KR101509637B1 - 방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 중량%로, Si: 2.0~4.0%, 산가용성 Al: 0.020~0.040%, Mn:0.01~0.20%, C: 0.04~0.07%, N: 0.0010~0.0055%, S: 0.0010~0.0055%, Sn: 0.07~0.09%, Sb: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.03% 를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 구성되는 방향성 전기강판이 개시되고, 상기 조성을 갖는 강 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연, 열연판소둔 및 냉간압연을 실시하여 강판을 제조하는 단계; 상기 냉간압연된 강판에 대하여 탈탄소둔 및 질화소둔을 실시하는 단계; 및 상기 탈탄소둔 및 질화소둔된 강판에 대하여 최종소둔 하는 단계를 포함하는 방향성 전기강판 제조방법이 개시된다.

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 성분 및 제조방법을 개선하여 자성을 향상시킨 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

전기강판은 전기 기계나 전기기구의 소재로 사용되는 규소강판을 의미하는 것으로, 그 중 방향성 전기강판은 결정면의 방위가 {110}면이고, 압연방향의 결정방위는 <001>축에 평행하는 일명 고스집합조직(Goss texture)을 가지는 결정립들로 구성되는 강판을 의미한다.

도 1은 강판의 실제 결정방위가 상기 고스 방위로부터 벗어난 정도와 철손과의 관계를 단결정을 이용하여 시험한 결과를 도시한 것인데, 도 1을 참조하면, 고스방위로부터 약 2°(절대값 기준) 정도 벗어난 경우에 가장 낮은 철손을 나타내고 있음을 알 수 있다. 그러므로 통상적으로 방향성 전기강판을 제조할 때에는 상기 고스 방위로부터 벗어난 각도가 가급적이면 2°에 가깝도록 제조하고 있다. 다만, 다결정 소재인 전기강판의 방위는 각 결정립의 방위가 상기 고스방위로부터 벗어난 정도의 절대값에 대하여 면적가중평균을 구함으로써 구할 수 있다.

도 2는 고스방위 중 알파(α), 베타(β), 감마(γ) 각도를 나타내고 상기 각도에서 벗어난 정도를 개념적으로 설명하기 위한 개념도인데, 도 2를 참조하면, 통상적으로는 β각을 조절하는 것이 전기강판의 자기적 성질 제어에 효과적이라고 알려져 있다.

강판의 방위가 고스방위에 가깝도록 강판을 제조하기 위해서는 모든 결정의 방위가 상기 고스방위에 일치할 필요가 있으나, 슬라브를 압연하여 제조하는 전기강판은 그 제조과정상 필연적으로 다결정계 조직을 가질 수 밖에 없으며, 그 결과 결정의 방위는 결정마다 다르게 분포하기 때문에 이를 고스방위에 가깝도록 일치시키기 위해서는 특별한 작업이 필요하다.

즉, 통상적으로는 상기 다결정계 조직의 강판을 재결정화하여 고스 조직에 가까운 결정만 존재하도록 하는 재결정 과정을 거치게 된다. 상기 재결정화시 우선적으로 성장하는 결정의 방위는 재결정 온도에 의해 결정되는 것이므로 재결정 온도를 잘 제어할 경우에는 고스 방위에 가까운 결정들이 우선적으로 성장할 수 있게 된다. 그 결과, 재결정화 전에는 고스방위에 가까운 결정의 분율이 매우 작았지만, 재결정화가 이루어지고 난 후에는 고스 방위에 가까운 결정의 분율이 대부분을 차지하게 된다. 이러한 재결정을 2차 재결정이라 한다.

이때, 상기 재결정화 전에는 결정들이 균일한 크기로 분포하도록 하는 1차 재결정이 이루지게 된다. 상기 1차 재결정은 통상 냉간압연 이후 실시되는 탈탄소둔 직후 또는 탈탄소둔과 함께 이루어지게 되는데, 상기 1차 재결정에 의해서 균일하고 적절한 입도의 결정립들이 형성되게 된다. 물론 상기 결정립들의 방위는 골고루 분산되어 있어서 방향성 전기강판에서 최종적으로 취득하고자 하는 고스방위의 비율은 매우 낮다.

냉연판의 탈탄 소둔과 동시 또는 그 이후 적절한 온도에서 질화를 실시하도록 통상의 열연시 재가열온도와 유사한 온도로 가열하는 가열패턴을 '저온가열'이라 한다.

그런데, 질화법을 이용하는 저온가열 방식 역시 질소만으로는 자성 향상에는 한계가 있다는 단점이 있었다.

한편, 강판에 Sn, Sb, P등과 같은 원소들을 첨가할 경우에는 전기강판의 자성이 크게 향상될 수 있는데, 방향성 전기강판에 상기와 같은, Sn, Sb, P 등의 원소를 첨가하는 특허로는 일본특허공개공보 평2-294428호, 일본특허공개공보 2006-241503호, 일본특허공개공보 2007-254829호, 일본특허공개 2007-051338호, 일본특허공개 평11-335794호 등을 들 수 있다.

상기 선행문헌들에서는 Sn, Sb, P 등의 원소를 첨가하는 구성은 기재되어 있으나, 이들의 범위가 대체로 매우 광범위하게 기재되어 있으며 이들 원소들을 필요에 따라 1종 또는 2종 이상 포함하는 정도로만 기재되어 있는 것이 일반적이다. 즉, 현재까지의 연구성과에 따르면 상기 Sn, Sb 및 P의 첨가에 의해 자성이 향상될 수 있다는 정도만 개시되어 있을 뿐 그 적절한 함량 및 이들 원소들의 상호관계에 의한 상승 작용에 대한 규명은 전혀 기재되어 있지 않아 상기 원소들의 적절한 첨가를 통한 자성 향상을 위한 구체적인 방안의 제공은 아직까지 미흡하였으며, Sn, Sb, P 는 종래의 억제제만 포함된 전기강판에 비하여 1차 재결정 및 2차 재결정 거동이 달라지게 되는데 이러한 해결방안이 미흡하였다.

또한, 이들 중 특히, P와 Sb는 서로의 함량범위를 함께 제어할 경우 또 다른 임계적 상승효과를 유발할 수 있으므로 P와 Sb의 함량은 하나의 수식으로 제어될 필요가 있었다.

상기 발명에서 이러한 Sn, Sb, P 를 함유함에 따라 자성은 극히 우수하게 만들 수 있으나, 냉간압연시에 슬립(slip) 발생이나 판파단 등에 의해 생산성이 다소 낮아지는 문제점이 발견되었으며, 상기 범위에서도 P를 많이 함유할 경우 가공성이 다소 불리해지는 문제가 있을 수 있었다. 따라서 이를 해결하면서도 자성이 극히 우수한 전기강판을 개발할 필요가 있었다.

상기와 같은 문제를 해결하기 위한 본 발명은 Sb와 P의 함량을 낮추어 냉간압연성을 개선하며, 자성을 더욱 개선하기 위해 Sn의 함량을 높이고 이들간의 상호관계를 최적화함으로써 자성 및 냉간압연성이 향상되고, 제품의 가공성이 높은 방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 하나 또는 다수의 실시예에서는 중량%로, Si: 2.0~4.0%, 산가용성 Al: 0.020~0.040%, Mn:0.01~0.20%, C: 0.04~0.07%, N: 0.0010~0.0055%, S: 0.0010~0.0055%, Sn: 0.07~0.09%, Sb: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.03% 를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 구성되는 방향성 전기강판이 제공될 수 있다.

상기 강판은 P+0.5Sb가 0.0200~0.0370중량%를 만족하며, 이때, 상기 P와 Sb는 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.

상기 전기강판의 결정립 방위가 고스 방위로부터 벗어난 정도 중 베타(β)각의 절대값에 대하여 구한 면적가중평균이 3도 이내인 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 하나 또는 다수의 실시예에서는 중량%로, Si: 2.0~4.0%, 산가용성 Al: 0.020~0.040%, Mn:0.01~0.20%, C: 0.04~0.07%, N: 0.0010~0.0055%, S: 0.0010~0.0055%, Sn: 0.07~0.09%, Sb: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.03% 를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 구성되는 강 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연, 열연판소둔 및 냉간압연을 실시하여 강판을 제조하는 단계; 상기 냉간압연된 강판에 대하여 탈탄소둔 및 질화소둔을 실시하는 단계; 및 상기 탈탄소둔 및 질화소둔된 강판에 대하여 최종소둔 하는 단계를 포함하는 방향성 전기강판 제조방법이 제공될 수 있다.

상기 강판은 P+0.5Sb가 0.0200~0.0370중량%를 만족하며, 상기 P와 Sb는 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.

상기 탈탄소둔 및 질화소둔하는 단계는, 상기 탈탄소둔 및 질화소둔을 동시에 실시하거나, 탈탄소둔 이후에 질화소둔을 독립적으로 실시하는 것을 특징으로 한다.

상기 최종소둔하는 단계가 1차 균열하는 단계, 승온하는 단계, 2차 균열하는 단계로 이루어질 때, 자성향상 효과를 극대화 하기 위해 상기 승온단계의 승온속도를 2~30℃/hr로 하고 더욱 바람직하게는 8~20℃/hr로 하는 것을 특징으로한다.

상기 최종소둔하는 단계가 1차 균열하는 단계, 승온하는 단계, 2차 균열하는 단계로 이루어질 때, 생산성을 향상시키는 방법으로 상기 승온단계의 승온속도를초기에는 18~75℃/hr의 속도로 승온하고, 900~1020℃의 온도범위에서 승온속도를 10~15℃/hr의 속도로 승온하는 것을 특징으로 하는 한다.

상기 재가열 온도는 1,050~1,250℃일 수 있으며 더욱 바람직하게는1,050~1,200℃로 하며, 상기 탈탄소둔 및 질화소둔은 800~950℃의 온도범위에서 이루어지는 것을 특징으로 한다.

상기 탈탄소둔 및 질화소둔 이후의 1차 재결정립의 크기는 18~25㎛일 수 있으며, 상기 재가열 후의 강판 내부의 잔류 질소량은 10~40ppm인 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 1차 균열온도는 650~850℃의 온도범위이고, 상기 2차 균열온도는 1150~1250℃의 온도범위일 수 있다.

본 발명의 실시예에 따르면 첨가되는 P와 Sb의 함량을 낮춤으로써 냉간압연성을 개선할 수 있고, Sn의 함량을 높여 자성을 개선할 수 있으며, 이들간의 상호관계를 최적화함으로써 자성 및 제품의 가공성이 높은 방향성 전기강판을 제조할 수 있으며, 상기 방향성 전기강판을 제조할 때 흔히 발생하기 쉬운 생산성 저하의 문제가 극복될 수 있다.

도 1은 단결정의 방위가 고스방위에서 벗어난 정도에 따라 철손이 변화하는 현상을 나타낸 그래프이다.
도 2는 고스방위 중 알파(α), 베타(β), 감마(γ) 각도를 나타내고, 상기 각도에서 벗어난 정도를 개념적으로 설명하기 위한 개념도이다.
도 3은 본 발명의 실시예에서 Sn, Sb, P 성분 첨가에 따른 철손 변화를 나타내는 그래프이다.

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.

도 3은 본 발명의 실시예에 따른 Sn, Sb 또는 P 함량에 대하여 전기강판의 철손이 변화하는 것을 개념적으로 나타낸 그래프인데, 도면의 가로축은 Sn, Sb 또는 P의 함량이며 세로축은 철손을 나타낸다.

도 3을 참조하면, 종래기술에서 설정된 상기 Sn, Sb 또는 P 함량 범위에 따르면 적정 범위 내에서 극소점을 가지는 연속적인 선의 형태를 나타내는 것으로 알려져 있었으나, 본 발명의 실시예에 따르면 상기 종래기술의 함량 범위 내에서 특정한 조건을 가질 경우 철손이 향상될 수 있음을 알 수 있다. 즉, 도 3을 참조하면 종래에 제공된 Sn, Sb 또는 P 함량범위 내에서는 큰 차이 없이 그 효과들이 연속적인 선을 나타낼 것으로 예상될 것이나, 본 발명자들의 실험결과에 따르면 상기 성분들이 일정한 함량을 가지는 범위 내에서는 그 효과가 종래에 예측할 수 없었을 정도로 현저하게 향상되는 것을 알 수 있다.

또한, 이러한 특정 성분범위에서의 향상된 효과는, 해당 원소의 함량만 제어해서 얻을 수 있는 것이 아니라, 이들 세 원소가 동시에 첨가되어야 얻을 수 있는 것이다. 예를 들어 단순히 Sb의 함량을 종래 기술에서 제시된 범위 내에서 변화시켜서 도 3에 기재한 것과 같은 현저한 효과를 얻을 수 있는 것이 아니라, Sn과 P가 동시에 적정함량으로 존재할 경우에만 도 3에 기재된 현저한 효과를 얻을 수 있는 것이다. 따라서, 이들은 동시에 첨가되어야 하며 각각의 적절한 범위가 동시에 제어되어야 본 발명에서 추구하는 임계적 효과가 얻어질 수 있다.

이를 뒷받침하는 결과로서, Sn을 첨가하지 않고 Sb와 P만을 첨가할 경우 2차 재결정된 강판에서 국부적으로 작은 결정립들이 존재하는 것이 관찰되었는데, 이러한 국부적으로 작은 결정립들은 고스방위가 아닌 다른 방위의 결정립들의 흔적으로 판단되며 그 결과 자기적 특성을 열화시킬 우려가 있다. 그러나, Sn, Sb, P를 모두 첨가할 경우 균일한 2차 재결정립을 얻을 수 있었으며 또한, 1차 재결정된 강판에서 집합조직(RD//[001])이 강하게 발달하였다.

또한, 이들 중 특히, P와 Sb는 서로의 함량범위를 함께 제어할 경우 또 다른 임계적 상승효과를 유발할 수 있으므로 P와 Sb의 함량은 하나의 수식으로 제어될 필요가 있다.

이러한 Sn, Sb, P를 함유한 강판을 종래의 방법으로 생산할 경우 압연 생산성이 떨어지는 현상을 발견하였는데, 냉간압연시 1 패스(pass)에서 슬립(slip)발생으로 롤 마모가 극심해지고, 그 결과 냉연판의 꼬임현상이 발생되며 이로 인해 판파단이 빈번하게 일어나는 문제가 있었다. 이 현상은 Sb 함유에 따라 열간압연시 산화층의 성분 및 형상, 형성량이 달라지고, 이후 산세할 때 모재 표면이 탐침형상의 작은 돌기들이 다량 존재하였다. 이러한 탐침 형상의 모재 또는 2차 산화물 등이 냉간압연시 부서져서 슬립을 일으키게 되고 선진율 발생이 심화되어 롤 줄무늬 발생 및 롤 마모가 커지게 된다. 또한, P는 집합조직 제어 등에 큰 효과가 있으나 전기강판과 같이 Si을 많이 함유하는 성분계에서 소량의 함유에도 인성을 크게 해치게 된다. 이러한 이유로 냉간압연시의 생산성이 감소하므로 본 발명의 실시예에서는 Sb와 P의 함량을 감소시키면서도 자성을 이전과 같은 임계적인 향상이 있는 성분함량이 있는지를 조사하였다.

그 결과, 본 발명의 실시예에서는 전기강판의 성분 중 상기 Sn, Sb, P의 함량을 하기와 같이 제어하도록 하였다. 즉, Sn: 0.07~0.09중량%, Sb: 0.01~0.03중량%, P: 0.01~0.03중량%, P+0.5Sb: 0.0200~0.0370중량%로 제어한다.

이하에서는 상기 원소의 함량을 한정한 이유에 대하여 설명한다.

Sb: 0.01~0.03중량%

Sb는 결정립계에 편석하여 1차 재결정립의 과도한 성장을 억제하는 작용을 한다. Sb를 첨가하여 1차 재결정 단계에서 입성장을 억제함으로써 판의 두께 방향에 따른 1차 재결정립 크기의 불균일성을 제거하고, 동시에 2차 재결정을 안정적으로 형성시킴으로써 자성이 보다 더 우수한 방향성 전기강판을 만들 수 있다.

특히, 이러한 Sb의 효과는 Sb를 0.01~0.05중량% 만큼 함유할 때 종래 문헌에서는 예측할 수 없었을 정도로 크게 향상될 수 있다. Sb는 결정립계에 편석하여 1차 재결정립의 과도한 성장을 억제하는 작용이 있으나 0.01중량% 미만으로 함유하면 그 작용이 제대로 발휘되기 어렵고, 0.05중량%를 초과하여 함유되면 1차 재결정립의 크기가 지나치게 작아져 2차 재결정 개시온도가 낮아져 자기특성을 열화시키거나 입성장에 대한 억제력이 지나치게 커져 2차 재결정이 형성되지 않을 수도 있다.

그러나, Sb함량이 많아지면 냉간압연성이 저하되므로 냉간압연성 향상을 위해서는 함량을 다소 줄이는 것이 좋다. 따라서 본 발명의 실시예에서는 Sb의 상한은 0.03중량%로 한다. 그러나, Sb가 함유되지 않을 경우 다른 성분이 많이 늘어나더라도 이러한 임계적인 자성 개선 효과가 나타나지 않으므로 Sb를 최소한 0.01중량%는 함유해야 한다

P: 0.01~0.03중량%

P는 저온가열 방식의 방향성 전기강판에서 1차 재결정립의 성장을 촉진시키므로 2차 재결정 온도를 높여 최종 제품에서 {110}<001> 방위의 집적도를 높인다. 1차 재결정립이 너무 과대할 경우에는 2차 재결정이 불안해지지만 2차 재결정이 일어나는 한 2차 재결정 온도를 높이기 위해 1차 재결정립이 큰 것이 자성에 유리하다. 한편 P는 1차 재결정된 강판에서 {110}<001> 방위를 갖는 결정립의 수를 증가시켜 최종제품의 철손을 낮출 뿐만 아니라, 1차 재결정판에서 {111}<112> 집합조직을 강하게 발달시켜 최종제품의 {110}<001> 집적도를 향상시키므로 자속밀도도 높아지게 된다.

또한, P는 2차 재결정 소둔시 약 1000℃의 높은 온도까지 결정립계에 편석하여 석출물의 분해를 지체시켜 억제력을 보강하는 작용도 한다. 이러한 P의 함량을 0.01~0.05중량%로 제한할 경우에는 종래 문헌에서는 전혀 예측할 수 없었던 현저한 효과를 얻을 수 있다. P의 효과가 제대로 발휘되려면 0.01중량% 이상이 필요하고, P가 0.05중량%를 초과하여 첨가되면 1차 재결정립의 크기가 오히려 감소되어 2차 재결정이 불안정해질 뿐만 아니라 취성을 증가시켜 냉간압연성을 저해하게 된다.

Sb를 함유한 강판에서는 슬립에 의한 압연생산성 저하가 동반되므로 취성을 더욱 줄이기 위해서 P의 함량을 다소 감소시키면 좋으므로 P의 함량은 0.03%이하로 한정한다. 그러나, P가 함유되지 않을 경우 이러한 임계적인 자성 개선 효과가 나타나지 않으므로 P를 최소한 0.01중량%는 함유해야 한다.

Sn: 0.07~0.09중량%

Sn을 첨가하면 2차 결정립의 크기를 감소시키기 위하여 {110}<001> 방위의 2차 핵의 숫자를 증가시킴으로써 철손을 향상시킬 수 있다. 또한, Sn은 결정립계에 편석을 통해서 결정립 성장을 억제하는데 중요한 역할을 하며, 이는 AlN 입자가 조대화되고, Si 함량을 증가함에 따라 결정립 성장을 억제하는 효과가 약화되는 것을 보상한다. 따라서, 결과적으로 상대적으로 높은 Si함유량을 가지고도 {110}<001> 2차 재결정 집합조직의 성공적인 형성이 보증될 수 있다. 즉, {110}<001> 2차 재결정 구조의 완성도를 전혀 약화시키지 않고서도 Si 함유량을 증가시킬 뿐만 아니라 최종 두께를 감소시킬 수 있다.

이러한 Sn의 함량은 이미 상술한 바와 같이 냉간압연성 개선을 위해 Sb와 P 성분의 함량을 다소 낮춘 범위 내에서는 Sn함량이 높은 것이 임계적인 자성효과가 나타나며 0.07~0.09중량%인 것이 바람직하다. 즉, 상술한 바와 같이 Sn의 함량범위를 상기 0.09~0.09중량%로 제어할 때, 종래에서는 예측할 수 없었던 불연속적이고 현저한 철손 감소 효과를 확인할 수 있으므로 Sn의 범위는 상술한 범위로 제어하는 것이 바람직하다. 또한, Sn 함량이 과할 경우에는 취성이 증가되는 문제와 탈탄문제도 있을 수 있으므로 Sn을 상술한 범위로 제어할 경우에는 취성향상에도 효과적이다.

P+0.5Sb: 0.0200~0.0370중량%

또한, 본 발명의 실시예에서는 각각의 원소를 첨가하는 경우 외에도 Sn을 상기의 범위로 제어한 상태에서 상기 P+0.5Sb의 함량을 상술한 범위로 제어할 경우에 더욱 철손향상 효과가 나타났다. 그 이유는 상기 원소들이 함께 첨가되어 상승효과를 거둘 수 있으며, 상승효과가 상기 수식 범위를 충족할 때 다른 수치범위에 비하여 불연속적으로 최대화되기 때문인 것으로 판단된다. 따라서, 본 발명의 실시예에서는 각각의 성분범위를 제어하는 외에도 상기 P+0.5Sb를 상술한 범위로 제어하는 것이 보다 바람직하다.

따라서, 본 발명의 실시예에 따른 전기강판은 Sn: 0.07~0.09중량%, Sb: 0.01~0.03중량%, P: 0.01~0.03중량% 를 필수적으로 포함하며, P+0.5Sb를 0.0200~0.0370중량%로 한정한다.

그리고, 본 발명의 일실시예에 따르면 우수한 철손을 확보하기 위해서는 상기와 같은 성분을 포함하는 전기강판의 고스 방위 중 베타(β) 방위로부터 벗어난 각도를 3도 이내로 확보하는 것이 보다 바람직하다.

다결정 소재인 전기강판의 방위는 각 결정립의 방위가 상기 고스방위로부터 벗어난 정도(β각)의 절대값에 대하여 결정립의 면적을 고려한 면적가중평균을 구함으로써 구할 수 있다. 본 발명에 따른 실시예에서는 '고스방위로부터 벗어난 정도 중 β각의 절대값에 대하여 구한 면적가중평균'을 단순히 '고스방위로부터 벗어난 정도' 라고만 표기하기로 한다.

다만, 본 발명의 실시예에 따른 전기강판에는 상술한 성분 이외에도, Si, Mn, Al 등과 같이 전기강판에서 통상 사용되는 성분들과 기타 불가피하게 포함되는 불순성분이 추가적으로 포함되나 이들의 성분은 통상의 전기강판에서 포함되는 종류의 성분과 그 함량범위로부터 용이하게 유추하여 본 발명의 전기강판에 적용할 수 있으므로, 반드시 그 성분을 한정할 필요는 없으며, 상기 Sn, Sb 및 P와 이들간의 관계를 상술한 범위로 한정하는 것이 중요하다.

이하에서는 본 발명의 실시예에 따른 전기강판 성분계에 적합한 Si, Mn, Al 등의 함량에 대한 수치한정 이유에 대하여 간략히 설명한다.

Si: 2.0~4.0중량%

Si은 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철심손실(core loss) 즉, 철손을 낮추는 역할을 한다. Si함량이 2.0% 미만인 경우 비저항이 감소하여 철손특성이 열화되며, 4.0중량%이상으로 과잉 함유시에는 강의 취성이 커져 냉간압연이 극히 어려워지고 2차 재결정 형성이 불안정해진다. 그러므로, 본 발명의 실시예에서의 Si은 2.0~4.0중량%로 한정한다.

산가용성 Al: 0.020~0.040중량%

Al은 최종적으로 AlN, (Al,Si)N, (Al,Si,Mn)N 형태의 질화물로 되어 억제제로 작용하는 성분으로서, 그 함량이 0.02% 미만인 경우에는 억제제로의 충분한 효과를 기대할 수 없고, 0.040%를 초과하는 경우에는 Al계통의 질화물이 너무 조대하게 석출, 성장하므로 억제제로의 효과가 부족해진다. 그러므로, 본 발명의 실시예에서는 Al의 함량을 0.020~0.040중량%로 한정한다.

Mn: 0.01~0.20중량%

Mn은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과도 있으며, Si과 함께 질화처리에 의해서 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성하거나 MnS를 형성하여 1차 재결정립의 성장을 억제하여 2차 재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 그러나, 0.20중량%를 초과하여 첨가시에는 열연도중 오스테나이트 상변태를 촉진하므로 1차 재결정립의 크기를 감소시켜 2차 재결정을 불안정하게 한다. 그러므로, Mn은 0.20중량% 이하로 한정한다. 또한, Mn는 오스테나이트 형성 원소로서 열연 재가열시 오스테나이트 분율을 높여 석출물들의 고용량을 많게 하여 재석출시 석출물 미세화와 MnS 형성을 통한 1차 재결정립이 너무 과대해지지 않도록 하는 효과가 있으므로 0.01중량% 이상 포함한다. 따라서 본 발명의 실시예에서는 Mn은 0.01~0.20 중량% 이하로 한정한다.

또한, C는 냉간압연 후 탈탄소둔 과정에서 제거되는 것이며, N과 S는 2차 균열처리시 분위기 제어를 통하여 최대한 제거되는 것이 바람직하므로 상기 전기강판의 성분계에서는 불순물로 간주된다. 다만, 이들 성분은 냉간압연이 될 때까지는 여러 가지 이유로 인하여 강판내에 존재하기 때문에 전기강판을 제조하기 위한 강 슬라브, 열연강판 및 냉연강판(냉간압연 직후의 강판)에서는 소정 범위로 포함될 수 있으며, 본 발명의 실시예에서는 하기 범위와 같이 한정한다.

C: 0.04~0.07중량%

C는 본 발명에서 대상으로 하는 방향성 전기강판의 자기적 특성 향상에 크게 도움이 되지 않는 성분이므로 가급적 제거하는 것이 바람직하다. 그러나, 압연과정에서는 일정수준 이상 포함되어 있을 경우 강의 오스테나이트 변태를 촉진하여 열간압연시 열간압연 조직을 미세화시켜서 균일한 미세조직이 형성되는 것을 도와주는 효과가 있으므로 상기 C는 0.04중량% 이상으로 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 함량이 과다하면 조대한 탄화물이 생성되고 탈탄시 제거가 곤란해진다. 따라서 본 발명에 따른 실시예에서 최초에는 상기 범위로 한정한다.

N: 0.0010~0.0055중량%

상기 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 인하여 2차 재결정시 결정립 성장을 초래하는 구동력이 커져서 바람직하지 않은 방위의 결정립까지 성장할 수 있으므로 바람직하지 않다. 또한, N 함량이 과다하면 최종소둔과정에서 제거하는데도 많은 시간이 소요되므로 바람직하지 않다. 따라서, 상기 질소 함량의 상한은 0.0055%으로 한정한다. 다만 후술하는 바와 같이 슬라브 재가열시 고용되는 질소의 함량이 0.0010% 이상이 되어야 할 것이므로 재고용될 수 있는 비율을 감안하여 상기 질소 함량의 하한은 0.0010%으로 정한다.

S: 0.0010~0.0055%

S는 0.0055%를 초과하여 함유되면 열간압연 슬라브 가열시 재고용되어 미세하게 석출하므로 1차 재결정립의 크기를 감소시켜 2차 재결정 개시온도를 낮추어 자성을 열화시킨다. 또한, 최종소둔공정의 2차균열구간에서 고용상태의 S를 제거하는데 많은 시간이 소요되므로 방향성 전기강판의 생산성을 떨어뜨린다. 한편, S함량이 0.0055% 미만인 경우에는 냉간압연전의 초기 결정립크기가 조대해지는 효과가 있으므로 1차 재결정공정에서 변형밴드에서 핵생성되는 {110}<001> 방위를 갖는 결정립의 수가 증가된다. 그러므로 2차 재결정립의 크기를 감소시켜 최종제품의 자성을 향상시키므로 S는 0.0055% 이하로 정한다. S는 MnS를 형성하여 1차 재결정립크기에 어느정도 영향을 주므로 0.001중량 %이상 포함하는 것이 바람직하다. 따라서 S의 범위를 0.0010~0.0055중량%로 한정한다.

물론 상술한 성분 외에도 방향성 전기강판에 포함되는 다양한 성분들이 본 발명의 전기강판의 합금성분으로 포함될 수 있는 것은 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.

상술한 본 발명의 전기강판은 본 발명이 속하는 기술분야에서 널리 알려진 전기강판 제조방법에 의해 제조될 수도 있지만, 하기하는 제조방법을 통하여 제조하는 것이 보다 바람직하다. 이하, 보다 바람직한 제조방법에 대하여 설명한다. 이하에서 특별히 설명하지 않는 조건은 통상의 조건에 준하는 것으로 보면 된다.

냉간압연된 강판을 제조하는 과정까지는 통상의 제조과정에 따라 제조하면 된다. 즉, 강슬라브를 열간압연한 후 열연판 소둔하고 이후 냉간압연하는 과정은 현재 본 발명이 속하는 기술분야에서 널리 알려진 방법 중 하나를 적절히 선택하고, 필요한 경우 거기에 적절한 변형을 가하여 적용함으로써 실시가능하다. 또한, 산세 등의 통상의 전기강판의 열연 및 냉연과정에서 요구되는 부가적인 공정도 당연히 포함되어 적용될 수 있는 것이다.

다만, 강 슬라브를 열간압연하기 위해서 재가열할 때에는 재가열 온도를 적절히 조절하여 고용되는 N과 S가 불완전 용체화되도록 하는 것이 바람직하다. 특히, N의 함량의 경우에는 10~40ppm이 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 즉, 본 발명의 발명자들의 연구결과에 따르면 총 N의 함량을 적절한 범위로 제어하는 것이 중요한 것이 아니라 재가열시 재고용되어 냉각시 석출되는 질화물의 양을 제어하는 것이 중요하기 때문에 재가열시 고용되는 N의 함량을 적절한 범위가 되도록 제어한다.

즉, 석출되는 질화물의 양에 따라 결정립의 미세화 정도가 달라지게 되는데, 결정립이 너무 미세화될 경우에는 고스 방위에 유사하지 않은 방위를 가지는 결정립까지 성장해 버릴 가능성이 크고 반대로 결정립이 너무 조대화되면 2차 재결정시 바람직하지 않은 결정립이 제거되지 못할 가능성이 있기 때문에 바람직하지 않다.

따라서, 상기 고용되는 N의 함량을 10~40ppm 정도의 범위로 정하는 것이 바람직하다. 상기 고용되는 N의 함량을 제어하기 위한 슬라브 재가열 온도는 강중에 포함된 Al 함량을 고려하여 설정될 수 있는데, 본 발명에서 바람직하게 포함될 수 있는 Al 함량을 고려하면 상기 재가열 온도는 1050~1250℃인 것이 좋으며 보다 바람직하하게는 온도는 1050~1200℃인 것이좋다.

이후, 냉간압연까지의 과정은 상술한 바와 같이 통상의 방법을 적절히 선택하여 적용하면 되므로 자세한 설명을 생략한다. 다만, 본 발명의 대상인 방향성 전기강판을 제조하기 위한 열연강판의 두께는 통상 1.8~3.5mm 이며 냉연강판의 두께는 0.18~0.35mm인 것이 일반적이며, 열연판 소둔을 위해서는 1000~1200℃까지 가열하여 850~950℃에서 균열처리한 후 냉각하는 방법을 취하는 것이 보다 바람직하다. 상기와 같은 과정을 겪을 경우 열간압연 후 또는 열연판소둔 후의 석출물 평균크기는 300~3000Å 이다.

본 발명에 따른 실시예에서 냉간압연된 강판은 이후, 탈탄소둔과 재결정 소둔을 겪게 되는데 이에 대하여 상세히 설명한다.

냉간압연된 판은 암모니아+수소+질소의 혼합가스 분위기에서 탈탄소둔 및 질화소둔을 겪는다. 상기와 같은 탈탄소둔 및 질화소둔 방식은 종래의 질화소둔 방식을 적용함으로써 용이하게 적용될 수 있다. 질화소둔은 탈탄과 동시에 이루어질 수도 있으며 탈탄이 종료한 후 별도의 과정으로 이루어질 수도 있다.

탈탄소둔을 먼저 실시하고 이후에 질화소둔을 실시하는 방법에 의하면 Si₃N₄나 (Si,Mn)N 등과 같은 석출물이 형성되게 되는데, 이러한 석출물은 열적으로 불안정하여 쉽게 분해되고 그 결과 억제제로서의 역할을 잘 수행하지 못하므로 AlN 이나 (Al,Si)N, (Al,Si,Mn)N 등의 석출물로 변화시켜주기 위해 장시간 고온에서 유지할 필요가 있지만, 탈탄소둔과 질화소둔을 동시에 실시하면 상기 AlN이나 (Al,Si)N 또는 (Al,Si,Mn)N 이 동시에 형성되므로 긴 처리시간을 요하지 않는다는 장점이 있다. 따라서, 탈탄소둔과 질화소둔을 동시에 실시하는 방법이 보다 바람직하다.

다만, 탈탄소둔 이후에 질화소둔 실시하는 방법 역시 본 발명의 실시예에 따른 유리한 특성을 갖춘 전기강판을 제조하는데 여전히 유효하게 사용할 수 있으므로, 상술한 동시 탈탄질화 소둔방법은 제조에 보다 간편하고 유용할 뿐 본 발명의 실시예에 따른 전기강판이 상기 동시 탈탄질화소둔에 의해 제조된 것으로만 한정되지는 않는다.

본 발명의 실시예에 따라 Sn, Sb, P 를 제어할 경우에는 종래의 성분계에 비하여 크기 인자가 다르게 작용하므로 이를 고려할 필요가 있다. 즉, Sn, Sb, P 를 상술한 범위로 제어할 경우에는 1차 재결정립의 크기를 미세하게 할 뿐만 아니라 동일한 1차 재결정의 크기 조건하에서는 2차 재결정이 잘 일어나지 않도록 하는 효과도 발생하게 된다. 1차 재결정립의 크기가 미세화되면 2차 재결정이 잘 일어나는 효과를 가지나 이들 원소는 동일한 결정립도 하에서는 2차 재결정이 잘 일어나지 않도록 하는 효과도 가지므로 이들 효과들 중 어떠한 효과가 더욱 우세하게 작용하는지에 따라 전체적으로 2차 재결정이 용이하게 일어나는지 아니면 종래의 경우보다 용이하지 않게 일어나는지를 결정한 후 이를 탈탄소둔 조건에 적용할 필요가 있다.

본 발명의 실시예에 따르면 상기 1차 재결정의 미세화에 따른 2차 재결정 구동력 증가효과가 더욱 우세하기 때문에 상기 원소를 첨가할 경우에는 1차 재결정된 조직의 크기가 너무 미세화되지 않도록 탈탄소둔 온도, 즉 1차 재결정 온도를 조절할 필요가 있다. 따라서 본 발명의 일실시예에서는 탈탄소둔 및 질화소둔의 온도는 통상의 경우보다 10~30℃정도 높은 온도인 800~950℃ 정도로 설정한다. 만약, 탈탄소둔 및 질화소둔의 800℃보다 낮을 경우에는 충분한 탈탄소둔 효과가 발생하지 않을 뿐만 아니라 결정립이 미세한 상태로 유지되어 2차 재결정시 바람직하지 못한 방위의 결정이 성장할 우려가 있는 반면, 950℃보다 높으면 1차 재결정된 결정립이 과다하게 성장될 우려가 있다. 본 발명의 실시예에 따른 전기강판의 성분계에서 바람직한 1차 재결정립의 크기는 18~25㎛ 정도이다. 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.

또한, Sn, Sb, P를 함유하지 않는 성분계에 비하여 이슬점이 2~4℃ 정도 낮도록 50~70℃ 정도로 하는 것이 산화층 관리에 유리하며 최종 제품의 결정립 방위제어나 철손향상에 보다 유리하다.

상기 탈탄소둔을 거친 강판은 MgO를 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포한 후 권취하고 장시간 최종소둔함으로써 고스 방위의 결정립이 우세하게 분포하는 전기강판으로 제조되게 된다. 그 상세한 과정은 상기 권취된 강판에 도포된 소둔분리제의 수분을 제거하기 위해 1차 균열과정을 거치고, 이미 1차 재결정된 강판을 2차 재결정시키기 위해 승온하는 승온과정과, 이후 재결정을 더욱 진행시키는 동시에 강중의 불순물을 제거하기 위한 2차 균열과정을 거친다.

종래에는 좁은 온도에서 순간적으로 억제제가 재용해되고 그에 따라 결정립 성장의 장벽이 없어지면서 2차 재결정이 좁은 온도범위에서 시작하도록 하기 위해서 승온 속도를 매우 느리게 제한하여 승온을 행하였으며, 이후 불순물을 제거하기 위한 2차 균열시간을 장시간으로 설정하였다. 본발명의 성분범위에서도 자성을 극대화 하기 위해서 최종소둔하는 단계가 1차 균열하는 단계, 승온하는 단계, 2차 균열하는 단계로 이루어질 때, 자성향상 효과를 극대화 하기 위해 상기 승온단계의 승온속도를 2~30℃/hr로 하고, 더욱 바람직하게는 8~20℃/hr로 하는 것을 하는 것을 제안한다. 승온속도가 너무 느리면 생산성이 매우 나빠지고, 방위가 나쁜 것이 2차재결정을 일으켜 자성이 나빠지므로 30℃/hr이상으로 하지 않는다.

또한, 생산성 향상시킬수 있는 방법으로 실시예에서는 1차 균열후 승온시 승온속도를 2단계로 나누어 적용하는 방법 또한 제시한다.

즉, 승온시 억제제가 용해되는 온도 이하의 온도까지는 빠르게 승온하더라도 2차 재결정이 일어나지 않으므로 2차 재결정 거동에 별 영향을 미치지 않으므로 빠른 승온 속도를 적용하고 2차 재결정이 일어나는 온도부터는 종래와 유사한 느린 냉각속도로 승온하면 동일한 2차 재결정 효과를 얻을 수 있으면서도 소요시간이 감소되어 생산성 향상에 효과적이다.

이를 위하여 본 발명에 따른 실시예에서는 승온속도를 달리 적용하는 기준온도를 900~1020℃로 정한다. 즉, 1차 균열 후에는 빠른 승온 속도로 강판을 승온하다가 상기 온도 범위에서 2차 재결정을 고려한 느린 승온속도로 승온속도를 변경하는 것이다. 본 발명에 따른 일실시예에서는 상기 초기의 빠른 승온 속도 구간의 승온속도를 18~75℃/hr로 정하고 2차 재결정을 고려한 느린 승온속도를 10~15℃/hr로 정한다.

또한, 본 발명에 따른 실시예에서는 억제제로서 작용하는 질소의 재고용되는 양을 제한하고 전체 S의 함량도 0.0055중량% 이하로 제한함으로써 이들 성분의 제거에 소요되는 시간도 종래 방법에 비하여 보다 짧게 할 수 있다는 장점이 있다.

이때, 상기 1차 균열온도와 2차 균열온도는 통상의 균열온도에서 크게 벗어나지 않는 범위로 제어하면 되므로 특별히 제한하지 않는다. 다만, 통상적인 1차 균열온도의 예로서는 650~850℃의 온도범위를 들 수 있으며, 통상적인 2차 균열온도의 예로서는 1150~1250℃의 범위를 들 수 있으며, 이들 온도범위는 강판의 성분이 달라지거나 본 발명의 핵심적인 특징 외의 다른 사소한 부분을 변경함에 따라 약간씩 변경하여 적용될 수 있다.

즉, 본 발명의 실시예에 따른 전기강판 제조방법은 강 슬라브를 재가열하고, 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연, 열연판소둔 및 냉간압연을 실시하여 강판을 제조한 다음, 상기 냉간압연된 강판에 대하여 800~950℃의 온도범위에서 탈탄소둔 및 질화소둔을 실시하며, 상기 탈탄소둔 및 질화소둔된 강판에 대하여 최종소둔 하되, 상기 최종소둔 단계가 1차 균열하는 단계, 승온하는 단계, 2차 균열하는 단계로 이루어질 때, 상기 승온단계의 승온속도를 초기에는 18~75℃/hr의 속도로 승온한 후 900~1020℃의 온도범위에서 승온속도를 10~15℃/hr의 속도로 변경하여 승온하는 것을 특징으로 한다.

이하에서는 본 발명의 실시예를 보다 구체적으로 설명하기로 한다.

(실시예 1)

중량%로 Si:3.34%, C:0.057%, Mn:0.11%, Sol.Al:0.027%, N: 0.0045%, S: 0.0041%, 그리고 Sn, Sb, P함량을 표 1처럼 변화시키고 나머지 성분으로는 Fe와 기타 불가피하게 포함된 불순물의 성분으로 이루어진 성분계를 가지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1180℃ 에서 210분 가열한 후 열간압연하여 2.8mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1110℃까지 가열한 후 910℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 후 0.30mm 두께로 냉간압연하였다. 냉간압연된 판은 865℃로 유지된 노속에 노점온도가 63℃인 75%의 수소와 25%의 질소의 혼합분위기와 1%의 건조한 암모니아 가스를 동시에 투입하여 180초간 유지하여 동시 탈탄, 질화처리하였다.

상기 탈탄, 질화처리된 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔시 1차 균열온도는 700℃, 2차 균열온도는 1200℃로 하였고, 승온구간의 승온조건은 700~950℃의 온도구간에서는 25℃/hr, 950~1200℃의 온도구간에서는 15℃/hr로 하였다. 한편 1200℃에서의 균열시간은 25시간으로 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.

Sn (중량%)	P (중량%)	Sb (중량%)	자속밀도 B10[T]	철손 W17 /50[W/kg]	냉간압연성	P+0.5Sb(중량%)	비고
0	0	0	1.885	1.08	-	0	비교재1
0	0	0.024	1.91	0.97	-	0.012	비교재2
0	0.021	0.024	1.92	0.96	-	0.033	비교재3
0.035	0.021	0.024	1.93	0.94	양호	0.033	비교재4
0.075	0.021	0.024	1.95	0.90	양호	0.033	발명재1
0.086	0.021	0.024	1.95	0.91	양호	0.033	발명재2
0.122	0.021	0.024	1.90	0.98	나쁨	0.033	비교재4
0.05	0.037	0.030	1.95	0.92	압연롤 줄무늬발생	0.052	비교재5
0.05	0.02	0.022	1.93	0.95	양호	0.031	비교재6
0.05	0	0.20	1.92	0.96	양호	0.1	비교재7
0.075	0.025	0	1.91	0.98	양호	0.025	비교재8
0.078	0.020	0.020	1.95	0.92	양호	0.03	발명재3
0.076	0.015	0.023	1.94	0.93	양호	0.0265	발명재4
0.076	0.020	0.015	1.94	0.93	양호	0.0275	발명재5
0.077	0	0	1.91	0.97	양호	0	비교재9

상기 표 1에 기재된 결과를 보다 구체적으로 확인하기 위하여 다른 성분들은 고정한 상태에서 Sn, Sb 및 P를 각각 변화시키면서 철손 및 냉간압연성이 변하는 것을 나타내었다. 비교재 5에서 Sn, P, Sb함량이 임계적으로 개선되는 경우에도 냉연시 롤 줄무늬 발생으로 생산성이 다소 떨어지는 문제가 있으나 본 발명에 따른 실시예에서 규정하는 범위에서는 롤 줄무늬 발생이 없고 자성도 매우 우수한 것을 알 수 있다.

본 발명에 따른 실시예에서는 냉간압연성을 낮추기 위해 Sb와 P 범위를 다소 낮추고, P+0.5Sb가 0.0200~0.0370중량%인 범위에 해당하는 Sb: 0.024중량%, P: 0.021중량%인 경우, Sb와 P가 공존하는 조건하에서 Sn을 0.07~0.09중량%로 제어할 때 냉간압연성을 개선하면서도 철손 개선이 임계치를 넘어서는 효과를 얻을 수 있음을 확인할 수 있었다.

(실시예2)

중량%로, Si:3.25%, C:0.054%, Mn:0.105%, Sol. Al:0.026%, N:0.0046%및 S: 0.0048%, 그리고 잔부를 이루는 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 방향성 전기강판을 1150℃ 에서 210분 가열한 후 열간압연하여 2.5mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1100℃까지 가열한 후 910℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 후 0.30mm 두께로 냉간압연하였다. 냉간압연된 판은 875℃로 유지된 노속에 노점온도가 63℃인 75%의 수소와 25%의 질소의 혼합분위기와 1%의 건조한 암모니아 가스를 동시에 투입하여 180초간 유지하여 동시 탈탄, 질화처리하였다.

상기 탈탄, 질화처리된 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔시 1차 균열온도는 700℃, 2차 균열온도는 1200℃로 하였고, 승온구간의 승온조건은 700~1000℃의 온도구간에서는 45℃/hr, 1000~1200℃의 온도구간에서는 15℃/hr로 하였다. 최종소둔시의 분위기는 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달 후에는 100%수소분위기에서 15시간 유지한 후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성 및 베타(β)(TD를 축으로 [001]방위와 RD간의 각도)의 면적 가중 평균은 표 2와 같다.

Sn (중량%)	P (중량%)	Sb (중량%)	자속밀도 B10[T]	철손 W17 /50 [W/kg]	[P+0.5Sb] (중량 %)	베타(β)	비고
0.075	0.025	0.020	1.95	0.92	0.035	2.3	발명재6
0.04	0	0.026	1.917	0.99	0.013	3.1	비교재10
0.05	0.024	0	1.924	0.99	0.024	3.2	비교재11
0	0.024	0.020	1.92	0.97	0.034	3.1	비교재12

상기 표 2에 나타낸 바와 같이 Sb, Sn, P함량이 본 발명의 범위로 제어된 발명재의 경우 베타각이 3도 이내에 있고 그 결과 자성도 우수함을 알 수 있다. 즉, 본 발명에 따른 실시예의 전기강판은 2차 재결정 방위를 제어함으로써 자성이 우수한 방향성 전기강판을 만들수 있다는 것을 확인할 수 있었다.

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 (14)

1. 중량%로, Sn 0.07%초과 0.09%이하, Sb: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.03%, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
   P+0.5Sb: 0.02중량%이상 0.037중량%미만인 방향성 전기강판.
   단, 상기 P+0.5Sb는 해당 원소의 중량% 합을 의미한다.
   
2. 제1항에 있어서,
   Si: 2.0~4.0%, 산가용성 Al: 0.020~0.040%, Mn:0.01~0.20%, C: 0.04~0.07%, N: 0.0010~0.0055%, 및 S: 0.0010~0.0055% 를 더 포함하는 방향성 전기강판.
   
3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   상기 전기강판의 결정립 방위가 고스 방위로부터 벗어난 정도 중 베타(β)각의 절대값에 대하여 구한 면적가중평균이 3도 이내인 방향성 전기강판.
4. 중량%로, Sn 0.07%초과 0.09%이하, Sb: 0.01~0.03%, P: 0.01~0.03%, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
   P+0.5Sb: 0.02중량%이상 0.037중량%미만인 강 슬라브를 재가열하는 단계;
   상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연, 열연판소둔 및 냉간압연을 실시하여 강판을 제조하는 단계;
   상기 냉간압연된 강판에 대하여 탈탄소둔 및 질화소둔을 실시하는 단계; 및
   상기 탈탄소둔 및 질화소둔된 강판에 대하여 최종소둔 하는 단계를 포함하는 방향성 전기강판 제조방법.
   단, 상기 P+0.5Sb는 해당 원소의 중량% 합을 의미한다.
   
5. 제4항에 있어서,
   상기 슬라브는 Si: 2.0~4.0%, 산가용성 Al: 0.020~0.040%, Mn:0.01~0.20%, C: 0.04~0.07%, N: 0.0010~0.0055%, 및 S: 0.0010~0.0055% 를 더 포함하는 방향성 전기강판 제조방법.
   단, 상기 P와 Sb는 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
   
6. 제5항에 있어서,
   상기 탈탄소둔 및 질화소둔하는 단계는,
   상기 탈탄소둔 및 질화소둔을 동시에 실시하거나, 탈탄소둔 이후에 질화소둔을 독립적으로 실시하는 방향성 전기강판 제조방법.
   
7. 제6항에 있어서,
   상기 재가열 온도는 1,050~1,250℃인 방향성 전기강판 제조방법.
8. 제6항에 있어서,
   상기 재가열 온도는 1,050~1,200℃인 방향성 전기강판 제조방법.
   
9. 제7항 또는 제8항에 있어서,
   상기 최종소둔하는 단계가 1차 균열하는 단계, 승온하는 단계, 2차 균열하는 단계로 이루어질 때, 상기 승온단계의 승온속도를 2~30℃/hr로 하는 방향성 전기강판 제조방법.
   
10. 제7항 또는 제8항에 있어서,
    상기 최종소둔하는 단계가 1차 균열하는 단계, 승온하는 단계, 2차 균열하는 단계로 이루어질 때, 생산성을 향상시키는 방법으로 상기 승온단계의 승온속도를 초기에는 18~75℃/hr의 속도로 승온하고, 900~1020℃의 온도범위에서 승온속도를 10~15℃/hr의 속도로 승온하는 방향성 전기강판 제조방법.
11. 제10항에 있어서,
    상기 탈탄소둔 및 질화소둔은 800~950℃의 온도범위에서 이루어지는 방향성 전기강판 제조방법.
12. 제11항에 있어서,
    상기 탈탄소둔 및 질화소둔 이후의 1차 재결정립의 크기는 18~25㎛인 방향성 전기강판 제조방법.
13. 제12항에 있어서,
    상기 재가열 후의 강판 내부의 잔류 질소량은 10~40ppm인 방향성 전기강판 제조방법.
14. 제13항에 있어서,
    상기 1차 균열온도는 650~850℃의 온도범위이고, 상기 2차 균열온도는 1150~1250℃의 온도범위인 방향성 전기강판 제조방법.
    
    

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