 650~800℃의 온도에서 권취하고, 이후 공기중에서 코일상태로 또는 비산화성 분위기로에 넣어서 냉각한다. 상기 권취온도가 800℃를 초과하면 냉각시 산화가 많아져서 산세성이 나빠질 수 있으므로, 상기 권취온도는 800℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한 권취온도가 650℃ 이하로 되면 결정립성장이 미흡하기 때문에 650~800℃의 범위에서 권취한다.

상기 권취된 열연판은 열연판 소둔하지 않고 바로 냉간압연한다. 그러나 필요에 따라 상기 권취된 열연판을 소둔 실시한 후 산세하고 냉각압연 할 수도 있다.

상기 냉간압연은 1회 냉간압연법으로 냉간압연하거나, 또는 1차 냉간압연 후 중간소둔한 다음 2차 냉간압연하는 2회 냉간압연법을 사용하는 것이 가능하다.

최종 목표로 하는 두께로 냉간압연된 강판은 800~Ar1+50℃에서 최종소둔한다. 상기 소둔온도가 800℃ 미만이면 결정립 성장이 미흡하고, Ar1+50℃℃를 초과하면 표면온도가 과다하게 높아서 판형상이 나쁘며, 표면결함이 발생될 수 있고 페라이트에서 오스테나이트로의 과다한 상변태로 인해 결정립이 미세해 질 수 있다.

또한, 상기 소둔시 소둔분위기는 비산화성 분위기에서 습도가 없는 건조한 분위기에서 실시한다. 수분이 있으면 수분중의 산소가 강의 C와 결합하여 탈탄은 될 수 있으나, 강판의 Si 및 Al 등과 결합하여 강판내부에 산화층을 형성하여 자기적 특성을 저하함으로 건조한 환원성 분위기로 소둔한다. 상기 소둔판은 절연피막처리후 수요가로 출하된다. 상기 절연피막은 유기질, 무기질 및 유무기 복합피막으로 처리될 수 있으며, 기타 절연이 가능한 피막제로 처리하는 것도 가능하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

[실시예1]

하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 1180℃의 온도에서 재가열하고, 2.5mm로 열간압연한 후, 720℃에서 공기중에 권취냉각하였다. 상기 권취 냉각된 열연판을 산세한 다음 0.5mm 두께로 냉간압연하였다. 냉간압연된 강판은 1000℃(강종1,2) 와 900℃(강종3,4,5)의 온도로 수소30%, 질소70% 혼합가스 분위기에서 90초간 최종소둔하였다. 상기 소둔판은 절단후 자기적 특성이 조사되었으며, 그 결과는 하기 표 2와 같다.

Si, Al, Mn의 성분변화에 따른 각 강종의 상변태를 보여주는 그림이 도1에 나타나있다. 도1은 FactSage프로그램을 이용하여 계산한 것으로서 온도(y축)와 Si함량(x축) 변화에 따른 상변화를 보여준다. m(=Mn-Al)값이 1a는 -0.3, 1b는 0, 1c는 0.8, 1d는 1.2 그리고 1e는 1.4이다.

강종1과 강종2는 비슷한 수준의 비저항을 가지지만 성분비 차이로 인해 강종2의 경우 오스테나이트 분율이 높다. 그 결과 강종1은 페라이트 영역에서의 압하량이 많아져 열연판의 광학조직이 미세하고 연신된 조직들로 인해 자성이 악화되었다. 강종 3, 4, 5는 비슷한 수준의 비저항을 가지지만 Si, Al, Mn양에 의해 재가열시 강종3은 이상역, 강종4, 5는 오스테나이트 단상역을 가지며 변태 온도의 경우 강종3이 990℃로 가장 높다. 강종 4, 5의 경우 재가열시 오스테나이트상일뿐만 아니라 변태온도가 너무 낮아 열연판의 결정립이 미세하여 자성이 나쁘다. 따라서 본 특허에서 목적으로하는 적정 조직을 가지기 위해서는 -0.2 < m < 1.0이고 Ar1온도가 960~1060℃이며 재가열시 이상역을 가지는 성분계를 설정해야한다. m이 -0.2보다 작으면 오스테나이트 영역이 너무 적어져서 적정 이상영역을 만들수 없고, m이 1.0이상이면 오스테나이트 영역이 너무 많아져서 적정 Ar1온도를 가지는 Si의 함량이 너무 높아진다.

[표 1]

강종	C	Si	Mn	Al	P	Fe
1	0.0025	1.0	0.30	0.60	0.010	Bal
2	0.0026	1.30	0.40	0.40	0.010	Bal
3	0.0025	1.60	1.60	0.80	0.011	Bal
4	0.0026	2.0	1.60	0.40	0.010	Bal
5	0.0023	2.4	1.60	0.20	0.009	Bal

[표2]

강종	재가열시 상	m	Ar1	W15/50 (W/kg)	B50(T)	비고
1	감마+알파	-0.3	1055	3.98	1.733	비교
2	감마+알파	0	1017	3.65	1.755	발명
3	감마+알파	0.8	990	2.72	1.693	발명
4	감마	1.2	918	2.91	1.671	비교
5	감마	1.4	916	2.80	1.668	비교

W15/50:50Hz에서 1.5Tesla로 자화했을 때의 발생되는 손실

　　　　　　B　50: 50Hz에서 5000A/m로 자기장을 부가했을 때의 유기되는 자속밀도

[실시예2]

하기 표 3과 같이 조성되는 강 슬라브를 1180℃의 온도에서 재가열하고, 2.5mm로 열간압연한 후, 720℃에서 공기중에 권취냉각하였다. 상기 권취 냉각된 열연판을 산세한 다음 0.5mm 두께로 냉간압연하였다. 냉간압연된 강판은 1000℃의 온도로 수소30%, 질소70% 혼합가스 분위기에서 90초간 최종소둔하였다. 상기 소둔판은 절단후 자기적 특성이 조사되었으며, 그 결과는 하기 표 4와 같다.

[표 3]

강종	C	Si	Mn	Al	P	Fe
6	0.0025	1.2	0.6	0.4	0.010	Bal.
7	0.0026	1.6	0.6	0.4	0.010	Bal.
8	0.0025	1.9	0.6	0.4	0.011	Bal.
9	0.0026	1.4	0.8	0.4	0.010	Bal.
10	0.0024	1.7	0.8	0.4	0.010	Bal.
11	0.0025	2.2	0.8	0.4	0.010	Bal.
12	0.0017	2.02	0.12	0.21	0.01	Bal.

[표4]

강종	재가열시 상	m	Ar1	W15/50 (W/kg)	B50(T)	비고
6	감마	0.2	973	3.65	1.734	비교
7	감마+알파	0.2	1030	3.04	1.743	발명
8	감마+알파	0.2	1100	3.20	1.711	비교
9	감마	0.4	970	3.55	1.726	비교
10	감마+알파	0.4	1005	2.87	1.735	발명
11	알파	0.4	-	3.05	1.674	비교
12	알파	-0.09	-	3.5	1.725	비교

- W_{15 /50} : 50Hz에서 1.5Tesla로 자화했을 때의 발생되는 손실

- B₅₀ : 50Hz에서 5000A/m로 자기장을 부가했을 때의 유기되는 자속밀도

상기 각 강종의 상변태를 보여주는 그림이 도2에 나타나있다. 도2는 FactSage프로그램을 이용하여 계산한 것으로서 온도(y축)와 Si함량(x축) 변화에 따른 상변화를 보여준다.

도2a는 Mn이 0.6중량%, Al이 0.4중량%함유되어 있고 Si함량이 각각 1.2, 1.6, 1.9중량%인 강종6, 7, 8에 대한 결과가 나타나있고, 도2a에 따르면 강6은 1180℃로 재가열시 오스테나이트(감마) 단상영역을 가지며, 강 7, 8 은 오스테나이트+페라이트 이상영역을 가지며 Ar1온도는 표4에 표기되어 있다.

도2b는 Mn이 0.8중량%, Al이 0.4중량%함유되어 있고 Si함량이 각각 1.4, 1.7, 2.2중량%인 강종9, 10, 11에 대한 결과가 나타나있고, 도2b에 따르면 강9는 1180℃로 재가열시 오스테나이트(감마) 단상영역을 가지며, 강 10은 오스테나이트 + 페라이트 이상영역을 가지며, 강11은 페라이트 단상을 가진다. Ar1온도는 표4에 표기되어 있다.

상기 표 4에 나타난 바와 같이, 본 발명의 성분과 열간압연 조건을 만족하는 발명강 (7,10)을 이용하여 본 발명의 제조조건으로 제조한 발명재는 비교강(6, 8, 9, 11)에 비하여 철손이 낮고, 자속밀도가 높은 것을 알 수 있다. 강6은 강7, 8과 비교할 때 Si함유량이 낮아 오스테나이트 단상에서 열간압연이 행해졌다. 그 결과 자속밀도는 비슷한 수준을 유지하였으나, 철손은 많이 높아졌다. 강8의 경우 재가열시 이상영역을 가지지만 Ar1이 높아 열간다듬질압연이 페라이트 역에서 많이 행해져 자속밀도가 낮아졌다. 강9는 재가열시 오스테나이트 단상영역을 가지며, 열간다듬질압연이 이상영역에서 행해졌으나 Ar1온도가 낮아 열연결정립이 미세해져 철손은 높아지고 자속밀도는 낮아졌다.

강12는 일본 특허공개 2000-297326호에 나와있는 종래예로 재가열시 페라이트 단상을 가지는 조성으로, 강1~9와 비슷한 압연조건을 행할경우 Z파라메타가 약 15.5정도가 되며, 철손은 3.5W/kg, 자속밀도는 1.725T로 본 발명재에 비해 자성이 열위하다.

상기 표 3의 7, 10, 12강 슬라브를 1180℃의 온도에서 재가열하고, 2.5mm로 열간압연한 후, 720℃에서 공기중에 권취냉각하였다. 상기 권취 냉각된 열연판을 1000℃에서 5분간 소둔한 후 산세한 다음 0.5mm 두께로 냉간압연하였다. 냉간압연된 강판은 1000℃의 온도로 수소30%, 질소70% 혼합가스 분위기에서 90초간 최종소둔하였다. 상기 소둔판은 절단후 자기적 특성이 조사되었으며, 그 결과는 하 기 표 5와 같다. 표 5에 따르면 AP실시하는 경우 더욱 우수한 자기적 성질을 얻을수 있음이 확인되었다.

[표 5]

강종	재가열시 상	m	Ar1	W15/50 (W/kg)	B50(T)	비고
7	감마+알파	0.2	1030	2.82	1.757	발명
10	감마+알파	0.4	1005	2.67	1.745	발명
12	알파	-0.09	-	3.23	1.736	비교

- W_{15 /50} : 50Hz에서 1.5Tesla로 자화했을 때의 발생되는 손실

- B₅₀ : 50Hz에서 5000A/m로 자기장을 부가했을 때의 유기되는 자속밀도

[실시예3]

상기 표 3의 7, 10번 강 슬라브를 1180℃에서 재가열하고, 표6과 같이 열간다듬질압연 조건을 변경하여 최종2.5mm로 열간압연한 후, 표6과 같이 권취하였다. 상기 권취된 열연판은 열연판소둔하지 않고, 산세한 다음 0.5mm 두께로 냉간압연하였다. 냉간압연강판은 1000℃에서 30%의 수소 및 70% 질소의 혼합가스 분위기에서 90초간 냉연판소둔하였다. 상기 소둔판은 절단후 자기적 특성이 조사되었으며, 그 결과는 하기 표 6과 같다.

[표 6]

구분	강종	전체 압하량중 이상역에서의 압하량이 차지하는 분률	마지막 패스 온도	마지막 패스 압하율	권취온도 (℃)	철손 (W15/50) (W/kg)	자속밀도 (B50) (Tesla)	비교
1	7	93.5	960	9.7	720	3.04	1.753	발명
2	7	80.6	965	10.0	720	3.08	1.751	발명
3	7	65.9	967	10.4	720	3.47	1.730	비교
4	7	90.2	952	10.1	720	3.10	1.755	발명
5	7	90.5	887	11.3	720	3.25	1.733	비교
6	7	92.0	961	30.0	720	3.21	1.735	비교
7	7	92.7	970	50.3	720	3.46	1.723	비교
8	7	89.7	965	10.8	680	3.15	1.749	발명
9	7	89.7	965	10.8	620	3.34	1.735	비교
10	10	92.7	968	10.7	720	2.87	1.735	발명
11	10	80.8	972	11.2	720	2.86	1.733	발명
12	10	66.1	971	11.5	720	3.02	1.721	비교
13	10	91.1	950	10.6	720	2.84	1.731	발명
14	10	90.3	890	10.2	720	3.09	1.718	비교
15	10	93.5	967	30.6	720	3.17	1.722	비교
16	10	92.2	966	50.0	720	3.25	1.705	비교
17	10	91.0	968	10.7	680	2.92	1.733	발명
18	10	91.0	968	10.7	620	3.17	1.728	비교

- W_{15 /50} : 50Hz에서 1.5Tesla로 자화했을 때의 발생되는 손실

- B₅₀ : 50Hz에서 5000A/m로 자기장을 부가했을 때의 유기되는 자속밀도

비교재 3과 12는 발명재1, 2및 10,11에 비해 이상역에서의 압하량이 적고 페라이트역에서의 압하량이 많아서 열연판에 열간압연에 의한 변형에너지가 많고, 미재결정영역이 넓어 냉간압연 후 최종소둔시 {111}집합조직이 발달하고 재결정립이 작아 철손은 증가하고 자속밀도는 감소하였다. 비교재 5,14는 발명재4와 13에 비해 마지막 패스 온도가 낮아 결정립 성장이 억제되어 자성이 악화되었다. 비교재6,7및 15,16은 마지막 패스 압하율이 높아서 표면부의 결정립들이 미세하고 열간압연에 의한 변형에너지 축적이 많아서 자성이 악화되었다. 특히 자속밀도가 맣이 감소하였다. 비교재9, 18은 발명재에 비해 권취온도가 낮아 열연판 결정립들이 충분히 성장하지 못해 자성이 악화되었으나 다른 조건에 비해 그 영향은 적었다.

[실시예4]

하기 표 7과 같이 조성되는 강 슬라브를 1180℃의 온도에서 재가열한 다음, 전체 압하율의 80%를 오스테나이트와 페라이트의 이상영역에서 실시하고 나머지를 페라이트 단상영역에서 실시하되 마지막 패스는 960℃의 온도에서 10%가 되도록 열간다듬질압연을 실시한 후 720℃의 온도에서 권취하였다. 상기 권취 냉각된 열연판은 냉간압연 및 최종소둔 하였다. 상기 소둔판은 절단후 자기적 특성이 조사되었으며, 그 결과는 하기 표 8과 같다.

[표 7]

강종	C	Si	Mn	Al	P	Sn	Sb	Fe
13	0.0026	1.6	0.6	0.4	0.010	0.005	-	Bal
14	0.0024	1.6	0.6	0.4	0.010	0.03	-	Bal
15	0.0025	1.6	0.6	0.4	0.009	0.09	-	Bal
16	0.0022	1.6	0.6	0.4	0.010	0.20	-	Bal
17	0.0024	1.7	0.8	0.4	0.011	-	0.004	Bal
18	0.0023	1.7	0.8	0.4	0.010	-	0.02	Bal
19	0.0026	1.7	0.8	0.4	0.010	-	0.07	Bal
20	0.0023	1.7	0.8	0.4	0.010	-	0.20	Bal

[표8]

강종	재가열시 상	m	Ar1	W15/50 (W/kg)	B50(T)	비고
13	감마+알파	0.2	1030	3.04	1.743	비교
14	감마+알파	0.2	1030	2.99	1.752	발명
15	감마+알파	0.2	1030	2.93	1.756	발명
16	감마+알파	0.2	1030	3.26	1.750	비교
17	감마+알파	0.4	1005	2.87	1.735	비교
18	감마+알파	0.4	1005	2.83	1.743	발명
19	감마+알파	0.4	1005	2.81	1.747	발명
20	감마+알파	0.4	1005	3.12	1.745	비교

W15/50:50Hz에서 1.5Tesla로 자화했을 때의 발생되는 손실

　　　　　　B　50: 50Hz에서 5000A/m로 자기장을 부가했을 때의 유기되는 자속밀도

표8에 나타난 바와같이Sn,Sb를 본 발명의 범위에 속하도록 첨가된 강종 14, 16, 18, 19가 비교강종 13, 16, 17, 20에 비하여 철손과 자속밀도가 우수한 것임을 알 수 있다.

본 발명은 합금성분 원소의 함량 및 열간압연 조건 제어로 인해 고온에서의 상변태를 이용해 열연판의 조직을 균일하게 형성시킬 수 있으며, 특히, Sn 및 Sb성분 첨가 및 열간압연 압하율 조절을 통해 열연판에 축적되는 변형에너지를 줄임으로써 냉연후 최종소둔시 자성에 불리한 {111}집합조직의 핵생성을 억제하여 자기적 성질이 우수한 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다.

Claims (5)

1. 중량 %로 C : 0.005%이하, Si : 1.0~3.0%, Mn : 0.1~2.0%, P : 0.1%이하, Al : 0.1~1.5%, Sn과 Sb중에서 선택된 1종이상: 0.007~0.15%, 나머지 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지되, 상기 Mn과 Al의 관계가 -0.2<Mn-Al<1.0의 식을 만족하고, 슬라브 재가열시 Ar1~1250℃의 온도에서 재가열한 후, 가열된 슬라브를 오스테나이트와 페라이트의 2상 영역에서 전체 열간 다듬질 압연 압하율의 70%이상을 행하고 나머지는 페라이트 단상영역에서 행하되, 마지막 패스 압하율이 [20-(960-다듬질 압연온도)/20]% 미만이 되게 하는 열간압연하여 제조된 것 을 특징으로 하는 자성이 우수한 무방향성 전기강판 .
2. 제1항에 있어서,

   상기 슬라브의 Ar1 온도는 960~1060℃ 인 것을 특징으로 하는 자성이 우수한 무방향성 전기강판.
3. 중량 %로 C : 0.005%이하, Si : 1.0~3.0%, Mn : 0.1~2.0%, P : 0.1%이하, Al : 0.1~1.5%, Sn과 Sb중에서 선택된 1종이상: 0.007~0.15%, 나머지 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지되, 상기 Mn과 Al량의 관계가 -0.2<Mn-Al<1.0의 식을 만족하는 슬라브를 Ar1~1250℃의 온도로 재가열하는 단계와,

   상기 재가열된 슬라브를 오스테나이트와 페라이트의 2상 영역에서 전체 열간 다듬질 압연 압하율의 70%이상을 행하고 나머지는 페라이트 단상영역에서 행하되, 마지막 패스 압하율이 [20-(960-다듬질 압연온도)/20]% 미만이 되게 하는 열간압연 단계와,

   상기 열간 압연된 강판을 650-800℃의 온도에서 권취하는 단계와,

   상기 권취된 열연강판을 소정의 두께로 냉간 압연하는 단계와,

   상기 냉연 강판을 최종소둔하는 단계로 구성되는 것을 특징으로 하는 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법 .
4. 제3항에 있어서,

   상기 슬라브의 Ar1 온도는 960~1060℃ 인 것을 특징으로 하는 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법 .
5. 제3항에 있어서,

   상기 열간 다듬질 압연의 시작온도는 Ar1+ 50℃ 이상이고, 마침온도는 Ar1-80℃ 이상인 것을 특징으로 하는 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법 .

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