KR102283217B1 - 100 textured electrical steels and method for manufacturing the same - Google Patents

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Abstract

According to the present invention, an electric steel plate comprises: 2.0 to 4.0 wt% of Si; more than 0.5 wt% and 2.0 wt% or less of Mn; 0.01 wt% or less (excluding 0%) of C; 0.01 wt% or less (excluding 0%) of N; and the remainder Fe and other unavoidable impurities. The present invention is composed of a {100} textrue, and a diameter of an average {100} crystal grain penetrates a thickness of the steel plate. The diameter of the average {100} crystal grain is1 to 50 times a thickness of the steel plate.

Description

100 집합조직으로 구성된 전기강판 및 그의 제조방법 {100 textured electrical steels and method for manufacturing the same}Electrical steel sheet composed of 100 texture and its manufacturing method {100 textured electrical steels and method for manufacturing the same}

본 발명은 {100} 집합조직으로 구성된 전기강판 및 그의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 전기강판내의 Si, Mn 성분, 냉간압연 후의 강판 두께, 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 영역을 나타내는 최종 열처리 온도, 1 기압하의 통상적인 환원성 가스 분위기, 열처리 시간 등을 최적 조합하여 {100} 결정립들로 구성되고, 평균 {100} 결정립 직경이 강판 두께를 관통하고, 평균 {100} 결정립 직경이 두께의 1배 내지 50배인 우수한 자성 특성을 나타내는 {100} 집합조직으로 구성된 전기강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to an electrical steel sheet having a {100} texture and a method for manufacturing the same, and more particularly, Si and Mn components in the electrical steel sheet, the steel sheet thickness after cold rolling, austenite (γ) phase does not exist, and ferrite ( α) A single phase or final heat treatment temperature representing a ferrite (α) + MnS precipitate region where ferrite (α) and MnS precipitates are mixed, a typical reducing gas atmosphere under 1 atm, and heat treatment time are optimally combined to form {100} grains It relates to an electrical steel sheet composed of a {100} texture, which has an average {100} grain diameter passing through the thickness of the steel sheet, and exhibits excellent magnetic properties having an average {100} grain diameter of 1 to 50 times the thickness, and a method for manufacturing the same will be.

전기강판은 전기기기의 에너지 효율을 결정하는데 중요한 역할을 하는데, 그 이유는 전기강판이 모터, 발전기 등의 회전기기와 소형 변압기 등의 정지기기에서 철심(Iron core) 재료로 사용되어 전기적 에너지를 기계적 에너지로 바꾸어 주는 역할을 하기 때문이다.Electrical steel sheet plays an important role in determining the energy efficiency of electrical equipment, because electrical steel sheet is used as an iron core material in rotating equipment such as motors and generators and stationary equipment such as small transformers. This is because it converts energy into energy.

전기강판의 자기적 특성으로는 철손(Iron loss: W15/50/kg 또는 W10/400/kg)과 자속밀도(Magnetic flux density: B8 또는 B50)를 들 수 있는데, 철손은 에너지 손실이기 때문에 낮을수록 좋다. 한편 외부 자장을 인가할 때 자화용이성을 나타내는 자속밀도는 그 값이 클수록 작은 전류를 인가해도 원하는 자속밀도를 얻을 수 있기 때문에, 권선된 구리선에서 발생하는 동손을 감소시킬 수 있어서 자속밀도 특성은 높을수록 좋다.Magnetic properties of electrical steel sheet include iron loss (W 15/50 /kg or W 10/400 /kg) and magnetic flux density (B 8 or B 50 ). So the lower the better. On the other hand, when an external magnetic field is applied, as the magnetic flux density indicating the ease of magnetization is larger, the desired magnetic flux density can be obtained even when a small current is applied. good.

일반적으로 전기강판의 자기적 성질 중, 철손은 비저항이 큰 합금 원소인 Si, Al, Mn등을 첨가하여 저감시킬 수 있다. 그러나 이러한 합금 원소를 첨가하여 철손을 저감시킬 수 있지만 자속밀도의 감소 역시 피할 수 없다. 더구나, 실리콘(Si)과 알루미늄(Al)의 첨가량이 많아지면 냉간압연이 곤란해져 생산성이 떨어지고 경도가 증가하여 판파단등이 발생하는 등 가공성이 떨어진다.In general, among the magnetic properties of electrical steel sheets, iron loss can be reduced by adding Si, Al, Mn, etc., which are alloy elements with high specific resistance. However, although iron loss can be reduced by adding these alloying elements, a decrease in magnetic flux density is also unavoidable. Moreover, when the amount of silicon (Si) and aluminum (Al) is increased, cold rolling becomes difficult, productivity decreases, hardness increases, and workability is deteriorated, such as plate breakage.

현재, 상용모터 철심(Iron core)에 쓰이는 무방향성 전기강판에서는 철손 최소화를 위해 다량의 Si, Al, Mn 등을 첨가하여 비저항을 극대화하거나, 강판 박판화를 통해 철손을 구성하는 와류손(Eddy current loss) 및 이력손실(Hysteresis loss) 중 와류손을 저감시키고 있다.Currently, in non-oriented electrical steel sheets used in commercial motor iron cores, a large amount of Si, Al, Mn, etc. is added to minimize iron loss to maximize specific resistance, or eddy current loss (Eddy current loss) composes iron loss through sheet thinning. ) and hysteresis loss are reduced.

그러나, 이러한 무방향성 전기강판들은 대부분 {111}<uvw> 집합조직으로 구성되어 있고, 자화용이축(Easy magnetization axis)인 <001> 결정축을 포함하는 {100} 면분율이 약 5~10% 내외로 인해 자성특성이 우수하지 못하다. 예로서, 0.35 mm 두께의 경우 Si와 Al첨가량이 감소함에 따라 자속밀도(B50)는 1.65 ~ 1.71 Tesla 정도로 증가하지만 그에 대응하는 철손(W15/50) 역시 약 2 W/kg ~ 약 3 W/kg로 증가한다. 또한, 0.50 mm 두께의 경우 Si와 Al첨가량이 감소함에 따라 자속밀도(B50)는 1.67 Tesla ~ 1.70 Tesla 정도로 증가하지만, 그에 대응하는 철손(W15/50)은 약 2.4 W/kg ~ 3.55 W/kg로 증가하는 것을 피할 수 없다. 다시 말하면, 현재의 무방향성 전기강판 생산 공정은 높은 자성특성을 나타내는 {100} 결정립의 면분율을 약 5~10% 이상으로 높일 수 없기 때문에, 비저항을 증가시키는 Si, Al, Mn 등을 다량 첨가하는 방식으로 철손 저감을 추구하고 있는 실정이다.However, most of these non-oriented electrical steel sheets are composed of a {111}<uvw> texture, and the {100} surface fraction including the <001> crystal axis, which is an easy magnetization axis, is about 5 to 10%. Therefore, the magnetic properties are not excellent. For example, in the case of 0.35 mm thickness, as the amount of Si and Al added decreases, the magnetic flux density (B 50 ) increases to about 1.65 to 1.71 Tesla, but the corresponding iron loss (W 15/50 ) is also about 2 W/kg to about 3 W increase to /kg. Also, in the case of 0.50 mm thickness, the magnetic flux density (B 50 ) increases to about 1.67 Tesla to 1.70 Tesla as the amount of Si and Al added decreases, but the corresponding iron loss (W 15/50 ) is about 2.4 W/kg to 3.55 W The increase to /kg is unavoidable. In other words, since the current non-oriented electrical steel sheet production process cannot increase the area fraction of {100} crystal grains exhibiting high magnetic properties to about 5 to 10% or more, large amounts of Si, Al, Mn, etc. that increase specific resistance are added. In this way, iron loss reduction is being pursued.

따라서, 모터의 성능을 획기적으로 높이기 위해서는 전기강판내에 자화용이 축인 <001> 방향을 포함하는 {100} 결정립들의 면분율을 획기적으로 높이고 자성특성을 해치는 {111} 결정립들의 면분율을 대폭 낮추는 것이 바람직하다.Therefore, in order to dramatically improve the performance of the motor, it is desirable to dramatically increase the area fraction of {100} grains including the <001> direction, which is the axis of easy magnetization, in the electrical steel sheet, and significantly lower the area fraction of {111} grains that impair magnetic properties. do.

{100} 결정립의 면분율을 높이기 위한 방법은 미국 공개특허 US005948180A, 유럽 공개특허 EP 0 741 191 B1, 학술문헌 1과 2에 소개되어 있다. 이러한 발명에서는 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 C를 0.05% 내지 0.1% 포함한 열연강판으로부터 제조된 냉연강판을 950℃ 내지 1050℃ 영역의 페라이트(α) + 오스테나이트(γ) 2상 온도 및 고진공 분위기에서 열처리하여 탈탄반응이 초래하는 오스테나이트(γ) → 페라이트(α)로의 상변태를 이용하여 {100} 결정립을 성장시킨다.A method for increasing the area fraction of {100} crystal grains is introduced in US Patent Publication US005948180A, European Patent Publication EP 0 741 191 B1, and Academic Documents 1 and 2. In this invention, a cold-rolled steel sheet prepared from a hot-rolled steel sheet containing 0.05% to 0.1% of C, which is an austenite (γ) stabilizing element, is used in a ferrite (α) + austenite (γ) two-phase temperature and high vacuum atmosphere in the region of 950°C to 1050°C. {100} crystal grains are grown using austenite (γ) → ferrite (α) phase transformation caused by decarburization by heat treatment at

상기 발명에서는 950℃ 내지 1050℃의 상대적으로 낮은 온도 영역 및 고진공에서 열처리하는 동안 탈탄반응과 동시에 표면으로부터 Mn이 증발하고 고진공일지라도 상대적으로 낮은 온도 영역으로 인해 표면산화가 일어나서 강판 내부로부터 표면으로의 망간 농도감소를 나타내어 자성특성에 해로운 표면 탈망간층과 표면 산화막의 형성을 피할 수 없다.In the above invention, Mn evaporates from the surface at the same time as the decarburization reaction during heat treatment in a relatively low temperature region of 950° C. to 1050° C. and high vacuum, and surface oxidation occurs due to a relatively low temperature region even in a high vacuum, so that manganese from the inside of the steel sheet to the surface It is impossible to avoid the formation of a surface demanganese layer and a surface oxide film, which are harmful to magnetic properties due to a decrease in concentration.

상기 발명에서는 고진공 탈탄반응에 의해 오스테나이트(γ) → 페라이트(α)로의 상변태를 이용하여 {100} 결정립 성장을 촉진하는 온도 영역대가 원리적으로 950℃ 내지 1050℃의 비교적 낮은 온도 영역으로 제한되기 때문에 얻어진 65% 이하의 저조한 {100} 면분율(유럽 공개특허 EP 0 741 191 B1)을 나타낸다.In the present invention, the temperature range that promotes {100} grain growth by using the phase transformation from austenite (γ) to ferrite (α) by high vacuum decarburization reaction is, in principle, limited to a relatively low temperature range of 950°C to 1050°C. Therefore, the obtained low {100} aspect ratio of 65% or less (European Patent Publication EP 0 741 191 B1) is shown.

또한, 상기 발명들을 통해 얻어진 강판 단면구조는 학술문헌 1과 학술문헌 2에서 알 수 있듯이, 열처리시 강판표면에서 강판 내부로 탈탄반응 방향으로 {100} 페라이트(α) 결정립들이 양쪽 강판 표면으로부터 강판 내부로 성장하기 때문에 결정립 성장이 최종적으로 강판 중심부에서 만나는 형상을 특징으로 한다.In addition, the cross-sectional structure of the steel sheet obtained through the above inventions, as can be seen in Academic Documents 1 and 2, {100} ferrite (α) grains in the decarburization reaction direction from the surface of the steel sheet to the inside of the steel sheet during heat treatment from both surfaces of the steel sheet to the inside of the steel sheet It is characterized by a shape where grain growth finally meets at the center of the steel sheet because it grows into

한편, 대한민국 공개특허 제 10-0797895호와 제 10-0973406호에는 {100} 집합조직으로 구성된 전기강판 제조방법들이 추가적으로 제시된 바 있으나, 이 발명들 역시 오스테나이트(γ)에서 페라이트(α)로의 상변태를 통하여 {100} 결정립을 성장시키는 공정이 제시되어 있다.On the other hand, Korean Patent Laid-Open Nos. 10-0797895 and 10-0973406 have additionally suggested methods for manufacturing an electrical steel sheet having a {100} texture, but these inventions also include phase transformation from austenite (γ) to ferrite (α). A process of growing {100} grains through

상기 제시된 {100} 전기강판 제조공정 발명들은 진공 열처리를 수반하는 복잡한 열처리 공정과 최종 소둔 후 얻어지는 낮은 {100} 면분율로 인해 상용화에 실패하였다.The inventions of the {100} electrical steel sheet manufacturing process presented above failed to be commercialized due to the complicated heat treatment process involving vacuum heat treatment and the low {100} surface fraction obtained after final annealing.

또한, 대한민국 공개특허 제 10-1842417호에서는 통상적인 냉간압연 및 열처리 공정을 통해 {100} 집합조직으로 구성된 전기강판 제조공정이 제시되었으나, 이 발명에서는 철손 저감효과가 큰 Mn의 첨가량이 최대 0.5%로 한정되었다.In addition, in Korean Patent Laid-Open Patent No. 10-1842417, an electrical steel sheet manufacturing process composed of {100} texture was suggested through a conventional cold rolling and heat treatment process, but in this invention, the amount of Mn that has a large iron loss reduction effect is 0.5% max. was limited to

상기 발명에서와 같이 Mn 첨가량이 0.5% 이하로 적은 경우에는 열간압연 및 냉각과정, 열연판 소둔 및 냉연강판 최종 소둔시, MnS의 석출량이 적기 때문에 MnS를 형성하지 않은 원자 상태의 S가 모상내에 다량으로 고용되게 된다.As in the above invention, when the amount of Mn added is less than 0.5%, during the hot rolling and cooling process, hot-rolled sheet annealing and cold-rolled steel sheet final annealing, the precipitation amount of MnS is small. will be hired as

하기 발명을 실시하기 위한 구체적인 내용에서 상세히 설명되는 바와 같이, 이러한 다량의 원자 상태의 S는 최종 소둔하는 동안 표면에 집중적으로 편석되어 {100} 결정면의 표면에너지보다는 {111} 결정면의 표면에너지를 가장 낮게 함으로서, 최종 소둔하는 동안 {100} 결정립 성장보다는 {111} 결정립 성장을 촉진시키기 때문에, 최종 소둔 후 {100} 결정립으로 구성된 전기강판보다는 {111} 결정립으로 구성된 전기강판을 초래하기 쉽고, 강판 두께가 증가할수록 이러한 현상은 두드러진다. 따라서, 주어진 S 농도를 포함하느 강판에 있어서, {100} 결정립으로 구성되는 전기강판을 효율적으로 제조하기 위해서는 대폭적인 Mn 첨가에 의한 MnS 석출반응을 활성화 시키고 강판내부에 고용된 S량을 최소화하여 최종 소둔하는 동안 {100} 결정면의 표면에너지를 가장 낮게 제어하여 {100} 결정립들이 {111} 이나 {110} 결정립들을 잠식하면서 성장할 수 있도록 여건을 조성하여 최종적으로 {100} 결정립으로 구성된 전기강판을 얻을 수 있도록 하는 것이 가장 큰 핵심기술이라 할 것이다. As will be described in detail in the following detailed description for carrying out the invention, this large amount of atomic S segregates intensively on the surface during final annealing to maximize the surface energy of the {111} crystal plane rather than the surface energy of the {100} crystal plane. Since it promotes {111} grain growth rather than {100} grain growth during final annealing, it is easy to result in an electrical steel sheet composed of {111} grains rather than an electrical steel sheet composed of {100} grains after final annealing, and the thickness of the steel sheet As , this phenomenon becomes more pronounced. Therefore, in a steel sheet containing a given S concentration, in order to efficiently manufacture an electrical steel sheet composed of {100} grains, the MnS precipitation reaction is activated by a large amount of Mn addition, and the amount of S dissolved in the steel sheet is minimized. During annealing, by controlling the surface energy of the {100} crystal plane to the lowest level, conditions are created so that the {100} grains can grow while encroaching on the {111} or {110} grains to finally obtain an electrical steel sheet composed of {100} grains. It will be said that making it possible is the biggest core technology.

따라서, 본 발명에서는 이러한 다양한 문제점들을 극복하고 상기 발명들에 비해 {100} 면분율이 높고 자속밀도가 크며 철손이 대폭 저감된 전기강판을 제조하기 위하여, 모든 열처리 온도구간에서 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 영역이 되도록 Mn의 첨가량을 0.5% 초과 2.0%의 범위로 증가시키고 1기압 환원성 분위기 및 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도영역에서 장시간 최종 소둔함으로서, 철손저감을 위해 다량 첨가된 Mn으로 인해 과도하게 생성된 MnS 석출물들의 분해반응을 활성화하고 이를 통해 {100} 결정립들의 성장을 가속화하여, 고집적도의 {100} 면분율을 나타내고 철손이 획기적으로 저감된 전기강판 제조공정을 제시한다.Therefore, in the present invention, in order to overcome these various problems and to manufacture an electrical steel sheet having a high {100} face fraction, a high magnetic flux density, and a significantly reduced iron loss compared to the above inventions, the austenite (γ) phase is different in all heat treatment temperature ranges. The addition amount of Mn is increased in the range of more than 0.5% to 2.0% so that it becomes a ferrite (α) single phase or a ferrite (α) + MnS precipitate region in which ferrite (α) single phase or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed, and 1 atm. By final annealing for a long time in the temperature range of ferrite (α) + MnS precipitates in which ferrite (α) single phase does not exist and ferrite (α) and MnS precipitates are mixed, due to Mn added in large amount to reduce iron loss We present an electrical steel sheet manufacturing process that activates the decomposition reaction of the excessively generated MnS precipitates and accelerates the growth of {100} grains, thereby exhibiting a highly integrated {100} area fraction and remarkably reducing iron loss.

미국 공개특허 US005948180AUS Patent Publication US005948180A 유럽 공개특허 EP 0 741 191 B1European Patent Publication EP 0 741 191 B1 대한민국 공개특허 제 10-0973406호Republic of Korea Patent Publication No. 10-0973406 대한민국 공개특허 제 10-0797895호Republic of Korea Patent Publication No. 10-0797895 대한민국 공개특허 제 10-1842417호Republic of Korea Patent Publication No. 10-1842417

T. Tomida, JMEPEG 5, 316-322 (1996)T. Tomida, JMEPEG 5, 316-322 (1996) T. Tomida and S. Uenoya, IEEE Trans. Mag. 37, 2318-2320 (2001)T. Tomida and S. Uenoya, IEEE Trans. Mag. 37, 2318-2320 (2001)

본 발명은 상기와 같은 문제점들을 해결하기 위해 안출된 것으로, 보다 상세하게는 미국 공개특허 US005948180A, 유럽 공개특허 EP 0 741 191 B1 및 학술문헌 1과 2에서 처럼 고진공 및 탈탄 분위기에서 Mn의 표면 탈망간 및 C의 탈탄반응을 통한 오스테나이트(γ) → 페라이트(α) 상변태를 이용하여 {100} 집합조직을 형성하는 것이 아니라, 모든 열처리 온도구간에서 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 영역이 되도록 0.5% 초과 2.0%의 범위로 Mn의 첨가량을 증가시키고 1기압 환원성 분위기 및 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 영역의 상대적으로 높은 온도영역에서 장시간 최종 소둔함으로서, 다량의 Mn 첨가로 인해 과도하게 생성된 MnS 석출물들의 신속한 분해반응과 동시에 {100} 결정립들의 성장을 가속화하여, 표면 탈망간층 및 표면 산화막의 형성으로 인한 자성특성 저하가 없고, {100}<001> 이나 {100}<011> 결정립이 아닌 {100} 결정립들로 구성되고, 평균 {100} 결정립 직경이 강판 두께를 관통하고, 평균 {100} 결정립 직경이 강판 두께의 1배 내지 50배를 나타내고, 다량의 Mn이 첨가됨으로써 철손이 대폭 저감될 뿐만 아니라 고집적도의 {100} 면분율로 인해 고자속밀도를 나타내는 {100} 집합조직으로 구성된 전기강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.The present invention has been devised to solve the above problems, and in more detail, as in US Patent Publication US005948180A, European Patent Publication EP 0 741 191 B1, and Academic Documents 1 and 2, surface demanganese of Mn in a high vacuum and decarburization atmosphere. And instead of forming a {100} texture using austenite (γ) → ferrite (α) phase transformation through the decarburization reaction of C, there is no austenite (γ) phase in all heat treatment temperature ranges, and ferrite (α ) Increase the amount of Mn in the range of 2.0% over 0.5% so that it becomes a ferrite (α) + MnS precipitate region in which single phase or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed, and 1 atm pressure reducing atmosphere and austenite (γ) phase do not exist The MnS precipitates excessively generated due to the addition of a large amount of Mn by final annealing for a long time in a relatively high temperature region of a ferrite (α) single phase or a ferrite (α) + MnS precipitate region in which ferrite (α) and MnS precipitates are mixed. Accelerate the growth of {100} grains at the same time as their rapid decomposition reaction, so there is no deterioration in magnetic properties due to the formation of a surface demanganese layer and a surface oxide film, and {100}<001> or {100}<011> grains are not { It is composed of 100} grains, the average {100} grain diameter penetrates the steel sheet thickness, the average {100} grain size represents 1 to 50 times the steel sheet thickness, and iron loss is greatly reduced by adding a large amount of Mn. In addition, it relates to an electrical steel sheet composed of a {100} texture exhibiting a high magnetic flux density due to a high density {100} area fraction and a method for manufacturing the same.

한편, 본 발명의 명시되지 않은 또 다른 목적들은 하기의 상세한 설명 및 그 효과로부터 용이하게 추론 할 수 있는 범위 내에서 추가적으로 고려될 것이다.On the other hand, other objects not specified in the present invention will be additionally considered within the range that can be easily inferred from the following detailed description and effects thereof.

이와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 실시예에 따른 전기강판은 중량%로, Si: 2.0% 내지 4.0%, Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하, S: 0.01% 이하(0%는 제외), C: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, {100} 결정립들로 구성되고, 평균 {100} 결정립 직경이 강판 두께를 관통하고, 평균 {100} 결정립 직경이 두께의 1배 내지 50배 일 수 있다.In order to achieve this object, the electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is, by weight, Si: 2.0% to 4.0%, Mn: more than 0.5% 2.0% or less, S: 0.01% or less (excluding 0%) ), C: 0.01% or less (excluding 0%), N: 0.01% or less (excluding 0%), the remainder including Fe and other unavoidable impurities, composed of {100} grains, and average {100} grains The diameter penetrates the thickness of the steel sheet, and the average {100} grain diameter may be 1 to 50 times the thickness.

상기 본 발명의 {100} 결정립 직경은 0.5 mm 내지 5 mm 일 수 있고, 강판의 주집합조직이 {100}<0vw>(1<v/w<4), 또는 {100}<001> + {100}<011>이고, {100} 결정립의 면분율이 90% 이상인 것을 특징으로 한다. The {100} grain diameter of the present invention may be 0.5 mm to 5 mm, and the main aggregate structure of the steel sheet is {100}<0vw>(1<v/w<4), or {100}<001> + { 100}<011>, and {100} grains have an area fraction of 90% or more.

본 발명에 따른 전기강판은 자속밀도(B50)는 1.72 Tesla 이상, 철손(W15/50)은 1.4 W/kg 이하인 것을 특징으로 한다.The electrical steel sheet according to the present invention has a magnetic flux density (B 50 ) of 1.72 Tesla or more, and an iron loss (W 15/50 ) of 1.4 W/kg or less.

본 발명의 일 실시예에 따른 {100} 전기강판 제조방법은 a) 중량%로, Si: 2.0% 내지 4.0%, Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하, S: 0.01% 이하(0%는 제외), C: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 950℃ 내지 1250℃로 가열하는 단계; b) 가열된 상기 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; c) 상기 열연강판을 800℃ 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 영역의 온도까지 가열 후 냉각하는 열연강판 소둔공정을 실시하는 단계; d) 열연강판을 800℃ 내지 1250℃ 영역 중 페라이트(α) 단상 온도까지 가열 후 냉각하는 중간소둔을 포함하지 않는 1단 냉간압연 또는 중간소둔을 포함하는 2단 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및 e) 상기 냉연강판을 1000℃ 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도영역 및 1 기압 환원성 가스 분위기하에서 최종 소둔하는 단계를 포함한다.{100} electrical steel sheet manufacturing method according to an embodiment of the present invention is a) by weight, Si: 2.0% to 4.0%, Mn: more than 0.5% 2.0% or less, S: 0.01% or less (excluding 0%) , C: 0.01% or less (excluding 0%), N: 0.01% or less (excluding 0%), heating the slab containing the remainder Fe and other unavoidable impurities to 950 ° C. to 1250 ° C.; b) hot-rolling the heated slab to obtain a hot-rolled steel sheet; c) To the temperature of the ferrite (α) + MnS precipitate region in which the austenite (γ) phase is not present in the hot-rolled steel sheet in the region of 800° C. to 1250° C. and the ferrite (α) single phase or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed performing a hot-rolled steel sheet annealing process for cooling after heating; d) heating the hot-rolled steel sheet to a single-phase temperature of ferrite (α) in the region of 800° C. to 1250° C. and then performing one-stage cold rolling without intermediate annealing or two-stage cold rolling including intermediate annealing to obtain a cold-rolled steel sheet; and e) a temperature range of ferrite (α) + MnS precipitates in which the austenite (γ) phase does not exist in the cold-rolled steel sheet in the range of 1000° C. to 1250° C., and ferrite (α) single phase or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed; and It includes the step of final annealing in a reducing gas atmosphere at 1 atmosphere.

본 발명의 일 실시예에 따른 {100} 집합조직을 나타내는 전기강판 제조방법에 있어, 상기 d) 단계시, 2단 냉간압연하는 경우의 2차 냉간압연율을 25% 내지 80%로 할 수 있다.In the method for manufacturing an electrical steel sheet having a {100} texture according to an embodiment of the present invention, in step d), the secondary cold rolling rate in the case of two-stage cold rolling may be 25% to 80% .

본 발명의 일 실시예에 따른 {100} 집합조직을 나타내는 전기강판 제조방법에 있어, 상기 e) 단계시, 가열속도는 상기 최종 소둔 온도까지 25℃/h 내지 14400℃/h 일 수 있다. In the method for manufacturing an electrical steel sheet exhibiting a {100} texture according to an embodiment of the present invention, in step e), the heating rate may be 25° C./h to 14400° C./h until the final annealing temperature.

본 발명의 일 실시예에 따른 전기강판 제조방법에 있어, 상기 e) 단계시, 상기 최종 소둔은 상기 온도에서 8 내지 40 시간 동안 수행할 수 있다.In the electrical steel sheet manufacturing method according to an embodiment of the present invention, in step e), the final annealing may be performed at the temperature for 8 to 40 hours.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따른 {100} 집합조직으로 구성된 전기강판 및 그 제조방법에 따르면, 전기강판내의 Si, Mn 성분, 냉간압연 방법, 냉간압연 후의 강판 두께, 페라이트(α) 단상 영역의 최종 열처리 온도 영역 및 1 기압의 통상적인 환원성 가스 분위기하에서 최종 소둔시간 등을 최적 조합함으로써 우수한 자성 특성을 나타내는 {100} 집합조직으로 구성된 전기강판을 제공할 수 있다.As described above, according to the electrical steel sheet having the {100} texture and the manufacturing method thereof according to the present invention, Si and Mn components in the electrical steel sheet, the cold rolling method, the steel sheet thickness after cold rolling, the ferrite (α) single-phase region An electrical steel sheet composed of a {100} texture exhibiting excellent magnetic properties can be provided by optimally combining the final annealing time and the like in the final heat treatment temperature region and a typical reducing gas atmosphere of 1 atm.

한편, 여기에서 명시적으로 언급되지 않은 효과라 하더라도, 본 발명의 기술적 특징에 의해 기대되는 이하의 명세서에서 기재된 효과 및 그 잠정적인 효과는 본 발명의 명세서에 기재된 것과 같이 취급됨을 첨언한다.On the other hand, even if it is an effect not explicitly mentioned herein, it is added that the effects described in the following specification expected by the technical features of the present invention and their potential effects are treated as described in the specification of the present invention.

도 1은 Fe-2%Si-0.002%S 합금계에 있어서 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 Mn 첨가량에 따라 온도별 페라이트(α), MnS 석출물 및 오스테나이트(γ)들의 존재영역 변화를 나타내는 도면이다.
도 2는 Fe-3.1%Si-0.002%S 합금계에 있어서 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 Mn 첨가량에 따라 온도별 페라이트(α), MnS 석출물 및 오스테나이트(γ)들의 존재영역 변화를 상태도 계산을 위해 범용적으로 사용되는 ThermoCalc 프로그램을 이용하여 구한 도면이다.
도 3은 Fe-4%Si-0.002%S 합금계에 있어서 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 Mn 첨가량에 따라 온도별 페라이트(α), MnS 석출물 및 오스테나이트(γ)들의 존재영역 변화를 상태도 계산을 위해 범용적으로 사용되는 ThermoCalc 프로그램을 이용하여 구한 도면이다.
도 4는 하기 일실시예에서 {100} 면분율이 98%이고 강판두께가 0.1 mm(100 μm)인 D 강종에서, 최종 소둔 후 강판 표면으로부터 강판 내부로 들어감에 따라 Si과 Mn의 성분변화를 나타내는 도면이다.
도 5는 1단 냉간압연 후 최종 소둔된 강판에 대한 방위분포함수(ODF: orientation distribution function)로서 {100}<031> 집합조직을 나타내는 도면이다.
도 6은 2단 냉간압연 후 최종 소둔된 강판에 대한 방위분포함수(ODF: orientation distribution function)로서 {100}<001> + {100}<011> 집합조직을 나타내는 도면이다.1 is a view showing the change in the presence region of ferrite (α), MnS precipitates and austenite (γ) according to temperature according to the addition amount of Mn, which is an austenite (γ) stabilizing element, in an Fe-2%Si-0.002%S alloy system; am.
2 is a state diagram showing the change in the existence region of ferrite (α), MnS precipitates and austenite (γ) according to temperature according to the amount of Mn, which is an austenite (γ) stabilizing element, in the Fe-3.1%Si-0.002%S alloy system; It is a drawing obtained by using the ThermoCalc program, which is used universally for calculation.
3 is a state diagram showing the change in the existence region of ferrite (α), MnS precipitates and austenite (γ) according to temperature according to the amount of Mn, which is an austenite (γ) stabilizing element, in the Fe-4%Si-0.002%S alloy system; It is a drawing obtained using the ThermoCalc program, which is used universally for calculation.
4 is a view showing changes in the components of Si and Mn as they enter the steel sheet from the steel sheet surface after final annealing in the D steel type having a {100} area fraction of 98% and a steel sheet thickness of 0.1 mm (100 μm) in the following example. It is a drawing showing
5 is a view showing the {100}<031> texture as an orientation distribution function (ODF) for the final annealed steel sheet after the first stage cold rolling.
6 is a view showing the texture of {100}<001> + {100}<011> as an orientation distribution function (ODF) for the final annealed steel sheet after two-stage cold rolling.

이하 본 발명에 관하여 상세히 설명한다. 다음에 소개되는 실시예 및 도면들은 당업자에게 본 발명의 사상이 충분히 전달될 수 있도록 하기 위한 예로서 제공되는 것이다. 또한, 본 발명의 사용되는 기술 용어 및 과학 용어에 있어서 다른 정의가 없다면, 이 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 통상적으로 이해하고 있는 의미를 가지며, 하기의 설명 및 첨부 도면에서 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 공지 기능 및 구성에 대한 설명은 생략한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.Hereinafter, the present invention will be described in detail. The embodiments and drawings introduced below are provided as examples so that the spirit of the present invention can be sufficiently conveyed to those skilled in the art. In addition, unless there is another definition in the technical and scientific terms used in the present invention, it has the meaning commonly understood by those of ordinary skill in the art to which this invention belongs, and in the following description and accompanying drawings, the present invention Description of known functions and configurations that may unnecessarily obscure the gist of will be omitted. Furthermore, various elements and regions in the drawings are schematically drawn. Therefore, the technical spirit of the present invention is not limited by the relative size or spacing drawn in the accompanying drawings.

또한, 본 명세서에서 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미한다.In addition, unless otherwise specified in the specification, % means % by weight.

본 발명에서 사용되는 용어 "{100} 면"은 전기강판을 구성하는 결정립의 결정학적 {100}면이 전기강판의 판면에 평행한 면을 의미한다. 여기서, 전기강판의 판면이란 강판의 압연방향(RD 방향)을 x축 폭방향(TD 방향)을 y축이라 할 때 xy 면을 의미한다. The term "{100} plane" used in the present invention means a plane in which the crystallographic {100} plane of the crystal grains constituting the electrical steel sheet is parallel to the plate plane of the electrical steel sheet. Here, the plate surface of the electrical steel sheet means the xy plane when the rolling direction (RD direction) of the steel sheet is the x-axis width direction (TD direction) is the y-axis.

{100} 집합조직의 측정은 EBSD(Electron Backscatter Diffraction)를 이용하여 각 방위별 면강도를 방위 분포함수(orientation distribution function, ODF)를 이용하여 계산 및 분석하였다. 또한, {100} 면분율은 엣치핏 방법(Etch-pit method)과 광학 현미경을 이용하였다.For the measurement of {100} texture, EBSD (Electron Backscatter Diffraction) was used to calculate and analyze the surface strength for each orientation using an orientation distribution function (ODF). In addition, the {100} surface fraction was measured using the Etch-pit method and an optical microscope.

부가적으로, 평균 결정립 직경은 광학 현미경을 이용하여 통상적인 결정립 크기 산출법을 이용하여 구하였다.Additionally, the average grain diameter was obtained using a conventional grain size calculation method using an optical microscope.

본 발명에서 사용되는 용어 "{100} 집합조직의 면강도"는 어떠한 집합 조직을 가지지 않는 무질서한 조직의 강도(Intensity) 1을 기준으로 할 때의 상대강도를 의미한다. 예컨대, {100} 집합조직의 면강도는 방위 분포 함수 이미지(ODF image, φ2=45º degree section)에서 나타난 방위 중에서 최대의 면강도를 나타내는 방위의 면강도를 의미한다. As used in the present invention, the term “face strength of {100} texture” refers to a relative strength based on intensity 1 of a disordered tissue that does not have any texture. For example, the surface strength of the {100} texture means the surface strength in the direction showing the maximum surface strength among the directions shown in the azimuth distribution function image (ODF image, φ 2 =45º degree section).

본 발명의 일 실시예에 따른 전기강판은 중량%로, Si: 2.0 내지 4.0%, Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하, S: 0.01% 이하(0%는 제외), C: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도영역 및 1 기압 환원성 분위기에서 최종 소둔 후 {100} 결정립들로 구성되고, 평균 {100} 결정립 직경이 강판 두께를 관통하고, 평균 {100} 결정립 직경이 강판 두께의 1배 내지 50배 일 수 있다. Electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention by weight%, Si: 2.0 to 4.0%, Mn: more than 0.5% 2.0% or less, S: 0.01% or less (excluding 0%), C: 0.01% or less (0%) %), N: 0.01% or less (excluding 0%), the balance contains Fe and other unavoidable impurities, no austenite (γ) phase, ferrite (α) single phase or ferrite (α) and MnS precipitates This mixed ferrite (α) + MnS precipitate is composed of {100} grains after final annealing in the temperature region and 1 atm reducing atmosphere, the average {100} grain diameter penetrates the steel sheet thickness, and the average {100} grain size is It may be 1 to 50 times the thickness of the steel sheet.

상기 본 발명의 {100} 결정립 직경은 0.5 mm 내지 5 mm 일 수 있고, 강판의 주 집합조직이 {100}<0vw>(1<v/w<4), 또는 {100}<001> + {100}<011>이고, 강판표면은 탈망간층 및 표면 산화막이 없는 것을 특징으로 한다. 또한 {100} 결정립의 면분율이 90% 이상, 보다 구체적으로는 95% 이상일 수 있다.The {100} grain diameter of the present invention may be 0.5 mm to 5 mm, and the main texture of the steel sheet is {100}<0vw>(1<v/w<4), or {100}<001> + { 100} <011>, and the surface of the steel sheet is characterized in that it does not have a demanganese layer and a surface oxide film. In addition, the area fraction of the {100} crystal grains may be 90% or more, more specifically, 95% or more.

본 발명에 따른 전기강판은 자속밀도(B50)는 1.72 Tesla 이상, 보다 바람직하게는 1.74 Tesla 이상일 수 있으며, 더욱 좋게는 1.76 Tesla 이상일 수 있다. 이때 자속밀도(B50)의 상한은 특별히 한정하진 않으나 예를 들면 2.0 Tesla일 수 있다.The electrical steel sheet according to the present invention may have a magnetic flux density (B 50 ) of 1.72 Tesla or more, more preferably 1.74 Tesla or more, and even more preferably 1.76 Tesla or more. At this time, the upper limit of the magnetic flux density (B 50 ) is not particularly limited, but may be, for example, 2.0 Tesla.

또한 본 발명에 따른 전기강판은 철손(W15/50)은 1.4 W/kg 이하, 보다 바람직하게는 1.2 W/kg 이하일 수 있으며, 더욱 좋게는 1 W/kg 이하일 수 있다. 이때 철손(W15/50)의 하한은 특별히 한정하진 않으나 예를 들면 0.1 W/kg일 수 있다.In addition, the electrical steel sheet according to the present invention may have an iron loss (W 15/50 ) of 1.4 W/kg or less, more preferably 1.2 W/kg or less, and even more preferably 1 W/kg or less. At this time, the lower limit of the iron loss (W 15/50 ) is not particularly limited, but may be, for example, 0.1 W/kg.

본 발명의 일 실시예에 따른 {100} 전기강판 제조방법은 a) 중량%로, Si: 2.0% 내지 4.0%, Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하, S: 0.01% 이하(0%는 제외), C: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 950℃ 내지 1250℃로 가열하는 단계; b) 가열된 상기 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; c) 상기 열연강판을 800℃ 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도까지 가열 후 냉각하는 열연강판 소둔공정을 실시하는 단계; d) 열연강판을 800℃ 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도까지 가열 후 냉각하는 중간소둔을 포함하지 않는 1단 냉간압연 또는 중간소둔을 포함하는 2단 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및 e) 상기 냉연강판을 1000℃ 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도 및 1 기압 환원성 가스 분위기하에서 최종 소둔하는 단계를 포함한다.{100} electrical steel sheet manufacturing method according to an embodiment of the present invention is a) by weight, Si: 2.0% to 4.0%, Mn: more than 0.5% 2.0% or less, S: 0.01% or less (excluding 0%) , C: 0.01% or less (excluding 0%), N: 0.01% or less (excluding 0%), heating the slab containing the remainder Fe and other unavoidable impurities to 950 ° C. to 1250 ° C.; b) hot-rolling the heated slab to obtain a hot-rolled steel sheet; c) After heating the hot-rolled steel sheet to the temperature of ferrite (α) + MnS precipitates in which austenite (γ) phase does not exist in the region of 800°C to 1250°C, ferrite (α) single phase or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed performing a cooling hot-rolled steel sheet annealing process; d) Heating and cooling the hot-rolled steel sheet to the temperature of ferrite (α) + MnS precipitates in which the austenite (γ) phase does not exist in the region of 800°C to 1250°C and the ferrite (α) single phase or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed obtaining a cold-rolled steel sheet by performing one-stage cold rolling without intermediate annealing or two-stage cold rolling including intermediate annealing; and e) a ferrite (α) + MnS precipitate in which an austenite (γ) phase does not exist in the cold-rolled steel sheet in the range of 1000° C. to 1250° C., and a single phase of ferrite (α) or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed, and 1 and final annealing under atmospheric pressure reducing gas atmosphere.

본 발명의 일 실시예에 따른 {100} 집합조직을 나타내는 전기강판 제조방법에 있어, 상기 d) 단계시, 2단 냉간압연하는 경우의 2차 냉간압연율을 25% 내지 80%로 할 수 있다.In the method for manufacturing an electrical steel sheet having a {100} texture according to an embodiment of the present invention, in step d), the secondary cold rolling rate in the case of two-stage cold rolling may be 25% to 80% .

본 발명의 일 실시예에 따른 {100} 집합조직을 나타내는 전기강판 제조방법에 있어, 상기 e) 단계시, 가열속도는 상기 최종 소둔 온도까지 25℃/h 내지 14400℃/h 일 수 있다. In the method for manufacturing an electrical steel sheet having a {100} texture according to an embodiment of the present invention, in step e), the heating rate may be 25° C./h to 14400° C./h until the final annealing temperature.

본 발명의 일 실시예에 따른 전기강판 제조방법에 있어, 상기 e) 단계시, 상기 최종 소둔은 상기 온도에서 8 내지 40 시간 동안 수행할 수 있다.In the electrical steel sheet manufacturing method according to an embodiment of the present invention, in step e), the final annealing may be performed at the temperature for 8 to 40 hours.

이하, 본 발명의 일 실시예에 따른 전기강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.Hereinafter, the alloy composition of the electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention will be described in detail.

Si: 2.0% 내지 4.0 중량%Si: 2.0% to 4.0% by weight

상기 Si는 강의 비저항을 증가시켜서 철손 중 와류손실을 낮추는 성분이기 때문에 첨가되는 주요 원소로서, 2.0% 미만에서는 열처리시 오스테나이트(γ) 상의 존재로 인해 {100} 집합조직이 원활하게 발달하지 않아 고자속밀도 및 극저철손 특성을 얻기 어렵고, 4.0%를 초과하여 첨가되면 냉간 압연시 판파단이 일어나기 때문에 본 발명에서는 Si를 2.0% 내지 4.5 중량%로 한정한다.The Si is a major element added because it is a component that increases the specific resistance of the steel and lowers the eddy current loss during iron loss. If it is less than 2.0%, the {100} texture does not develop smoothly due to the presence of the austenite (γ) phase during heat treatment. Since it is difficult to obtain fast density and extremely low iron loss characteristics, and when added in excess of 4.0%, plate fracture occurs during cold rolling, Si is limited to 2.0% to 4.5% by weight in the present invention.

Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하Mn: more than 0.5% and less than 2.0%

상기 Mn은 Si, Al 등과 더불어 비저항을 증가시켜 철손을 낮추는 강력한 효과를 나타내지만, 황과 결합하여 MnS 석출물을 형성한 후 전기강판 내부에 존재하는 경우, {100} 결정립 성장을 방해할 뿐만 아니라, 자구의 이동을 방해하여 철손 증가 및 자속밀도 저하를 초래하기 때문에, {111} 집합조직으로 구성된 현재의 무방향성 전기강판에 있어서 Mn은 최대 0.3%까지 첨가되고 있다. 이러한 이유로, {111} 집합조직으로 구성된 무방향성 전기강판은 900℃ 내지 1100℃ 온도 영역에서 3분 이내로 짧게 최종 소둔함으로서 MnS 생성을 최대한 억제하고 있다.The Mn exhibits a strong effect of lowering iron loss by increasing the specific resistance along with Si, Al, etc., but when it is present inside the electrical steel sheet after forming MnS precipitates by combining with sulfur, {100} not only interferes with grain growth, Mn is added up to 0.3% in the current non-oriented electrical steel sheet composed of {111} texture because it interferes with the movement of the magnetic domain and causes an increase in iron loss and a decrease in magnetic flux density. For this reason, the non-oriented electrical steel sheet composed of {111} texture is suppressed as much as possible by final annealing within 3 minutes in a temperature range of 900°C to 1100°C, thereby maximally suppressing MnS production.

따라서, 다량의 Mn 첨가와 고집적도의 {100} 면분율로 인해 철손이 대폭 저감된 {100} 집합조직으로 구성된 전기강판을 제공하는 본 발명의 열처리 공정 특성이 이해될 필요가 있다.Therefore, it is necessary to understand the characteristics of the heat treatment process of the present invention to provide an electrical steel sheet composed of a {100} texture with significantly reduced iron loss due to the addition of a large amount of Mn and the {100} surface fraction of high integration.

x축을 시간 축, y축을 온도 축으로 하는 좌표계에 있어서, MnS 생성시작 커브는 C 커브 형태를 그리며, C 커브는 Mn과 S의 첨가량이 증가할수록 상대적으로 높은 온도 및 짧은 시간 영역으로 이동한다. 이러한 C 커브의 존재로 인해, MnS는 열간압연 이후 냉각하는 동안 강판 내부에 석출되고, 어떤 가열속도로 냉연강판을 최종 소둔 온도까지 승온 및 최종 소둔 온도에서 유지하는 동안 MnS의 추가적인 생성은 필수적이다.In a coordinate system in which the x-axis is the time axis and the y-axis is the temperature axis, the MnS generation start curve draws a C curve, and the C curve moves to a relatively high temperature and short time region as the amount of Mn and S added increases. Due to the existence of the C curve, MnS is precipitated inside the steel sheet during cooling after hot rolling, and additional production of MnS is essential while the cold-rolled steel sheet is heated to the final annealing temperature at a certain heating rate and maintained at the final annealing temperature.

최종 소둔종료 시점까지 {100} 결정립 성장을 억제하는 MnS 석출물들이 강판내부에 계속 존재하는 경우, {100} 면분율이 높은 전기강판을 얻을 수 없다.If MnS precipitates that inhibit {100} grain growth continue to exist in the steel sheet until the end of the final annealing, an electrical steel sheet with a high {100} area fraction cannot be obtained.

한편, 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도 및 환원성 가스분위기에서 최종 소둔하는 동안, 분위기 중의 수소(H2)는 MnS 석출물과 반응하여 황화수소(H2S)가스를 생성하는 반응(MnS+H2→H2S+Mn)에 의해 MnS 석출물들을 분해시킨다. 분해반응으로 생성된 황화수소는 환원성 분위기에 흡수되고, Mn은 강판내부로 고용되어 들어간다. 최종 소둔이 계속되는 동안 이러한 MnS 분해반응은 계속되고, 결국, 어떤 임계시간 이후에는 {100} 결정립 성장을 방해하던 MnS 석출물은 강판내부에서 사라질 수 있다. 이 시점 이후부터, 가장 낮은 표면에너지를 나타내는 {100} 결정립들은 상대적으로 표면에너지가 높은 {110}이나 {111} 결정립들을 잠식하면서 {100} 결정립으로 구성된 전기강판을 형성해간다.On the other hand, during final annealing at the temperature and reducing gas atmosphere of ferrite (α) + MnS precipitates in which austenite (γ) phase does not exist and ferrite (α) single phase or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed, hydrogen ( H2) reacts with MnS precipitates to decompose MnS precipitates by a reaction (MnS+H2→H2S+Mn) to generate hydrogen sulfide (H2S) gas. Hydrogen sulfide generated by the decomposition reaction is absorbed into the reducing atmosphere, and Mn is dissolved into the steel sheet. While the final annealing continues, this MnS decomposition reaction continues, and eventually, after a certain critical time, the MnS precipitates that hinder the {100} grain growth may disappear from the inside of the steel sheet. From this point on, the {100} grains showing the lowest surface energy encroach upon the {110} or {111} grains with relatively high surface energy to form an electrical steel sheet composed of {100} grains.

특히, 이러한 환원성 가스 분위기내의 수소에 의한 MnS 분해반응에 있어, 온도가 증가할 수록 그 속도는 빨라지고 분해반응 종료시간은 급속히 짧아진다.In particular, in the MnS decomposition reaction by hydrogen in such a reducing gas atmosphere, as the temperature increases, the speed increases and the decomposition reaction end time becomes rapidly shorter.

따라서, Mn이 다량 첨가되어 철손이 대폭 저감되고, 고집적도의 {100} 면분율에 의한 저철손 및 고자속밀도를 나타내는 {100} 집합조직으로 구성된 전기강판을 용이하게 제조하기 위해서는, MnS의 분해반응을 가속화하여 분해반응 종료시간을 단축할 수 있는 어떤 임계온도 이상의 높은 온도에서 원활한 {100} 결정립 성장이 일어나도록, 환원성 가스분위기하에서 충분한 긴 시간 동안 최종 소둔이 이루어져야 한다.Therefore, in order to easily manufacture an electrical steel sheet composed of a {100} texture, which significantly reduces iron loss by adding a large amount of Mn, and exhibits low iron loss and high magnetic flux density due to high integration {100} area fraction, decomposition of MnS Final annealing should be performed for a long enough time in a reducing gas atmosphere so that the {100} grain growth occurs smoothly at a high temperature above a certain critical temperature that can accelerate the reaction and shorten the decomposition reaction completion time.

본 발명에서는 철손이 대폭 저감된 {100} 집합조직으로 구성된 전기강판을 용이하게 제조하기 위해서는, Mn을 적어도 0.5% 초과하여 첨가하고 두꺼운 강판에서도 높은 {100} 면분율을 얻기 위해서 상대적으로 높은 온도에서 장시간 최종 소둔한다. 그러나, 2.0%를 초과하여 첨가되는 경우, 최종 소둔시 오스테나이트(γ) 상의 생성으로 인해 {100} 집합조직 발달이 미비해 지고 자성특성이 열악해진다. 따라서, 오스테나이트(γ) 상으로 인한 {100} 집합조직 발달저해를 방지하고, {100} 집합조직의 고밀도화에 의해 철손 저감을 극대화하는 범위에서 본 발명의 일실시예에서는 Mn 첨가량을 0.5% 초과 2.0% 이하로 한정한다.In the present invention, in order to easily manufacture an electrical steel sheet having a {100} texture with significantly reduced iron loss, Mn is added in excess of at least 0.5% and at a relatively high temperature in order to obtain a high {100} face fraction even in a thick steel sheet. Long-term final annealing. However, when it is added in excess of 2.0%, the {100} texture development is insufficient due to the generation of the austenite (γ) phase during final annealing and the magnetic properties are poor. Therefore, in an embodiment of the present invention, the Mn addition amount exceeds 0.5% in the range of preventing the {100} texture development inhibition due to the austenite (γ) phase and maximizing the iron loss reduction by densifying the {100} texture. It is limited to 2.0% or less.

S: 0.01% 이하(0%는 제외)S: 0.01% or less (excluding 0%)

S의 첨가량이 큰 경우, 열간압연 후 냉각과정 그리고 최종 소둔시 MnS 의 과도한 석출을 초래하여 {100} 결정립들의 성장을 방해하기 때문에, {100} 결정립들의 성장을 위해서는 상대적으로 더 높은 온도에서 최종 소둔이 이루어져야 한다.When the addition amount of S is large, it causes excessive precipitation of MnS during the cooling process after hot rolling and final annealing, thereby preventing the growth of {100} grains, so for the growth of {100} grains, final annealing at a relatively higher temperature this should be done

그러나, S의 첨가량이 큰 경우, 활발한 MnS 석출 반응이 일어남에 따라 모상과 MnS 사이의 계면 면적이 증가하기 때문에 원자 상태의 S는 최종 소둔하는 동안 표면으로 편석하기 보다는 모상과 MnS 계면으로 편석하여 MnS의 성장을 돕는다. 결과적으로, S의 표면 편석량이 감소하고 {110} 결정면의 표면에너지가 {100} 결정면의 표면에너지보다 오히려 더 작아지기 때문에, {100} 결정립보다는 {110} 결정립들의 성장이 촉진되어 최종적으로는 {110} 결정립으로 구성되어 모터 철심에 적합하지 않은 전기강판이 초래될 수 있으며, 이러한 현상은 강판이 두꺼워 질수록 현저해진다. 따라서, 본 발명에서는 S의 첨가량을 0.01% 이하로 한정한다.However, when the addition amount of S is large, since the interfacial area between the mother phase and MnS increases as the active MnS precipitation reaction occurs, the atomic S segregates into the mother phase and MnS interface rather than segregating to the surface during final annealing. help the growth of As a result, since the surface segregation amount of S decreases and the surface energy of the {110} crystal plane becomes smaller than the surface energy of the {100} crystal plane, the growth of {110} grains rather than the {100} grains is promoted and finally An electrical steel sheet composed of {110} grains may result in an electrical steel sheet that is not suitable for the iron core of the motor, and this phenomenon becomes more pronounced as the steel sheet becomes thicker. Therefore, in the present invention, the amount of S added is limited to 0.01% or less.

C: 0.01% 이하(0%는 제외)C: 0.01% or less (excluding 0%)

C가 많이 첨가될 경우 오스테나이트(γ) 영역을 확대하여 최종 소둔시 {100} 결정립 성장을 억제하고 Fe 및 Ti등과 결합하여 탄화물을 형성하기 때문에 자속밀도를 낮추고 철손을 높이는 효과를 나타내기 때문에 본 발명에서는 C의 함량을 0.01% 이하로 한정한다.When a lot of C is added, the austenite (γ) region is enlarged to suppress {100} grain growth during final annealing, and since it combines with Fe and Ti to form carbide, it has the effect of lowering the magnetic flux density and increasing the iron loss. In the present invention, the content of C is limited to 0.01% or less.

N: 0.01% 이하(0%는 제외)N: 0.01% or less (excluding 0%)

N는 Al, Ti등과 강하게 결합함으로써 질화물을 형성하여 {100} 결정립 성장을 억제하여 자성 특성을 저하시킬 뿐만 아니라, 다량 함유되는 경우 최종 소둔시 오스테나이트(γ) 영역이 확대되어 {100} 결정립 성장을 억제하기 때문에 되도록 적게 함유시키는 것이 바람직하여, 본 발명에서는 0.01 중량% 이하로 한정한다.N forms a nitride by strongly bonding with Al, Ti, etc. to suppress {100} grain growth, thereby lowering magnetic properties, and when contained in a large amount, the austenite (γ) region expands during final annealing, resulting in {100} grain growth It is preferable to contain as little as possible in order to suppress , and in the present invention, it is limited to 0.01% by weight or less.

상기한 조성 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.In addition to the above composition, the remainder is composed of Fe and other unavoidable impurities.

본 발명효과를 저해하지 않으면서 포함될 합금원소와 성분범위는 아래와 같다.The alloy elements and component ranges to be included without impairing the effects of the present invention are as follows.

Al: 0.1% 이하 Al : 0.1% or less

W, V, Cr, Co, Ni, Mo: 각각은 1% 이하 W, V, Cr, Co, Ni, Mo : each less than 1%

Cu: 0.5% 이하 Cu : 0.5% or less

Nb: 0.5% 이하 Nb : 0.5% or less

Sb, Se, As: 각각은 0.05% 이하 Sb, Se, As : 0.05% or less each

B: 0.005% 이하 B : 0.005% or less

P: 0.2% 이하 P : 0.2% or less

한편, 도 1은 S를 포함하는 Fe-2%Si-0.002%S 합금계에 있어서 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 Mn 첨가량에 따라 온도별 페라이트(α), MnS 석출물 및 오스테나이트(γ)들의 존재영역 변화를 나타내는 도면이다. 도 1은 Fe-2%Si-0.002%S 합금계에 있어서 Mn이 0.5% 초과 0.7% 첨가될 지라도 1000℃ 내지 약 1035℃ 이하의 온도영역에서는 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않는 페라이트(α)+MnS 영역을 보여주고 있다. 또한, S 첨가량을 증가시키면 석출되는 MnS량은 증가한다.On the other hand, Figure 1 shows the temperature of ferrite (α), MnS precipitates and austenite (γ) according to the amount of Mn, which is an austenite (γ) stabilizing element, in an Fe-2%Si-0.002%S alloy system containing S. It is a diagram showing changes in the existence area. 1 is a ferrite (α) in which the austenite (γ) phase does not exist in the temperature range of 1000° C. to about 1035° C. or less, even if Mn is added more than 0.5% and 0.7% in the Fe-2%Si-0.002%S alloy system. +MnS area is shown. In addition, when the amount of S added is increased, the amount of MnS precipitated increases.

도 2는 S를 포함하는 Fe-3.1%Si-0.002%S 합금계에 있어서 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 Mn 첨가량에 따라 온도별 페라이트(α), MnS 석출물 및 오스테나이트(γ)들의 존재영역 변화를 나타내는 도면이다. Si량이 3.1%까지 증가함에 따라 Mn이 약 1.4%까지 첨가되어도 열처리 온도 전 구간에서 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않는 페라이트(α)+MnS 또는 페라이트(α) 단상을 나타내고 있다.2 is a graph showing the presence regions of ferrite (α), MnS precipitates and austenite (γ) according to temperature according to the amount of Mn, which is an austenite (γ) stabilizing element, in an Fe-3.1%Si-0.002%S alloy system containing S. It is a diagram showing change. As the amount of Si increases to 3.1%, even when Mn is added up to about 1.4%, a single phase of ferrite (α)+MnS or ferrite (α) is shown in which an austenite (γ) phase does not exist in the entire range of the heat treatment temperature.

도 3은 S를 포함하는 Fe-4%Si-0.002%S 합금계에 있어서 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 Mn 첨가량에 따라 온도별 페라이트(α), MnS 석출물 및 오스테나이트(γ)들의 존재영역 변화를 나타내는 도면이다. 페라이트(α) 안정화 원소인 Si이 다량 첨가된 Fe-4%Si-0.002%S 합금계에서는, Mn이 약 2.8%까지 대폭적으로 첨가되는 경우에 조차 전 온도 구간에서 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않는 페라이트(α)+MnS 또는 페라이트(α) 단상을 나타내고 있다. 도 2와 도 3의 합금계에서도 마찬가지로 S 첨가량을 증가시키면 석출되는 MnS량은 증가한다. 도 1, 2, 3에서 알 수 있는 바와 같이, 강력한 페라이트(α) 안정화 원소인 Si 첨가량이 증가할수록 페라이트(α)+MnS 온도 영역은 급격히 넓어진다.3 shows the presence regions of ferrite (α), MnS precipitates and austenite (γ) according to temperature according to the amount of Mn, which is an austenite (γ) stabilizing element, in a Fe-4%Si-0.002%S alloy system containing S. It is a diagram showing change. In the Fe-4%Si-0.002%S alloy system in which Si, which is a ferrite (α) stabilizing element, is added in a large amount, austenite (γ) phase does not exist in all temperature ranges even when Mn is significantly added up to about 2.8%. Non-ferrite (α) + MnS or ferrite (α) single phase is shown. Similarly, in the alloy system of FIGS. 2 and 3, when the amount of S is increased, the amount of MnS precipitated increases. As can be seen from FIGS. 1, 2, and 3, as the amount of Si, which is a strong ferrite (α) stabilizing element, increases, the ferrite (α)+MnS temperature range rapidly widens.

도 4는 하기 일실시예에서 {100} 면분율이 98%이고 강판두께가 0.1 mm(100 μm)인 D 강종에서, 최종 소둔 후 강판 표면으로부터 강판 내부로 들어감에 따라 Si과 Mn의 성분변화를 나타내는 도면이다. 최종 소둔 후, 강판 깊이에 상관없이 표면과 내부의 Si 및 Mn의 성분변화는 관찰되지 않는다는 점에서 본 발명에 따른 강판 표면은 탈망간층 및 표면 산화막이 없다는 점을 확인할 수 있다.4 shows the compositional changes of Si and Mn as they enter the steel sheet from the surface of the steel sheet after final annealing in the D steel type having a {100} area fraction of 98% and a steel sheet thickness of 0.1 mm (100 μm) in the following example. It is a drawing showing After the final annealing, it can be confirmed that the surface of the steel sheet according to the present invention does not have a demanganese layer and a surface oxide film in that no changes in the components of Si and Mn on the surface and inside are observed regardless of the depth of the steel sheet.

이하에서는 본 발명의 다른 일 실시예에 따른 {100} 전기강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.Hereinafter, a method for manufacturing a {100} electrical steel sheet according to another embodiment of the present invention will be described in detail.

상기와 같이 조성되는 전기강판 강 슬라브를 950℃ 내지 1250℃로 재가열한 다음 열간압연 한다. 상기 재가열 온도가 950℃ 미만이면 열간압연시 과도한 힘이 필요로 하여 설비에 무리가 가거나 원활한 열간압연이 수행되기 어렵고, 1250℃를 초과할 경우 극심한 슬라브 표면산화가 일어나기 때문에 재가열 온도는 950℃ 내지 1250℃로 제한한다.The electrical steel slab composed as described above is reheated to 950° C. to 1250° C. and then hot rolled. If the reheating temperature is less than 950 ℃, excessive force is required during hot rolling, which puts a strain on the equipment or it is difficult to perform smooth hot rolling. limited to °C.

다음으로, 재가열된 상기 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는다.Next, the reheated slab is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.

상기와 같이 제조된 열연강판은 소둔없이 산세 후 냉간압연하거나, 자성특성을 향상 시키기 위해 냉간압연 전에 열연강판 소둔을 할 수 있다.The hot-rolled steel sheet manufactured as described above can be cold-rolled after pickling without annealing, or hot-rolled steel sheet can be annealed before cold rolling to improve magnetic properties.

열연강판 소둔온도는 800℃ 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도 일 수 있다. 만약, 상기 열연강판 소둔온도가 800℃보다 낮으면 결정립 조직이 균일하지 않고, 1250℃를 초과하는 경우에는 과다한 결정립 성장으로 인해 열연판의 표면 결함이 과다해진다. The hot-rolled steel sheet annealing temperature may be a temperature of ferrite (α) + MnS precipitates in which an austenite (γ) phase does not exist in the region of 800° C. to 1250° C., and a single phase of ferrite (α) or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed. If the annealing temperature of the hot-rolled steel sheet is lower than 800°C, the grain structure is not uniform, and when it exceeds 1250°C, the surface defects of the hot-rolled sheet are excessive due to excessive grain growth.

열연강판은 산세 후 통상적인 방법으로 냉간압연한다.The hot-rolled steel sheet is cold-rolled in a conventional manner after pickling.

산세한 열연강판은 중간소둔을 포함하지 않는 1단 냉간압연을 하거나 1차 냉간압연된 강판을 중간 소둔 후 2차 냉간압연하는 2단 냉간압연 할 수 있다.The pickled hot-rolled steel sheet can be subjected to one-stage cold rolling that does not include intermediate annealing, or two-stage cold rolling in which the primary cold-rolled steel sheet is subjected to intermediate annealing and then secondary cold rolling can be performed.

중간 소둔온도는 800℃ 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도 일 수 있다. 만약, 상기 중간 소둔 온도가 800℃보다 낮으면 냉간압연 강판에서 재결정이 일어나기 어렵고, 1250℃보다 높으면, 과도한 결정립 성장으로 인해 최종 소둔시 {100} 결정립의 성장이 어려워진다.The intermediate annealing temperature may be a temperature of ferrite (α) + MnS precipitates in which an austenite (γ) phase does not exist in the region of 800° C. to 1250° C., and a single phase of ferrite (α) or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed. If the intermediate annealing temperature is lower than 800°C, recrystallization is difficult to occur in the cold-rolled steel sheet, and if it is higher than 1250°C, it is difficult to grow {100} grains during final annealing due to excessive grain growth.

다음으로, 최종 냉간압연된 강판은 1000℃ 내지 1250℃의 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도 및 1 기압의 환원성 가스분위기 하에서 최종 소둔할 수 있다. Next, in the final cold-rolled steel sheet, there is no austenite (γ) phase in the range of 1000° C. to 1250° C., and ferrite (α) + MnS precipitates in which ferrite (α) single phase or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed Final annealing may be performed under a reducing gas atmosphere of temperature and 1 atm.

최종 소둔을 1000℃보다 낮게 실시하는 경우에는 {100} 결정립 성장을 방해하는 MnS 석출물의 느린 분해반응 속도로 인해, 고집적도의 {100} 면분율을 나타내는 전기강판을 얻기 어렵고, 1250℃를 초과하는 경우에는 과도한 결정립 성장으로 인해 자성특성 및 기계적 특성을 저해할 수 있다. When the final annealing is performed lower than 1000°C, it is difficult to obtain an electrical steel sheet exhibiting a high-integration {100} area fraction due to the slow decomposition reaction rate of MnS precipitates that interfere with {100} grain growth, and it is difficult to obtain an electrical steel sheet exceeding 1250°C. In this case, magnetic properties and mechanical properties may be impaired due to excessive grain growth.

이와 같이, 본 발명의 바람직한 일 실시예에 따른 {100} 결정립으로 구성된 전기강판 제조방법은 냉연강판을 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도 및 1 기압의 환원성 가스 분위기에서 최종 소둔함으로써 {100} 결정립으로 구성된 전기강판을 용이하게 제조할 수 있다.As described above, in the method for manufacturing an electrical steel sheet composed of {100} grains according to a preferred embodiment of the present invention, the cold-rolled steel sheet does not have an austenite (γ) phase, and a single phase of ferrite (α) or ferrite (α) and MnS precipitates An electrical steel sheet composed of {100} crystal grains can be easily manufactured by final annealing in a reducing gas atmosphere of 1 atm and a temperature of mixed ferrite (α) + MnS precipitates.

부가적으로, 현재의 모터 철심에 적용되는 {111}<uvw> 집합조직으로 구성된 무방향성 전기강판은 압연방향을 기준으로 0°에서 45°로 측정 각도를 바꾸어 자성특성을 측정할 때 방향에 따라 그 평균치에 비해 약 ±5%의 차이를 보여서, 측정값은 최대 10% 정도의 차이를 보인다. 그러므로, 이러한 차이 때문에 엄밀하게는 링 타입(Ring type) 시험편을 이용하여 그 전기강판의 평균치를 나타내어야 하나, 일반적으로는 직사각형 형태의 강판 시험편과 직류 자성측정기를 이용하여 압연 방향과 압연 방향에 수직한 방향의 두 자성특성을 전기강판의 대표 값으로 나타내고 있다.In addition, the non-oriented electrical steel sheet composed of the {111}<uvw> texture applied to the current motor iron core changes the measurement angle from 0° to 45° with respect to the rolling direction and changes the magnetic properties depending on the direction. It shows a difference of about ±5% compared to the average value, so the measured value shows a difference of up to 10%. Therefore, strictly because of this difference, the average value of the electrical steel sheet should be shown using a ring type test piece, but in general, the rolling direction and perpendicular to the rolling direction using a rectangular steel sheet test piece and a DC magnetometer Two magnetic properties in one direction are shown as representative values of the electrical steel sheet.

학술문헌 2에서도 확인할 수 있는 바와 같이, {100}<001> 집합조직으로 구성된 전기강판의 자성특성은 압연방향으로부터 0°에서 45°로 이탈각(Deviation angle)이 커짐에 따라 자속밀도는 최대값에서 최소값으로 급격하게 변하고, 철손은 최소값에서 최대값으로 변한다. 또한, {100} 결정립으로 구성된 전기강판의 독특한 특성 때문에 이탈각(Deviation angle)이 45°에서 90°로 더욱 커짐에 따라, 자속밀도는 최소값에서 최대값으로 급격하게 증가하고, 철손은 최대값에서 최소값으로 감소한다.As can be confirmed in Academic Document 2, the magnetic properties of the electrical steel sheet composed of {100}<001> texture increase from 0° to 45° from the rolling direction, and as the deviation angle increases, the magnetic flux density becomes the maximum value. changes abruptly to the minimum value, and the iron loss changes from the minimum value to the maximum value. In addition, due to the unique characteristics of the electrical steel sheet composed of {100} grains, as the deviation angle increased from 45° to 90°, the magnetic flux density rapidly increased from the minimum value to the maximum value, and the iron loss increased from the maximum value to the maximum value. decreases to the minimum value.

따라서, 이러한 {100} 결정립으로 구성된 전기강판의 특성 때문에, 압연방향에 평행한 방향 및 압연방향에 수직한 방향에서의 무방향성 전기강판 자성 측정법으로는 {100} 집합조직으로 구성된 본 발명품의 자성특성 값을 대표할 수 없다. 그러므로, {100} 결정립으로 구성된 본 발명품의 자성특성을 정확하게 나타내기 위해서 하기의 본 일실시예에서처럼 링 타입(Ring type) 시험편을 이용하여 자성특성의 평균값을 측정하였다. 일실시예에서도 알 수 있는 바와 같이, 대부분이 {100} 결정립으로 구성된 전기강판은 성분 및 두께가 같으면 공정 변수의 변화에 상관없이 같은 평균 자성특성을 보인다.Therefore, due to the characteristics of the electrical steel sheet composed of such {100} grains, the magnetic properties of the present invention composed of the {100} texture are measured by the non-oriented electrical steel sheet magnetism in the direction parallel to the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction. values cannot be represented. Therefore, in order to accurately represent the magnetic properties of the present invention composed of {100} crystal grains, the average value of the magnetic properties was measured using a ring type test piece as in the following example. As can be seen from one embodiment, the electrical steel sheet mostly composed of {100} grains shows the same average magnetic properties regardless of changes in process parameters if the components and thickness are the same.

{100} 집합조직으로 구성된 본 발명품은 최종적으로 절연피막처리 후 고객사로 출하된다. 상기 절연피막은 유기질, 무기질 및 유무기 복합피막으로 처리될 수 있으며, 철손을 좀 더 저감하기 위해서 장력코팅 처리할 수 있다. 고객사는 {100} 집합조직으로 구성된 전기강판을 이용하여 모터 철심 제작 후, 800℃ 부근에서 1 내지 2 시간 응력제거 소둔하고 400℃까지 노냉 후 방출하여 사용할 수 있다.The present invention composed of {100} texture is finally shipped to the customer after the insulation coating treatment. The insulating film may be treated with an organic, inorganic and organic/inorganic composite film, and may be subjected to a tension coating treatment to further reduce iron loss. A customer can use an electrical steel sheet composed of {100} texture after manufacturing a motor iron core, stress relief annealing at 800°C for 1 to 2 hours, and then releasing it after cooling to 400°C.

이하, 실시예를 통해 본 발명에 따른 {100} 집합조직으로 구성된 전기강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 단 하기의 실시예는 본 발명을 예시하는 것일 뿐, 본 발명의 내용이 하기의 실시예에 의하여 한정되는 것은 아니다.Hereinafter, a method for manufacturing an electrical steel sheet composed of a {100} texture according to the present invention will be described in detail through examples. However, the following examples only illustrate the present invention, and the content of the present invention is not limited by the following examples.

[실시예 1][Example 1]

하기 표 1의 A, B 및 C 조성의 슬라브(slab)들을 1150℃로 가열하고 2.5 mm 두께까지 열간압연하였다. 열연강판은 1050℃에서 2분간 소둔하고, 산세 후 0.10 mm 와 0.15 mm 두께까지 1단 냉간압연하거나, 1050℃에서 2분간 중간소둔 후 2차 냉간압연(2차 냉간압연율 50%)을 하는 2단 냉간압연하였다. 냉연강판에서 절단된 10 mm x 100 mm 크기의 냉연강판에 대한 최종 소둔은 1050℃에서 20 시간 실시하였다.The slabs of the compositions A, B and C of Table 1 below were heated to 1150° C. and hot-rolled to a thickness of 2.5 mm. Hot-rolled steel sheet is annealed at 1050°C for 2 minutes, and after pickling, one-stage cold rolling to a thickness of 0.10 mm and 0.15 mm, or intermediate annealing at 1050°C for 2 minutes, followed by secondary cold rolling (second cold rolling rate of 50%). However, it was cold rolled. The final annealing of the 10 mm x 100 mm size cold-rolled steel sheet cut from the cold-rolled steel sheet was performed at 1050° C. for 20 hours.

각각의 시편에 대하여 EBSD를 이용하여 5 mm × 12 mm 영역에서 집합조직, 면강도 및 평균 결정립 직경을 조사하였고, 또한 엣치핏 방법과 광학현미경을 이용하여 10 mm(폭) x 100 mm(압연 방향) 크기의 강판면에서 {100} 면분율 및 평균 결정립 직경을 조사하였다. 자성특성은 내경 25 mm, 외경 40 mm의 링 타입 강판을 최종 소둔된 강판에서 절단하고 800℃ 알곤 분위기에서 1h 동안 응력제거 소둔 후 철손 및 자속밀도를 측정하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.For each specimen, texture, surface strength, and average grain diameter were investigated in the area of 5 mm × 12 mm using EBSD, and 10 mm (width) × 100 mm (rolling direction) using the etch-fit method and optical microscope. ), the {100} area fraction and average grain diameter were investigated on the surface of the steel sheet. For magnetic properties, a ring-type steel sheet having an inner diameter of 25 mm and an outer diameter of 40 mm was cut from the final annealed steel sheet, and the iron loss and magnetic flux density were measured after stress relief annealing in an argon atmosphere at 800° C. for 1 h. The results are shown in Table 2 below.

강종steel grade CC SiSi MnMn SS NN AA 0.00430.0043 1.51.5 0.50.5 0.00450.0045 0.00330.0033 BB 0.00130.0013 2.52.5 0.60.6 0.00060.0006 0.00130.0013 CC 0.00180.0018 2.52.5 0.70.7 0.00210.0021 0.00160.0016 DD 0.00350.0035 3.03.0 1.11.1 0.00970.0097 0.00230.0023 EE 0.00190.0019 3.53.5 1.61.6 0.00100.0010 0.00350.0035

표 1의 성분들은 중량%이다.The ingredients in Table 1 are in weight percent.

강종steel grade 냉간압연 방법,cold rolling method,
1단, 2단1st stage, 2nd stage {100}{100}
면분율, %Cotton fraction, % 철손,iron loss,
WW 15/5015/50 자속magnetic flux
밀도, Bdensity, B 5050 평균 결정립 직경, mmAverage grain diameter, mm 두께,thickness,
mmmm 비고note AA 2단2nd stage 55 3.613.61 1.7101.710 0.300.30 0.10.1 비교예1Comparative Example 1 BB 2단2nd stage 9595 1.131.13 1.7981.798 0.630.63 0.100.10 발명예1Invention Example 1 CC 2단2nd stage 100100 1.101.10 1.7951.795 0.510.51 0.100.10 발명예2Invention Example 2 BB 1단1st stage 88 2.512.51 1.6371.637 0.270.27 0.150.15 비교예2Comparative Example 2 CC 1단1st stage 99 2.462.46 1.6411.641 0.290.29 0.150.15 비교예3Comparative Example 3

상기 표 2에서 보는 바와 같이, B와 C 강종의 2단 냉간압연의 경우 95% 이상의 {100} 면분율을 나타내어 자성특성이 우수하였다. 한편, 2단 냉간압연된 0.1 mm 두께의 A 강종과 1단 냉간압연된 0.15 mm 두께의 B, C 강종들의 경우 극히 낮은 {100} 면분율로 인해 자성특성이 열악하였다.As shown in Table 2, in the case of the two-stage cold rolling of steels B and C, the {100} area fraction was greater than 95%, and thus the magnetic properties were excellent. On the other hand, a 0.1 mm thick A is cold-rolled in two stages. In the case of steel grades B and C with a thickness of 0.15 mm that were cold-rolled in one step, the magnetic properties were poor due to the extremely low {100} area fraction.

[실시예 2][Example 2]

상기 표 1의 D 와 E 조성의 슬라브(slab)들을 1150℃로 가열하고 2.5 mm 두께까지 열간압연하였다. 열연강판은 1050℃에서 2분간 소둔하고, 산세 후 0.10 mm 와 0.15 mm 두께까지 1단 냉간압연하거나, 1050℃에서 2분간 중간소둔 후 2차 냉간압연(2차 냉간압연율 50%)을 하는 2단 냉간압연하였다. 냉연강판에서 절단된 10 mm x 100 mm 크기의 냉연강판에 대한 최종 소둔 1150℃에서 12 시간 실시하였다.The slabs of the compositions D and E of Table 1 were heated to 1150° C. and hot-rolled to a thickness of 2.5 mm. Hot-rolled steel sheet is annealed at 1050°C for 2 minutes, and after pickling, one-stage cold rolling to a thickness of 0.10 mm and 0.15 mm, or intermediate annealing at 1050°C for 2 minutes, followed by secondary cold rolling (second cold rolling rate of 50%). However, it was cold rolled. Final annealing was performed at 1150° C. for 12 hours on a cold-rolled steel sheet having a size of 10 mm x 100 mm cut from a cold-rolled steel sheet.

각각의 시편에 대하여 EBSD를 이용하여 5 mm × 12 mm 영역에서 집합조직, 면강도 및 평균 결정립 직경을 조사하였고, 또한 엣치핏 방법과 광학현미경을 이용하여 10 mm(폭) x 100 mm(압연 방향) 크기의 강판면에서 {100} 면분율 및 평균 결정립 직경을 조사하였다. 자성특성은 내경 25 mm, 외경 40 mm의 링 타입 강판을 최종 소둔된 강판에서 절단하고 800℃ 알곤 분위기에서 1h 동안 응력제거 소둔 후 강판이 나타내는 평균 철손 및 평균 자속밀도를 측정하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다For each specimen, texture, surface strength, and average grain diameter were investigated in the area of 5 mm × 12 mm using EBSD, and 10 mm (width) × 100 mm (rolling direction) using the etch-fit method and optical microscope. ), the {100} area fraction and average grain diameter were investigated on the surface of the steel sheet. The magnetic properties were measured by measuring the average iron loss and average magnetic flux density of the steel sheet after cutting a ring-type steel sheet with an inner diameter of 25 mm and an outer diameter of 40 mm from the final annealed steel sheet and stress relief annealing for 1 h in an argon atmosphere at 800 ° C. The results are shown in the table below shown in 3

강종steel grade 냉간압연 방법,cold rolling method,
1단, 2단1st stage, 2nd stage {100}{100}
면분율, %Cotton fraction, % 철손,iron loss,
WW 15/5015/50 자속magnetic flux
밀도, Bdensity, B 5050 평균 결정립 직경, mmAverage grain diameter, mm 두께,thickness,
mmmm 비고note DD 1단1st stage 100100 0.960.96 1.7631.763 4.304.30 0.100.10 발명예3Invention example 3 EE 1단1st stage 9797 0.740.74 1.7231.723 0.850.85 0.100.10 발명예4Invention Example 4 DD 1단1st stage 9999 1.041.04 1.7601.760 4.704.70 0.150.15 발명예5Invention Example 5 DD 2단2nd stage 9595 0.990.99 1.7631.763 0.750.75 0.100.10 발명예6Invention example 6 EE 2단2nd stage 100100 0.730.73 1.7251.725 3.103.10 0.100.10 발명예7Invention Example 7

표 3의 D 강종의 경우 압연방법 및 두께에 상관없이 최종 소둔 후 95% 이상의 {100} 면분율을 나타내어 자성특성이 우수하였다. 0.1 mm 두께의 E 강종에 대한 발명예 4와 7에서 보는 바와 같이, 압연방법에 상관없이 {100} 면분율이 97% 이상을 나타내어 자성특성이 우수하였다. 도 5는 1단 냉간압연 후 최종 소둔된 발명예 3에 대한 방위분포함수(ODF: orientation distribution function)로서 {100}<031> 집합조직을 나타낸다. 이러한 1단 압연된 D 강종을 최종 소둔한 후 얻어진 {100}<031> 집합조직은 강종 및 두께에 따라서는 {100}<031> 집합조직에 가까운 {100}<083>과 {100><072>, 그리고 {100}<021>과 {100}<021>에 가까운 {100}<074>등 다양한 집합조직이 얻어질 수 있다는 점에서 {100}<0vw>(1<v/w<4)의 범위를 갖는 집합조직을 얻을 수 있으나, 1단 압연의 경우 상기 표 1의 실시예 성분범위 안에서는 {100}<001> 이나 {100}<011> 집합조직은 얻어지지 않았다. 도 6은 2단 냉간압연된 발명예 6에 대한 방위분포함수(ODF: orientation distribution function)로서 {100}<001> + {100}<011> 집합조직을 나타내는 도면이다. 여기서, {100}<001>와 {100><011> 각각의 집합강도는 주로 2단 압연시의 2차 냉간압연율에 따라 달라졌다.In the case of steel type D in Table 3, it exhibited a {100} area fraction of 95% or more after final annealing, regardless of the rolling method and thickness, and thus had excellent magnetic properties. As shown in Invention Examples 4 and 7 for 0.1 mm thick E steel, the {100} area fraction was 97% or more regardless of the rolling method, resulting in excellent magnetic properties. 5 shows the {100}<031> texture as an orientation distribution function (ODF) for Inventive Example 3, which was finally annealed after one-stage cold rolling. The {100}<031> texture obtained after final annealing of the first-rolled steel grade D is {100}<083> and {100><072, which are close to the {100}<031> texture depending on the steel type and thickness. >, and {100}<0vw>(1<v/w<4) in that various textures such as {100}<021> and {100}<074> close to {100}<021> can be obtained. A texture having a range of can be obtained, but in the case of single-stage rolling, {100}<001> or {100}<011> texture was not obtained within the composition range of Examples in Table 1 above. 6 is a diagram showing the texture of {100}<001> + {100}<011> as an orientation distribution function (ODF) for Invention Example 6 in which the two-stage cold rolling was carried out. Here, the collective strengths of {100}<001> and {100><011> mainly depended on the secondary cold rolling rate during the two-stage rolling.

[실시예 3] [Example 3]

상기 표 1의 B, C, D, E 조성의 슬라브(slab)들을 1150℃로 가열하고 2.5 mm 두께까지 열간압연하였다. 열연강판은 1050℃에서 2분간 소둔하고, 산세 후 0.1 mm 또는 0.15 mm 두께까지 1단 냉간압연하거나, 1050℃에서 2분간 중간소둔 후 2차 냉간압연(2차 냉간압연율 50%)을 하는 2단 냉간압연하였다. 냉연강판에서 절단된 10 mm x 100 mm 크기의 냉연강판에 대한 최종 소둔은 1200℃에서 13 시간 실시하였다.The slabs of the compositions B, C, D, and E of Table 1 were heated to 1150° C. and hot-rolled to a thickness of 2.5 mm. Hot-rolled steel sheet is annealed at 1050°C for 2 minutes, and after pickling, cold-rolled in one stage to a thickness of 0.1 mm or 0.15 mm, or intermediate annealing at 1050°C for 2 minutes followed by secondary cold rolling (second cold rolling rate of 50%). However, it was cold rolled. The final annealing was performed at 1200° C. for 13 hours on a cold-rolled steel sheet having a size of 10 mm x 100 mm cut from the cold-rolled steel sheet.

각각의 시편에 대하여 EBSD를 이용하여 5 mm × 12 mm 영역에서 집합조직, 면강도 및 평균 결정립 직경을 조사하였고, 또한 엣치핏 방법과 광학현미경을 이용하여 10 mm(폭) x 100 mm(압연 방향) 크기의 강판면에서 면분율 및 평균 결정립 직경을 조사하였다. 자성특성은 내경 25 mm, 외경 40 mm의 링 타입 강판을 최종 소둔된 강판에서 절단하고 800℃ 알곤 분위기에서 1h 동안 응력제거 소둔 후 철손 및 자속밀도를 측정하여 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.For each specimen, texture, surface strength, and average grain diameter were investigated in the area of 5 mm × 12 mm using EBSD, and 10 mm (width) × 100 mm (rolling direction) using the etch-fit method and optical microscope. ), the area fraction and average grain diameter were investigated on the surface of the steel sheet. For magnetic properties, a ring-type steel sheet having an inner diameter of 25 mm and an outer diameter of 40 mm was cut from the final annealed steel sheet, and the iron loss and magnetic flux density were measured after stress relief annealing at 800° C. in an argon atmosphere for 1 h. The results are shown in Table 4 below.

강종steel grade 냉간압연 방법,cold rolling method,
1단, 2단1st stage, 2nd stage {100}{100}
면분율, %Cotton fraction, % 철손,iron loss,
WW 15/5015/50 자속magnetic flux
밀도, Bdensity, B 5050 평균 결정립 직경, mmAverage grain diameter, mm 두께,thickness,
mmmm 비고note DD 2단2nd stage 9898 0.950.95 1.7611.761 0.590.59 0.100.10 발명예8Invention Example 8 EE 2단2nd stage 100100 0.740.74 1.7241.724 0.750.75 0.100.10 발명예9Invention Example 9 DD 1단1st stage 9898 1.011.01 1.7631.763 0.610.61 0.150.15 발명예10Invention example 10 EE 1단1st stage 9999 0.830.83 1.7251.725 4.674.67 0.150.15 발명예11Invention Example 11

표 4에서 보는 바와 같이 냉간압연 방법 및 두께에 상관없이 D, E 강종들은 98%이상의 {100} 면분율을 나타내어 자성특성이 탁월하다. As shown in Table 4, regardless of the cold-rolling method and thickness, D and E steel grades exhibited a {100} area fraction of 98% or more, resulting in excellent magnetic properties.

[실시예 4][Example 4]

상기 표 1의 C, D, E 조성의 슬라브(slab)를 1150℃로 가열하고 2.5 mm 두께까지 열간압연하였다. 열연강판은 1050℃에서 2분간 소둔하고, 산세 후 0.35 mm 두께로 1단 냉간압연하였다. 냉연강판에서 절단된 10 mm x 100 mm 크기의 냉연강판에 대한 최종 소둔은 1200℃에서 10 시간 실시하였다.The slabs of the C, D, and E compositions of Table 1 were heated to 1150° C. and hot-rolled to a thickness of 2.5 mm. The hot-rolled steel sheet was annealed at 1050° C. for 2 minutes, and after pickling, it was cold-rolled in one step to a thickness of 0.35 mm. The final annealing of the cold-rolled steel sheet cut from the cold-rolled steel sheet with a size of 10 mm x 100 mm was performed at 1200° C. for 10 hours.

각각의 시편에 대하여 EBSD를 이용하여 5 mm × 12 mm 영역에서 집합조직, 면강도 및 평균 결정립 직경을 조사하였고, 또한 엣치핏 방법과 광학현미경을 이용하여 10 mm(폭) x 100 mm(압연 방향) 크기의 강판면에서 면분율 및 평균 결정립 직경을 조사하였다. 자성특성은 내경 25 mm, 외경 40 mm의 링 타입 강판을 최종 소둔된 강판에서 절단하고 800℃ 알곤 분위기에서 1h 동안 응력제거 소둔 후 철손 및 자속밀도를 측정하여 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다.For each specimen, texture, surface strength, and average grain diameter were investigated in the area of 5 mm × 12 mm using EBSD, and 10 mm (width) × 100 mm (rolling direction) using the etch-fit method and optical microscope. ), the area fraction and average grain diameter were investigated on the surface of the steel sheet. For magnetic properties, a ring-type steel sheet having an inner diameter of 25 mm and an outer diameter of 40 mm was cut from the final annealed steel sheet, and the iron loss and magnetic flux density were measured after stress relief annealing at 800° C. in an argon atmosphere for 1 h. The results are shown in Table 5 below.

강종steel grade 냉간압연 방법,cold rolling method,
1단, 2단1st stage, 2nd stage {100}{100}
면분율, %Cotton fraction, % 철손,iron loss,
WW 15/5015/50 자속,magnetic flux,
밀도 Bdensity B 5050 평균 결정립 직경, mmAverage grain diameter, mm 두께,thickness,
mmmm 비고note CC 1단1st stage 9393 1.391.39 1.7611.761 0.630.63 0.350.35 발명예12Invention example 12 DD 1단1st stage 66 2.592.59 1.6241.624 0.710.71 0.350.35 비교예4Comparative Example 4 EE 1단1st stage 9797 1.151.15 1.7201.720 0.610.61 0.350.35 발명예13Invention Example 13 EE 1단1st stage 4545 2.042.04 1.6911.691 0.810.81 0.500.50 비교예5Comparative Example 5

표 5에서 보는 바와 같이, 0.35 mm 두께의 C, E 강종은 93% 이상의 {100} 면분율로 인해 우수한 자성특성을 나타내었으나, 0.35 mm 두께의 D 강종은 {100} 면분율이 극히 낮아 자성특성이 열악하였다. 0.50 mm 두께의 E 강종은 45%의 {100} 면분율을 나타내어 자성특성이 비교적 열악하였다. 또한, 0.35 mm 두께의 {111}<uvw> 집합조직으로 구성된 현재의 무방향성 전기강판의 자성특성과 비교할 때, 같은 두께의 발명예 12는 철손과 자속밀도에 있어서 월등한 자성특성을 나타낸다.As shown in Table 5, steel grades C and E with a thickness of 0.35 mm showed excellent magnetic properties due to the {100} aspect ratio of 93% or more, whereas steel grades D with a thickness of 0.35 mm had very low {100} aspect ratio, so the magnetic properties This was poor. Steel grade E with a thickness of 0.50 mm exhibited a {100} area fraction of 45% and had relatively poor magnetic properties. In addition, compared with the magnetic properties of the current non-oriented electrical steel sheet composed of a {111}<uvw> texture having a thickness of 0.35 mm, Inventive Example 12 having the same thickness exhibits superior magnetic properties in terms of iron loss and magnetic flux density.

[실시예 5][Example 5]

상기 표 1의 C, D, E 조성의 슬라브(slab)를 1150℃로 가열하고 2.5 mm 두께까지 열간압연하였다. 열연강판은 1050℃에서 2분간 소둔하고, 산세 후 0.35 mm 두께로 1단 냉간압연하였다. 냉연강판에서 절단된 10 mm x 100 mm 크기의 냉연강판에 대한 최종 소둔은 1000℃에서 10 시간 실시하였다.The slabs of the C, D, and E compositions of Table 1 were heated to 1150° C. and hot-rolled to a thickness of 2.5 mm. The hot-rolled steel sheet was annealed at 1050° C. for 2 minutes, and after pickling, it was cold-rolled in one step to a thickness of 0.35 mm. The final annealing of the 10 mm x 100 mm size cold-rolled steel sheet cut from the cold-rolled steel sheet was performed at 1000° C. for 10 hours.

각각의 시편에 대하여 EBSD를 이용하여 5 mm × 12 mm 영역에서 집합조직, 면강도 및 평균 결정립 직경을 조사하였고, 또한 엣치핏 방법과 광학현미경을 이용하여 10 mm(폭) x 100 mm(압연 방향) 크기의 강판면에서 면분율 및 평균 결정립 직경을 조사하였다. 자성특성은 내경 25 mm, 외경 40 mm의 링 타입 강판을 최종 소둔된 강판에서 절단하고 800℃ 알곤 분위기에서 1h 동안 응력제거 소둔 후 철손 및 자속밀도를 측정하여 그 결과를 하기 표 6에 나타내었다.For each specimen, texture, surface strength, and average grain diameter were investigated in the area of 5 mm × 12 mm using EBSD, and 10 mm (width) × 100 mm (rolling direction) using the etch-fit method and optical microscope. ), the area fraction and average grain diameter were investigated on the surface of the steel sheet. For magnetic properties, a ring-type steel sheet having an inner diameter of 25 mm and an outer diameter of 40 mm was cut from the final annealed steel sheet, and the iron loss and magnetic flux density were measured after stress relief annealing at 800 ° C. argon atmosphere for 1 h. The results are shown in Table 6 below.

강종steel grade 냉간압연 방법,cold rolling method,
1단, 2단1st stage, 2nd stage {100}{100}
면분율, %Cotton fraction, % 철손,iron loss,
WW 15/5015/50 자속,magnetic flux,
밀도 Bdensity B 5050 평균 결정립 직경, mmAverage grain diameter, mm 두께,thickness,
mmmm 비고note DD 1단1st stage 77 1.881.88 10.9110.91 0.290.29 0.100.10 비교예6Comparative Example 6 DD 1단1st stage 55 2.612.61 1.611.61 0.670.67 0.350.35 비교예7Comparative Example 7

표 6에서 보는 바와 같이, D 강종은 극히 낮은 {100} 면분율로 인해 열악한 자성특성을 나타내었다. 이러한 열악한 자성특성은 낮은 최종 소둔 온도에서 미미한 MnS의 분해반응과 결과적으로 존재하는 강판 내부 MnS 석출물들이 {100} 결정립의 성장을 극도로 억제하였기 때문으로 판단된다.As shown in Table 6, steel grade D exhibited poor magnetic properties due to the extremely low {100} area fraction. This poor magnetic property is considered to be due to the slight decomposition reaction of MnS at low final annealing temperature and as a result, MnS precipitates present inside the steel sheet extremely inhibited the growth of {100} grains.

이상과 같이 본 발명에서는 특정된 사항들과 한정된 실시예 및 도면에 의해 설명되었으나 이는 본 발명의 보다 전반적인 이해를 돕기 위해서 제공된 것일 뿐, 본 발명은 상기의 실시예에 한정되는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이러한 기재로부터 다양한 수정 및 변형이 가능하다. As described above, the present invention has been described with specific details and limited examples and drawings, but these are only provided to help a more general understanding of the present invention, and the present invention is not limited to the above embodiments, and the present invention is not limited to the above embodiments. Various modifications and variations are possible from these descriptions by those of ordinary skill in the art.

따라서, 본 발명의 사상은 설명된 실시예에 국한되어 정해져서는 아니되며, 후술하는 특허청구범위뿐 아니라 이 특허청구범위와 균등하거나 등가적 변형이 있는 모든 것들은 본 발명 사상의 범주에 속한다고 할 것이다.Therefore, the spirit of the present invention should not be limited to the described embodiments, and not only the claims to be described later, but also all those with equivalent or equivalent modifications to the claims will be said to belong to the scope of the spirit of the present invention. .

Claims (11)

중량%로, Si: 2.0% 내지 4.0%, Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하, S: 0.01% 이하(0%는 제외), C: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
{100} 결정립들로 구성되고, 평균 {100} 결정립 직경이 강판 두께를 관통하고, 평균 {100} 결정립 직경이 두께의 1배 내지 50배이며, 강판의 주집합조직이 {100}<001> 및 {100}<011>를 포함하고,
자속밀도(B50)는 1.72 Tesla 이상 및 철손(W15/50)은 1.4 W/kg 이하를 갖는 것을 특징으로 하는 전기강판.By weight%, Si: 2.0% to 4.0%, Mn: more than 0.5% 2.0% or less, S: 0.01% or less (excluding 0%), C: 0.01% or less (excluding 0%), N: 0.01% or less (excluding 0%), the remainder consists of Fe and other unavoidable impurities,
It is composed of {100} grains, the average {100} grain diameter penetrates the steel sheet thickness, the average {100} grain size is 1 to 50 times the thickness, and the main aggregate structure of the steel sheet is {100} <001> and {100}<011>,
The magnetic flux density (B 50 ) is 1.72 Tesla or more and the iron loss (W 15/50 ) is an electrical steel sheet, characterized in that it has 1.4 W/kg or less. 제 1항에 있어서, 상기 {100} 결정립 직경은 0.5 mm 내지 5 mm 일 수 있는 것을 특징으로 하는 전기강판.The electrical steel sheet according to claim 1, wherein the {100} grain diameter may be 0.5 mm to 5 mm. 삭제delete 삭제delete 제 1항에 있어서, 상기 {100} 결정립의 면분율이 90% 이상인 것을 특징으로 하는 전기강판.The electrical steel sheet according to claim 1, wherein the area fraction of the {100} grains is 90% or more. 삭제delete 삭제delete a) 중량%로, Si: 2.0% 내지 4.0%, Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하, S: 0.01% 이하(0%는 제외), C: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 950℃ 내지 1250℃로 재가열하는 단계;
b) 재가열된 상기 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
c) 상기 열연강판을 800℃ 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도 영역까지 가열 후 냉각하는 열연강판 소둔을 실시하는 단계;
d) 열연강판을 800℃ 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도 영역까지 가열 후 냉각하는 중간소둔을 포함하지 않는 1단 냉간압연 또는 중간소둔을 포함하는 2단 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
e) 상기 냉연강판을 1000℃ 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 온도 및 1 기압 환원성 가스 분위기에서 최종 소둔하는 단계를 포함하는 전기강판 제조방법.a) in wt%, Si: 2.0% to 4.0%, Mn: more than 0.5% and 2.0% or less, S: 0.01% or less (excluding 0%), C: 0.01% or less (excluding 0%), N: 0.01 % or less (excluding 0%), reheating the slab containing the remainder Fe and other unavoidable impurities to 950 ° C. to 1250 ° C.;
b) hot-rolling the reheated slab to obtain a hot-rolled steel sheet;
c) Heating the hot-rolled steel sheet to a temperature range of ferrite (α) + MnS precipitates in which austenite (γ) phase does not exist in the region of 800°C to 1250°C, and ferrite (α) single phase or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed performing hot-rolled steel sheet annealing after cooling;
d) After heating the hot-rolled steel sheet to the temperature range of ferrite (α) + MnS precipitates in which the austenite (γ) phase does not exist in the region of 800°C to 1250°C and the ferrite (α) single phase or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed. obtaining a cold-rolled steel sheet by performing one-stage cold rolling without intermediate annealing for cooling or two-stage cold rolling including intermediate annealing; and
e) In the cold-rolled steel sheet, there is no austenite (γ) phase in the range of 1000° C. to 1250° C., and the ferrite (α) single phase or ferrite (α) and MnS precipitates are mixed with the ferrite (α) + MnS precipitate temperature and 1 atm. An electrical steel sheet manufacturing method comprising the step of final annealing in a reducing gas atmosphere. 제 8항에 있어서,
상기 d) 단계시,
2단 냉간압연하는 경우, 2차 냉간압연율을 25% 내지 80%로 하는 전기강판 제조방법.9. The method of claim 8,
In step d),
In the case of two-stage cold rolling, an electrical steel sheet manufacturing method in which the secondary cold rolling ratio is 25% to 80%. 제 8항에 있어서,
상기 e) 단계시,
상기 최종 소둔온도까지 25℃/h 내지 14400℃/h 속도로 가열하는 전기강판 제조방법.9. The method of claim 8,
In step e) above,
Electrical steel sheet manufacturing method of heating at a rate of 25 ℃ / h to 14400 ℃ / h to the final annealing temperature. 제 8항에 있어서,
상기 e) 단계시,
상기 최종 소둔은 상기 온도 범위에서 8 내지 40 시간 동안 수행하는 전기강판 제조방법.9. The method of claim 8,
In step e) above,
The final annealing is an electrical steel sheet manufacturing method performed for 8 to 40 hours in the temperature range.
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