KR20120072925A - 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법 - Google Patents

저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 방향성 전기강판의 제조에 관한 것으로, 중량%로, Si: 2.0~4.5%, Al: 0.005~0.040%, Mn: 0.20%이하, N: 0.010%이하, S: 0.010%이하, P: 0.005~0.05%, C: 0.04~0.10%, Sn: 0.08~0.10%를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 1050~1250℃로 가열하고, 열간압연한 후, 열연판 소둔, 1회 강냉간압연을 150~400℃의 온도범위내에서 실시하고, 이어서 탈탄 및 질화소둔을 실시한 후, 2차 재결정 소둔을 실시하는 과정을 포함하여 이루어지며, Sn이 주된 결정립성장 억제제로 활용되는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따르면 적정량의 Sn을 주된 결정립성장 억제제로 활용하여 1차재결정 집합조직에서 고스방위를 갖는 결정립의 분율을 증가시키고, 슬라브 재가열시 고용되는 N의 함량을 제어하고 1회 강냉간압연의 적정 온도 조건을 규명하여 방향성 전기강판을 박물로 제조함에 있어서 절대적으로 필요한 강력한 결정성장억제력과 배향도가 높은 {110}<001>방위의 2차재결정핵을 제공하며, 탈탄 및 질화소둔시의 탈탄소둔 온도를 적정화하여 결정성장 구동력과 억제력의 균형을 적절히 유지시켜 2차재결정을 안정화함으로써 최종 2차재결정 후의 {110}<001>방위로의 집적도가 매우 높고 결정립크기가 미세한 고스집합조직으로 구성된 초저철손 고자속밀도 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.

Description

저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법{Method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheets with extremely low core-loss and high flux-density}
본 발명은 발전기나 변압기와 같은 전자기기의 철심재료로 사용되는 방향성 전기강판의 제조에 관한 것으로, Sn을 주된 결정립성장 억제제로 활용함으로써 1차재결정 집합조직에 있어서 고스집합조직의 분율을 높이고 최종 고온소둔 후의 2차재결정립 크기를 적정화하는 것에 의하여 자성을 향상시킨 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.
방향성 전기강판은 압연방향에 대해 강편의 집합조직이 {110}<001>인 고스집합조직(Goss texture)을 나타내고 있어 일방향 혹은 압연방향으로 자기적 특성이 우수한 연자성 재료이다. 이러한 고스집합조직을 발현하기 위해서는 제강단계에서의 성분제어, 열간압연에서의 슬라브 재가열 및 열간압연 공정인자 제어, 열연판소둔, 1차재결정 소둔, 2차재결정 소둔 등의 여러 공정조건들이 매우 정밀하고 엄격하게 관리되어야 한다.
이와 함께 고스집합조직을 발현하는 인자중의 하나인 인히비터(Inhibitor)는 1차 재결정립의 무분별한 성장을 억제하고 2차재결정 발생시 고스집합조직만이 성장할 수 있도록 하는 결정립성장 억제제로서 매우 중요한 기능을 수행하는 것이다. 2차재결정 소둔후 우수한 고스집합조직을 갖는 최종강판을 얻기 위해서는 2차재결정이 일어나기 직전까지 모든 1차 재결정립의 성장이 억제되어야 하며, 이를 위한 충분한 억제력을 얻기 위해서는 인히비터의 양이 충분히 많아야 하고 그 분포 또한 균일해야 한다. 또한 고온의 2차재결정 소둔(최종 고온소둔)동안 2차재결정이 공히 일어나도록 하기 위해서는 인히비터의 열적 안정성이 우수하여 쉽게 분해되지 않아야 한다. 2차재결정은 최종 고온소둔시 인히비터가 적정 온도구간에서 분해되거나 억제력을 잃음으로써 발생하는 현상으로, 이 경우 고스결정립과 같은 특정한 결정립들이 비교적 단시간내에 급격히 성장하게 된다.
통상적으로 방향성 전기강판의 품질은 대표적 자기적 특성인 자속밀도와 철손으로 평가될 수 있으며, 고스집합조직의 정밀도가 높을수록 자기적 특성이 우수하다. 또한 품질이 우수한 방향성 전기강판은 제특성으로 인한 고효율의 전력기기 제조가 가능하여, 전력기기의 소형화와 더불어 고효율화를 얻을 수 있다.
방향성 전기강판의 철손을 낮추기 위한 연구개발은 먼저 자속밀도를 높이기 위한 연구개발부터 이루어졌다. 초기의 방향성 전기강판은 M. F. Littman이 제시하였던 MnS를 결정립성장 억제제로 사용하였으며, 2회의 냉간압연법으로 제조되었다. 이에 의하면 2차재결정은 비교적 안정적으로 형성되었으나 자속밀도는 그다지 높지 않았고 철손도 높은 편이었다.
이후 다구찌(田口), 板倉에 의해 AlN, MnS 석출물을 복합으로 결정립성장 억제제로 이용하고, 80%이상의 냉간압연율로 1회 강냉간압연하여 방향성 전기강판을 제조하는 기술이 제안되었다. 이는 강력한 결정립성장 억제제와 강냉간압연에 의해서 압연방향으로의 {110}<001>방위 배향도를 향상시켜 고자속밀도를 얻는 기술로서, 이력손실이 크게 개선되어 저철손 특성을 얻을 수 있을 수 있게 되었다.
일반적으로 강판의 두께를 감소시키는 것은 와전류손실을 줄여 철손을 낮추는데 유효하다. 이 방법은 냉간압연시 변형을 더 시켜서 얻을 수 있는데, 이 경우 결정립성장 구동력이 증가하게 되므로 원래의 결정립성장 억제제로는 결정립성장을 충분히 억제하지 못하여 2차재결정이 불안정하게 이루어지는 문제가 있다.
이러한 결정립성장 구동력과 억제력의 균형을 맞추면서 두께를 감소시키기 위해서는 최종 냉간압연시 적정 냉간압연율로 압연을 해야만 하며, 이러한 적정 냉간압연율은 결정립성장 억제제의 억제력에 따라 달라지게 된다.
앞서, 다구찌가 제시하였던 AlN, MnS 복합 석출물을 결정립성장 억제제로 이용하는 때에는 약 87%의 냉간압연율이 적정하며, Littman이 제시한 MnS 석출물을 결정립성장 억제제로 이용하는 경우에는 약 50~70%의 냉간압연율이 적정하다. 그러나 이러한 엄격한 냉간압연 조건은 생산공정의 부담으로 작용한다.
상기한 기술 외에도 방향성 전기강판의 자기적 특성을 보다 향상시키기 위한 일환으로 석출물에 의한 결정립성장 억제력을 통한 기술과 달리 석출물과 유사한 수준의 억제력을 얻을 수 있는 합금원소를 첨가하는 기술들이 제안되어 있다.
이와 관련하여 1회 강냉간압연에 의한 결정립성장 억제력의 약화를 보강하기 위하여 B, Ti를 첨가하는 기술이 제안되었다. 그러나, B를 첨가하는 기술은 미소량의 첨가에 의해 제강단계에서 제어가 곤란하며, 첨가된 B가 강중에서 조대한 BN를 형성하기 쉽다. 또한, Ti를 첨가하는 기술은 고용온도가 1300℃이상인 TiN이나 TiC가 형성되어 2차재결정 후에도 존재함에 따라 철손을 오히려 증가시키는 요인으로 작용하기도 한다.
결정립성장 억제력을 향상시키기 위한 또 다른 방법으로 MnSe와 Sb를 결정립성장 억제제로 이용하여 방향성 전기강판을 제조하는 기술을 들 수 있다. 그러나 이 방법은 결정립성장 억제력이 높아 높은 자속밀도를 얻을 수 있는 장점이 있긴 하지만 소재 자체가 상당히 경하게 되어 1회의 냉간압연에 의하여 제조가 불가능하며, 따라서 필수적으로 중간소둔을 경유하게 되는 2회의 냉간압연을 행하여야만 하고 유독성 및 고가의 Sb나 Se를 사용하기 때문에 유독물질 취급을 위한 별도의 설비가 필수적이므로 제조원가가 상승되는 단점이 있다.
또 다른 제안으로 Sn과 Cr을 복합으로 첨가하고 1200℃이하의 온도에서 슬라브를 가열하고 열간압연, 중간소둔, 1회 또는 2회의 냉간압연, 탈탄소둔 후 암모니아 개스를 사용하여 질화처리하는 방향성 전기강판 제조방법이 제안되었다. 그러나 이는 저철손 고자속밀도의 박물 방향성 전기강판을 제조하기 위한 매우 엄격한 제조기준 즉, 산가용성 Al과 소강 질소함량에 따라 열연판 소둔 온도를 엄격히 제어하여야만 하는 제약이 있으며 열연판 소둔공정의 부담이 따르고, 유독성의 Cr을 Sn과 복합으로 첨가하여야 하기 때문에 제조원가가 높아질 뿐만 아니라, 산소친화력이 강력한 Cr으로 인해 탈탄 및 질화 소둔공정에서 형성되는 산화층이 상당히 치밀하게 형성됨므로써 탈탄이 용이하지 못하고 질화가 잘 되지 않는 단점이 있다.
한편 일본공개특허공보 2006-241503호에는 강판에 Sb, P, Sn 등의 원소들을 첨가하여 전기강판의 자성을 향상시킨 기술이 제안되어 있다. 이 기술은 구체적으로 P: 0.015~0.07wt%를 포함하고 필요에 따라 Sb: 0.005~0.2wt% 및 Sn: 0.01~0.5wt% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 더 첨가하여 안정된 자기특성을 가지는 것으로 제시하고 있다.
또한 일본특허공개공보 2007-254829호에는 Sb, P, Sn을 단독 혹은 복합으로 첨가하는 기술이 제안되어 있다. 이는 필요에 따라 Sn, Sb, P중에서 일종 이상을 0.02~0.30wt% 함유하여 자기특성을 향상시키는 것으로 제시하고 있다.
또한 일본특허공개공보 2007-051338호에는 P를 0.2wt%이하로 소강중에 첨가하고 필요에 따라 Sb: 0.001~0.02wt% 및 Sn: 0.002~0.1wt% 중에서 선택되는 일종 이상의 원소를 더 포함하는 방향성 전기강판 제조방법이 개시되어 있으며, 자기적 특성은 압연방향에 45°방향으로 우수하게 나타난다는 특징이 있다.
또한 일본 특개평 11-335794호에는 전기강판의 성분계에 Sb, P, Sn, B, Bi, Mo, Te, Ge 등의 원소들 중에서 선택된 1종 이상의 원소를 0.0005~2.0%첨가하는 전기강판의 제조방법이 개시되어 있다.
상술한 바와 같은 기술들은 Sb, P, Sn, B 등의 합금원소를 첨가하여 방향성 전기강판을 제조하기 위한 개략적인 구성은 기재되어 있으나, 합금원소의 범위가 대체적으로 너무 광범위하게 기재되어 있으며, 각각의 합금원소가 단독으로 첨가되는 것에 의한 효과가 주를 이루는 것이 아니라 대부분 2종 이상의 합금원소들중에서 1종 이상을 포함하는 정도로만 기술되어 있다. 또한, 상기의 합금원소들을 주 결정립성장 억제제로 활용하기 위한 구체적인 방안에 대하여는 제안되어 있지 않다. 즉, 현재의 기술들에 따르면 Sb, P, Sn, B 등의 합금원소들중에서 1종 이상을 첨가함에 의하여 자성이 향상될 수 있다는 정도만 알려져 있을 뿐, 각 합금원소들을 주된 결정립성장 억제제로서 활용하기 위한 적정 함량 및 공정조건이나 이에 대한 원인 관계의 상세한 규명은 전혀 이루어져 있지 않았다. 뿐만 아니라 상기와 같이 합금원소들을 첨가한 기술들은 방향성 전기강판의 1차 재결정 및 2차 재결정의 거동이 상이함에도 불구하고, 이에 대한 해결방안에 대하여 전혀 제공하지 못하고 있는 실정이다.
JP2006-241503 A JP2007-254829 A JP2007-051338 A JP1999-335794 A
본 발명은 상술한 바와 같은 종래 기술의 제반 문제점을 해소하고자 안출된 것으로, 그 목적은 소강단계에서 Sn을 첨가하되, 주된 결정립성장 억제제로서 활용이 가능한 적정 범위로 제어하여 1차재결정조직에서의 고스집합조직 분율을 높이고 2차재결정립의 크기를 적정화함으로써 자성을 향상시킨 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법을 제공하고자 함에 있다.
또한, 본 발명은 슬라브 가열온도를 제어하여 소강 N의 고용량을 제어하고, 방향성 전기강판을 박물로 제조함에 있어서 절대적으로 필요한 강력한 결정성장억제력과 배향도가 높은 {110}<001>방위의 2차재결정핵을 제공할 수 있도록 하는 냉간압연의 적정 온도 조건을 규명하고, Sn의 주된 결정립성장 억제제로서의 효과를 극대화하기 위하여 탈탄 소둔 전의 승온조건을 제어하고 결정립 성장 구동력과 억제력의 밸런스가 유지되도록 탈탄 및 질화소둔 온도조건을 적절히 제어하여 적정 크기의 1차재결정립을 형성함으로써 생산성의 저하를 초래하지 않으면서 극히 우수한 자성을 갖는 방향성 전기강판을 제조할 수 있는 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판 제조방법은 중량%로, Si: 2.0~4.5%, Al: 0.005~0.040%, Mn: 0.20%이하, N: 0.010%이하, S: 0.010%이하, P: 0.005~0.05%, C: 0.04~0.10%, Sn: 0.08~0.10%를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 가열하고, 열간압연한 후, 열연판 소둔을 실시한 다음, 1회 강냉간압연을 150~400℃의 온도범위내에서 실시한 후, 탈탄 및 질화소둔을 실시한 다음, 2차 재결정 소둔을 실시하는 과정을 포함하여 이루어지며, Sn이 주된 결정립성장 억제제로 활용되는 것을 특징으로 한다.
상기 탈탄 및 질화소둔은 1차재결정립의 크기를 18~25㎛로 제어할 수 있도록 800~950℃온도범위에서 수행되고, 탈탄 및 질화소둔은 승온시 600℃이상 700℃이하의 온도에서 유지하는 것이 바람직하며, 탈탄 및 질화소둔 승온시 600~700℃ 온도영역에서의 승온속도는 1℃/s×[Sn(중량%)]이상 12℃/s×[Sn(중량%)]이하로 제어되는 것이 특히 바람직하다.
또한 본 발명의 방향성 전기강판 제조방법은 열간압연 전 슬라브를 1050~1250℃온도로 가열하고, 슬라브의 가열은 소강내에 N의 고용량이 20~50ppm의 범위가 되도록 제어하는 것이 바람직하다.
또한 본 발명의 방향성 전기강판 제조방법은 2차 재결정된 강판에서 결정방위의 절대값의 면적가중 평균으로 β각도가 3°미만이 되도록 제어하고, 2차재결정된 강판의 평균 결정립 크기가 1~2cm가 되도록 제어하는 것을 특징으로 한다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판은 중량%로, Si: 2.0~4.5%, Al: 0.005~0.040%, Mn: 0.20%이하, N: 0.010%이하, S: 0.010%이하, P: 0.005~0.05%, Sn: 0.08~0.10%를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따르면 적정량으로 첨가되는 Sn이 주된 결정립성장 억제제로 작용하여 1차재결정 집합조직에서 고스방위를 갖는 결정립의 분율이 증가됨으로써 최종 2차재결정 후의 {110}<001>방위로의 집적도가 매우 높고 결정립크기가 미세한 고스집합조직으로 구성된 초저철손 고자속밀도 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
또한, 본 발명에 따르면 슬라브 재가열시 고용되는 N의 함량을 제어하고, 1회 강냉간압연의 적정 온도 조건을 규명하여 방향성 전기강판을 박물로 제조함에 있어서 절대적으로 필요한 강력한 결정성장억제력과 배향도가 높은 {110}<001>방위의 2차재결정핵을 제공하며, 탈탄 및 질화소둔시의 승온조건을 제어하여 Sn의 주된 결정립성장 억제제로서의 효과를 극대화하고, 탈탄 및 질화소둔을 통상의 조건보다 약간 높은 온도범위에서 실시하여 1차 재결정립이 적정한 크기로 형성되도록 함으로써 결정립성장 구동력과 억제력의 균형을 적절히 유지시켜 2차재결정을 안정화하는 것에 의하여 극히 우수한 자성을 갖는 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명자들은 방향성 전기강판 제조에 있어서 다양한 합금원소들이 자성에 미치는 종류별 영향과, 각 합금원소가 첨가된 성분계에서의 슬라브 가열 및 탈탄 소둔 등의 공정조건들이 자성에 미치는 영향에 대하여 연구하고 실험을 거듭하여 조사한 결과, Sn을 0.08~0.10중량%로 첨가하여 주된 결정립성장 억제제로서 활용하게 되면 1차재결정 집합조직에서 고스방위를 갖는 결정립의 분율이 증가되고 최종 2차재결정 후의 {110}<001>방위로의 집적도가 매우 높고 결정립크기가 미세한 고스집합조직으로 구성된 2차재결정 조직이 확보되어 철손이 극히 낮고 자속밀도가 높은 방향성 전기강판을 제조할 수 있다는 사실을 알게 되었다.
나아가 본 발명자들은 Sn이 상기의 조성범위로 첨가되는 성분계의 슬라브를 이용하여 2차재결정을 안정적으로 일으키기 위해서는, 슬라브 재가열시 고용되는 N의 함량을 20~50ppm으로 제어하고, Sn이 고스집합조직을 갖는 결정립을 제외한 다른 결정립들의 입계에 우선 편석되도록 탈탄 및 질화소둔시의 승온중에 600~700℃ 온도에서 유지시키는 과정을 수행하고, 결정립성장 구동력과 억제력의 균형이 유지되도록 탈탄 및 질화소둔을 통상의 조건보다 약간 높은 온도범위(800~950℃)에서 실시하여 1차 재결정립의 크기를 18~25㎛ 크기로 형성시켜야 한다는 사실에 주목하여 본 발명을 완성할 수 있었다.
본 발명은 중량%로, Si: 2.0~4.5%, Al: 0.005~0.040%, Mn: 0.20%이하, N: 0.010%이하, S: 0.010%이하, P: 0.005~0.05%, C: 0.04~0.10%, Sn: 0.08~0.10%를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 1050~1250℃로 가열하여 소강내에 N의 고용량을 20~50ppm의 범위로 제어하고, 열간압연한 후, 900~1200℃ 온도에서 열연판 소둔을 실시한 다음, 냉간압연을 실시한 후, 600℃이상 700℃이하의 온도에서 유지한 다음 승온하여 800~950℃의 온도에서 탈탄 및 질화소둔을 실시하여 1차재결정립의 크기를 18~25㎛로 제어한 다음, 2차 재결정 소둔을 실시하여 2차재결정된 강판의 평균 결정립 크기가 1~2cm가 되도록 제어함으로써 자성이 우수한 방향성 전기강판을 제조하는 것으로, Sn이 주된 결정립성장 억제제로 활용되는 것을 특징으로 하는 것이다.
본 발명에서 Sn은 고스결정립을 제외한 다른 결정립의 입계에 편석되어 결정립계의 이동을 방해하는 주된 결정립성장 억제제로 작용하며, 안정적인 2차재결정을 일으키기 위해서는 Sn이 0.08~0.10%의 적정량으로 첨가되어야 한다. 상기와 같은 적정량의 Sn이 첨가되면 1차재결정 집합조직의 {110}<001>방위 고스 결정립 분율이 증가되어 집적도가 향상되며 2차재결정 집합조직으로 성장하는 고스방위의 핵이 많아지게 된다.
본 발명은 상기와 같은 적정량의 Sn이 첨가되는 성분계의 슬라브를 이용한 것으로서, 이러한 슬라브의 재가열시 N의 고용량이 20~50ppm의 범위가 되도록 슬라브 가열온도를 제어하고, Sn이 고스 결정립을 제외한 다른 결정립의 입계에 우선 편석되도록 하기 위해 탈탄 및 질화소둔의 승온중에 600~700℃ 온도에서 유지시키는 과정을 실시하고, 결정성장 구동력과 억제력의 균형이 유지되도록 탈탄소둔 온도를 제어하여 1차재결정립을 18~25㎛의 적정 크기로 형성시키고, 최종제품에서 2차재결정립의 크기를 1~2cm로 적정화하며, 그 결과 고스집합조직의 핵생성 장소가 증대되고 최종 강판의 β각도가 3°이하로 되어 극히 우수한 자기적 특성을 갖는 방향성 전기강판을 제조할 수 있게 된다. 여기서, β각도는 2차 재결정 집합조직의 압연 직각방향을 축으로 [100]방향과 압연 방향간의 벗어남 각도이다.
먼저, 본 발명의 성분 한정이유에 대하여 설명한다.
[Si: 2.0~4.5중량%]
Si은 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철손(core loss)을 낮추는 역할을 한다. Si함량이 2.0%미만인 경우 비저항이 감소하게 되어 철손특성이 열화되고 고온소둔시 페라이트와 오스테나이트간 상변태가 발생하게 되어 2차재결정이 불안정해질 뿐만 아니라 집합조직이 심하게 훼손된다. Si함량이 4.5%를 초과하여 과잉 함유시에는 전기강판의 기계적 특성인 취성이 증가하고 인성이 감소하여 압연과정중 판파단 발생율이 심화되고, 2차재결정 형성이 불안정해진다. 그러므로 Si은 2.0~4.5중량%로 한정함이 바람직하다.
[Al: 0.005~0.04중량%]
Al은 열간압연과 열연판소둔시에 미세하게 석출된 AlN이외에도 냉간압연이후의 소둔공정에서 암모니아가스에 의해서 도입된 질소이온이 강중에 고용상태로 존재하는 Al, Si, Mn과 결합하여 (Al,Si,Mn)N 형태의 질화물을 형성함으로써 강력한 결정립성장 억제제의 역할을 수행하게 된다. Al은 그 함량이 0.005% 미만인 경우에는 형성되는 개수와 부피가 상당히 낮은 수준이기 때문에 억제제로의 충분한 효과를 기대할 수 없고, 함량이 0.040%를 초과하는 경우에는 조대한 질화물을 형성함으로서 결정립성장 억제력이 떨어지게 된다. 그러므로 Al의 함량은 0.005~0.040중량%로 한정한다.
[Mn: 0.02중량%이하]
Mn은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 와전류손을 감소시킴으로써 철손을 저감하는 효과도 있으며, Si과 함께 질화처리에 의해서 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성함으로써 1차재결정립의 성장을 억제하여 2차재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 그러나, 0.20%를 초과하여 첨가시에는 강판 표면에 Fe2SiO4이외에 (Fe,Mn) 및 Mn 산화물이 다량 형성되어 고온소둔중에 형성되는 베이스코팅 형성을 방해하여 표면품질을 저하시키게 되고, 고온소둔공정에서 페라이트와 오스테나이트간 상변태를 유발하기 때문에 집합조직이 심하게 훼손되어 자기적 특성이 크게 열화된다. 그러므로 Mn은 0.20중량% 이하로 한다.
[N: 0.010중량%이하]
N은 Al과 반응하여 AlN을 형성하는 중요한 원소로서 제강단계에서 0.010중량%이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 0.01중량%를 초과하여 첨가되면 열간압연 이후의 공정에서 질소확산에 의한 블리스터(Blister)라는 표면결함을 초래하며, 슬라브 상태에서 질화물이 과도하게 형성되어 압연이 어려워지며 차공정이 복잡해지고 제조단가를 상승시키게 되므로 0.01%이하로 억제한다. 한편 (Al,Si,Mn)N 및 AlN등의 질화물을 형성하기 위해 추가로 필요한 N은 냉간압연 이후의 소둔공정에서 암모니아 가스를 이용하여 강중에 질화처리를 실시하여 보강한다.
[C: 0.04~0.10중량%]
C는 페라이트 및 오스테나이트간 상변태를 야기하는 원소로서 취성이 강해 압연성이 좋지 않은 전기강판의 압연성 향상을 위해 필수적인 원소이나, 최종제품에 잔존하게 될 경우 자기적 시효효과로 인해 형성되는 탄화물이 자기적 특성을 악화시키는 원소이기 때문에 적정한 함량으로 제어되어야 함이 바람직하다. 상술한 Si함량의 범위에서 C이 0.04%미만으로 함유되게 되면 페라이트 및 오스테나이트간 상변태가 제대로 작용하지 않기 때문에 슬라브 및 열간압연 미세조직의 불균일화를 야기하게 된다. 따라서 C의 최소함량은 0.04%이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편 열연판 소둔 열처리후 강판내 존재하는 잔류탄소에 의해 냉간압연중 전위의 고착을 활성화시켜 전단변형대를 증가시켜 고스핵의 생성장소를 증가시켜 1차 재결정 미세조직의 고스결정립 분율을 증가시키도록 C함량을 높이는 것이 이로울 것으로 생각할 수 있으나, 상술한 Si함량의 범위에서 C가 0.10%를 초과하여 함유하게 되면 별도의 공정이나 설비를 추가하지 않는다면 탈탄 및 질화소둔 공정에서 충분한 탈탄을 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 이로 인해 야기되는 상변태현상으로 인해 2차재결정 집합조직이 심하게 훼손되게 되고, 나아가 최종제품을 전력기기에 적용시 자기시효에 의한 자기적 특성의 열화현상을 초래하게 된다. 따라서 C는 최대 0.10%로 함유되는 것이 바람직하다. C 함량이 0.07%를 초과하면 탈탄이 용이하지 않으므로 C는 0.07% 이하로 함유되는 것이 보다 바람직하다.
[S: 0.010중량%이하]
S는 0.01%를 초과하여 함유되면 MnS의 석출물들이 슬라브내에서 형성되어 결정립성장을 억제하게 되며, 주조시 슬라브 중심부에 편석하여 이후 공정에서의 미세조직을 제어하기가 어렵다. 또한 본 발명에서는 MnS를 주된 결정립성장 억제제로서 사용하는 것이 아니기 때문에 S가 불가피하게 혼입되는 함량을 초과하여 석출이 되는 것은 바람직하지 않다. 따라서 S의 함량은 0.010중량% 이하로 하는 것이 바람직하다.
[Sn: 0.08~0.10중량%]
Sn은 본 발명에서 핵심이 되는 합금원소로서, 결정립계에 편석하여 결정립계의 이동을 방해하여 결정립 성장을 억제하는 억제제로 작용한다. 또한 1차재결정 집합조직에 있어서 {110}<001>방위의 고스 결정립 분율을 증가시키고 {111} 및 {411} 등 고스집합조직이 쉽게 성장할 수 있도록 도와주는 집합조직을 감시시킴으로써 2차재결정 집합조직으로 성장하는 고스방위의 핵이 많아지게 한다. 따라서 적정량의 Sn이 첨가되면 2차재결정 미세조직의 크기가 감소되고, 이에 따라 최종제품에서 결정립 크기가 작아져 와전류손이 감소되므로 자성이 획기적으로 우수한 방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
이와 같이 Sn은 결정립계에 편석을 통해서 결정립 성장을 억제하는데 중요한 역할을 하는 것으로, 이는 미세화된 1차재결정 미세조직의 결정립 성장 구동력을 억제하는 효과를 향상시킬 뿐만 아니라, 2차재결정 집합조직 형성을 위한 고온소둔 과정중 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 등의 결정립 성장 억제를 야기하는 입자를 조대화 하여 결정립 성장 억제력을 감소시키며, Si 함량의 증가로 결정립 성장 억제 효과를 갖는 입자가 수적으로 감소하여 결정립 성장 억제력이 약화되는 것을 방지한다. 이는 결과적으로 낮은 Si 함량은 물론, 높은 Si 함량에서도 성공적인 2차재결정 집합조직의 발현을 보장한다.
또한 Sn은 박물화를 위해 최종제품의 두께를 감소시키고자 압연율을 상향하고자 하는 경우에 있어서 입자에 의한 결정립 성장 억제력을 갖는 박물 방향성 전기강판의 문제점으로 지적되고 있는 입자의 열적 불안정성을 보상하여 2차재결정 집합조직의 성공적인 성장을 보상할 수 있다. 따라서 적정량의 Sn 첨가는 1차재결정 집합조직에서의 고스집합조직의 분율을 높이고, 결정립 성장 억제력을 증가시키기 때문에 보다 우수한 집합조직, 안정적인 결정립 성장 억제력, 박물화에 따른 철손감소 효과를 동시에 얻을 수 있게 하여 주며, 결국 집적도가 매우 높은 고스결정립으로 구성된 2차재결정 집합조직을 확보할 수 있게 된다.
이러한 Sn이 0.08중량%미만으로 함유되는 경우 본 발명자들의 연구실적을 통해 확인해본 결과 자기적 특성이 향상되는 효과가 있긴 하지만, 고스집합조직의 집적도가 향상되는 효과는 적고 오히려 기지내에 존재하는 입자에 의한 결정립 성장 억제력을 보상해주는 효과가 적어 자성 향상의 효과는 미미한 수준에 불과하였다.
반대로 Sn이 0.10중량%를 초과하여 함유되면 결정립 성장 억제력이 과도하게 증가하여 상대적으로 결정립 성장 구동력을 증가시키기 위해 1차재결정 미세조직의 결정립 크기를 감소시켜야 하기 때문에 탈탄 및 질화소둔을 낮은 온도에서 실시하여야 하고, 이로 인해 적절한 산화층으로 제어하기 어려워져 양호한 표면을 확보할 수가 없다. 또한 기계적 특성의 측면에서 입계 편석원소의 과잉편석으로 인해 취성이 증가하여 제조과정중에 판파단을 야기할 수도 있으므로, Sn은 0.08~0.10중량%로 함유되는 것이 바람직하다.
[P: 0.005~0.05중량%]
P는 Sn과 유사한 효과를 나타내는 원소로서, 결정립계에 편석하여 결정립계의 이동을 방해하고 동시에 결정립성장을 억제하는 보조적인 역할이 가능하며, 미세조직측면에서 {110}<001>집합조직을 개선하는 효과가 있다. P의 함량이 0.005중량%미만이면 첨가의 효과가 없으며, 0.05중량%를 초과하여 첨가하면 취성이 증가하여 압연성이 크게 나빠지므로 0.005~0.05중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
상기의 조성을 갖는 슬라브를 이용하여 제조된 방향성 전기강판은 고스집합조직의 핵생성 장소 증대로 고스집합조직과 압연방향의 방위관계중의 하나인 베타방위(β각도; TD방위를 축으로 [001]방위와 RD방위간의 각도)가 3°이내로 확보되어 극히 우수한 자기적 특성을 갖게 된다.
이하에서는 본 발명의 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 열간압연에 앞서 슬라브를 재가열하는데, 슬라브 재가열은 고용되는 N 및 S가 불완전 용체화되는 온도 범위에서 행하는 것이 바람직하다. N 및 S가 완전용체화되는 온도로 슬라브를 가열하게 되면 열연판 소둔 열처리후 질화물이나 황화물이 미세하게 다량 형성되며, 이에 따라 후속공정인 냉간압연을 1회의 강냉간압연에 의해 실시하는 것이 불가능하고 추가적인 공정을 필요로 하므로 제조원가가 상승되며, 1차 재결정립 크기가 상당히 미세하게 되기 때문에 적절한 2차재결정을 발현할 수 없게 될 수 있다.
본 발명자들은 다양한 실험과 연구를 통하여 소강내 함유된 N의 총량을 제어하는 것보다는 슬라브 재가열에 의해 고용되는 N의 고용량을 제어하는 것이 더욱 중요하며, 슬라브 재가열을 통해 소강내에 고용되는 N의 함량이 20~50ppm이 되도록 슬라브 가열조건을 제어하는 것이 자성의 향상에 극히 유효한 것임을 발견하였다.
슬라브 재가열에 의해 고용되는 N은 탈탄 및 질화 소둔공정에서 형성되는 추가적인 AlN의 크기 및 양을 좌우하게 되며, AlN의 크기가 동일한 경우에 있어서 형성되는 양이 너무 많으면 결정립 성장 억제력이 증가하여 고스집합조직으로 이루어진 적합한 2차 재결정 미세조직을 얻을 수가 없게 된다. 반대로 AlN의 양이 너무 적으면 1차 재결정 미세조직의 결정립 성장 구동력이 증가하게 되어 상술한 현상과 유사하게 적절한 2차 재결정 미세조직을 얻을 수가 없게 된다. 따라서 슬라브 재가열을 통해 소강내에 고용되는 N의 함량은 20~50ppm이 되도록 슬라브 가열조건을 제어하는 것이 바람직하다.
슬라브 재가열에 의해 고용되는 N의 함량은 소강내에 함유되어 있는 Al의 함량을 고려해야 하는데, 이는 결정립 성장 억제제로 사용되는 질화물이 (Al,Si,Mn)N 및 AlN이기 때문이다. 순수 3% 규소함유 강판의 Al과 N과의 고용도와 관련하여 고용온도의 상관관계식은 Iwayama가 제안하였으며, 다음과 같다.
Figure pat00001
Iwayama에 의한 고용도 식에 의하면 산가용성 Al이 0.028중량%, N이 0.0050중량%임을 가정하였을 경우 이론상의 고용온도 T(K)는 1258℃로서, 이를 위해서는 전기강판의 슬라브를 약 1300℃로 가열해야 한다.
그러나 슬라브를 1280℃ 이상의 온도로 가열하게 되면 강판에 저융점의 규소와 기지금속인 철의 화합물인 철감람석(Fe2SiO4; fayalite)이 생성되면서 강판의 표면이 녹아내려 열간압연 작업성이 떨어지고 녹아내린 쇳물로 인해 가열로를 보수하여야 하는 문제가 발생한다. 따라서 가열로 보수로 인한 조업중단을 줄이고 냉간압연과 1차 재결정 집합조직의 적절한 제어가 가능하도록 슬라브를 1050~1250℃의 온도로 재가열하여 불완전 용체화하는 것이 바람직하다.
상기와 같은 범위의 온도로 슬라브를 가열한 다음, 열간압연을 실시한다. 열간압연된 열연판내에는 응력에 의해서 압연방향으로 연신된 변형조직이 존재하게 되며 열연중에 AlN이나 MnS등이 석출하게 된다.
냉간압연 전에 균일한 재결정 미세조직과 미세한 AlN의 석출물 분포를 갖기 위해서는 다시 한번 슬라브 가열온도 이하까지 열연판을 가열하여 변형된 조직을 재결정시키고 또한 충분한 오스테나이트상을 확보하여 AlN 및 MnS과 같은 결정립 성장 억제제의 고용을 촉진하는 것이 바람직하다. 이러한 열연판 소둔은 오스테나이트 분율을 최대로 가져가기 위해서 900~1200℃온도까지 가열하고, 균열 열처리를 실시한 후 냉각하는 방법을 취하는 것이 바람직하다. 열연판 소둔된 강판내 석출물의 평균크기는 200~3000Å범위를 갖도록 형성된다.
열연판 소둔후에는 리버스(Reverse) 압연기 혹은 탠덤(Tandom) 압연기를 이용하여 냉간압연을 실시하여 0.10mm이상 0.50mm이하의 냉연판을 제조한다. 냉간압연을 함에 있어서는 중간에 변형된 조직의 풀림 열처리(중간소둔)를 하지 않고 초기 열연두께에서 바로 최종제품의 두께까지 압연하도록 한다.
2회 이상의 압연방법에 의하여 냉간압연하게 되면 집적도가 낮은 방위들도 냉간압연판에 존재하게 되어 최종고온소둔시에 같이 2차재결정되므로 자속밀도와 철손이 열화될 수 있다. 그러나 냉간압연을 1회의 강냉간압연에 의하여 실시하게 되면 {110}<001>방위의 집적도가 낮은 방위들은 변형방위로 회전하게 되고 {110}<001>방위로 가장 배열이 잘된 고스결정립들만 냉간압연판에 존재하게 된다. 따라서 냉간압연은 1회 강냉간압연으로 냉간압연율이 87% 이상이 되도록 압연하는 것이 가장 바람직하다.
1회 강냉간압연시 온도가 150℃미만이면 냉간압연중 전위의 이동보다 탄소의 이동이 느려서 전위를 고착하는 효과가 떨어지고 그로인해 전단변형대가 불균일하게 형성될 뿐만 아니라, 400℃를 초과하는 온도에서 강냉간압연하면 전위의 이동속도보다 탄소의 이동속도가 빨라져서 전위를 고착하는 효과 또한 떨어지며 전위는 전단변형대를 형성하기보다는 아격자나 아결정립 또는 다각화를 형성하여 2차재결정의 핵생성 장소를 저해하는 효과를 나타낸다. 따라서 냉간압연은 150℃이상 400℃이하의 온도에서 시행하는 것이 가장 바람직하다.
이렇게 냉간압연된 판은 탈탄 및 질화소둔을 실시한다. 이에 의하여 탄소를 일정수준 이하로 제거하여 자기시효를 방지하며, 변형된 조직이 재결정되도록 하고, 암모니아 개스를 사용하여 질화처리를 수행한다. 질화처리는 암모니아가스를 사용하여 강판에 질소이온을 도입함으로서 주석출물인 (Al,Si,Mn)N 및 AlN등의 질화물을 형성할 수 있다. 이러한 질화처리는 탈탄 및 재결정을 마친후에 수행되거나, 혹은 탈탄과 동시에 질화처리를 같이 할 수 있도록 암모니아가스를 동시에 사용하여 수행될 수 있으며, 어느 것이든 본 발명의 효과를 발휘하는데 문제가 없다.
본 발명에서는 Sn을 주된 결정립성장 억제제로 활용하는 것을 기술 사상으로 하는 것으로, 이를 위해서는 Sn이 고스집합조직을 갖는 결정립을 제외한 다른 결정립들의 입계에 우선 편석되도록 할 필요가 있다.
본 발명자들은 Sn이 고스집합조직을 갖는 결정립을 제외한 다른 결정립들의 입계에 효과적으로 편석될 수 있는 공정 조건에 대하여 연구와 실험을 거듭한 결과 Sn이 600℃이상 700℃이하의 온도에서 결정립계에 효과적으로 입계편석한다는 사실을 발견하였으며, 특별히 탈탄 및 질화소둔시의 승온중에 600℃이상 700℃이하의 온도에서 유지하는 과정을 실시함으로써 주된 결정립성장 억제제로서의 기능을 극대화할 수 있음을 확인하였다.
탈탄 및 질화소둔의 승온과정에서 600℃미만의 온도에서 유지하더라도 Sn의 입계편석은 발생하지 않으며, 700℃를 초과하는 온도에서는 결정립들의 집합조직에 상관없이 선택적인 입계편석이 일어나지 않게 된다. 상기한 이유로 인해 Sn의 입계편석을 위한 탈탄 및 질화소둔시 승온과정에서의 유지 열처리는 600℃이상 700℃이하의 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
또한 본 발명자들은 탈탄 및 질화소둔시 승온속도가 자성에 미치는 영향에 대하여 조사한 결과, 600~700℃ 온도영역에서 승온속도를 Sn의 함량에 따라서 1℃/s×[Sn(중량%)]이상 12℃/s×[Sn(중량%)]이하로 제어하는 것이 바람직하다는 사실을 발견할 수 있었다.
탈탄 및 질화소둔시의 승온과정에서 600~700℃ 온도영역에서 승온속도를 1℃/s×[Sn(중량%)]미만으로 하게 되면, 소둔시간 및 설비가 상업적 생산에 적합하지 않을 정도로 길어지게 되고, 반대로 탈탄 및 질화소둔 전의 승온시 600~700℃ 온도영역에서 승온속도가 12℃/s×[Sn(중량%)]를 초과하게 되면, Sn에 의해 고스집합조직을 갖는 결정립의 입계에까지 편석되어 고스집합조직을 갖는 결정립의 선택적 결정립 성장 억제력을 잃어버리게 되는 문제점이 생긴다.
이와 함께, 본 발명자들은 Sn을 첨가한 슬라브를 이용하여 방향성 전기강판을 제조하고자 하는 경우, 결정립 성장 억제력 및 결정립 성장 구동력간의 밸런스(balance)가 다르게 작용하여 이를 엄밀하게 고려해야할 필요가 있는 점에 착안하여 이에 대하여 연구한 결과, 본 발명에서 제시하는 성분계에 있어서 극히 우수한 자성이 확보되기 위해서는 결정립성장 구동력과 결정립성장 억제력의 밸런스(balance)가 적절하게 조절되어야 하며, 이를 위하여는 1차 재결정립 크기를 18um이상 25um이하로 제어하여야 한다는 사실을 발견하였다.
상기와 같이 1차 재결정립 크기를 18um이상 25um이하로 제어하기 위해서는 탈탄 및 질화소둔은 본 발명보다 낮은 Sn 함량을 함유하는 통상의 성분계로 이루어진 슬라브를 이용한 경우에 비해 최소 10℃이상, 최대 30℃이상으로 높은 온도범위에서 실시하여야 한다.
이하에서 상기와 같은 지견에 대하여 보다 구체적으로 설명한다. 본 발명의 조성범위를 갖는 슬라브를 이용하여 방향성 전기강판을 제조하고자 하는 경우 Sn이 1차 재결정립의 크기를 미세하게 하는 효과와, Sn이 결정립계에 편석되어 결정립 성장 억제력을 강화하는 효과가 동시에 발생된다. 즉 본 발명의 조성범위를 갖는 슬라브를 이용하여 방향성 전기강판을 제조하고자 하는 경우 재결정립의 크기가 미세화되어 2차 재결정이 잘 일어나게 되는 효과가 발생되나, 동일한 1차 재결정립의 크기 조건에서는 Sn은 2차 재결정이 잘 일어나지 않도록 작용하게 되므로, 결정립성장 구동력과 결정립성장 억제력 중에서 어떠한 인자가 더욱 우세하게 작용하는지 면밀히 검토하여 탈탄소둔 온도조건을 규명하여야 할 필요가 있다. 본 발명자들은 이에 대한 연구 및 실험결과를 통하여 본 발명의 성분조성범위에서는 결정립성장 구동력의 증가 인자가 결정립성장 억제력의 증가 인자보다 강하게 작용하여 2차 재결정이 빠르게 일어나려 하는 경향이 강한 것을 확인할 수 있었다.
즉, 본 발명에서와 같은 함량으로 입계 편석원소 Sn을 첨가한 경우에 있어서 탈탄 및 질화소둔을 통상적인 온도범위에서 실시하게 되면 1차재결정 조직이 미세해지게 되어 일반적인 성분계를 이용한 경우보다 결정립성장 구동력이 강해질 수 있으므로, 탈탄소둔은 통상적인 온도범위보다 높은 온도범위에서 실시하여 1차재결정 미세조직을 안정화시킬 필요가 있다.
따라서 본 발명에서는 탈탄소둔 온도범위를 통상적인 경우에 비해 최소 10℃이상 최대 30℃이상으로 높은 800~950℃, 보다 바람직하기로는 850~950℃로 설정하여야 필요가 있다. 탈탄소둔 온도가 800℃보다 낮으면 1차재결정립의 크기가 너무 작게 되어 결정립성장 구동력이 커지게 되고, 낮은 온도에서의 소둔열처리로 인해 탈탄에 장시간이 소요되어 생산이 저하된다. 또한 강판의 표면에 Fe2SiO4가 상당히 치밀하게 형성되어 탈탄 및 내부산화층 형성이 지연되고, SiO2산화층이 좁은 영역에서 치밀하게 형성되어 베이스코팅 결함이 발생하게 된다. 반대로 탈탄소둔 온도가 950℃를 초과하면 재결정립들과 질화물들이 조대하게 성장하여 결정성장 구동력이 지나치게 저하되어 안정된 2차재결정이 형성되지 않는다.
따라서 본 발명에서는 상기와 같이 결정립성장 구동력과 결정립성장 억제력의 밸런스를 적절하게 조절하여 고스집합조직으로 이루어진 적합한 2차 재결정을 얻을 수 있도록 1차 재결정립이 18~25㎛의 적정 크기로 형성되도록 한다.
마지막으로 통상적으로 방향성 전기강판의 제조시 강판에 MgO를 기본으로 하는 소둔분리제를 도포한 후 최종 고온소둔하여 2차 재결정을 일으킴으로써 강판의 {110}면이 압연면에 평행하고, <001>방향이 압연방향에 평행한 {110}<001> 집합조직을 형성하여 자기특성이 우수한 방향성 전기강판을 제조한다. 최종 고온소둔의 목적은 크게 보면 2차 재결정에 의한 {110}<001> 집합조직 형성, 탈탄시 형성된 산화층과 MgO의 반응에 의한 유리질 피막형성으로 절연성 부여, 자기특성을 해치는 불순물의 제거이다. 최종 고온소둔의 방법으로는 2차 재결정이 일어나기 전의 승온구간에서는 질소와 수소의 혼합가스로 유지하여 입자성장 억제제인 질화물을 보호함으로써 2차 재결정이 잘 발달할 수 있도록 하고, 2차 재결정이 완료된 후에는 100% 수소분위기에서 장시간 유지하여 불순물을 제거한다.
본 발명의 조성범위를 갖는 슬라브를 이용하여 상기와 같은 방법으로 제조된 방향성 전기강판은 고스집합조직의 핵생성 장소 증대로 고스집합조직과 압연방향의 방위관계중의 하나인 베타방위(β각도; TD방위를 축으로 [001]방위와 RD방위간의 각도)가 3°이내로 확보되고, 2차재결정된 강판의 평균 결정립 크기가 1~2cm로 형성되어 극히 우수한 자기적 특성을 갖게 된다.
이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
중량%로, Si:3.2%, C:0.055%, Mn:0.099%, S:0.0045%, N:0.0043%, Sol. Al:0.028%, P:0.028%, Sn, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 함유하는 슬라브를 진공용해한 후 잉곳을 제조하였다. Sn의 함유량은 하기의 표 1에서와 같이 변화시켰다. 이어서 1200℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm로 열간압연하였다. 열간압연된 열연판은 1050℃의 온도로 가열한 후 950℃에서 180초간 유지하여 소둔한 다음 수냉하였다. 열연소둔판은 산세한 후 0.23mm 두께가 되도록 1회 강냉간압연하였다. 냉간압연은 200℃의 온도로 실시하였으며, 냉간압연된 판은 870℃의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 혼합가스분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200ppm이 되도록 동시 탈탄 및 질화 소둔하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하고, 1200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 자기적 특성을 측정하여 하기 표 1에 나타내었다.
Sn(중량%) 철손(W17/50,W/kg) 자속밀도(B10,Tesla) 구분
0.000 0.948 1.882 비교재1
0.012 0.942 1.881 비교재2
0.025 0.913 1.885 비교재3
0.033 0.919 1.884 비교재4
0.041 0.884 1.902 비교재5
0.052 0.882 1.903 비교재6
0.060 0.864 1.906 비교재7
0.071 0.860 1.905 비교재8
0.080 0.783 1.942 발명재1
0.083 0.791 1.941 발명재2
0.085 0.784 1.947 발명재3
0.089 0.783 1.946 발명재4
0.092 0.790 1.945 발명재5
0.095 0.787 1.948 발명재6
0.097 0.792 1.942 발명재7
0.105 0.953 1.872 비교재9
0.113 0.961 1.870 비교재10
0.122 1.010 1.851 비교재11
표 1에서 확인할 수 있는 바와 같이, Sn이 0.08~0.10중량%의 범위로 함유되는 발명재1~7은 비교재1~11에 비하여 철손이 낮고 자속밀도가 높다.
비교재1~11에서도 Sn의 첨가량에 비례하여 철손이 낮아지고 자속밀도가 높아지는 경향성은 어느 정도 인정되지만, 특별히 Sn이 0.08%이상으로 첨가되는 때에 급격하게 철손이 낮아지고 자속밀도는 높아지는 것을 확인할 수 있다. 이는 Sn은 0.08%이상 0.10%이하로 첨가되어야만 주된 결정립성장 억제제로 작용하게 되기 때문이다.
중량%로, Si:3.2%, C:0.055%, Mn:0.099%, S:0.0045%, N:0.0043%, Sol. Al:0.028%, P:0.028%, Sn, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 함유하는 슬라브를 진공용해한 후 잉곳을 제조하였다. Sn의 함유량은 하기의 표 2에서와 같이 변화시켰다. 이어서 1200℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm로 열간압연하였다. 열간압연된 열연판은 1050℃의 온도로 가열한 후 950℃에서 180초간 유지하여 소둔한 다음 수냉하였다. 열연소둔판은 산세한 후 하기의 표 2에 나타낸 바와 같은 다양한 두께가 되도록 1회 강냉간압연하였다. 이때 냉간압연 온도는 200℃로 하였다. 냉간압연된 판은 870℃의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 혼합가스분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200ppm이 되도록 동시 탈탄 및 질화 소둔하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하고, 1200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 자기적 특성(W17/50, B8)을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.
냉연판두께
(mm)		 Sn(중량%) 철손(W/kg) 자속밀도(Tesla) 구분
0.30 0.011 1.051 1.882 비교재12
0.30 0.032 1.043 1.884 비교재13
0.30 0.080 0.923 1.943 발명재8
0.27 0.012 0.974 1.895 비교재14
0.27 0.032 0.951 1.899 비교재15
0.27 0.081 0.901 1.945 발명재9
0.23 0.009 0.949 1.881 비교재16
0.23 0.031 0.921 1.883 비교재17
0.23 0.081 0.783 1.946 발명재10
0.20 0.013 0.882 1.891 비교재18
0.20 0.030 0.895 1.903 비교재19
0.20 0.084 0.748 1.945 발명재11
표 2에서 확인할 수 있는 바와 같이, 최종제품의 두께와 관계없이 Sn이 0.08~0.10중량%의 범위로 함유되는 발명재8~11은 모두 동일한 두께로 제조된 비교재12~19와 비교하여 철손이 낮고 자속밀도가 높으며, 최종제품의 두께가 얇아질수록 자기적 특성의 향상효과는 커지는 경향을 보인다.
중량%로, Si:3.2%, C:0.055%, Mn:0.099%, S:0.0045%, N:0.0043%, Sol. Al:0.028%, P:0.028%, Sn, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 함유하는 슬라브를 진공용해한 후 잉곳을 만들었으며, 이때 Sn의 함유량은 하기의 표 3에서와 같이 변화시켰다. 이어서 1200℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm로 열간압연하였다. 열간압연된 열연판은 1050℃의 온도로 가열한 후 950℃에서 180초간 유지하여 소둔한 다음 수냉시켰다. 열연판의 소둔시 열처리중 습윤분위기에서 탈탄을 행하였다. 수냉시킨 열연소둔판은 산세한 후 200℃의 온도로 1회 강냉간압연하여 0.23mm 두께의 냉연판을 제조하였다. 냉간압연된 판은 870℃의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 혼합가스분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200ppm이 되도록 동시 탈탄 및 질화 소둔하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하고, 1200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 자기적 특성(W17/5O, B8)을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다. 또한 2차 재결정 결정립들의 {110}<001> 이상 방위에서 벗어난 각도의 절대값을 계산한 후 모든 위치에서 면적 가중 평균하여 β각도를 측정하고, 2차재결정립 크기를 측정하여 그 결과를 표 3에 함께 나타내었다. 2차재결정립 크기는 2차재결정된 강판의 표면에서 관찰되는 2차재결정 미세조직들의 최장길이와 최단길이를 더한 값을 반으로 나누어 각 2차재결정립의 크기를 산출한 후, 산출된 각 2차재결정립의 크기를 평균한 값으로 구하였다.
Sn(중량%) 철손(W/kg) 자속밀도(Tesla) β각도(°) 2차재결정립크기(cm) 구분
0.012 0.942 1.881 4.8 6.2 비교재2
0.025 0.913 1.885 4.5 5.9 비교재3
0.033 0.919 1.884 4.1 5.9 비교재4
0.041 0.884 1.902 3.4 5.2 비교재5
0.052 0.882 1.903 3.6 5.0 비교재6
0.060 0.864 1.906 3.5 4.8 비교재7
0.071 0.860 1.905 3.4 4.8 비교재8
0.083 0.791 1.941 2.1 1.8 발명재2
0.089 0.783 1.946 2.3 1.9 발명재4
0.095 0.787 1.948 2.3 1.4 발명재6
0.097 0.792 1.942 2.2 1.3 발명재7
0.122 1.010 1.851 3.4 0.7 비교재11
표 3에서 확인할 수 있는 바와 같이, Sn이 0.08~0.10중량%의 범위로 함유되는 발명재2,4,6,7은 고스집합조직의 핵생성 장소 증대 효과로 고스방위로부터 벗어난 정도를 나타내는 최종강판의 β각도가 3°미만으로서 배향성이 월등히 향상되고, 2차재결정립이 1~2cm의 적정한 크기로 형성되어 자성이 우수하였으나, Sn이 본 발명의 범위에서 벗어나는 비교재2~8,11은 최종강판의 β각도가 3°를 초과하여 자성이 열위하였다.
중량%로, Si:3.2%, C:0.054%, Mn:0.093%, S:0.0046%, N:0.0042%, Sol. Al:0.029%, P:0.025%, Sn, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 함유하는 슬라브를 진공용해한 후 잉곳을 만들었으며, 이때 Sn의 함유량은 하기의 표 4에서와 같이 변화시켰다. 이어서 1200℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm로 열간압연하였다. 열간압연된 열연판은 1050℃의 온도로 가열한 후 950℃에서 180초간 유지하여 소둔한 다음 수냉시켰다. 열연판의 소둔시 열처리중 습윤분위기에서 탈탄을 행하였다. 수냉시킨 열연소둔판은 산세한 후 0.23mm 두께가 되도록 1회 강냉간압연하였다. 냉간압연된 판은 865℃까지 승온하는 도중 600℃에서 700℃까지 승온속도를 달리하여 승온을 실시하고, 865℃의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 혼합가스분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200ppm이 되도록 동시 탈탄 및 질화 소둔하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하고, 1200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 탈탄 및 질화소둔시 600℃이상 700℃이하의 온도영역에서 측정한 승온속도와 최종소둔 후 측정한 자기적 특성(W17/5O, B8)을 표 4에 나타내었다.
Sn(중량%) 12×[Sn(중량%)] 600℃이상 700℃이하 승온속도(℃/s) 철손
(W/kg)		 자속밀도
(Tesla)		 구분
0.055 0.66 0.03 0.942 1.881 비교재20
0.055 0.66 0.05 0.933 1.889 비교재21
0.055 0.66 5.00 0.954 1.880 비교재22
0.064 0.768 0.04 0.921 1.884 비교재23
0.064 0.768 0.07 0.915 1.885 비교재24
0.064 0.768 5.00 0.933 1.879 비교재25
0.068 0.816 0.05 0.920 1.893 비교재26
0.068 0.816 0.08 0.916 1.899 비교재27
0.068 0.816 5.00 0.931 1.890 비교재28
0.081 0.972 0.07 0.796 1.940 비교재29
0.081 0.972 0.09 0.790 1.941 발명재12
0.081 0.972 5.00 0.814 1.939 비교재30
0.090 1.08 0.08 0.791 1.944 비교재31
0.090 1.08 0.95 0.785 1.946 발명재13
0.090 1.08 5.00 0.804 1.944 비교재32
0.096 1.152 0.09 0.793 1.944 비교재33
0.096 1.152 1.10 0.788 1.946 발명재14
0.096 1.152 5.00 0.811 1.943 비교재34
표 4에서 확인할 수 있는 바와 같이, Sn이 0.08~0.10중량%의 범위로 함유되고, 탈탄 및 질화소둔시 600~700℃ 온도영역에서 승온속도를 1℃/s×[Sn(중량%)]이상 12℃/s×[Sn(중량%)]이하로 제어하여 고스집합조직을 갖는 결정립계에 Sn이 선택적으로 입계편석할 수 있도록 제어한 발명재12~14가 비교재29~34에 비해 자성이 더욱 우수하였다.
중량%로, Si:3.2%, C:0.055%, Mn:0.099%, S:0.0045%, N:0.0043%, Sol. Al:0.028%, P:0.028%, Sn, 잔부 Fe와 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 함유하는 슬라브를 진공용해한 후 잉곳을 제조하였다. Sn의 함유량은 하기의 표 5에 나타낸 바와 0.052%, 0.085%, 0.095%, 0.122%의 네 가지 값으로 하였다. 상기와 같이 제조된 각 잉곳은 1200℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm로 열간압연하였다. 열간압연된 열연판은 1050℃의 온도로 가열한 후 950℃에서 180초간 유지하여 소둔한 다음 수냉하였다. 열연소둔판은 산세한 후 0.23mm 두께가 되도록 1회 강냉간압연하였다. 이때 냉간압연온도는 100℃, 200℃, 400℃로 변화시켰다. 냉간압연된 판은 870℃의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 혼합가스분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200ppm이 되도록 동시 탈탄 및 질화 소둔하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하고, 1200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 자기적 특성(W17/50, B8)을 측정하여 하기 표 5에 나타내었다.
Sn (중량%) 냉간압연온도(℃) 철손(W/Kg) 자속밀도(Tesla) 구 분
0.052 100 1.051 1.862 비교재35
200 0.882 1.903 비교재6
400 1.124 1.844 비교재36
0.085 100 0.917 1.881 비교재37
200 0.784 1.947 발명재3
400 0.922 1.876 발명재15
0.095 100 0.934 1.880 비교재38
200 0.787 1.948 발명재6
400 0.930 1.883 발명재16
0.122 100 1.249 1.845 비교재39
200 1.010 1.851 비교재11
400 1.353 1.839 비교재40
표 5에서 확인할 수 있는 바와 같이, Sn이 0.08~0.10중량%의 범위로 함유되고, 냉간압연온도를 150~400℃의 범위로 제어한 발명재3,6,15,16은 비교재37,38과 비교하여 철손이 현저히 낮고 자속밀도가 높은 것을 알 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, Si: 2.0~4.5%, Al: 0.005~0.040%, Mn: 0.20%이하, N: 0.010%이하, S: 0.010%이하, P: 0.005~0.05%, C: 0.04~0.10%, Sn: 0.08~0.10%를 함유하고 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 가열하고, 열간압연한 후, 열연판 소둔을 실시한 다음, 1회 강냉간압연을 150~400℃의 온도범위내에서 실시한 후, 탈탄 및 질화소둔을 실시한 다음, 2차 재결정 소둔을 실시하는 과정을 포함하여 이루어지며, Sn이 주된 결정립성장 억제제로 활용되는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 탈탄 및 질화소둔은 800~950℃의 온도범위에서 수행하는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 탈탄 및 질화소둔은 승온중에 600℃이상 700℃이하의 온도에서 유지하는 과정이 포함되는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  4. 청구항 3에 있어서,
    상기 탈탄 및 질화소둔은 600~700℃ 온도영역에서 승온속도가 1℃/s×[Sn(중량%)]이상 12℃/s×[Sn(중량%)]이하로 제어되는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  5. 청구항 1 내지 청구항 4중 어느 한 항에 있어서,
    1차재결정립의 크기를 18~25㎛로 제어하는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  6. 청구항 1 내지 청구항 4중 어느 한 항에 있어서,
    열간압연 전 슬라브의 가열온도는 1050~1250℃로 하는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  7. 청구항 1 내지 청구항 4중 어느 한 항에 있어서,
    열간압연 전 슬라브의 가열은 소강내에 N의 고용량이 20~50ppm의 범위가 되도록 가열온도를 제어하는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  8. 청구항 1 내지 청구항 4중 어느 한 항에 있어서,
    2차 재결정된 강판에서 결정방위의 절대값의 면적가중 평균으로 β각도가 3°미만이 되도록 제어하는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
    단, β각도는 2차 재결정 집합조직의 압연 직각방향을 축으로 [100]방향과 압연 방향간의 벗어남 각도임.
  9. 청구항 1 내지 청구항 4중 어느 한 항에 있어서,
    2차재결정된 강판의 평균 결정립 크기가 1~2cm가 되도록 제어하는 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
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