KR101351955B1 - 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 중량%로, Si:2.0~4.0%, C:0.085%이하, 산가용성Al:0.015~0.04%, Mn:0.20%이하, N:0.010%이하, S:0.010%이하, (P:0.01~0.07%, Bi:0.005~0.1%, Zn:0.01~0.3%, Ti:0.01~0.3%, Te:0.01~0.3%, Nb:0.01~0.3%, Mo:0.008~0.3%, Ge:0.01~0.3%, B:0.01~0.1%, Cd:0.008~0.3%)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 열간압연 및 냉간압연하고, 냉간압연된 강판을 재결정소둔한 후 최종소둔을 실시하되, 상기 재결정소둔은 300℃/sec 이상의 평균승온속도로 승온하는 초급속승온과정과, 상기 초급속승온과정 후에 상기 초급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮고 100℃/sec보다 높은 평균승온속도로 승온하는 급속승온과정, 및 상기 급속승온과정 후에 상기 급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮은 평균승온속도로 승온하는 일반승온과정이 포함되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 자성이 우수한 방향성 전기강판을 제공한다.
따라서 재결정소둔의 승온과정에 3단의 승온패턴(초급속승온, 급속승온 및 일반승온)을 도입하고 적정 함량의 보조인히비터 원소를 첨가함으로써 1차재결정 집합조직을 변화시키고 2차재결정을 안정적으로 일으켜 결정방위 집적도를 개선함에 의하여 고자속밀도 저철손의 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.

Description

자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법{GRAIN-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEETS HAVING EXCELLENT MAGNETIC PROPERTIES AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 방향성 전기강판의 제조기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 재결정소둔의 승온패턴을 초급속승온, 급속승온 및 일반승온의 3단으로 하고, 보조인히비터로 작용하는 합금 성분을 적정량으로 함유함으로써 자성을 획기적으로 향상시키도록 하는 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.
방향성 전기강판은 강판면의 결정방위가 {110}면이고 압연방향의 결정방위는 <001>축에 평행한, 소위 고스(Goss) 방위를 갖는 결정립들로 구성되어 압연방향으로의 자기특성이 우수한 연자성 재료이다.
방향성 전기강판은 {110}<001> 집합조직을 얻기 위해 여러 제조 공정을 조합하여 수행되어 제조되고 있으며, 일반적으로 강 슬라브 가열, 열간압연, 열연판소둔, 냉간압연, 재결정소둔, 최종소둔을 통해 제조된다.
이러한 방향성 전기강판은 재결정소둔에서의 1차재결정 이후에 최종소둔 과정에서 1차재결정립의 성장을 억제시키고 성장이 억제된 결정립중에서 {110}<001> 방위의 결정립을 선택적으로 성장시켜 얻어진 2차재결정 조직에 의해 우수한 자기특성을 나타내도록 하는 것이므로, 1차재결정립의 성장억제제(이하, '억제제'라 함)가 매우 중요하다.
1차재결정은 통상적으로 말해지는 재결정을 가리키는 용어로써, 변형된 결정들이 특정 온도이상에서 변형이 없는 새로운 결정립이 핵생성되고 결정립 성장이 이루어지는 것을 말한다.
방향성 전기강판 제조기술의 핵심은 성장이 억제된 결정립중에서 안정적으로 {110}<001> 방위의 집합조직을 갖는 결정립들을 최종소둔 공정에서 우선적으로 성장시키는데 있다.
최종소둔 공정에서 2차재결정이 일어나기 시작하는 것은 억제제들이 온도가 높아지면서 성장하거나 분해되면서 1차재결정립의 성장을 억제하는 기능이 없어지게 되어 생기는 현상으로, 이때 비교적 단시간에 입자성장이 일어나게 된다.
최종소둔 공정에서 2차재결정이 일어나기 직전까지는 모든 1차재결정립의 성장이 억제되어야 하며, 이를 위해서는 석출물들이 충분한 양과 적정한 크기로 균일하게 분포되어야 하고, 2차재결정이 일어나기 직전의 고온까지는 열적으로 안정되어 쉽게 분해되지 않아야 한다.
1차재결정은 통상 냉간압연 이후 실시되는 탈탄소둔과 함께 이루어지거나 혹은 탈탄소둔이 수행된 직후에 이루어지며, 1차재결정에 의하여 균일하고 적절한 입도의 결정립들이 형성되게 된다.
일반적으로 방향성 전기강판에서 재결정립들의 방위는 여러 방향으로 분산되고 고스방위 이외의 방위들이 표면 방위와 평행하게 배열되는 집합조직을 갖고 있으며, 방향성 전기강판에서 최종적으로 취득하고자 하는 고스방위의 비율은 매우 낮다.
재결정소둔시 승온 조건을 제어하여 자성을 향상시킨 종래기술로는 일본특허공개공보 2003-3213, 2008-1978, 2008-1979, 2008-1980, 2008-1981, 2008-1982, 2008-1983에 탈탄 소둔 공정의 승온 과정에서 급속 승온을 도입한 기술들이 보고되고 있다.
일본특허공개공보 2003-3213은 질화처리하는 양과 소둔후 집합조직에서 I[111]/I[411]을 2.5 이하로 제어하여 자속밀도가 높은 경면 방향성 전기강판을 제조하는 기술을 제안하였으며, 집합조직을 제어하기 위해 알루미늄과 질소량 그리고 탈탄소둔 공정의 승온과정의 가열속도를 제어하는 것으로 개시되어 있다.
일본특허공개공보 2008-1978, 2008-1979, 2008-1980, 2008-1981, 2008-1982, 2008-1983은 열연판 소둔시 탈탄하거나 열연판 소둔온도 제어를 통해 라멜라 간격을 조절함과 동시에 탈탄 소둔시 550~720℃온도범위에서 40℃/초 이상, 바람직하게는 75~125℃/초의 가열속도로 급속가열하여 자속밀도를 향상시키는 방법을 제시하고 있다.
이와 같은 종래 기술은 1차재결정중의 {411}방위의 결정립이 {110}방위의 2차재결정립의 우선 성장에 영향을 미친다고 보고하고 있으며, 탈탄소둔 후의 1차재결정 집합조직의 {111}/{411} 비를 3.0 이하로 조정하고 그 뒤 질화처리를 행하고 억제제를 강화하는 것에 따라 자속밀도가 높은 방향성 전기강판을 제조하는 것으로 개시하고 있다.
그러나, 전술한 종래의 기술은 직접적으로 고스방위를 갖는 결정립의 비율을 높이는 것이 아니라, 탈탄소둔후 2차재결정소둔시 고스방위의 비정상 입자성장(2차 재결정)에 간접적으로 영향을 미치는 {411}방위를 갖는 결정립의 비율을 높이는 기술에 불과하여 고스방위의 분율을 효과적으로 높이지는 못하는 것이다.
JP 2003-3213 A (2003.1.08.) JP 2008-1978 A (2008.1.10.) JP 2008-1979 A (2008.1.10.) JP 2008-1980 A (2008.1.10.) JP 2008-1981 A (2008.1.10.) JP 2008-1982 A (2008.1.10.) JP 2008-1983 A (2008.1.10.)
본 발명은 전술한 종래기술의 제반 문제점을 해소하고자 안출된 것으로, 재결정소둔의 승온패턴을 초급속승온, 급속승온 및 일반승온의 3단으로 하여 정밀 고스(exact goss) 방위 결정립의 부피 분율을 높이고 2차재결정 후의 결정방위 집적도를 향상시키고, 보조인히비터로 작용하는 합금 성분을 적정량으로 함유하여 2차재결정을 안정적으로 일으킴으로써 자성을 획기적으로 향상시키도록 하는 방향성 전기강판의 새로운 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 방향성 전기강판 제조방법은 중량%로, Si: 2.0~4.0%, C: 0.085% 이하, 산가용성 Al: 0.015~0.04%, Mn: 0.20% 이하, N: 0.010% 이하, S: 0.010% 이하, (P:0.01~0.07%, Bi:0.005~0.1%, Zn:0.01~0.3%, Ti:0.01~0.3%, Te:0.01~0.3%, Nb:0.01~0.3%, Mo:0.008~0.3%, Ge:0.01~0.3%, B:0.01~0.1%, Cd:0.008~0.3%)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 열간압연 및 냉간압연하고, 냉간압연된 강판을 재결정소둔한 후 최종소둔하여 방향성 전기강판을 제조하되,
상기 재결정소둔은 300℃/sec 이상의 평균승온속도로 승온하는 초급속승온과정과, 상기 초급속승온과정 후에 상기 초급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮고 100℃/sec보다 높은 평균승온속도로 승온하는 급속승온과정, 및 상기 급속승온과정 후에 상기 급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮은 평균승온속도로 승온하는 일반승온과정이 포함되는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 방향성 전기강판 제조방법은 상기 초급속승온과정은 상온으로부터 500~600℃에 이르는 구간에서 300℃/sec 이상, 보다 바람직하게는 400℃/sec 이상의 평균승온속도로 초급속 승온하고, 상기 급속승온과정은 500~600℃온도로부터 700℃에 이르는 구간에서 100~250℃/sec, 보다 바람직하게는 120~180℃/sec의 평균승온속도로 급속 승온하고, 상기 일반승온과정은 700℃로부터 탈탄소둔 온도에 이르는 구간에서 40℃/sec 이하의 평균승온속도로 승온하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 자성이 우수한 방향성 전기강판은 상기한 방향성 전기강판의 제조방법으로 제조되어 중량%로, Si:2.0~4.0%, C:0.085%이하, 산가용성Al:0.015~0.04%, Mn:0.20%이하, N:0.010%이하, S:0.010%이하, (P:0.01~0.07%, Bi:0.005~0.1%, Zn:0.01~0.3%, Ti:0.01~0.3%, Te:0.01~0.3%, Nb:0.01~0.3%, Mo:0.008~0.3%, Ge:0.01~0.3%, B:0.01~0.1%, Cd:0.008~0.3%)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지고, 결정방위의 절대값의 면적가중 평균으로 β각이 1.5~2.6°이고, δ각이 5°이하인 것을 특징으로 한다.
본 발명에 의하면 재결정소둔의 승온과정에 3단의 승온패턴(초급속승온, 급속승온 및 일반승온)을 도입하면서 보조인히비터로 작용하는 합금 성분을 적정량 함유함으로써 1차재결정된 강판에 정밀 고스(Exact Goss) 방위 결정립의 부피 분율을 증가시키고 2차재결정을 안정적으로 일으켜 2차재결정 후의 결정방위 집적도를 개선하여 고자속밀도 저철손의 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
이하, 본 발명의 방향성 전기강판의 제조 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명자들은 방향성 전기강판의 1차재결정의 핵생성, 특히 2차 재결정시 핵으로 성장할 수 있는 고스(Goss) 방위({110}<001>)의 1차 재결정에서의 거동에 관하여 연구한 결과, 고스 방위의 핵생성은 강한 변형을 받은 후 1차 재결정시 변형 에너지가 집중되어 있는 전단변형대(shear band) 내에서 일어나는 것으로, 전단변형대의 축적된 변형에너지는 재결정소둔시 승온 구간에서 일부 회복에 의해 에너지 감소가 일어나고, 이에 따라 고스의 핵생성 사이트가 줄어들게 되는 것으로 유추할 수 있었다.
이에 착안하여 본 발명자들은 전단변형대의 축적된 변형에너지가 재결정 구간전까지 회복에 의해 감소되는 것을 최소화하여 고스방위의 핵생성을 증가시킬 수 있도록 하는 재결정소둔시의 승온 조건에 대한 연구와 실험을 거듭하였으며, 그 결과 재결정소둔시 승온 과정으로 2단의 급속승온(초급속승온 및 급속승온)과 일반승온으로 이루어지는 3단의 승온패턴을 도입하는 것, 특히 2단의 급속승온은 특정 온도 영역에서 기존보다 월등히 높은 속도로 승온하는 초급속승온과정을 도입하는 것에 의하여 고스 방위, 특히 정밀 고스(Exact Goss) 방위의 분율을 월등히 향상시킬 수 있음을 최초로 발견할 수 있었다.
본 발명은 중량%로, Si: 2.0~4.0%, C: 0.085%이하, 산가용성 Al: 0.015~0.04%, Mn: 0.20%이하, N: 0.010%이하, S: 0.010%이하, (P:0.01~0.07%, Bi:0.005~0.1%, Zn:0.01~0.3%, Ti:0.01~0.3%, Te:0.01~0.3%, Nb:0.01~0.3%, Mo:0.008~0.3%, Ge:0.01~0.3%, B:0.01~0.1%, Cd:0.008~0.3%)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 가열하고, 열간압연 및 냉간압연하고, 냉간압연된 강판을 재결정소둔한 후 최종소둔하여 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 있어서, 상기 재결정소둔은 300℃/sec 이상의 평균승온속도로 승온하는 초급속승온과정과, 상기 초급속승온과정 후에 상기 초급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮고 100℃/sec보다 높은 평균승온속도로 승온하는 급속승온과정, 및 상기 급속승온과정 후에 상기 급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮은 평균승온속도로 승온하는 일반승온과정이 포함되는 것을 특징으로 하는 것이다.
본 발명은 재결정소둔시 기존에 없던 새로운 3단의 승온 패턴(초급속승온, 급속승온 및 일반승온)을 도입한 것으로, 상온에서 재결정전의 500~600℃온도(Ts)까지는 300℃/sec이상의 승온속도로 초급속승온한 후, 재결정 구간에서는 100~250℃/sec의 승온속도로 급속승온하는 것에 의하여 전단변형대에서의 고스 방위의 변형에너지 감소, 즉 회복을 최소화하여 고스 방위의 핵생성을 극대화하여 양호한 재결정립으로 성장할 수 있도록 한 것이다.
상기의 Ts(℃)는 초급속승온과정에서 급속승온과정으로 전환되는 온도로서, 통상적으로 재결정은 약 550~600℃의 온도 범위에서 개시되므로, Ts는 500~600℃, 보다 바람직하게는 550~600℃사이의 온도이면서 재결정 개시온도 이하의 온도로 설정되는 것이 바람직하다. 상기된 상온은 재결정소둔에서 승온 과정이 개시되는 시점의 강판의 온도를 의미하는 것이다.
아울러, 본 발명은 재결정소둔시 재결정 온도 아래에서의 초급속승온과정에 의하여 2차 재결정을 일으킬 수 있는 종자(seed)로서의 정밀 고스(Exact Goss) 방위의 분율이 높아져 집적도가 매우 높은 고스 방위의 핵생성이 유도됨으로써 자성 향상 효과를 극대화할 수 있는 것을 새로운 지견으로 하여 완성되었다.
재결정소둔시 승온과정에 급속승온후 일반승온하는 통상적인 승온패턴을 도입하였을 경우, {110}<001> 이상 방위에서 15°이내로 벗어난 방위의 부피분율은 약 1% 내외 수준에 불과하다. 이와 달리, 본 발명에서 재결정소둔시 승온과정에서 상온에서 약 550℃이하의 온도에 이르는 구간에서 300℃/sec이상(바람직하게는 400℃/sec이상)의 승온속도로 초급속승온하고, 570℃이하에서 700℃ 온도에 이르는 구간에서는 100~250℃/sec이상(보다 바람직하게는 120~180℃/sec이상)의 승온속도로 급속승온하고, 700℃이상에서 탈탄소둔 온도에 이르는 구간에서는 40℃/sec이하의 승온속도로 일반승온하였을 경우, {110}<001> 이상 방위로부터 15°이내의 방위를 갖는 결정립의 부피 분율을 2%이상으로 제어하는 것이 가능하며, 특히 {110}<001> 이상 방위로부터 5°이하의 방위를 갖는 정밀 고스(exact Goss) 결정립의 부피 분율을 0.09%이상으로 제어하는 것이 가능하다.
본 발명자는 재결정소둔시 승온하여 급속승온 직후의 재결정이 95%이상 완료된 시료에서 표면으로부터 전체 두께의 1/8만큼 아래 층에서 {110}<001> 이상 방위에서 5°, 10°, 15°범위내에 속하는 결정립의 부피 분율을 측정해 본 결과, 급속승온시 전체 고스 방위가 증가되는 것은 물론, 특히 초급속승온+급속승온+일반승온에 의해 형성된 재결정에서 {110}<001> 이상 방위로부터 5°이내 범위의 고스(Goss) 방위의 분율, 즉 정밀 고스(Exact Goss) 방위의 분율이 최대로 늘어남을 관찰할 수 있었다.
이와 같이, 1차재결정조직에서 {110}<001> 이상 방위에 보다 가까운 방위, 즉 Exact Goss 방위의 증가율이 {110}<001> 이상 방위에서 많이 벗어난 방위의 증가율에 비하여 높아지면 2차 재결정의 핵으로 작용하여 2차 재결정립으로 성장하는 고스 방위의 집적도 향상에 직접적으로 영향을 주므로 자속밀도와 철손이 대폭 향상된다.
다만, 초급속승온후의 급속승온시에 승온속도가 너무 빠른 경우에는 자성이 오히려 나빠지는데 그 이유는 다음과 같이 추정할 수 있다. 즉, 재결정소둔시 2단 급속승온(초급속승온+급속승온)을 적용하였을 때, 특정 승온속도까지는 결정립 크기의 분포가 균일하지만, Ts~700℃까지 승온속도가 250℃/sec를 초과하게 되면 결정립의 불균일성이 증가되어 35㎛ 이상의 결정립 크기를 가진 분율이 과도하게 많아져서 사이즈 어드밴티지(size advantage)에 의한 결정립 성장에 의해 방위가 나쁜 결정립이 성장하기 때문에 오히려 자성이 나빠진다.
또한 고스 방위는 변형에너지가 높아 가장 먼저 재결정되고 이후 {111}<112>방위 및 {411}<148>방위가 재결정되는데, 초기에 고스 방위가 재결정된 후 결정성장시 {111}<112>, {411}<148>등의 방위분율이 점차 늘어남에 따라 이러한 {111}<112>, {411}<148>등의 방위성장이 1차재결정시 고스 방위를 감소시킬 수 있어 700℃ 이상의 온도에서는 승온속도를 높일 필요가 없으며, 더욱 바람직하게는 680℃이상의 온도구간에서는 40℃/sec 이하의 승온속도로 가열하는 것이 좋다.
따라서 재결정소둔시 승온과정에서 상온~Ts 온도까지는 300℃/sec이상의 평균승온속도로 초급속승온하고, 이어서 700℃ 온도에 이르기까지는 100~250℃/sec의 평균승온속도로 급속승온한 후, 700℃ 이상의 온도구간에서는 40℃/sec 이하의 평균승온속도로 가열하는 것이 고스 방위의 분율을 높여 자성을 향상시키는데 유효한 조건이 된다.
나아가 본 발명자는 재결정소둔시 3단 승온 패턴으로 승온하여 얻은 시편에 대하여 2차 재결정 결정립들의 {110}<001> 이상 방위에서 벗어난 각도들의 면적 가중 평균을 측정해 보았다. 실험에 사용된 측정장치의 주요 특징은 다음과 같다. X-ray Laue 방법에 기초하고 고정형 X-ray CCD 디텍터로 측정하고, CCD 디텍터와 시편에서 X-선 회절이 일어나는 위치 및 디텍터의 기울어짐 각도 등을 1㎛ 단위로 제어하여 변형을 전혀 받지 않은 단결정의 방위 strain 최소화 분석을 통해 측정 정확도를 높였다. 시편을 움직이면서 시편의 각 위치 별로 각각의 방위를 측정하고 각 위치에서 측정한 방위에서 이상적인 고스 방위와의 벗어남 각도의 절대값을 계산한 후 모든 위치에서 면적 가중 평균하여 벗어남 각도의 절대값의 면적가중 평균을 측정하였다.
벗어남 각도는 α각, β각, γ각, δ각의 네가지에 대하여 측정하였으며, α각은 2차 재결정 집합조직의 압연면 법선방향(ND) 주위에 있어서의 {110}<001> 이상 방위로부터 평균 어긋남 각, β각은 2차 재결정 집합조직의 압연 직각방향(TD) 주위에 있어서의 {110}<001> 이상 방위로부터 평균 어긋남 각, γ각은 2차 재결정 집합조직의 압연 방향(RD) 주위에 있어서의 {110}<001> 이상 방위로부터 평균 어긋남 각, δ각은 2차 재결정 집합조직에서 <001>결정방위와 압연방향(RD)간의 평균 어긋남 각으로 정의된다.
측정 결과, 본 발명에서와 같이 재결정 승온시 초급속승온과 급속승온의 2단 급속승온 조건을 적용하였을 때 모든 벗어남 각도가 작아지는 것으로 확인되었다. 특히, 면적 가중 평균 β각은 2°에 가까운 낮은 값을 나타내고, δ각 역시 급격히 낮아지는 것으로 확인되었다. β각은 2°에 가까운 낮은 값을 가지면 자구 폭을 줄여 전자장에너지를 최소화할 뿐 아니라 자성에 해로운 디스클로져(Disclosure) 자구를 최소화하여 자성을 향상시킨다.
상기와 같은 본 발명에 따른 방향성 전기강판의 제조 방법에 의하면 최종소둔(2차 재결정 소둔)후의 강판에 대하여 측정한 값을 기준으로 하였을 때, 결정방위의 절대값의 면적가중 평균으로 β각을 1.5~2.6°영역, 보다 바람직하게는 1.5~2.4°이내로 제어하는 것이 가능하며, δ각은 5°이내영역, 보다 바람직하게는 4.5°이내로 제어하는 것이 가능하다.
이하, 본 발명으로 사용되는 방향성 전기강판 슬라브의 성분 한정이유에 대하여 설명한다.
[Si: 2.0~4.0중량%]
Si은 방향성 전기강판 소재의 비저항을 증가시켜 철심손실(core loss) 즉, 철손을 낮추는 역할을 한다. Si함량이 2.0%미만인 경우 비저항이 감소하여 철손이 열화되며, 4.0%를 초과하여 과잉 함유시에는 강의 취성이 커져 냉간압연이 어려워지고 2차재결정 형성이 불안정해진다. 그러므로 Si은 2.0~4.0%로 정한다.
[산가용성 Al: 0.015~0.04중량%]
Al은 최종적으로 AlN, (Al,Si,Mn)N 형태의 질화물로 되어 억제제로 작용하는 성분으로서, 그 함량이 0.015% 미만인 경우에는 억제제로서의 충분한 효과를 기대할 수 없고, 너무 과도하게 함유되는 경우에는 열간압연 작업성에 악영향을 미친다. 그러므로 Al은 0.015~0.04%로 정한다.
[Mn: 0.20중량% 이하]
Mn은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과도 있으며, Si과 함께 질화처리에 의해 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성함으로서 1차재결정립의 성장을 억제하여 2차재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 그러나 0.20%를 초과하여 첨가되면 열간압연 도중 오스테나이트 상변태가 촉진되어 1차재결정립의 크기가 감소되며, 그 결과 2차 재결정이 불안정해지게 된다. 그러므로 Mn은 0.20% 이하로 한다.
[C: 0.085중량% 이하]
C는 적정량 첨가되면 강의 오스테나이트변태를 촉진하여 열연시 열간압연조직을 미세화시킴으로서 균일한 미세조직을 형성하는 것을 도와준다. 그러나 그 함량이 너무 많으면 조대한 탄화물이 석출되고 탈탄시 탄소의 제거가 어려워진다. 그러므로 C는 0.085%이하로 정한다.
[N: 0.010% 이하]
N은 Al 등과 반응하여 결정립을 미세화시키는 원소이다. 이들 원소들이 적절히 분포될 경우에는 상술한 바와 같이 냉간압연이후 조직을 적절히 미세하게 하여 적절한 1차재결정 입도를 확보하는데 도움이 될 수 있으나, 그 함량이 과도하면 1차재결정립이 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 최종소둔(2차재결정소둔) 사이에 질소량을 증가시키는 처리를 실시하는 경우, 슬라브의 N은 0.006%이하로 함유되는 것으로도 충분하다.
[S: 0.010% 이하]
S는 열간압연시 고용온도가 높고 편석이 심한 원소로서 가능한한 함유되지 않도록 하는 것이 바람직하지만, 제강시 함유되는 불가피한 불순물의 일종이다. 또한 S는 MnS를 형성하여 1차재결정립 크기에 영향을 주므로 S의 함량은 0.010%이하, 보다 바람직하게는 0.006% 이하로 제한하는 것이 좋다.
[P:0.01~0.07%, Bi:0.005~0.1%, Zn:0.01~0.3%, Ti:0.01~0.3%, Te:0.01~0.3%, Nb:0.01~0.3%, Mo:0.008~0.3%, Ge:0.01~0.3%, B:0.01~0.1%, Cd:0.008~0.3%로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상]
상기 P, Bi, Zn, Ti, Te, Nb, Mo, Ge, B, Cd는 모두 2차재결정소둔시 억제력을 보강하는 작용을 하여 자성을 향상시키는 효과가 있다.
P는 페라이트 형성원소로서, 1차재결정립의 성장을 촉진시키므로 2차재결정온도를 높여 최종 제품에서 {110}<001> 방위의 집적도를 높인다. P는 1차재결정판에서 {110}<001> 방위를 갖는 결정립의 수를 증가시켜 최종제품의 철손을 낮출 뿐만 아니라, 1차재결정판에서 {111}<112> 집합조직을 강하게 발달시켜 최종제품의 {110}<001> 집적도를 향상시키므로 자속밀도를 높이게 된다. 또한 P는 2차재결정소둔시 약 1000℃의 높은 온도까지 결정립계에 편석하여 석출물의 분해를 지체시켜 억제력을 보강하는 작용도 가지고 있다. P의 이러한 작용이 제대로 발휘되려면 0.01% 이상이 필요하다. 그러나 P가 0.07%를 초과하여 함유되면 1차재결정립의 크기가 오히려 감소되어 2차재결정이 불안정해질 뿐만 아니라 취성을 증가시켜 냉간압연성을 저해한다. 그러므로 P는 0.01%~0.07% 범위로 함유되는 것이 바람직하다.
Bi는 보조인히비터로 작용하여 2차재결정 개시온도를 증가시키고 2차재결정을 안정적으로 형성시켜 자성을 향상시킨다. 이러한 Bi의 함량이 0.005% 미만에서는 보조인히비터로서의 효과가 충분치 않아, 철손 향상 효과가 미흡하고, 0.1%를 초과하여 과다 함유되는 경우에는 피막 열화를 피할 수 없으며 자성 또한 열화된다. Bi는 0.005~0.1% 범위로 함유되는 것이 바람직하다.
Zn은 보조인히비터로 작용하며, 인히비터 강화에 이바지하여 2차재결정 개시온도를 증가시키고 2차재결정을 안정적으로 형성시켜 자성을 향상시킨다. 이러한 Zn 함량이 0.01% 미만에서는 보조인히비터로서의 효과가 충분치 않아, 철손 향상 효과가 미흡하고, 0.3%를 초과하여 과다 함유되는 경우에는 압연이 어려워지며, 자성 또한 열화된다. 따라서 Zn은 0.01~0.3% 범위로 함유되는 것이 바람직하다.
Ti은 보조인히비터로 작용하며, 인히비터 강화에 이바지하여 2차재결정 개시온도를 증가시키고 2차재결정을 안정적으로 형성시켜 자성을 향상시킨다. 이러한 Ti의 함량이 0.01% 미만에서는 보조인히비터로서의 효과가 충분치 않아, 철손 향상 효과가 미흡하고, 0.3%를 초과하여 과다 함유되는 경우에는 압연이 어려워지며, 자성 또한 열화된다. 따라서 Ti은 0.01~0.3% 범위로 함유되는 것이 바람직하다
Te은 입계에 편석하여 보조인히비터로 작용하며, 인히비터 강화에 이바지하여 2차재결정 개시온도를 증가시키고 2차재결정을 안정적으로 형성시켜 자성을 향상시킨다. 이러한 Te의 함량이 0.01% 미만에서는 보조인히비터로서의 효과가 충분치 않아, 철손 향상 효과가 미흡하고, 0.3%를 초과하여 과다 함유되는 경우에는 탈탄성이 저하되고 압연이 어려워지며, 자성 또한 열화된다. 따라서 Te는 0.01~0.3% 범위로 함유되는 것이 바람직하다.
Nb은 입계에 편석하여 보조인히비터로 작용하며, 인히비터 강화에 이바지하여 2차재결정 개시온도를 증가시키고 2차재결정을 안정적으로 형성시켜 자성을 향상시킨다. 이러한 Nb의 함량이 0.01% 미만에서는 보조인히비터로서의 효과가 충분치 않아, 철손 향상 효과가 미흡하고, 0.3%를 초과하여 과다 함유되는 경우에는 압연이 어려워지며, 자성 또한 열화된다. 따라서 Nb는 0.01~0.3% 범위로 함유되는 것이 바람직하다.
Mo는 보조인히비터로 작용하며, 인히비터 강화에 이바지하여 2차재결정 개시온도를 증가시키고 2차재결정을 안정적으로 형성시켜 자성을 향상시킨다. 이러한 Mo의 함량이 0.008% 미만에서는 보조인히비터로서의 효과가 충분치 않아, 철손 향상 효과가 미흡하고, 0.3%를 초과하여 과다 함유되는 경우에는 피막 열화를 피할 수 없으며, 탈탄성이 저하되고 압연이 어려워지며, 자성 또한 열화된다. 따라서 Mo는 0.008~0.3% 범위로 함유되는 것이 바람직하다.
Ge은 입계에 편석하여 보조인히비터로 작용하며, 인히비터 강화에 이바지하여 2차재결정 개시온도를 증가시키고 2차재결정을 안정적으로 형성시켜 자성을 향상시킨다. 이러한 Ge의 함량이 0.01% 미만에서는 보조인히비터로서의 효과가 충분치 않아, 철손 향상 효과가 미흡하고, 0.3%를 초과하여 과다 함유되는 경우에는 탈탄성이 저하되고 압연이 어려워지며, 자성 또한 열화된다. 따라서 Ge은 0.01~0.3% 범위로 함유되는 것이 바람직하다.
B은 입계에 편석하여 보조 인히비터로 작용하며, 인히비터 강화에 이바지하여 2차재결정 개시온도를 증가시키고 2차재결정을 안정적으로 형성시켜 자성을 향상시킨다. 이러한 B의 함량이 0.01% 미만에서는 보조인히비터로서의 효과가 충분치 않아, 철손 향상 효과가 미흡하고, 과다 함유되는 경우에는 탈탄성이 저하되고 압연이 어려워지며, 자성 또한 열화된다. 따라서 B은 0.01~0.1% 범위로 함유되는 것이 바람직하다.
Cd은 보조인히비터로 작용하며, 인히비터 강화에 이바지하여 2차재결정 개시온도를 증가시키고 2차재결정을 안정적으로 형성시켜 자성을 향상시킨다. 이러한 Cd의 함량이 0.008% 미만에서는 보조인히비터로서의 효과가 충분치 않아, 철손 향상 효과가 미흡하고, 0.3%를 초과하여 과다 함유되는 경우에는 피막 열화를 피할 수 없으며, 탈탄성이 저하되고 압연이 어려워지며, 자성 또한 열화된다. 따라서 Cd은 0.008~0.3% 범위로 함유되는 것이 바람직하다.
상술한 성분 외에도 방향성 전기강판에 포함되는 다양한 성분들이 본 발명의 전기강판의 합금성분으로 포함될 수 있음은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 이해할 수 있을 것이다. 통상 알려진 성분의 조합과 그 적용은 당연히 본 발명의 권리범위에 속하는 것이다.
이하, 상기의 조성을 갖는 방향성 전기강판 슬라브를 이용하여 자성이 우수한 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 대하여 보다 상세히 설명한다.
상기의 조성을 갖는 방향성 전기강판 슬라브는 열간압연전에 재가열하는 과정이 수행된다. 이때 슬라브의 가열은 1,280℃ 이하, 보다 바람직하게는 1,200℃ 이하의 저온으로 실시하여 석출물을 부분용체화하는 것이 바람직하다. 슬라브 가열온도가 높아지면 강판 제조비용이 상승되며, 슬라브의 표면부 용융으로 가열로를 보수하고 가열로 수명이 단축될 수 있기 때문이다. 특히, 슬라브를 1,200℃ 이하의 온도로 가열하게 되면 슬라브의 주상정조직이 조대하게 성장되는 것이 방지되어 후속 열간압연 공정에서 판의 폭 방향으로 크랙이 발생되는 것을 막을 수 있어 실수율을 향상시키게 된다.
방향성 전기강판 슬라브가 재가열되고 나면 열간압연을 행한다. 열간압연에 의하여 두께 2.0~3.5mm의 열연판을 제조할 수 있으며, 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.
냉간압연은 1회 강압연을 통하여 수행될 수도 있으며, 혹은 중간소둔을 사이에 두는 2회 이상의 압연을 통하여 수행되는 것도 가능하다. 냉간압연된 강판은 최종 두께로 제조될 수 있다.
냉간압연시 판 온도는 150~400℃로 제어하는 것이 바람직하다. 냉간압연시 판 온도를 150~400℃로 제어하면, 탄소나 질소 등 침입형 원소들이 전위등에 고착될 수 있는 확산에너지를 가질 수 있고, 강화가 일어나 변형에너지의 축적이 높아질 수 있다. 따라서 1차재결정시 고스(Goss) 방위의 핵생성 사이트(site)가 되는 냉연판내의 전단변형대를 냉연판내에 많이 형성할 수 있다.
또한, 재결정소둔의 승온과정에 3단의 승온패턴(초급속승온, 급속승온 및 일반승온)을 도입하여 이 집적도 높은 고스(Goss)({110}<001>)방위를 재결정온도까지 유지시킴으로써 1차재결정된 강판에 고스(Goss) 방위, 특히 정밀 고스(Exact Goss) 방위 결정립의 부피 분율을 증가시킬 수 있으며, 2차 재결정 후의 결정방위 집적도를 개선할 수 있다.
냉간압연시 판온도가 너무 낮으면 침입형 원소의 이동이 적어져 효과가 적으므로 150℃ 이상으로 하는 것이 좋으며, 너무 높으면 변형에너지가 감소하여 쉬어밴드(shear band)의 형성이 오히려 감소되므로 400℃ 이하로 하는 것이 좋다.
냉간압연시 최종 냉간압하율을 80~92%로 조절하면 승온패턴에 의한 집합조직 향상과 더불어 적절한 함량의 압하율 상향에 따라 냉연 조직내 쉬어(shear) 변형조직이 더욱 증대되고, 이에 따라 2차재결정립의 핵이 되는 정밀 고스(Exact Goss) 방위가 더욱 증가한다.
최종 냉연판 두께를 0.01~0.18mm로 하면서 냉간압연온도를 150℃ 이상 400℃ 이하로 제어하면 전단변형대를 형성하여 {110}<001>방위로의 배향도가 높은 2차재결정핵 생성 장소를 증가시켜 2차재결정을 안정적으로 일으킬 수 있고, 최종 제품의 2차재결정립의 집적도를 향상시켜 철손과 자속밀도가 매우 우수한 박물 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
냉간압연된 강판은 이후, 재결정소둔을 겪게 된다. 전술하였던 바와 같이, 본 발명은 재결정소둔시 승온 과정에 초급속승온을 신규 도입한 것으로, 재결정소둔시 승온 과정에서 초급속승온과정과 급속승온과정 그리고 일반승온과정의 3단의 승온패턴을 적용한 것을 특징으로 하는 것이다.
본 발명에 의하면 재결정소둔의 승온과정으로 3단의 승온패턴(초급속승온, 급속승온 및 일반승온)이 도입되는 것에 의하여 집적도 높은 고스({110}<001>)방위가 1차재결정온도까지 유지되고 1차재결정된 강판에 정밀 고스(exact Goss) 방위 결정립의 부피 분율이 증가되어 2차 재결정 후의 결정방위 집적도가 개선된다.
3단의 승온패턴중 초급속승온과정에서는 상온으로부터 500~600℃사이의 어느 특정 온도, 바람직하게는 550℃~600℃사이의 어느 특정 온도(Ts)에 이르는 구간에서는 300℃/sec이상의 평균승온속도로 초급속 가열하고, 급속승온과정에서는 상기의 특정 온도(Ts)에서 700℃ 온도에 이르는 구간에서는 100~250℃/sec의 평균승온속도로 급속승온을 하고, 이어서 700℃ 온도 이상의 구간에서는 40℃/sec이하의 평균승온속도로 일반승온함으로서 방향성 전기강판의 자성을 향상시킬 수 있으며, 그 이유는 전술한 바와 같다.
재결정 소둔시 승온과정에서의 가열방식은 특별히 제한되지는 않으나, 유도가열로를 이용하는 것이 가능하며, 복수의 유도가열로에 의하여 3단의 승온패턴으로 승온하는 것도 가능하다. 예컨대, 제1의 유도가열로에서 300℃/sec이상, 바람직하게는 400℃/sec이상의 승온속도로 초급속승온시키고, 제2의 유도가열로에서 100~250℃/sec, 보다 바람직하게는 120~180℃/sec의 승온속도로 급속승온시키고, 제3의 유도가열로에서 40℃/sec이하의 승온속도로 일반승온시킬 수 있다.
재결정소둔시 승온된 강판은 탈탄 및 질화소둔을 겪는다. 질화소둔은 탈탄이 종료된 후 별도의 과정으로 이루어질 수도 있으나, 탈탄과 동시에 질화소둔하는 것도 가능하다.
탈탄과 동시에 질화소둔하는 경우, 암모니아와 수소 및 질소의 혼합가스 분위기에서 실시할 수 있다. 재결정소둔시 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.
그러나, 본 발명의 방향성 전기강판 제조 방법이 재결정소둔중에 동시 탈탄 및 질화처리하여 제조하는 것으로 제한되는 것은 아니며, 탈탄 후에 질화소둔을 실시하는 통상의 질화소둔 방법 역시 본 발명의 유리한 특성을 갖춘 방향성 전기강판을 제조하는데 유효하다.
1차재결정된 강판은 소둔분리제를 도포한 후 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 크게 보면 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.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
중량%로, Si:3.18%, C:0.056%, Mn:0.09%, S:0.0054%, N:0.0051%, Sol. Al:0.028%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1,100℃이상의 온도로 가열한 후 910℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.30mm 두께로 냉간 압연하였다. 냉간압연된 강판은 노속에서 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 845℃온도로 160초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이때, 상온~570℃ 온도범위에서의 승온속도와 570℃~700℃ 온도범위에서의 승온속도는 표 1에 나타낸 것과 같이 다양하게 하였다. 이후 700℃에서 탈탄소둔온도인 845℃까지는 30℃/sec의 승온속도로 가열하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 표 1에 나타내었다.
상온~570℃구간
승온속도
(℃/sec)		 570~700℃구간
승온속도
(℃/sec)		 700~845℃구간
승온속도
(℃/sec)		 자속밀도 (B10,Tesla) 철손
(W17/50,W/kg)
구 분
30 30 30 1.88 1.04 비교재 1
30 140 30 1.92 0.96 비교재 2
30 270 30 1.91 0.97 비교재 3
30 350 30 1.90 1.00 비교재 4
420 30 30 1.91 1.01 비교재 5
420 70 30 1.91 0.98 비교재 6
420 110 30 1.95 0.92 발명재 1
420 140 30 1.96 0.90 발명재 2
420 190 30 1.96 0.91 발명재 3
420 270 30 1.92 0.97 비교재 7
420 350 30 1.91 0.99 비교재 8
560 30 30 1.91 1.00 비교재 9
560 70 30 1.92 0.97 비교재10
560 110 30 1.94 0.92 발명재 4
560 140 30 1.97 0.89 발명재 5
560 190 30 1.96 0.91 발명재 6
560 270 30 1.92 0.98 비교재11
560 350 30 1.91 1.00 비교재12
110 110 30 1.92 0.98 비교재13
표 1에 나타낸 바와 같이, 상온~570℃ 구간에서 30℃/sec의 승온속도로 일반승온(통상승온)한 비교재 1~4는 560℃/sec의 승온속도로 초급속승온한 경우에 비해 자속밀도가 낮고 철손이 높다.
또한, 1차재결정시 상온~700℃구간에서 110℃/sec의 승온속도로 가열하여 1단 급속승온(2단 승온패턴)한 비교재 13는 발명재 1~6에 비해 자속밀도가 1.92(Tesla)로 낮고 철손은 0.98(W/kg)으로 높게 나타난다.
이에 반해, 본 발명에서와 같이 1차재결정시 2단 급속승온(초급속승온+급속승온) 조건을 적용하여 3단의 승온패턴으로 제어된 발명재 1~6은 자속밀도가 1.94~1.97(Tesla)로 높고, 철손이 0.89~0.91(W/kg)로 낮은 것으로 확인된다.
중량%로, Si:3.25%, C:0.048%, Mn:0.07%, S:0.005%, N:0.0045%, Sol. Al:0.027%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 1.7mm, 2.0mm, 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 각 열연판을 1,100℃이상의 온도로 가열한 후 910℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 다음, 0.23mm, 0.27mm, 0.30mm 두께로 냉간 압연하였다.
냉간압연된 강판은 노속에서 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 845℃온도로 160초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이때, 상온~570℃ 온도범위에서의 승온속도와 570℃~700℃ 온도범위에서의 승온속도는 표 2에 나타낸 것과 같이 다양하게 하였다. 이후 700℃에서 탈탄소둔온도인 845℃까지는 25℃/sec의 승온속도로 승온하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 표 2에 나타내었다.
열연판
두께
[mm]		 냉연판
두께
[mm]		 상온~570℃ 구간
승온속도
[℃/sec]		 570~700℃ 구간
승온속도
[℃/sec]		 자속밀도 (B10,Tesla) 철손
(W17/50,W/kg)		 구 분
1.7 0.23 30 30 1.91 0.90 비교재 14
1.7 0.23 140 140 1.93 0.86 비교재 15
1.7 0.23 560 30 1.92 0.88 비교재 16
1.7 0.23 560 140 1.96 0.75 발명재 7
1.7 0.23 560 350 1.92 0.88 비교재 17
2.0 0.27 30 30 1.91 0.96 비교재 18
2.0 0.27 160 140 1.93 0.90 비교재 19
2.0 0.27 560 30 1.91 0.95 비교재 20
2.0 0.27 560 140 1.96 0.85 발명재 8
2.0 0.27 560 350 1.93 0.93 비교재 21
2.3 0.30 30 30 1.89 1.03 비교재 22
2.3 0.30 140 140 1.93 0.96 비교재 23
2.3 0.30 560 30 1.91 1.00 비교재 24
2.3 0.30 560 140 1.96 0.90 발명재 9
2.3 0.30 560 350 1.92 0.97 비교재 25
표 2에 나타낸 바와 같이, 냉연판의 두께가 0.23mm, 0.27mm, 0.30mm인 각조건에서 1차재결정 승온시 본 발명의 초급속승온후 급속승온하는 승온패턴 조건을 적용한 발명재 7~9는 모두 자성이 우수하다.
이에 반하여, 상온~570℃ 구간에서 30℃/sec의 승온속도로 통상승온한 비교재 14, 18, 22와, 상온~700℃ 구간에서 140~160℃/sec의 승온속도로 가열하여 1단 급속승온(2단 승온패턴)한 비교재 15, 19, 23은 초급속승온후 급속승온한 발명재 7~9에 비해 자성이 떨어진다.
중량%로, Si:3.25%, C:0.052%, Mn:0.105%, S:0.0049%, N:0.0048%, Sol. Al:0.028%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1,100℃이상의 온도로 가열한 후 910℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.30mm 두께로 냉간 압연하였다. 냉간압연된 강판은 노속에서 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 845℃온도로 160초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이때, 상온~570℃ 온도범위에서의 승온속도와 570℃~700℃ 온도범위에서의 승온속도는 표 3에 나타낸 것과 같이 다양하게 하였다. 이후 700℃에서 탈탄소둔온도인 845℃까지는 25℃/sec의 승온속도로 가열하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다.
각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성 및 고스방위 결정립 분율을 표 3에 나타내었다. 고스방위 결정립 분율은 탈탄판의 두께 1/8층을 관찰하여 측정한 것이고, {110}<001> 이상 방위에서 벗어난 정도를 5°이내, 15°이내로 하여 측정하였다. 이와 함께 탈탄판의 압연방향과 수직인 단면에서 크기 35㎛ 이상인 결정립의 갯수와, {411}<148>방위로부터 15°이내의 방위를 갖는 결정립 분율을 측정하여 표 3에 함께 나타내었다. 결정립의 크기는 최장길이와 최단길이를 평균한 값으로 하였다.
상온~
570℃
승온
속도
(℃/
sec)		 570~
700℃
승온
속도
(℃/
sec)		 자속
밀도 (B10)		 철손
(W17/50,
W/kg)		 조대
결정립
갯수
(35㎛
이상)		 {411}
<148>
15°이내
방위분율
(%)		 고스(Goss) 방위 분율


구 분
15°이내 5°이내
(Exact Goss)
방위
분율
(%)		 비교재
26대비
증가율		 방위분율
(%)		 비교재
26대비
증가율
30 30 1.88 1.04 40 14.9 1.75 - 0.07 - 비교재26
30 140 1.93 0.96 38 15.2 1.87 6.9 0.08 14.3 비교재27
30 350 1.91 0.99 42 14.5 1.92 9.7 0.08 14.3 비교재28
560 30 1.91 0.99 35 14.8 1.85 5.7 0.08 14.3 비교재29
560 140 1.97 0.89 22 14.7 2.18 24.6 0.13 85.7 발명재10
560 190 1.95 0.91 27 16.0 2.34 33.7 0.12 71.4 발명재11
560 350 1.92 0.97 42 16.0 2.34 33.7 0.12 71.4 비교재30
110 110 1.92 0.97 41 15.1 1.91 9.1 0.08 14.3 비교재31
표 3에 나타낸 바와 같이, 상온~570℃온도 구간에서만 승온속도를 높인 비교재29, 570~700℃온도구간에서만 승온속도를 높인 비교재27,28, 상온~570℃온도구간과 570~700℃온도구간에서 모두 승온속도를 높인 비교재31은 모두 1차재결정시 승온속도가 느린 비교재 26에 비해 고스(Goss) 방위의 분율이 어느 정도 늘어나기는 하지만, {110}<001> 이상 방위로부터 5°이내의 방위를 갖는 Exact Goss의 분율 증가는 14.3%으로 매우 낮은 수준이다. 이는 1차재결정중의 {411}방위의 결정립 중 주요 방위인 {411}<148> 방위의 분율에 큰 변화가 없는 것으로부터 설명될 수 있다. 즉, 570℃이상의 구간에서의 승온속도가 140℃/sec인 경우에 {411}<148> 방위의 분율이 다소 높아지기는 하나, 그 차이는 5% 미만으로 매우 적은 수준일 뿐 아니라, {411}<148>고스방위의 성장은 Exact Goss에 미치는 영향이 그다지 크지 않은 것으로 생각할 수 있다.
이에 반해 본 발명의 범위에 속하는 발명재10,11은 {110}<001> 이상 방위로부터 15°이내의 방위를 갖는 결정립의 부피 분율이 2%이상이었으며, 특히 Exact Goss 방위의 분율을 직접적으로 증가시키는 효과가 매우 크며, 이는 고스 방위({110}<001>)에서 벗어난 각을 의미하는 tolerance angle을 15°이내로 하였을 때보다 5°이내로 하였을 때 발명재와 비교재간 격차가 더욱 커지는 것으로부터 확인할 수 있다.
즉, 본 발명에서와 같이 재결정소둔시 2단 급속승온(상온~570℃ 구간에서 초급속승온후 570~700℃ 구간에서 급속승온) 조건으로 승온한 발명재10,11은 {110}<001> 이상 방위로부터 5°이하의 방위를 갖는 결정립의 부피 분율이 0.09%이상으로, 비교재 26~31의 고스 방위 분율과는 매우 큰 차이를 보인다. 이와 같이 본 발명의 승온조건에 따르게 되면 특히 고스 방위에 매우 가까운 방위들, 즉 {110}<001> 이상 방위에서 5°이내로 벗어난 방위(exact Goss)들의 분율이 획기적으로 늘어나므로, 방향성 전기강판의 고스 결정립은 1차재결정립내에서 매우 적은 양의 고스 방위가 존재하더라도 성장되는 것을 감안하면 Exact Goss 방위가 획기적으로 늘어남으로서 최종방위로 성장할 수 있는 핵이 증가되고 이것이 성장하여 2차 재결정 방위가 고스 방위에 매우 가까워져 자성이 향상되는 것임을 알 수 있다.
재결정소둔시 승온과정에서 초급속승온후 570~700℃ 온도 구간에서 승온속도가 250℃/sec보다 커질 때에도 고스방위 분율은 증가되지만 자성의 개선 효과는 크지 않은데, 이는 재결정소둔후 2차재결정소둔 전의 강판의 단면을 관찰하였을 때 35㎛이상의 큰 결정립의 개수가 30개 이상으로 과도하게 늘어나며(비교재25), 이 큰 결정립들로 인해 고스가 아닌 자성에 악영향을 끼치는 방위가 사이즈 어드밴티지(size advantage)에 의해 성장하게 되어 최종 제품판의 방위중에 {110}<001> 이상 방위에서 벗어난 것들이 많아지기 때문이다.
중량%로, Si:3.13%, C:0.057%, Mn:0.095%, S:0.0045 N:0.0049%, Sol. Al:0.029%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1,100℃이상의 온도로 가열한 후 910℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.30mm 두께로 냉간 압연하였다. 냉간압연된 강판은 노속에서 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 845℃온도로 160초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이때, 상온~570℃ 온도범위에서의 승온속도와 570℃~700℃ 온도범위에서의 승온속도는 표 4에 나타낸 것과 같이 다양하게 하였다. 이후 700℃에서 탈탄소둔온도인 845℃까지는 25℃/sec의 승온속도로 가열하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 표 4에 나타내었다. 또한 각 시편을 2차 재결정한 후 결정립들의 {110}<001> 이상 방위에서 벗어난 각도들의 면적 가중 평균을 측정하여 표 4에 함께 표시하였다. 엑스-레이 라우에(X-ray Laue) 방법에 기초하고 고정형 엑스-레이 씨씨디(X-ray CCD) 디텍터로 측정하여 위치를 1㎛ 단위로 제어하여 측정 정확도를 높였으며, 시편을 움직이면서 시편의 각 위치 별로 각각의 방위를 측정하고 각 위치에서 측정한 방위에서 이상적인 고스(Goss)방위와의 벗어남 각도의 절대값을 계산한 후 모든 위치에서 면적 가중 평균하여 벗어남 각도의 절대값의 면적가중 평균을 측정하였다.
상온~570℃ 온도
구간
승온속도
(℃/sec)
 570~700℃ 온도구간
승온속도
(℃/sec)
 자속
밀도
(B10, Tesla)		 철손
(W17/50, W/kg)
{110}<001> 이상 방위에서
벗어남 각도의 면적가중평균		 구 분
α β γ δ
30 30 1.89 1.02 4.99 3.14 6.1 6.57 비교재32
30 140 1.92 0.98 4.17 2.62 5.2 5.24 비교재33
30 350 1.91 0.99 3.89 2.84 4.52 5.27 비교재34
560 30 1.89 1.04 3.57 3.40 4.91 5.45 비교재35
560 140 1.96 0.90 3.48 2.2 3.7 4.25 발명재12
560 190 1.95 0.91 2.77 2.37 3.48 4.01 발명재13
560 350 1.92 0.99 3.56 2.94 3.99 5.05 비교재36
110 110 1.92 0.98 3.49 2.64 4.03 5.01 비교재37
표 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서와 같이 초급속승온후 급속승온한 발명재 9,10은 α각이 3.48°이하, β각이 1.5~2.4°, γ각이 3.7°이하, δ각이 4.5°이하로 낮았으며, 특히 면적 가중 평균 β각과 δ각이 급격히 낮아져 자성이 향상된다. 이는 본 발명에서 자성이 향상되는 원리와 직접적인 관련이 있는 것으로, 급격히 낮아진 β각과 δ각에 의하여 자구 폭이 최소화되어 전자장 에너지가 최소화됨과 동시에 자성에 해로운 Disclosure 자구가 최소화되기 때문이다.
중량%로, Si:3.01%, C:0.049%, Mn:0.092%, S:0.0055%, N:0.0053%, Sol. Al:0.027%, P를 함유하고, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.0mm 두께의 열연판을 제조하였다. P의 함량은 표 5에 나타낸 바와 같이 다양하게 변화시켰으며, 일부에 대하여는 P를 첨가하지 않았다. 이 열연판을 1,100℃ 이상의 온도로 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.27mm 두께로 냉간 압연하였다. 냉간압연된 강판은 노속에서 표 5의 승온속도로 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 850℃온도로 130초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 표 5에 나타내었다.
승온속도(℃/sec) P 함량
(중량%)		 자속밀도 (B10, Tesla) 철손
(W17/50, W/kg)		 구 분
상온~570℃ 570~700℃ 700~845℃
25 25 20 0.000 1.89 0.95 비교재38
450 160 20 0.000 1.93 0.90 비교재39
450 160 20 0.015 1.94 0.86 발명재14
450 160 20 0.036 1.96 0.84 발명재15
450 160 20 0.052 1.96 0.85 발명재16
450 160 20 0.082 1.90 0.94 비교재40
표 5에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서와 같이 1차 재결정시 2단 급속승온(초급속승온+급속승온) 조건을 적용하여 3단의 승온패턴으로 제어되고, P를 0.01~0.07%로 함유하는 발명재14~16은 자속밀도가 높고 철손이 낮다.
비교재38은 상온~570℃ 구간에서 25℃/sec의 승온속도로 일반승온(통상승온)하여 450℃/sec의 승온속도로 초급속승온한 발명재에 비해 자속밀도가 낮고 철손이 높다. 비교재39는 P가 첨가되지 않아 발명재 대비 자성이 미흡하며, 비교재40은 P 함량이 0.07%를 초과하여 자성이 열위하다.
중량%로, Si:3.05%, C:0.050%, Mn:0.105%, S:0.0040%, N:0.0051%, Sol. Al:0.031%, Bi를 함유하고, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.0mm 두께의 열연판을 제조하였다. Bi의 함량은 표 6에 나타낸 바와 같이 다양하게 변화시켰으며, 일부에 대하여는 Bi를 첨가하지 않았다. 이 열연판을 1,100℃ 이상의 온도로 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.27mm 두께로 냉간 압연하였다. 냉간압연된 강판은 노속에서 표 6의 승온속도로 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 850℃온도로 130초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 표 6에 나타내었다.
승온속도(℃/sec) Bi 함량
(중량%)		 자속밀도 (B10, Tesla) 철손
(W17/50, W/kg)		 구 분
상온~570℃ 570~700℃ 700~845℃
25 25 20 0.000 1.89 0.95 비교재41
450 160 20 0.000 1.93 0.89 비교재42
450 160 20 0.011 1.95 0.84 발명재17
450 160 20 0.05 1.96 0.85 발명재18
450 160 20 0.08 1.94 0.86 발명재19
450 160 20 0.5 1.90 0.94 비교재43
표 6에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서와 같이 1차재결정시 2단 급속승온(초급속승온+급속승온) 조건을 적용하여 3단의 승온패턴으로 제어되고, Bi를 0.005~0.1%로 함유하는 발명재17~19는 자속밀도가 높고 철손이 낮다.
비교재41은 상온~570℃ 구간에서 25℃/sec의 승온속도로 일반승온(통상승온)하여 450℃/sec의 승온속도로 초급속승온한 발명재에 비해 자속밀도가 낮고 철손이 높다. 비교재42는 Bi가 첨가되지 않아 발명재 대비 자성이 미흡하며, 비교재43은 Bi 함량이 0.1%를 초과하여 자성이 열위하다.
중량%로, Si:3.10%, C:0.051%, Mn:0.12%, S:0.0055%, N:0.0055%, Sol. Al:0.027%, Zn를 함유하고, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.0mm 두께의 열연판을 제조하였다. Zn의 함량은 표 7에 나타낸 바와 같이 다양하게 변화시켰다. 이 열연판을 1,100℃ 이상의 온도로 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.27mm 두께로 냉간 압연하였다. 냉간압연된 강판은 노속에서 표 7의 승온속도로 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 850℃온도로 130초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 표 7에 나타내었다.
승온속도(℃/sec) Zn 함량
(중량%)		 자속밀도 (B10, Tesla) 철손
(W17/50, W/kg)		 구 분
상온~570℃ 570~700℃ 700~845℃
25 25 20 0.002 1.89 0.95 비교재44
450 160 20 0.002 1.93 0.89 비교재45
450 160 20 0.035 1.95 0.84 발명재20
450 160 20 0.07 1.96 0.85 발명재21
450 160 20 0.19 1.94 0.86 발명재22
450 160 20 0.55 1.90 0.94 비교재46
표 7에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서와 같이 1차재결정시 2단 급속승온(초급속승온+급속승온) 조건을 적용하여 3단의 승온패턴으로 제어되고, Zn를 0.01~0.3%로 함유하는 발명재20~22는 자속밀도가 높고 철손이 낮다.
비교재44는 상온~570℃ 구간에서 25℃/sec의 승온속도로 일반승온(통상승온)하여 450℃/sec의 승온속도로 초급속승온한 발명재에 비해 자속밀도가 낮고 철손이 높다. 비교재45는 Zn가 0.01% 미만으로 함유되어 발명재 대비 자성이 미흡하며, 비교재46은 Zn 함량이 0.3%를 초과하여 자성이 열위하다.
중량%로, Si:3.17%, C:0.054%, Mn:0.090%, S:0.0051%, N:0.0054%, Sol. Al:0.027%, Ti을 함유하고, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.0mm 두께의 열연판을 제조하였다. Ti의 함량은 표 8에 나타낸 바와 같이 다양하게 변화시켰다. 이 열연판을 1,100℃ 이상의 온도로 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.27mm 두께로 냉간 압연하였다. 냉간압연된 강판은 노속에서 표 8의 승온속도로 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 850℃온도로 130초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 표 8에 나타내었다.
승온속도(℃/sec) Ti 함량
(중량%)		 자속밀도 (B10, Tesla) 철손
(W17/50, W/kg)		 구 분
상온~570℃ 570~700℃ 700~845℃
25 25 20 0.003 1.89 0.95 비교재47
450 160 20 0.003 1.93 0.89 비교재48
450 160 20 0.03 1.95 0.84 발명재23
450 160 20 0.055 1.96 0.85 발명재24
450 160 20 0.19 1.94 0.86 발명재25
450 160 20 0.51 1.90 0.94 비교재49
표 8에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서와 같이 1차재결정시 2단 급속승온(초급속승온+급속승온) 조건을 적용하여 3단의 승온패턴으로 제어되고, Ti을 0.01~0.3%로 함유하는 발명재23~25는 자속밀도가 높고 철손이 낮다.
비교재47은 상온~570℃ 구간에서 25℃/sec의 승온속도로 일반승온(통상승온)하여 450℃/sec의 승온속도로 초급속승온한 발명재에 비해 자속밀도가 낮고 철손이 높다. 비교재48은 Ti이 0.01% 미만으로 함유되어 발명재 대비 자성이 미흡하며, 비교재49는 Ti 함량이 0.3%를 초과하여 자성이 열위하다.
중량%로, Si:3.10%, C:0.056%, Mn:0.095%, S:0.0055%, N:0.0051%, Sol. Al:0.027%, Te을 함유하고, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.0mm 두께의 열연판을 제조하였다. Te의 함량은 표 9에 나타낸 바와 같이 다양하게 변화시켰다. 이 열연판을 1,100℃ 이상의 온도로 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.27mm 두께로 냉간 압연하였다. 냉간압연된 강판은 노속에서 표 9의 승온속도로 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 850℃온도로 130초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 표 9에 나타내었다.
승온속도(℃/sec) Te 함량
(중량%)		 자속밀도 (B10, Tesla) 철손
(W17/50, W/kg)		 구 분
상온~570℃ 570~700℃ 700~845℃
25 25 20 0.003 1.89 0.95 비교재50
450 160 20 0.003 1.93 0.89 비교재51
450 160 20 0.025 1.95 0.84 발명재26
450 160 20 0.06 1.96 0.85 발명재27
450 160 20 0.21 1.94 0.86 발명재28
450 160 20 0.51 1.90 0.94 비교재52
표 9에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서와 같이 1차재결정시 2단 급속승온(초급속승온+급속승온) 조건을 적용하여 3단의 승온패턴으로 제어되고, Te을 0.01~0.3%로 함유하는 발명재26~28은 자속밀도가 높고 철손이 낮다.
비교재50은 상온~570℃ 구간에서 25℃/sec의 승온속도로 일반승온(통상승온)하여 450℃/sec의 승온속도로 초급속승온한 발명재에 비해 자속밀도가 낮고 철손이 높다. 비교재51은 Te이 0.01% 미만으로 함유되어 발명재 대비 자성이 미흡하며, 비교재52는 Te 함량이 0.3%를 초과하여 자성이 열위하다.
중량%로, Si:3.18%, C:0.054%, Mn:0.110%, S:0.0045%, N:0.0054%, Sol. Al:0.027%, Nb을 함유하고, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.0mm 두께의 열연판을 제조하였다. Nb의 함량은 표 10에 나타낸 바와 같이 다양하게 변화시켰다. 이 열연판을 1,100℃ 이상의 온도로 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.27mm 두께로 냉간 압연하였다. 냉간압연된 강판은 노속에서 표 10의 승온속도로 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 850℃온도로 130초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 표 10에 나타내었다.
승온속도(℃/sec) Nb 함량
(중량%)		 자속밀도
(B10, Tesla)		 철손
(W17/50, W/kg)		 구 분
상온~570℃ 570~700℃ 700~845℃
25 25 20 0.003 1.89 0.95 비교재53
450 160 20 0.003 1.93 0.89 비교재54
450 160 20 0.03 1.95 0.84 발명재29
450 160 20 0.05 1.96 0.85 발명재30
450 160 20 0.1 1.94 0.86 발명재31
450 160 20 0.51 1.90 0.94 비교재55
표 10에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서와 같이 1차재결정시 2단 급속승온(초급속승온+급속승온) 조건을 적용하여 3단의 승온패턴으로 제어되고, Nb을 0.01~0.3%로 함유하는 발명재29~31은 자속밀도가 높고 철손이 낮다.
비교재53은 상온~570℃ 구간에서 25℃/sec의 승온속도로 일반승온(통상승온)하여 450℃/sec의 승온속도로 초급속승온한 발명재에 비해 자속밀도가 낮고 철손이 높다. 비교재54는 Nb이 0.01% 미만으로 함유되어 발명재 대비 자성이 미흡하며, 비교재55는 Nb 함량이 0.3%를 초과하여 자성이 열위하다.
중량%로, Si:3.10%, C:0.056%, Mn:0.095%, S:0.0055%, N:0.0051%, Sol. Al:0.027%, Mo을 함유하고, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.0mm 두께의 열연판을 제조하였다. Mo의 함량은 표 11에 나타낸 바와 같이 다양하게 변화시켰다. 이 열연판을 1,100℃ 이상의 온도로 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.27mm 두께로 냉간 압연하였다. 냉간압연된 강판은 노속에서 표 11의 승온속도로 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 850℃온도로 130초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 표 11에 나타내었다.
승온속도(℃/sec) Mo 함량
(중량%)		 자속밀도
(B10, Tesla)		 철손
(W17/50, W/kg)		 구 분
상온~570℃ 570~700℃ 700~845℃
25 25 20 0.003 1.89 0.95 비교재56
450 160 20 0.003 1.93 0.89 비교재57
450 160 20 0.011 1.95 0.84 발명재32
450 160 20 0.05 1.96 0.85 발명재33
450 160 20 0.2 1.94 0.86 발명재34
450 160 20 0.5 1.90 0.94 비교재58
표 11에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서와 같이 1차재결정시 2단 급속승온(초급속승온+급속승온) 조건을 적용하여 3단의 승온패턴으로 제어되고, Mo을 0.008~0.3%로 함유하는 발명재32~34는 자속밀도가 높고 철손이 낮다.
비교재56은 상온~570℃ 구간에서 25℃/sec의 승온속도로 일반승온(통상승온)하여 450℃/sec의 승온속도로 초급속승온한 발명재에 비해 자속밀도가 낮고 철손이 높다. 비교재57은 Mo이 0.008% 미만으로 함유되어 발명재 대비 자성이 미흡하며, 비교재58은 Mo 함량이 0.3%를 초과하여 자성이 열위하다.
중량%로, Si:3.17%, C:0.054%, Mn:0.090%, S:0.0051%, N:0.0054%, Sol. Al:0.027%, Ge을 함유하고, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.0mm 두께의 열연판을 제조하였다. Ge의 함량은 표 12에 나타낸 바와 같이 다양하게 변화시켰다. 이 열연판을 1,100℃ 이상의 온도로 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.27mm 두께로 냉간 압연하였다. 냉간압연된 강판은 노속에서 표 12의 승온속도로 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 850℃온도로 130초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 표 12에 나타내었다.
승온속도(℃/sec) Ge 함량
(중량%)		 자속밀도
(B10, Tesla)		 철손
(W17/50, W/kg)		 구 분
상온~570℃ 570~700℃ 700~845℃
25 25 20 0.003 1.89 0.95 비교재59
450 160 20 0.003 1.93 0.89 비교재60
450 160 20 0.03 1.95 0.84 발명재35
450 160 20 0.055 1.96 0.85 발명재36
450 160 20 0.19 1.94 0.86 발명재37
450 160 20 0.51 1.90 0.94 비교재61
표 12에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서와 같이 1차재결정시 2단 급속승온(초급속승온+급속승온) 조건을 적용하여 3단의 승온패턴으로 제어되고, Ge을 0.01~0.3%로 함유하는 발명재35~37은 자속밀도가 높고 철손이 낮다.
비교재59는 상온~570℃ 구간에서 25℃/sec의 승온속도로 일반승온(통상승온)하여 450℃/sec의 승온속도로 초급속승온한 발명재에 비해 자속밀도가 낮고 철손이 높다. 비교재60은 Ge이 0.01% 미만으로 함유되어 발명재 대비 자성이 미흡하며, 비교재61은 Ge 함량이 0.3%를 초과하여 자성이 열위하다.
중량%로, Si:3.10%, C:0.056%, Mn:0.095%, S:0.0055%, N:0.0051%, Sol. Al:0.027%, B을 함유하고, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.0mm 두께의 열연판을 제조하였다. B의 함량은 표 13에 나타낸 바와 같이 다양하게 변화시켰다. 이 열연판을 1,100℃ 이상의 온도로 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.27mm 두께로 냉간 압연하였다. 냉간압연된 강판은 노속에서 표 13의 승온속도로 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 850℃온도로 130초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 표 13에 나타내었다.
승온속도(℃/sec) B 함량
(중량%)		 자속밀도
(B10, Tesla)		 철손
(W17/50, W/kg)		 구 분
상온~570℃ 570~700℃ 700~845℃
25 25 20 0.003 1.89 0.95 비교재62
450 160 20 0.003 1.93 0.89 비교재63
450 160 20 0.025 1.95 0.84 발명재38
450 160 20 0.04 1.96 0.85 발명재39
450 160 20 0.08 1.94 0.86 발명재40
450 160 20 0.2 1.90 0.94 비교재64
표 13에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서와 같이 1차재결정시 2단 급속승온(초급속승온+급속승온) 조건을 적용하여 3단의 승온패턴으로 제어되고, B을 0.01~0.1%로 함유하는 발명재38~40은 자속밀도가 높고 철손이 낮다.
비교재62는 상온~570℃ 구간에서 25℃/sec의 승온속도로 일반승온(통상승온)하여 450℃/sec의 승온속도로 초급속승온한 발명재에 비해 자속밀도가 낮고 철손이 높다. 비교재63은 B이 0.01% 미만으로 함유되어 발명재 대비 자성이 미흡하며, 비교재64는 B 함량이 0.1%를 초과하여 자성이 열위하다.
중량%로, Si:3.10%, C:0.056%, Mn:0.095%, S:0.0055%, N:0.0051%, Sol. Al:0.027%, Cd을 함유하고, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1,150℃ 온도에서 210분간 가열한 후, 열간압연하여 2.0mm 두께의 열연판을 제조하였다. Cd의 함량은 표 14에 나타낸 바와 같이 다양하게 변화시켰다. 이 열연판을 1,100℃ 이상의 온도로 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세하였으며, 이어서 0.27mm 두께로 냉간 압연하였다. 냉간압연된 강판은 노속에서 표 14의 승온속도로 승온한 후 74.5% 수소와 24.5% 질소 및 1% 건조 암모니아 가스를 동시 투입하여 형성한 노점온도 65℃의 혼합분위기에서 850℃온도로 130초간 유지하여 동시 탈탄 및 질화처리하였다. 질화처리된 강판의 질소량은 170~210ppm 사이의 범위로 관리되었다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1,200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 표 14에 나타내었다.
승온속도(℃/sec) Cd 함량
(중량%)		 자속밀도
(B10, Tesla)		 철손
(W17/50, W/kg)		 구 분
상온~570℃ 570~700℃ 700~845℃
25 25 20 0.003 1.89 0.95 비교재65
450 160 20 0.003 1.93 0.89 비교재66
450 160 20 0.015 1.95 0.84 발명재41
450 160 20 0.04 1.96 0.85 발명재42
450 160 20 0.19 1.94 0.86 발명재43
450 160 20 0.5 1.90 0.94 비교재67
표 14에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서와 같이 1차재결정시 2단 급속승온(초급속승온+급속승온) 조건을 적용하여 3단의 승온패턴으로 제어되고, Cd을 0.008~0.3%로 함유하는 발명재41~43은 자속밀도가 높고 철손이 낮다.
비교재65는 상온~570℃ 구간에서 25℃/sec의 승온속도로 일반승온(통상승온)하여 450℃/sec의 승온속도로 초급속승온한 발명재에 비해 자속밀도가 낮고 철손이 높다. 비교재66은 Cd이 0.008% 미만으로 함유되어 발명재 대비 자성이 미흡하며, 비교재67은 Cd 함량이 0.3%를 초과하여 자성이 열위하다.

Claims (7)

  1. 중량%로, Si:2.0~4.0%, C:0.085%이하(0 제외), 산가용성Al:0.015~0.04%, Mn:0.20%이하(0 제외), N:0.010%이하(0 제외), S:0.010%이하(0 제외), (P:0.01~0.07%, Bi:0.005~0.1%, Zn:0.01~0.3%, Ti:0.01~0.3%, Te:0.01~0.3%, Nb:0.01~0.3%, Mo:0.008~0.3%, Ge:0.01~0.3%, B:0.01~0.1%, Cd:0.008~0.3%)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지고, 결정방위의 절대값의 면적가중 평균으로 β각이 1.5~2.6°이고, δ각이 5°이하인 자성이 우수한 방향성 전기강판.
    상기 β각은 2차 재결정 집합조직의 압연 직각방향 주위에서 {110}<001> 이상 방위로부터의 평균 어긋남 각, δ각은 2차 재결정 집합조직에서 <001>결정방위와 압연방향간의 평균 어긋남 각을 의미함.
  2. 중량%로, Si:2.0~4.0%, C:0.085%이하(0 제외), 산가용성Al:0.015~0.04%, Mn:0.20%이하(0 제외), N:0.010%이하(0 제외), S:0.010%이하(0 제외), (P:0.01~0.07%, Bi:0.005~0.1%, Zn:0.01~0.3%, Ti:0.01~0.3%, Te:0.01~0.3%, Nb:0.01~0.3%, Mo:0.008~0.3%, Ge:0.01~0.3%, B:0.01~0.1%, Cd:0.008~0.3%)로 이루어진 군으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 열간압연 및 냉간압연하고, 냉간압연된 강판을 재결정소둔한 후 최종소둔을 실시하되,
    상기 재결정소둔은 300℃/sec 이상의 평균승온속도로 승온하는 초급속승온과정과, 상기 초급속승온과정 후에 상기 초급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮고 100℃/sec보다 높은 평균승온속도로 승온하는 급속승온과정, 및 상기 급속승온과정 후에 상기 급속승온과정에서의 평균승온속도보다 낮은 평균승온속도로 승온하는 일반승온과정이 포함되는 것을 특징으로 하는 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법.
  3. 청구항 2에 있어서,
    상기 초급속승온과정은 상온으로부터 500~600℃온도에 이르는 구간에서 300℃/sec 이상의 평균승온속도로 초급속 승온하고,
    상기 급속승온과정은 500~600℃온도로부터 700℃에 이르는 구간에서 100~250℃/sec의 평균승온속도로 급속 승온하고,
    상기 일반승온과정은 700℃로부터 탈탄소둔 온도에 이르는 구간에서 40℃/sec 이하의 평균승온속도로 승온하는 것을 특징으로 하는 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법.
  4. 청구항 3에 있어서,
    상기 초급속승온과정은 상온으로부터 500~600℃에 이르는 구간에서 400℃/sec 이상의 평균승온속도로 초급속 승온하고,
    상기 급속승온과정은 500~600℃온도로부터 700℃에 이르는 구간에서 120~180℃/sec의 평균승온속도로 급속 승온하는 것을 특징으로 하는 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법.
  5. 청구항 2 내지 청구항 4중 어느 한 항에 있어서,
    상기 방향성 전기강판의 제조방법은 열간압연 전에 강 슬라브를 1,280℃ 이하의 온도로 가열하는 과정이 포함되는 것을 특징으로 하는 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법.
  6. 청구항 2 내지 청구항 4중 어느 한 항에 있어서,
    상기 냉간압연 전에, 열간압연된 강판을 1,000~1,250℃ 온도로 가열한 다음, 850~1,000℃온도로 균열하여 열연판 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법.
  7. 청구항 2 내지 청구항 4중 어느 한 항에 있어서,
    상기 최종소둔 전에 질소량을 증가시키는 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 자성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법.
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JP2008001980A (ja) 2006-05-24 2008-01-10 Nippon Steel Corp 鏡面方向性電磁鋼板の製造方法
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