WO2014104444A1 - 철손이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

철손이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet having excellent iron loss and a method of manufacturing the same. Background technology
  • Electrical steel is a steel material with a high permeability and low iron loss, which is used as an iron core material for electromagnetics.
  • the electrical steel sheet may be broadly divided into a directional electrical steel sheet and a non-oriented electrical steel sheet.
  • a grain-oriented electrical steel sheet is characterized in that it consists of ⁇ 110 ⁇ planes and ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> grains arranged on the rolled surface, and the ⁇ 001> axis, which is the easy axis for magnetization, in the rolling direction. Because of its excellent magnetic properties, it is widely used as a fixed core material such as transformers, motors, generators, and other electronic devices, etc.
  • magnetic flux density and iron loss are used as an indicator of the magnetic properties of oriented electrical steel sheets.
  • magnetic flux density is more advantageous, and smaller iron loss is more advantageous.
  • magnetic flux density of electrical steel sheet uses so-called B8 measured in the magnetic field with 800Amp / ni strength, and iron loss is frequency.
  • W17 / 50 is an indicator, representing watt loss per kg at l.TTesla at 50 Hz.
  • NPGoss a technology developed by NPGoss has been proposed to orient crystal grains in the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> direction (so-called 'goth orientation') by cold rolling. It has evolved to the present day.
  • the ratio of crystal grains arranged in the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> direction or a direction close thereto is high.
  • a process of inducing recrystallization of the crystal grains by heating the steel sheet is required.
  • the orientation of the crystals produced by the annealing process is generally disordered, so a method specific to the grain-oriented electrical steel sheet is required to obtain grains grown in a specific orientation.
  • Annealing of electrical steel is generally carried out by dividing into primary recrystallization annealing and secondary recrystallization annealing.
  • the primary recrystallization occurs with the driving force based on the energy accumulated by the rolling, and the secondary recrystallization takes place using the primary recrystallized grain energy generated by the primary recrystallization as the driving force.
  • Secondary recrystallization also called abnormal grain growth, causes grain growth from a few millimeters to several centimeters in size.
  • the secondary recrystallized grains have different orientations according to the recrystallization temperature.
  • the ratio of the grains having the goth orientation is increased, resulting in excellent iron loss. You can get an electrical steel sheet.
  • the secondary recrystallization does not occur until the desired temperature, but it is necessary to start the secondary recrystallization at a temperature at which the grains of the goth orientation can be obtained.
  • an inhibitor is used for this purpose. Inhibitors are present in the form of precipitates in the steel and suppress the formation of new grains by inhibiting grain boundary migration. With the proper choice of inhibitor type, the inhibitor may not dissolve and be removed or otherwise interfere with grain growth at a temperature suitable for recrystallization to a desired grain having a goth orientation, thereby causing rapid recrystallization at that temperature. And grain growth will occur. Therefore, the selection of appropriate inhibitors is crucial for increasing the proportion of grains having a goth orientation in the steel sheet and thus improving iron loss.
  • the first inhibitor is the MnS-based inhibitor developed by the US ARMC0.
  • MnS-based inhibitor developed by the US ARMC0.
  • it is necessary to heat the slab's heating temperature to 1350 ° C. or higher to achieve a more thorough solution.
  • the above-mentioned slab heating temperature is very high compared to the slab heating temperature of general steel, and therefore, the life of the furnace is reduced, or the silicon oxide on the surface of the slab is brought down into the liquid state, causing problems such as eroding the slab. can do.
  • the non-oriented electrical steel sheet manufacturing method of ARMC0 company There was a problem that the magnetic properties of the steel sheet produced by two cold rolling methods including intermediate annealing were not divided.
  • Nippon Steel Corporation proposed a new concept of electrical steel under the so-called 'Hi-B' product name.
  • the steel sheet is manufactured by a method of cold rolling using A1N and MnS as an inhibitor.
  • the 'Hi-B' has not solved the problem of obtaining a high magnetic flux density and low iron loss, but heating the slab with a high degree of silver for the solution of the inhibitor.
  • JFE has proposed an electrical steel sheet using MnSe and Sb as an inhibitor, but the electrical steel pipe also did not overcome the disadvantage that the slab heating temperature is increased.
  • the slab heating temperature is set to 1300 o C or less or 128 CTC or less by forming an inhibitor immediately before the second recrystallization, rather than having an inhibitor present from the beginning.
  • Low temperature heating methods have been developed.
  • the core of the technique is to use an A1N as an inhibitor, including the annealing step in which the nitrogen necessary for forming the inhibitor is added to the steel by diffusing the gas later in the process. Therefore, it is not necessary to heat to high temperature in order to solidify A1 and N forming A1N, so that various problems in the process of the high temperature method can be solved.
  • Another important factor to improve the iron loss of electrical steel sheet is to consider a method of increasing the specific resistance. That is, since iron loss of the steel sheet has a property of being inversely proportional to the specific resistance of the steel sheet, as shown by Equation 1 below, it is preferable to add an element capable of lowering the specific resistance.
  • Si may be cited as an element that increases the specific resistance of the electrical steel sheet, and therefore, adding as much Si as possible is effective in improving the iron loss of the electrical steel sheet.
  • Si may be cited as an element that increases the specific resistance of the electrical steel sheet, and therefore, adding as much Si as possible is effective in improving the iron loss of the electrical steel sheet.
  • P and the like can be considered as an element that increases the specific resistance similar to Si ' , but P also has a limit in the amount of addition because the brittleness of the steel sheet increases only by the addition of a small amount.
  • One aspect of the present invention is a novel electrical steel sheet that can be produced by low temperature heating method while having excellent magnetic properties including iron loss, and a novel method of manufacturing such electrical steel sheet. Provide a method.
  • the subject of this invention is not limited to what was mentioned above.
  • the problem of the present invention can be understood from the general contents of the specification, and those skilled in the art to which the present invention belongs will have no particular problem in understanding the additional problem of the present invention.
  • Electrical steel sheet may have a composition including an increase in% Si: 1.0-4.0%, A1: 0.1-4.0%, rare earth elements: the total content of the total rare earth elements 0.05 ⁇ 0.5% .
  • the composition of the electrical steel sheet may further include ' C: 0.003 weight 3 ⁇ 4> or less, Mn: 0.03-0.2 weight%, S: 0.001-0.05 weight% and N: 0.01 weight% or less.
  • the steel sheet may be one or two or more selected from P: 0.5% or less, Sn: 0.3% or less, Sb: 0.3% or less, Cr: 0.3% or less, Cu: 0.4% or less, and Ni: 1% or less. It may include.
  • the electrical steel sheet of the present invention unlike the conventional electrical steel sheet may be prepared by using a rare earth element or a compound of the rare earth element as an inhibitor.
  • Another aspect of the present invention is a method of manufacturing an electrical steel sheet, the weight of 3 ⁇ 4 Si: 1.0-4.0%, A1: 0.1-4.0%, rare earth elements: the total content of the rare earth elements 0.05 ⁇ 0.53 ⁇ 4) includes Heating the slab having a composition to 1050 ⁇ L300 o C; Hot rolling the slab; Cold rolling the slab; Primary recrystallization annealing of the slab; And second, recrystallization annealing the slab.
  • the slab may further comprise C: 0.1% by weight or less, Mn: 0.03-0.2% by weight, S: 0.001-0.05% by weight 3 ⁇ 4 and N: 0.01 increase 3 ⁇ 4> or less.
  • the method may further include at least one step selected from annealing and pickling the hot rolled steel sheet after the hot rolling.
  • the rolling reduction rate of the cold rolling step may be 85 to 90%.
  • the cold rolling is carried out two or more times including the intermediate annealing between, the rolling rate of the last cold rolling may be 60% or more.
  • the first recrystallization annealing may be a process made at 700 ⁇ 950 ° C.
  • the second recrystallization annealing may be a process of heating at a temperature increase rate of 5 to 30 ° C / hr up to a maximum temperature of 1100 to 1300 ° C.
  • the present invention has the effect that the iron loss of the steel sheet can be significantly improved by using the rare earth (REM) as an inhibitor and by adding a large amount of A1 to increase the specific resistance of the steel sheet.
  • REM rare earth
  • 1 is a micrograph observing a phenomenon that the inhibitor is formed in the steel when the rare earth element is added.
  • the inventors of the present invention have made in-depth studies to produce an electric steel sheet having low iron loss by increasing the specific resistance of the steel sheet without increasing brittleness while increasing the goose bearing particles by adding an inhibitor.
  • the present invention has been found to be achievable by adding a rare earth metal (hereinafter referred to as REM, also referred to as rare earth element in the present invention) in a steel sheet and increasing the content of A1. That is, in the present invention, the content of A1 is added at least 0.1 weight 3 ⁇ 4.
  • A1 not only contributes to increasing the specific resistance of the steel sheet similarly to Si, but also has an effect that the brittleness of the steel sheet does not increase even when added to a certain range. Therefore, although an additional addition is required to increase the nonmagnetic properties, the addition of Si is limited due to the brittleness of the steel sheet, which serves to improve the specific resistance of the steel sheet without increasing brittleness.
  • A1 is preferably added at 0.1% by weight or more. However, when the A1 content is excessive, the brittleness is increased, so that the A1 content may be set to 4.0 weight 3 ⁇ 4> or less in consideration of cold cold rolling.
  • the A1 content range as described above is very high compared to the A1 content range (for example, usually less than 0.05% by weight) of electrical steel sheet using A1N as an inhibitor. That is, when A1 is added in the range applied in the present invention, it is difficult to distribute A1N serving as an inhibitor finely and homogeneously, and thus it is difficult to perform the role of an inhibitor that induces formation of goth bearing particles. . Therefore, the present invention proposes a new concept of an inhibitor other than an A1N-based inhibitor, thereby improving both the resistivity and the crystal orientation. To this end, in the present invention, a rare earth element is used as an inhibitor forming element.
  • Rare earth element means 17 elements of Sc, Y belonging to Group 3 of the periodic table and 15 elements of Lanthanum group of atomic number 57-group. These rare earth elements, either alone or in the form of a compound bound to S or 0, prevent the primary recrystallization from moving. In addition, it is very effective in increasing the ratio of goth bearing particles because it does not interfere with grain growth of the goth bearing at the secondary recrystallization temperature. In addition, the compound of the rare earth element has a very fine size even in the cast slab and is homogeneously distributed so that it is not necessary to solidify the slab in order to fine precipitate in the subsequent process.
  • the rare earth element may be included only one type, may be included two or more kinds, in order to obtain the effect of the striking inhibitor, the content of the rare earth element may be 0.05% or more as the total content of the total rare earth elements contained in the steel sheet have.
  • the content of the rare earth element is excessive, coarse compounds may be formed due to the excessive clay, so the upper limit of the sum of the content is set to 0.5% by weight. Coarse compounds are unlikely to have sufficient effects on primary recrystallization growth inhibition.
  • the range of the sum of rare earth element contents that may further improve iron loss may be 0.065 0.4%. Therefore, the electrical steel sheet of the present invention may have a composition including A1 and rare earth elements (REM) in addition to Si.
  • Si contained in the steel sheet may be set to 1.0 to 4.0 weight 3 ⁇ 4) its content for the following reason. That is, as described above, Si is an element that increases the specific resistance of the steel sheet and is 1.0%. It may be included above. Higher Si content is advantageous because the resistivity increases as the amount of Si added increases, resulting in improved iron loss.
  • the Si may be added in a range of 4.0% by weight or less in order to obtain sufficient rollability.
  • the electrical steel sheet of the present invention may have a composition containing 0.05 to 0.5% by weight of Si: 1.0-4.0%, A1: 0.1-4.0%, and rare earth elements: total rare earth elements.
  • the electrical steel sheet of the present invention may further include various additional elements and impurities that may be included in the electrical steel sheet in addition to the above elements, but the present invention is not particularly limited thereto.
  • some examples that may be included in the electrical steel sheet of the present invention include elements such as C, Mn, S, N, etc. According to some embodiments of the present invention, these elements may have the following composition.
  • the C may be included in a large amount in the slab state due to problems such as decarburization load, but it is preferable to limit the content of the final product in the electrical steel sheet because it causes self-aging and causes of electrical steel sheet. Therefore, in the present invention, the upper limit of the C content is limited to 0.003% by weight. As described above, in the present invention, the C is an impurity that is preferably not added in the electrical steel sheet as a final product, and thus the lower limit of the content thereof is not particularly determined. Mn: 0.03-0.2 weight 3 ⁇ 4
  • Mn lowers the solid solution temperature of the precipitate during reheating and prevents cracks formed at both ends of the material during hot rolling, and may be added in an amount of 0.03% or more to obtain such an effect.
  • the content range is preferably set to 0.03-0.2% by weight.
  • S is an element that can be combined with a rare earth element to produce an inhibitor.
  • the upper limit is set at 0.05% by weight.
  • N 0.01% by weight or less ⁇ .
  • the present invention does not actively use a nitride-based inhibitor, and thus does not actively add the N.
  • excessive addition of N may cause swelling phenomenon called blumster in the steel. Therefore, in the present invention, N is limited to 0. 2 wt% or less.
  • the electrical steel sheet of the present invention does not exclude the addition of other elements such as P, Sn, Sb, Cr, Cu, Ni, etc. which are usually included in the electrical steel sheet in addition to the above elements.
  • the elements are not limited as long as they can be included in the electrical steel sheet, but some non-limiting examples include P: 0.5% or less, Sn: 0.3% or less, Sb: 0.3% or less, Cr: 0.3% or less, Cu : 0.4% or less, Ni: 1% or less, These may be included 1 type or may be contained 2 or more types.
  • Advantageous electrical steel sheet of the present invention described above is an electrical steel pipe containing a large amount of A1 and an inhibitor made of a rare earth element or a compound therein, the resistivity of the added A1 is improved, and the goth orientation by the inhibitor The proportion of particles may increase.
  • the electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may have a high magnetic flux density of B8 of 1.87T or more, and may have excellent iron loss.
  • the method for producing the advantageous electrical steel sheet of the present invention described above may be in accordance with a conventional electrical steel sheet and a manufacturing method, and is not particularly limited in the present invention.
  • the electrical steel sheet of the present invention is a slab low temperature heating method, and may be manufactured by primary recrystallization annealing and secondary recrystallization annealing after hot rolling and cold rolling. More specific conditions will be described below. First, the step of heating the slab is preceded.
  • the slab used in the present invention has a composition substantially the same as that of the electrical steel sheet of the present invention.
  • C may be higher than the C content (for example, 0.0003 weight 3 ⁇ 4> below) of the electrical steel sheet, which is removed by a subsequent decarbonization annealing process.
  • the C content in the slab for producing the electrical steel sheet of the present invention can be set to 0.10% by weight or less.
  • C since C is an optional element that does not need to be added, there is no need to specifically set a lower limit of the c content in the slab.
  • the rare earth element advantageously added in the present invention may be added to each component alone in the steelmaking process, may be added in combination of two or more kinds. In particular, when two or more kinds are mixed to 3 ⁇ 4, various rare earth elements may be added in the form of a misch metal in a mixed form.
  • rare earth elements have similar chemical properties and are difficult to separate from each other, so they are often mixed and smelted, and several rare earth elements are mixed according to the kind of ore (eg, mossite, vastnesite, etc.). Salts are often obtained. ' This mixed salt is reduced or electrolyzed to active metals such as magnesium, calcium and sodium to obtain metals.
  • the metals mixed with these elements are called micrometals. Such micrometals can be advantageously used to control the content of rare earth elements in the steelmaking process. There is no particular limitation on the composition or type of the micrometal itself, as long as the sum of the contents of the totally added rare earth elements does not deviate from the range defined in the present invention.
  • the rare earth element is used as an inhibitor forming element, and the inhibitor made of the rare earth element can be homogeneously and finely distributed in the steel without the solution treatment such as MnS or MnSe, so it is necessary to be heated with silver. none. Therefore, the slab heating temperature of the present invention is determined to be 1300 ° C. or less, which is a range in which the Si oxide on the surface does not melt without applying a heating burden to the heating furnace. More preferred slab heating temperature may be 1250 ° C. or less. However, considering the subsequent hot rolling process, the slab is preferably heated to 1050 ° C or more.
  • the slabs heated as above may be hot rolled.
  • Hot rolling may be carried out in a conventional manner, according to one embodiment the steel sheet obtained by the hot rolling is 2.0-3. It may have a thickness of Omm. It is a range suitable for obtaining the rolling reduction amount which is not excessive in rolling load in cold rolling mentioned later.
  • the hot rolled steel sheet may then be subjected to hot rolled sheet annealing or pickling if necessary, but it is not necessary to know.
  • After the hot rolling and the hot rolled sheet annealing step as necessary The rolling process is followed.
  • the inter rolling process may be carried out only once or two or more times with intermediate annealing.
  • the hot rolling is an important step necessary for forming the aggregate structure in the steel sheet, and is preferably performed at a cold rolling reduction rate of 85 to 903 ⁇ 4 (meaning the total rolling reduction rate when performed two or more times).
  • the cold rolling reduction ratio is preferably 85% or more in order to form a large amount of texture in the steel sheet to form a large amount of grains having a goth orientation after the second recrystallization after the first recrystallization.
  • the reduction ratio is set too high, the upper rolling load increases, so the upper limit of the reduction ratio is set to 903 ⁇ 4. If the hot rolling is performed two or more times including the intermediate annealing, it is advantageous that the final cold rolling rate (if the second cold rolling is two times cold rolling) is 50% or more.
  • the primary recrystallization annealing temperature is preferably in the range of 700 to 950 ° C.
  • the primary recrystallization occurs in combination with decarburization. If the primary recrystallization temperature is less than 700 ° C decarburization does not occur, if the primary recrystallization temperature is more than 950 ° C. primary recrystallized grain is coarse, the secondary recrystallization driving force is weakened, the goth crystal does not develop properly.
  • the carbon in the steel sheet can be removed by performing the first recrystallization annealing atmosphere in a mixed wet atmosphere of hydrogen and nitrogen.
  • the primary recrystallization annealing may also be referred to as decarbonization annealing.
  • the mixing ratio, dew point, and the like of the decarbonized gas are not particularly limited in the present invention, since the mixing ratio, dew point, and the like of the gas may be performed in accordance with a general electrical steel sheet decarbonized steel.
  • the second recrystallization annealing is performed by additionally raising the temperature of the primary recrystallized annealing.
  • the secondary recrystallization annealing is preferably carried out at a temperature increase rate of 5 ⁇ 30 ° C / hr, it is preferable to set the final achieved temperature to 1100 ⁇ 1300 ° C.
  • productivity decreases due to an increase in annealing time, and the primary recrystallization grains are coarse before the secondary recrystallization temperature is reached, thereby reducing the driving force of the secondary recrystallization.
  • the secondary recrystallization annealing temperature is preferably in the range of 1100 ⁇ 1300 ° C 'in order that most of the grains in the steel sheet can be recrystallized. Secondary recrystallization temperature
  • a process of applying an annealing separator before the second recrystallization annealing may be added.
  • the annealing separator any of MgO-based and A1 2 0 3 -based widely used in the technical field to which the present invention belongs can be used.
  • all of the processes that are applied to the production of electrical steel as a process not described above can be applied to the present invention. form for implementation of r persons;
  • Molten steel was prepared by changing the content of each element (% by weight) as shown in Table 1.
  • the rare earth elements were added individually or in the form of micrometals to prepare the molten steel.
  • Molten steel was cast to obtain a slab with a thickness of 250 mm. The slab was heated to a temperature of 115 CTC and then hot rolled to a thickness of 2.3 mm.
  • the hot rolled hot rolled sheet was subjected to hot rolled sheet annealing for heating to a temperature of 1100 o C, after which the heated steel sheet was cooled and pickled.
  • the pickled hot rolled sheet was cold rolled to 0.27 mm through one rolled roll to obtain a rolled sheet.
  • the thin plate was heated to a temperature of 830 ° C. in a wet atmosphere mixed with hydrogen and nitrogen, and subjected to primary recrystallization and decarbonization annealing to reduce the residual carbon content to 30 p n or less. Thereafter, the decarbonized steel sheet was heated to 1200 ° C at a heating rate of 15 0 C / hr for secondary recrystallization, and afterwards, electrical steel sheets having various conditions were obtained.
  • B8 indicates magnetic flux density and W17 / 50 indicates iron loss.
  • Comparative steel 1 is not only less than the Si content defined in the present invention, A1 is excessive.
  • the cold rolling property was not good because A1 was excessive, and the magnetic flux density was low and the iron loss was very poor. This phenomenon was similarly observed in Comparative Steel 2, which had excessive Si content.
  • Comparative Steel 3, 4, 5, 6, and 7 is a case who had a content of rare earth elements over, there is shown a station ⁇ 'insufficient magnetic flux density and iron loss results.
  • Comparative steel 8 is a case in which a rare earth element is not added but only A1 is added in a large amount.
  • Comparative steel 9 shows a result that the sum of the contents of the rare earth elements did not reach the value defined in the present invention. Although the comparative steel 8 was not about, the iron loss showed the result of insufficient magnetic flux density and iron loss.
  • the invention example which controlled the component range to the range prescribed
  • FIG. 1 shows photographs obtained by replica method using a transmission electron microscope for the present state of the inhibitor generated in the primary recrystallized sheet subjected to hot rolling, cold rolling, and primary recrystallization annealing by the same process as Example 1 described above.

Abstract

본 발명은 철손이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일측면에 따른 전기강판은 중량%로 Si: 1.0~4.0%, Al: 0.1~4.0%, 희토류 원소: 전체 희토류 원소의 함량 합계로 0.0001~0.5%를 포함하는 조성을 가질 수 있다.

Description

【명세서】
【발명의 명칭】
철손이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
[기술분야】
본 발명은 철손이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 【배경기술]
전기강판은 전자기가의 철심재료 등으로 사용되는 투자율이 높고 철손이 낮은 철강소재이다. 상기 전기강판은 크게 나누어 방향성 전기강판과 무방향성 전기강판으로 나눌 수 있다. " 방향성 전기강판은 압연면에 {110}면, 압연방향으로 자화용이축인 <001〉축이 배열된 {110}<001>결정립으로 이루어진 것을 특징으로 한다. 이러한 방향성 전기강판은 특정 방향으로 극하 우수한 자기적 특성을 가지므로 고정되어 사용되는 요소， 예를 들면 변압기， 전동기， 발전기 및 기타 전자기기 등의 철심 재료로 많이 사용된다. 방향성 전기강판의 자기적 성질을 나타내는 지표로서는 자속밀도와 철손을 들 수 있는데， 자속밀도는 그 값이 클수록 유리하며， 철손은 작을수록 유리하다. 통상 전기강판의 자속밀도는 800Amp/ni의 강도를 가지는 자장에서 측정하는 소위 B8을 지표로 사용하며 , 철손은 주파수 50Hz에서 l.TTesla에서의 kg당 와트손실을 나타내는 W17/50을 지표로 사용한다. 방향성 전기강판에 관한 초기 기술로는 N.P.Goss에 의해 개발된 기술로서， 냉간압연법에 의해 결정립을 {110}<001> 방향 (소위， '고스 방위')으로 배향하는 기술이 제안되었으며， 이후 발전에 발전을 거듭하여 현재에까지 이르고 있다. 즉, 방향성 전기강판을 제조하기 위해서는 {110}<001> 방향 또는 이와 근접한 방향으로 배열된 결정립의 비율이 높을 것이 요구된다. 이와 같이 배열되는 결정립을 얻기 위해서는 강판을 가열하여 결정립의 재결정을 유도하는 과정이 필요하다. 그런데， 통상 소둔과정에 의해 생성되는 결정의 방위는 무질서하게 이루어지는 것이 일반적이므로 특정 방위로 성장한 결정립을 얻기 위해서는 방향성 전기강판 특유의 방법이 필요하다. 전기강판의 소둔은 1차 재결정소둔과 2차 재결정소둔으로 나누어서 실시하는 것이 일반적이다. 그 중 1차 재결정은 넁간압연에 의해 축적된 에너지를 구동력으로 일어나며， 상기 1차 재결정에 의해 생성된 1차 재결정립계 에너지를 구동력으로하여 2차 재결정이 일어난다. 2차 재결정은 비정상 입자성장 (Abnormal Grain Growth)라고도 불리는데， 이 과정에서 수 mm에서 수 cm에 이르는 크기로 입성장이 일어난다. 그런데， 2차 재결정된 결정립은 재결정온도에 따라 각기 다른 방위를 가지게 되는데, 상술한 고스 방위를 가지는 결정립을 가지는 온도에서 2차 재결정이 일어날 경우에는 고스 방위를 가지는 결정립의 비율이 높아져서 결국 우수한 철손을 가진 전기강판을 얻을 수 있는 것이다. 이를 위해서는 원하는 온도까지는 2차 재결정이 일어나지 않다가 고스 방위의 결정립을 얻을 수 있는 온도에서 비로소 2차 재결정이 개시되도톡 할 필요가 있다. 통상, 이를 위해서 인히비터 (inhibitor)를 사용한다. 인히비터는 강재 내에 석출물 형태로 존재하는 것으로서， 결정립 계면 이동 등을 억제하여 새로운 결정립이 생성되는 것을 억제하는 역할을 수행한다. 인히비터의 종류를 적절히 선택할 경우， 고스 방위를 가지는 바람직한 결정립으로 재결정되기 적합한 온도에서 상기 인히비터는 용해되어 제거되거나 기타의 이유로 결정립 성장에 장애로 작용하지 않을 수 있으며, 그로 인하여 상기 온도에서 급격한 재결정과 결정립 성장이 일어나게 되는 것이다. 따라서, 적절한 인히비터의 선정은 전기강판내 고스 방위를 가지는 결정립의 비율을 높이고 그에 따라 철손을 개선시키는데 결정적이다. 최초의 인히비터로는 미국 ARMC0사가 개발한 MnS계 인히비터를 들 수 있다. 그러나, 이러한 MnS계 인히비터를 사용하는 기술에서는， MnS가 슬라브 내에서는 조대한 입자로 존재하기 때문에 인히비터의 역할을 수행할 수 없으며 따라서 밀단 용체화시킨 후 미세하게 재석출 시키는 과정이 필요하다. 이를 위해서, 슬라브의 가열온도를 1350oC 이상으로 가열해서 층분한 용체화를 도모하여야 할 필요가 있다. 그러나， 상술한 슬라브 가열온도는 일반적인 강재의 슬라브 가열온도에 비하여 매우 높은 것으로서 그 때문에， 가열로의 수명이 감소하거나， 슬라브 표면의 실리콘 산화물이 액체 상태로 홀러내려 슬라브를 침식시키는 등의 문제를 야기할 수 있다. 또한， 상기 ARMC0사의 무방향성 전기강판 제조방법은 중간소둔을 포함한 2회의 냉연법으로서 제조된 강판의 자기적 성질이 층분하지 않다는 문제가 있었다.
1968년에는 신일본제철이 소위 'Hi-B'라는 제품명으로 새로운 개념의 전기강판을 제안한 바 있다. 상기 전기강판은 인히비터로서 A1N과 MnS를 이용하고 1회의 냉연을 실시하는 방법에 의해 제조된다. 상기 'Hi-B'는 높은 자속밀도와 낮은 철손을 얻는 방법이나, 인히비터의 용체화를 위해 높은 은도로 슬라브를 가열해야 한다는 문제는 해결하지 못하였다. 또다른 방법으로서， JFE는 MnSe와 Sb를 인히비터로 사용하는 전기강판을 제안한 바 있으나， 상기 전기강관 역시 슬라브 가열온도가 높아진다는 단점을 극복하지는 못하였다. 이러한， 종래의 기술의 기술이 가지고 있던 고은가열법에 의한 문제를 해결하기 위하여， 인히비터를 처음부터 존재시키는 것이 아니라， 2차 재결정 직전에 형성시킴으로써 슬라브 가열온도를 1300oC 이하 또는 128CTC 이하로 낮출 수 있는 저온가열법이 개발되었다. 상기 기술의 핵심은 인히비터로서 A1N을 이용하되， 인히비터 형성에 필요한 질소를 공정의 후반부에 가스를 확산시켜 강재내에 첨가하는 질화소둔 단계를 포함하는 것이다. 따라서， A1N을 형성시키는 A1과 N을 용체화시키기 위하여 고온으로 가열할 필요가 없으므로， 고온법이 가지고 있던 공정상의 여러 문제점을 해결할 수 있었다. 전기강판의 철손을 개선하는 또한가지 중요한 인자로서는 비저항을 높이는 방법을 생각할 수 있다. 즉, 강판의 철손은 하기 수학식 1로 표시되는 바와 같이 강판의 비저항에 반비례하는 성질을 가지기 때문에， 비저항을 낮출 수 있는 원소를 첨가하는 것이 바람직하다.
[수학식 1]
Wee = (π2·ά2·Ι2·ί2)/(ρ·6) 여기서， Wee: 철손， d: 결정직경, I： 전류， f:주파수， p: 비저항
전기강판의 비저항을 높이는 역할을 하는 원소로서 Si를 들 수 있으며， 따라서 Si를 가급적 다량 첨가하는 것이 전기강판의 철손개선에 효과적이다. 그러나, Si를 과다하게 첨가할 경우에는 강판의 취성이 증가하기 때문에 넁간압연성이 저하된다는 문제가 있다. 이와 같은 이유로 Si 첨가에는 현실적으로 한계가 있을 수 밖에 없다. 또한， Si'와 유사하게 비저항을 높이는 원소로서 P 등을 생각할 수 있으나， P 역시 미량의 첨가만으로 강판의 취성이 증가하므로 첨가량에 한계가 있을 수 밖에 없다.
【발명의 상세한 설명】
【기술적 과제】
본 발명의 일측면은 철손을 포함한 자기적 성질이 우수하면서도 저온가열법에 의해 제조될 수 있는 신규한 전기강판 및 이러한 전기강판을 제조하는 신규한 방법을 제공한다. 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 명세서의 전반적인 내용으로부터 파악될 수 있으며， 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 추가적인 과제를 이해함에 있어 특별한 문제점이 없을 것이다.
【기술적 해결방법]
본 발명의 일측면에 따른 전기강판은 증량 %로 Si: 1.0-4.0%, A1: 0.1-4.0%, 회토류 원소: 전체 회토류 원소의 함량 합계로 0.05~0.5%를 포함하는 조성을 가질 수 있다. 이때， 상기 전기강판의 조성은' C: 0.003중량 ¾> 이하, Mn: 0.03~0.2중량 %， S: 0.001~0.05중량 % 및 N: 0.01중량 % 이하를 더 포함할 수 있다. 또한， 상기 강판은 P: 0.5% 이하， Sn: 0.3% 이하， Sb: 0.3% 이하， Cr: 0.3% 이하 Cu: 0.4% 이하 및 Ni: 1% 이하 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상올 더 포함할 수 있다. 본 발명의 전기강판은， 종래의 전기강판과는 달리 회토류 원소 또는 회토류 원소의 화합물을 인히비터로 사용하여 제조된 것일 수 있다. 본 발명의 또한가지 측면인 전기강판을 제조하는 방법은， 중량 ¾로 Si: 1.0-4.0%, A1: 0.1-4.0%, 회토류 원소: 전체 희토류 원소의 함량 합계로 0.05~0.5¾)를 포함하는 조성을 가지는 슬라브를 1050~L300oC로 가열하는 단계; 상기 슬라브를 열간압연하는 단계; 상기 슬라브를 냉간압연하는 단계; 상기 슬라브를 1차 재결정소둔하는 단계; 및 상기 슬라브를 2차 ,재결정소둔하는 단계를 포함할 수 밌다. 또한, 상기 슬라브는 C: 0.1중량% 이하， Mn: 0.03~0.2중량%, S: 0.001~0.05중량¾ 및 N: 0.01증량 ¾> 이하를 더 포함할 수 있다. 그리고， 상기 열간압연하는 단계 이후에 열간압연된 강판을 소둔하는 단계 및 산세하는 단계 중에서 선택된 1 단계 이상을 더 포함할 수 있다. 또한， 본 발명의 전기강판의 제조방법에서 상기 냉간압연하는 단계의 압하율은 85~90%일수 있다. 또한， 상기 냉간압연은 중간소둔을 사이에 포함하여 2회 이상 실시되며, 마지막 회의 냉간압연의 압하율이 60% 이상일 수도 있다.
또한， 상기 1차 재결정소둔은 700~950oC에서 이루어지는 과정일 수 있다. 그리고， 상기 2차 재결정소둔은 최고온도 1100~1300°C까지 승온속도 5~30°C/hr로 가열하는 과정일 수 있다.
【유리한 효과】
상술한 바와 같이， 본 발명은 인히비터로서 회토류 (REM)을 이용하고, 강판의 비저항을 증가시키기 위하여 A1을 다량 첨가함으로써 강판의 철손을 확기적으로 개선할 수 있다는 효과를 가진다.
【도면의 간단한 설명】 .
도 1은 회토류 원소를 첨가하였들 때, 강재내에서 인히비터가 형성되는 현상을 관찰한 현미경 사진이다.
도 2는 회토류 원소의 함량에 따라 철손이 변화하는 것을 나타낸 그래프이다.
[발명의 실시를 위한 최선의 형태】
이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 본 발명의 발명자들은 인히비터의 첨가에 의한 고스 방위 입자의 증가를 도모하는 동시에, 취성을 일으키지 않고 강판의 비저항을 증가시킴으로써 낮은 철손을 가지는 전기강판을 제조하기 위하여 깊이 연구한 결과, 이러한 과제는 전기강판 내에 희토류 금속 (Rare Earth Metal, 간략히 REM, 본ᅳ발명에서는 회토류 원소라고도 칭함)를 첨가하고 A1의 함량을 증가시킴으로써 달성 가능하다는 것을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다. 즉, 본 발명에서는 A1의 함량을 0.1중량 ¾ 이상 첨가한다. 본 발명자들의 연구결과에 따르면 상기 A1은 Si과 유사하게 강판의 비저항을 증가시키는데 큰 기여를 할 뿐만 아니라， 일정 범위까지는 첨가하여도 강판의 취성은 증가시키지 않는다는 효과를 가진다. 그러므로， 비자성을 증가시키기 위해 추가적인 첨가가 필요하였으나， 강판의 취성으로 인하여 그 첨가량이 제한되는 Si를 보조하여 강판의 비저항을 취성 증가 없이 개선하는 역할을 한다. 이를 위해서는 상기 A1은 0.1중량 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, A1 함량이 과다할 경우에는 취성이 증가하므로 층분한 냉간압연성을 고려하여 상기 A1 함량은 4.0중량 ¾> 이하로 정할 수 있다. 상기와 같은 A1 함량 범위는 A1N을 인히비터로 사용하는 전기강판의 A1 함량 범위 (예를 들면， 통상 0.05중량 % 미만)에 ,비하여 매우 높은 범위이다. 즉， 본 발명에서 적용하는 범위로 A1을 첨가할 경우에는 인히비터로 작용하는 A1N을 미세하고 균질하게 분포시키는 것이 곤란하기 때문에， 고스 방위 입자 형성을 유도하는 인히비터의 역할을 층분히 수행하기 어렵다. 따라서, 본 발명에서는 A1N계 인히비터가 아닌 새로운 개념의 인히비터를 제안함으로써， 비저항과 결정 방위 모두를 개선시키고자 한다. 이를 위하여， 본 발명에서는 인히비터 형성원소로서 회토류 원소를 사용한다. 희토류 원소라 함은 주기율표에서 제 3족에 속하는 Sc, Y와 원자번호 57-기번에 해당하는 란타넘 족의 15개 원소를 합친 17종 원소를 의미한다. 이들 희토류 원소는 단독으로나 S 또는 0와 결합한 화합물의 형태로 1차 재결정립계의 이동을 방해할 뿐만 아니라， 2차 재결정온도에서 고스 방위의 결정립 성장을 방해하지 않으므로 고스 방위 입자의 비율을 높이는데 매우 효과적이다. 뿐만 아니라, 상기 회토류 원소의 화합물은 주조된 슬라브 내에서도 매우 미세한 크기를 가지고， 균질하게 분포되어 있으로 후속되는 공정에서 미세석출시키기 위해서 슬라브를 용체화 처리하는 단계가 굳이 필요없다. 이는, 슬라브 가열온도를 통상의 저온가열법과 동일하게 하여도 좋다는 것이므로 고온법에 의한 문제점 역시 해결할 수 있다는 장점이 있다. 상기 회토류 원소는 1종만 포함될 수도 있으며, 2종 이상 포함될 수도 있는데， 층분한 인히비터의 효과를 얻기 위해서는 상기 희토류 원소의 함량은 강판 내에 포함된 전체 회토류 원소의 함량의 합계로서 0.05% 이상일 수 있다. 다만, 회토류 원소의 함량이 과다할 경우에는 과다한 회토류로 인하여 조대한 화합물 등이 생성되어 버릴 우려가 있으므로 그 함량 합의 상한을 0.5중량%로 정한다. 조대한 화합물은 1차 재결정립 성장 억제에 충분한 효과를 가지기 어렵다. 본 발명의 한가지 구현례에 따르면 철손을 보다 향상시킬 수 있는 희토류 원소 함량 합의 범위는 0.065 0.4%일 수 있다. 따라서， 본 발명의 전기강판은 Si에 더하여 A1과 희토류 원소 (REM)를 포함하는 조성을 가질 수 있다. 이때, 강판에 포함되는 Si는 다음과 같은 이유로 그 함량을 1.0~4.0중량¾)로 정할 수 있다. 즉， 앞서 설명한 바와 같이 Si는 강판의 비저항을 증가시키는 원소로서 1.0% 이상 포함될 수 있다. Si 첨가량이 증가할수록 비저항이 증가되며 그 결과 철손도 개선되기 때문에 Si 함량은 높을수록 유리하다. 그러나， 통상의 전기강판이 냉간압연에 의해 제조된다는 것을 고려한다면 충분한 압연성을 얻기 위하여 상기 Si는 4.0중량 % 이하의 범위로 첨가할 수 있다. 따라서, 본 발명의 전기강판은 중량 %로 Si: 1.0-4.0%, A1: 0.1-4.0%, 회토류 원소: 전체 회토류 원소의 함량 합계로 0.05~0.5%를 포함하는 조성을 가질 수 있다. 뿐만 아니라， 본 발명의 전기강판은 상기 원소 이외에도 전기강판에 포함될 수 있는 여러가지 추가원소들 및 불순물들을 더 포함할 수 있으나, 본 발명에서 이를 특별히 제한하지는 않는다. 다만, 본 발명의 전기강판에 포함될 수 있는 몇가지 예를 든다면 C, Mn, S, N등의 원소를 들 수 있으며， 본 발명의 몇가지 구현례에 따르면 이들 원소는 하기하는 조성을 가질 수 있다.
C: 0.003중량 %(30ppm) 이하
C는 탈탄 부하 등의 문제로 슬라브 상태에서는 다량 포함될 수 있으나， 전기강판의 자기시효와 원인이 되므로 최종제품인 전기강판에서는 가급적 그 함량을 제한하는 것이 바람직하다. 따라서， 본 발명에서는 상기 C 함량의 상한을 0.003중량 %로 제한한다. 상술한 바와 같이 본 발명에서는 상기 C는 최종제품인 전기강판 내에서는 첨가되지 않는 것이 바람직한 불순물이므로 그 함량의 하한을 특별히 정하지는 않는다. Mn: 0.03~0.2중량¾
Mn은 재가열시 석출물의 고용온도를 낮추며, 열간압연시 소재 양 끝부분에 생성되는 크랙을 방지의 역할을 하는 원소로서, 이와 같은 작용효과를 얻기 위해서는 0.03%이상 첨가할 수 있다. 그러나, 과잉첨가되면 Mn산화물을 형성하고， MnS화합물을 만들어 희토류원소의 역할을 축소하여 철손을 악화시키므로， 그 함량범위는 0.03-0.2중량 %로 설정하는 것이 바람직하다.
S: 0.001—0.05중량 ¾
S는 회토류 원소와 결합하여 인히비터를 생성시킬 수 있는 원소아다. 이를 위해서는 0.001중량 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만， 과다하게 첨가될 경우에는 형성되는 S 화합물이 조대화되어 1차 재결정립의 성장을 억제하기 위한 인히비터로 작용하기 어렵다. 따라서， 그 상한은 0.05중량 %로 정한다ᅳ
N: 0.01중량 % 이하 ■ . 일부의 전기강판에서는 상기 N이 전기강판에 포함될 경우 인히비터의 역할을 수행할 수 있다. 그러나, 본 발명은 질화물계 인히비터를 적극적으로 이용하는 것은 아니므로， 상기 N을 적극 첨가하지는 않는다. 또한 , N이 과량 첨가될 경우에는 강에 블뫼스터라고 불리는 부풀음 현상을 유발할 수 있다. 따라서， 본 발명에서는 상기 N은 0.이중량 % 이하로 제한한다. 본 발명의 전기강판은 상기와 같은 원소 이외에도 전기강판에 통상 포함되는 P, Sn, Sb, Cr, Cu, Ni 등과 같은 기타의 원소의 첨가를 배제하지 않는다. 상기 원소들은 전기강판 내에 포함될 수 있는 정도라면 그 함량을 제한하지는 않으나， 몇가지 비제한 적인 예를 든다면 P: 0.5% 이하, Sn: 0.3% 이하， Sb: 0.3% 이하, Cr: 0.3% 이하, Cu: 0.4% 이하， Ni： 1% 이하 등을 들 수 있으며， 이들은 1종만 포함되어도 좋고 2종 이상 포함되는 것도 가능하다. 상술한 본 발명의 유리한 전기강판은 다량의 A1을 포함하고 내부에 희토류 원소 또는 그 화합물로 이루어지는 인히비터가 존재하는 전기강관으로서， 첨가된 A1에 와해서는 비저항이 향상되며， 인히비터에 의해서 고스 방위 입자의 비율이 증가할 수 있다. 그 결과 본 발명의 한가지 구현례에 따른 전기강판은 B8이 1.87T 이상인 고자속밀도를 가질 수 있으며， 우수한 철손을 가질 수 있다. 상술한 본 발명의 유리한 전기강판을 제조하는 방법은 통상적인 전기강판와 제조법에 준할 수 있어， 본 발명에서 특별히 제한하지 않는다. 다만， 본 발명의 전기강판의 특징적인 조성과 그로 인한 인히비터의 거동 등을 감안한 한가지 실시형태를 제안한다면 다음과 같다. 즉， 본 발명의 전기강판은 슬라브 저온 가열법에 의한 것으로서， 열간압연 및 냉간압연을 거친 후 1차 재결정소둔과 2차 재결정소둔에 의하여 제조될 수 있다. 이하 보다 구체적인 조건에 대하여 설명한다. 우선， 슬라브를 가열하는 단계가 선행한다 . 본 발명에서 사용하는 슬라브는 본 발명의 전기강판의 조성과 실질적으로 동일한 조성을 가진다. 다만， C는 이후의 탈탄소둔 과정에 의하여 제거되는 것으로서 전기강판의 C 함량 (예를 들면 0.0003중량 ¾> 아하)보다 높은 값을 가질 수도 있다. 다만， 과다하게 높을 경우에는 탈탄 부하가 증가하여 생산성이 감소하므로 바람직하지 않다. 따라서， 본 발명의 전기강판을 제조하기 위한 슬라브 중의 C 함량은 0.10 중량 % 이하로 설정할 수 있다. 본 발명에서 C는 첨가되지 않아도 좋은 임의원소이므로 슬라브 중의 c 함량의 하한을 특별히 정할'필요는 없다. 다만, 처음부터 C 함량이 너무 낮으면 열간압연 중에 상변태가 층분히 일어나지 않아서 {110}<001> 고스결정립의 핵이 층분히 생성되지 않아서 자성에 해롭다. 따라서， 이를 고려한다면 그 함량의 하한을 0.01 중량 %로 정할 수 있다. 또한， 본 발명에서 유리하게 첨가되는 희토류 원소는 제강과정에서 각각의 성분을 단독으로 첨가할 수 있으며, 2종 이상을 흔합하여 첨가할 수도 있다. 특히， 2종 이상을 흔합하여 ¾가할 경우에는 각종의 희토류 원소가 흔합된 형태안 미시메탈 (misch metal)의 형태로 첨가할 수도 있다. 즉， 회토류 원소는 화학작 성질이 유사하고 상호 분리가 어려워서， 상호 흔합되어 제련되는 경우가 많으며， 그 광석의 종류 (예를 들면 모자나이트, 바스트네사이트 등)에 따라서 몇가지 희토류 원소가 흔합된 염을 얻는 경우가 많다. ' 이러한 흔합염을 마그네슴, 칼슘, 나트륨과 같은 활성 금속으로 환원하거나또는 전해하여 금속을 얻는데, 이렇게 여러 원소들이 흔합된 금속을 미시메탈이라고 한다. 이러한 미시메탈은 제강과정에서 회토류 원소의 함량을 제어하는데 유리하게 사용될 수 있으며, 전체 첨가되는 회토류 원소의 함량의 합이 본 발명에서 정한 범위를 벗어나지만 않는다면, 미시메탈 자체의 조성이나 종류 등은 특별히 제한하지 않는다. 본 발명에서는 인히비터 형성원소로 회토류 원소를 사용하는데， 회토류 원소로 이루어지는 인히비터는 MnS나 MnSe등과 같이 용체화 처리하지 않아도 강 내에 균질하고 미세하게 분포할 수 있으므로 굳이 고은으로 가열할 필요가 없다. 따라서， 본 발명의 슬라브 가열온도는 가열로에 가열부담을 가하지 않고, 표면의 Si 산화물의 용융되지 않는 범위인 1300°C 이하로 정한다. 보다 바람직한 슬라브 가열온도는 1250°C 이하일 수 있다. 다만, 후속되는 열간압연 공정을 고려한다면 상기 슬라브는 1050oC 이상으로는 가열되는 것이 바람직하다.
상기와 같이 가열된 슬라브는 열간압연될 수 있다. 열간압연은 통상의 방식에 의해 수행될 수 있으며, 한가지 구현례에 따르면 상기 열간압연에 의해 얻어지는 강판은 2.0-3. Omm의 두께를 가질 수 있다. 이는 후술하는 냉간압연에서 압연부하가 과다하지 않고 층분한 압하량을 얻기에 적합한 범위이다. 상기 열간압연된 강판에 대해서 이후 필요하다면 열연판 소둔이나 산세를 실시할 수도 있으나, 아는 반드시 필수적인 것은 아니다. 또한, 상기와 같은 열간압연 및 필요에 따른 열연판 소둔 단계 이후에는 넁간압연과정이 후속된다. 넁간압연과정은 1회만 실시될 수도 있으며， 중간소둔을 사이에 두고 2회 이상 실시될 수도 있다. 상기 넁간압연은 강판내에 집합조직을 형성시키는데 필요한 중요한 단계로서 85~90¾의 냉간압연 압하율 (2회 이상 실시할 경우에는 전체 압하율을 의미한다)로 실시되는 것이 바람직하다. 즉， 강판 내에 집합조직을 층분한 정도로 형성시켜 이후의 1차 재결정을 거친 2차 재결정 후 고스 방위를 가진 결정립을 다량 형성시키기 위해서는 상기 냉간압연 압하율은 85% 이상인 것이 바람직하다. 다만， 압하율을 너무 높게 설정할 경우에는 넁간압연 부하가 증가하기 때문에 압하율의 상한을 90¾로 정한다. 만일， 상기 넁간압연이 중간소둔을 포함하여 2회 이상 실시할 경우에는 최후의 냉간압연 (만일， 2회의 넁간압연일 경우에는 2차 냉간압연)의 압하율이 50% 이상인 것이 유리하다. 이후， 냉간압연된 강판에 대해서는 1차 재결정소둔을 실시할 수 있다. 충분한 재결정 효과를 얻기 위해서는 상기 1차 재결정소둔온도는 700~950oC 의 범위가 바람직하다. 후술하는 바와 같이 한가지 구현례에서는 상기 1차 재결정은 탈탄을 겸해서 일어난다. 1차 재결정 온도가 700°C이하이면 탈탄이 일어나지 않고， 1차 재결정 온도가 950oC이상이면 1차 재결정립이 조대해져서 2차 재결정 구동력이 약해져서 고스결정립이 제대로 발달하지 못한다. 이때, 상기 1차 재결정소둔시 분위기를 수소와 질소의 흔합 습윤 분위기에서 실시함으로써 강판내 탄소를 제거할 수 있다. 이와 같은 경우에 상기 1차 재결정소둔은 탈탄소둔으로도 불릴 수 있다. 탈탄소둔의 가스의 흔합비율， 이슬점 등은 통상의 전기강판 탈탄소둔에 준하여 행하면 되므로 본 발명에서 특별히 제한하지 않는다. 이후， 상기 1차 재결정소둔된 강판을 추가적으로 승온함으로써 2차 재결정소둔 실시하는 단계가 후속된다. 상기 2차 재결정소둔은 5~30oC/hr의 승온속도로 실시하는 것이 바람직하며， 최종 도달온도를 1100~1300°C으로 정하는 것이 바람직하다. 승온속도가 5°C/hr이하일 경우 소둔시간의 증가로 생산성이 저하될 뿐만 아니라 2차재결정온도에 도달하기 전에 1차 재결정립이 조대해져 2차재결정의 구동력이 약해질 수 있으며， 승온속도가 30oC/hr이상일 경우 코일내외부의 온도편차가 발생하여 2차재결정이 균일하게 발생하지 않아 자성을 해치게 된다. 또한， 강판 내의 대부분의 결정립이 재결정될 수 있기 '위해서는 상기 2차 재결정소둔 온도는 1100~1300oC의 범위가 바람직하다. 2차재결정온도 최고온도가
1100°C에 도달하면 2차재결정은 완성되지만 2차재결정립 내부에 작은 결정립들을 완전히 제거할 수가 없어서 철손특성이 나쁘다 . 2차재결정 최고온도가
1300oC이상이면 코일이 변형이 되어 생산성을 해친다. 또한, 경우에 따라서는 상기 2차 재결정소둔 전에 소둔분리제를 도포하는 과정이 추가될 수도 있다. 소둔분리제로서는 본 발명이 속하는 기술분야에서 널리 사용되는 MgO계나 A1203계 어떠한 것이라도사용가능하다. 또한, 상술하지 않은 과정으로서 전기강판 제조에 적용되는 과정이라면 모두 본 발명에 적용할 수 있음에 유의할 필요가 있다. r 명의 실시를 위한 형태】
이하， 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐， 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 즉， 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항 및 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
실시예 1
원소 중 . (：， Mn, S, N의 함량을 각각 C: 0.05중량 %, Mn: 0.07중량¾， S: 0.007중량 %， N: 0.006중량 ¾로 고정하고， Si, A1 및 희토류 원소의 함량 (표에서 각 원소의 함량은 중량 %를 의미한다)을 하기 표 1에 기재한 바와 같이 변경하여 용강을 제조하였다. 용강 제조시 회토류 원소는 각각의 금속을 개별적으로 첨가하거나 미시메탈형태로 첨가하여 그 조성을 조정하였다. 상술한 조성의 용강을 주조하여 두께 250mm의 슬라브를 얻었으며， 술라브를 115CTC의 온도로 가열한 다음 2.3mm의 두께로 열간압연하였다. 상기 열간압연된 열연판을 1100oC의 온도로 가열하는 열연판 소둔을 실시하였으며， 이후 가열된 강판을 냉각하고 산세하였다. 상기 산세된 열연판을 1회의 넁간압연을 통하여 0.27mm까지 냉간압연하여 넁연판을 얻었다. 상기 넁연판을 수소와 질소가 흔합된 습윤분위기에서 830°C의 온도로 가열하여 1차 재결정과 탈탄소둔을 실시하여 잔류탄소량을 30p n이하로 하였다 . 이후 , 상기 탈탄소둔된 강판을 150C/hr의 승온속도로 1200°C까지 가열하여 2차 재결정시 켰으며， 이후 넁각을 통하여 다양한 조건의 전기강판을 얻을 수 있었다. 하기 표 1에서 B8은 자속밀도를 W17/50은 철손을 표시 한다 .
【표 11
Figure imgf000020_0001
Figure imgf000021_0001
비교강 1은 Si 함량이 본 발명에서 규정하는 범위에 미달할 뿐만 아니라， A1은 과다한 경우이다. A1이 과다하여 냉간압연성이 양호하지 못하였을 뿐만 아니라, 자속밀도가 낮고 철손이 매우 불량한 결과를 나타내었다. 이러한 현상은 Si 함량이 과다하였던 비교강 2에서도 유사하게 나타나고 있었다. 비교강 3， 4， 5, 6， 7은 희토류 원소의 함량이 과다하였던 경우로서， 이 역入' 자속밀도와 철손이 미흡한 결과를 나타내고 있었다. 비교강 8은 회토류 원소는 첨가하지 않되， A1만 다량으로 첨가한 경우이다. 다량으로 첨가한 A1은 인히비터 형성에 큰 도움이 되지 않을 뿐만 아니라， 본 실시예에서는 질화소둔 처리도 실시하지 않았으므로 강재내에 인히비터의 생성여지가 없어 자속밀도와 철손이 매우 미흡한 결과를 나타내었다. 비교강 9는 희토류 원소의 함량의 합이 본 발명에서 규정하는 값에 미치지 못하였던 결과를 나타내는데， 비교강 8 정도는 아니나, 역시 철손이 자속밀도와 철손이 미흡한 결과를 나타내고 있었다. 그러나, 성분 범위를 본 발명에서 규정하는 범위로 제어한 발명예의 경우는 모두
1.9T 이상의 자속밀도와 0.901W/kg 이하의 철손을 나타내고 있었다. 실시예 2
또한， 첨가된 회토류 원소들이 어떻게 인히비터로 작용하고 있는지를 확인하기 위하여 C: 0.05중량 ¾, Mn: 0.07중량%， S: 0.007중량 %, N: 0.006증량 %， Si: 3.1중량%, ΑΓ- 1.5 중량 % 중량 ¾>로 조정하고 희토류 원소 중 Pr의 함량을 0.08 중량 %(a) 또는 미시메탈을 첨가하여 전체 희토류 량을 0.24증량 % (발명강 3에 해당) 로 제어한 전기강판 슬라브를 상술한 실시예 1과 동일한 과정에 의해 열간압연， 냉간압연하고 1차 재결정소둔한 1차 재결정판 내의 인히비터 생성현황을 투과전자현미경을 이용하여 레플리카법으로 관찰한 사진을 도 1에 나타내었다. 도면에서 확인할 수 있듯이， Pr을 첨가한 경우 (a)에서는 Pr 또는 그 화합물이， 미시메탈을 첨가한 경우 (b)에는 미시쩨탈에 포함되어 있던 Ce, La, Nd, Pr이 인히비터로 검출되는 것을 알 수 있다ᅳ 즉 회토류 원소가 본 발명에서 훌륭한 인히비터의 역할을 수행할 수 있는 것을 확인할 수 있었다. 실시예 3
또한, 슬라브 조성올 희토류 함량의 합을 변경하되， C: 0.05중량 %, Mn: 0.07중량 %, S: 0.007중량 %， N: 0.006중량 ¾으로 조정하고 Si: 3.1중량 ¾>, A1: 1.0중량%로 제어하였을 경우 (a)와 Si: 3.1%, Al: 2.0%로 제어하여 전술한 실시예 1과 동일하게 전기강판을 제조하였을 경우 (b)의 회토류 함량 합계에 따른 철손의 변화량을 도 2에 나타내었다. 도면에서 볼 수 있듯이， 회토류 함량이 본 발명의 범위에 해당할 경우 철손이 급격히 감소하는 것을 확인할 수 있다. 따라서, 본 발명의 유리한 효과를 확인할 수 있었다.

Claims

【청구의 범위】
【청구항 1】
중량 %로 Si: 1.0-4.0%, A1: 0.1-4.0%, 회토류 원소: 전체 회토류 원소의 함량 합계로 0.05~0.5¾>를 포함하는 조성을 가지는 철손이 우수한 전기강관.
【청구항 2】
제 1 항에 있어서, C: 0.003중량 % 이하， Mn: 0.03-0.2중량 ), S: 0.001~0.05중량 ¾ 및 N: 0.01중량 ¾ 이하를 더 포함하는 철손이 우수한 전기강판.
【청구항 3】
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서， P: 0.5% 이하， Sn: 0.3% 이하， Sb: 0.3% 이하, Cr: 0.3% 이하， Cu: 0.4% 이하 및 Ni： 1% 이하 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 철손이 우수한 전기강판.
[청구항 4】
제 1항 또는 제 2 항에 있어서， 희토류 원소 또는 회토류 원소의 화합물을 인히비터로 사용하여 제조된 철손이 우수한 전기강관.
[청구항 5】
중량 %로 Si: 1.0-4.0%, A1: 0.1-4.0%, 회토류 원소: 전체 화토류 원소의 함량 합계로 0.05~0.5¾를 포함하는 조성을 가지는 슬라브를 1050~1300oC로 가열하는 단계; 상기 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 슬라브를 냉간압연하는 단계;
상기 슬라브를 1차 재결정소둔하는 단계; 및
상기 슬라브를 2차 재결정소둔하는 단계를—포함하는 철손이 우수한 전기강판의 제조방법.
【청구항 6】
제 5 항에 있어서， 상기 슬라브는 C: 0.1중량 ¾ 이하， Mn: 0.03~0.2중량 %， S:
0.001-0.05중량 ¾ 및 N: 0.01중량 ¾ 이하를 더 포함하는 철손이 우수한 전기강판의 제조방법.
【청구항 7】
제 5 항에 있어서, 상기 열간압연하는 단계 이후에 열간압연된 강판을 소둔하는 단계 및 산세하는 단계 중에서 선택된 1 단계 이상을 더 포함하는 철손이 우수한 전기강판의 제조방법.
【청구항 8】
제 5 항에 있어서， 상기 냉간압연하는 단계의 압하율은 85~90%인 철손이 우수한 전기강판의 제조방법 .
【청구항 9】
제 8 항에 있어서， 상기 넁간압연은 중간소둔을 사이에 포함하여 2회 이상 실시되며, 마지막 회의 냉간압연의 압하율이 50% 이상인 철손이 우수한 전기강판의 제조방법.
【청구항 10】
제 5 항에 있어서， 상기 1차 재결정소둔은 700~950°C에서 이루어지는 철손이 우수한 전기강판의 제조방법 .
【청구항 11】
제 5 항에 있어서， 상기 2차 재결정소둔은 최고은도 1100~1300°C까지 승온속도 5~30oC/hr로 가열하는 과정에 의해 이루어지는 철손이 우수한 전기강판의 제조방법.
PCT/KR2012/011749 2012-12-27 2012-12-28 철손이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법 WO2014104444A1 (ko)

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