WO2017111509A1 - 방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

방향성 전기강판 및 그 제조방법 Download PDF

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electrical steel
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이상우
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Definitions

  • It relates to a grain-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the same.
  • oriented electrical steel with excellent magnetic properties should have strong development of Goss texture in the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> direction in the rolling direction of the steel sheet.
  • An abnormal grain growth called recrystallization must be formed. This abnormal crystal growth occurs when normal grain growth, unlike normal grain growth, is suppressed by the movement of grain boundaries that normally grow by precipitates, inclusions, or elements that are dissolved or segregated at grain boundaries.
  • the grain-oriented electrical steel mainly uses a method of producing secondary recrystallization using A1N, MnS, etc. as a grain growth inhibitor.
  • the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet using A1N and MnS precipitates as grain growth inhibitors has the following problems.
  • A1N and MnS precipitates As grain growth inhibitors, the precipitates must be distributed very finely and uniformly on the steel sheet.
  • the slab In order to uniformly distribute the fine precipitates, the slab is heated with high silver of 1300 ° C or more for a long time, the coarse precipitates existing in the steel are dissolved and then hot-rolled in a very fast time to perform hot rolling without precipitation. Rolling must be finished.
  • A1203 is moved to the surface of the steel sheet and reacted with oxygen in the surface oxide layer to form A1203 oxide.
  • the A1N oxide or A1N precipitates which are not decomposed in the annealing process formed in this way may interfere with the movement of magnetic domains in the steel sheet or near the surface, thereby causing deterioration of iron loss.
  • One embodiment of the present invention to provide a grain-oriented electrical steel sheet.
  • Another embodiment of the present invention is to provide a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention in weight%, Si: 2.0 to 7.0%, C: 0.005% or less (excluding 0%), A1: 0.05% or less (excluding), ⁇ : 0 ⁇ 005% or less (excluding 0%), S: 0.005% or less (excluding 0%), Ba and Y alone or in combination thereof: 0.001 to 0.3% and the balance Fe and other unavoidable impurities .
  • Mn may further comprise 0.005 to 0.5% by weight.
  • It may further comprise 0.005 to 0.075% by weight of P.
  • It may further comprise 0.005 to 0.35% by weight of Cr.
  • Sb and Sn may each further comprise 0.005 to 0.2% by weight further alone or in combination thereof.
  • an area ratio of grains having a size of less than lram may be 10% or less.
  • the angle difference between the ⁇ 100> plane and the plate surface of the steel sheet may be 3.5 ° or less.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention includes a holding steel sheet and a coating layer, and the holding steel sheet has a weight% of Si: 2.0 to 7.0%, C: 0.005% or less (except 0%), A1: 0.05 % Or less (except 0%), N: 0.005% or less (except 0%), 5: 0.0053 ⁇ 4> or less (except 03 ⁇ 4>), Ba and Y, alone or in combination thereof: 0.001 To 0.3% and the balance Fe and other unavoidable impurities, and comprises 0.001 to 0.1% by weight of A1 and 0.005 to 0.9% by weight of Mn in all the components including the base steel sheet and the coating layer.
  • the steel sheet may further contain an amount of 0.005 to 0.5% by weight increase.
  • the base steel sheet may further comprise P from 0.005 to 0.075 weight 3 ⁇ 4>.
  • the steel sheet may further comprise 0.005 to 0.35 wt% Cr.
  • the steel sheet may further comprise 0.005 to 0.2% by weight of Sb and Sn, alone or in combination thereof.
  • the area ratio of the grains having a size of 1 mm or less may be 10% or less.
  • the angle difference between the ⁇ 100> plane and the plate surface of the electrical steel sheet may be 3.5 ° or less.
  • Ba, Y, or a combination thereof segregated at grain boundaries in the steel sheet.
  • the slabs may comprise A1 at 0.005% by weight or less (excluding 0%).
  • the slabs may further comprise N at 0.03 weight 3 ⁇ 4 or less (excluding 0%) and S at 0.03 weight% or less (excluding OT).
  • the slab may further comprise 0.005 to 0.5% by weight of Mn.
  • the slabs may further comprise 0.005 to 0.075 weight percent P.
  • the slab may further comprise 0.005 to 0.35% by weight of Cr.
  • the slab may further comprise 0.005 to 0.2% by weight of Sb and Sn, alone or in combination thereof.
  • the slab In the step of heating the slab the slab may be heated to 1040 to 1280 ° C.
  • the method may further include performing hot roll annealing.
  • Primary recrystallization annealing can hold the cold rolled sheet at a temperature of at least 750 ° C for at least 30 seconds.
  • the cracking temperature during the second recrystallization annealing may be 900 ° C to 1250 ° C.
  • the steel sheet may comprise 140 to 500ppm N.
  • the steel sheet may contain less than 50ppm N.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention has low iron loss and excellent magnetic properties by stably forming a goth crystal grain.
  • the manufacturing cost is reduced because no high temperature annealing is required to remove the precipitates such as A1N and MnS.
  • first, second, and third are used to describe various parts, components, regions, layers and / or sections, but are not limited to these. These terms are only used to distinguish one part, component, region, layer or section from another part, component, region, layer or section. Accordingly, the first part, component, region, layer or section described below may be referred to as the second part, component, region, layer or section within the scope of the present invention.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention in weight%, Si: 2.0 to 7.0%, C: 0.005% or less (except 0%), A1: 0.05% or less (except 0%), N: 0.005 to 0.05%, S: 0.0053 ⁇ 4> or less (excluding OT), Ba and Y, alone or in combination, respectively: 0.001 to 0.3% and the balance Fe and other unavoidable impurities.
  • Barium (Ba) and yttrium (Y) act as a grain growth inhibitor to suppress the growth of grains in other orientations than goth grains during secondary recrystallization annealing, thereby improving the magnetic properties of the electrical steel sheet.
  • Ba and Y may be added alone or in combination, respectively, and may include Ba and Y alone or in a total amount thereof: 0.001 to 0.3% by weight. If the content of Ba and Y is too low, it is difficult to exert sufficient restraining force, too much may increase the brittleness of the steel sheet may cause cracks during rolling.
  • the content of B a and ⁇ means the content of Ba or Y when Ba and Y are added alone, and when Ba and Y are added in combination, the sum of the contents of Ba and Y (Ba + Y) is obtained. it means.
  • Si is the basic composition of electrical steel sheet, which increases the specific resistance of the material, thereby reducing core loss (ie, core loss). Si may include 2.0 to 7.0% by weight increase. When the Si content is too small, the specific resistance decreases, the iron loss characteristics deteriorate, and when Si is excessively contained, the brittleness of the steel becomes large, and thus cold rolling may be difficult. Even if it is prepared by the diffusion method after powder coating or surface deposition, it does not exceed the scope of the present invention. More specifically Si may include 2.0 to 4.5% by weight.
  • Carbon (C) is an austenite stabilizing element, and may be included in the slab in an amount of 0.005 to 0.1% by weight in the slab. It is possible to refine the coarse columnar tissue generated during the playing process and to suppress the Slab deep segregation of S. In addition, it is also possible to promote work hardening of the steel sheet during hot rolling to promote secondary recrystallization nucleation in the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation in the steel sheet. Too much C in the slab can lead to edge-cracking during hot rolling. In the manufacturing process is subjected to decarburization annealing, the C content in the final electrical steel sheet manufactured after decarburization annealing may be less than 0.005 weight 3 ⁇ 4. More specifically, 0.003 increment 3 ⁇ 4 It may be:
  • A1N since A1N may not be used as a grain growth inhibitor, aluminum (A1) content can be actively suppressed. A1N can also be used simultaneously. Therefore, it may or may not contain A1. Ba and Y were able to further improve iron loss even when used simultaneously with the precipitate. Thus, Ba, and Y in an embodiment of the present invention, acts as a grain growth inhibitor with or replaced or A1N the A1N crystal grain growth inhibitor.
  • the A1 content is 0.05 weight or less. More preferably A1 comprises 0.01% by weight or more and 04% by weight or less. In addition, in some cases, since A1 may not be used, A1 may be controlled to 0.005% by weight or less so that Al is hardly added.
  • Nitrogen (N) forms precipitates such as AIN, (Al, Mn) N, (Al, Si, Mn) N, Si 3 N 4 and the like, and thus may be included in the slab in an amount of 0.03% by weight or less in the manufacturing method of the present invention.
  • the slab may include 0.01 wt%, and the most preferable content is less than 0.005 wt%.
  • the N content is low, the initial grain size before cold rolling has an effect of coarsening. Therefore, the number of grains having the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation in the primary recrystallization plate increases, thereby reducing the size of the secondary recrystallized grains, thereby reducing the magnetic properties of the final product.
  • Nitrogen may be removed from the product version to include less than 0.005% by weight.
  • the steel sheet manufacturing process may be added before the secondary recrystallization step to be described later, after the step of the well, the steel sheet may include N to 140 to 500ppm. However, nitrogen is removed in the second recrystallization annealing step, and after the second recrystallization annealing step, the steel sheet may include N of 50 ppm or less.
  • Sulfur (S) is a high solubility silver and hot segregation element during hot rolling is not added in one embodiment of the present invention, or can be controlled to 0.005% by weight or less. In the manufacturing method, it may be included in the slab less than 0.03%, but is mostly removed from the product plate.
  • the more preferable content in the slab is less than 0.01% by weight, it is best to include less than 0.005% by weight. However, this can be selected in terms of primary recrystallization control. More specifically, it may be 0.005% by weight or less in the product plate. More specifically, it may be 0.0015% by weight or less.
  • Manganese (Mn) is a resistivity element that has the effect of improving magnetism, but if it contains too much, it causes phase transformation after secondary recrystallization, which adversely affects magnetism. When Mn is further included, the content of Mn is 0.005 to 5% by weight. Restrict. Phosphorus (P) promotes the growth of primary recrystallized grains in oriented electrical steel sheets of low temperature heating method, thereby increasing the secondary recrystallization temperature to increase the degree of integration of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation in the final product.
  • Phosphorus (P) promotes the growth of primary recrystallized grains in oriented electrical steel sheets of low temperature heating method, thereby increasing the secondary recrystallization temperature to increase the degree of integration of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation in the final product.
  • P not only lowers the iron loss of the final product by increasing the number of grains with the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation in the primary recrystallization plate, but also strongly develops the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> texture in the primary recrystallization plate.
  • the magnetic flux density is also increased.
  • P segregates at grain boundaries to a high temperature of about 1000 ° C during secondary recrystallization annealing, and has a function of reinforcing the inhibitory force by delaying decomposition of precipitates.
  • 0.005 to 0.075% by weight may be further included in the electrical steel sheet. At least 0.005% by weight is required for the above-described action to work properly.
  • Chromium has a function of growing primary recrystallized grains as ferrite expansion elements, and increases grains of ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation in the primary recrystallized sheet.
  • Cr 0.005 to 0.35% by weight may be further included in the electrical steel sheet. The above action requires a 0.005 increase in% or more to function properly. If too many crems are added, a dense oxide layer is formed on the surface of the steel sheet during simultaneous decarburization and nitriding, which hinders the deposition. More specifically, Cr may contain 0.03 to 0.2% by weight.
  • Antimony (Sb) and tin (Sn) are low temperature segregation elements and serve to assist the existing precipitates.
  • Sb and Sn may each further comprise 0.005 to 0.2% by weight further alone or in combination thereof. Since Sb and Sn have a good influence on the improvement of the degree of integration, they may be included alone or in combination of 0.005% by weight or more alone or in combination thereof. However, limited to 0.2% by weight or less because it prevents decarburization when added excessively. More specifically, Sb and Sn may be further included, and Sb may further include 0.01 to 0.06% by weight, and Sn may further include 0.02 to 0.1% by weight.
  • the components such as titanium (Ti), magnesium (Mg), and kale (Ca) are preferably not added because they react with oxygen in steel to form oxides. However, considering impurities in the steel, it can be controlled to 0.005% or less, respectively.
  • the area ratio of the grains having a particle size of 1 ⁇ or less may be 10% or less with respect to the total grain area 10OT. If the area ratio of the grains having a particle size of 1 ⁇ or less is more than 10% with respect to 100% of the total grain area, the grains may not grow sufficiently and the magnetism may be degraded.
  • the plate surface of a steel plate means XY surface, when the rolling direction of a steel plate is X axis
  • Ba, Y, or a combination thereof may act as an inhibitor and segregate at grain boundaries.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention includes a holding steel sheet and a coating layer, and the holding steel sheet has an increased% by weight of Si: 2.0 to 7.0%, C: 0.005% or less (excluding 0%), and A1: 0. 05% or less (except 0%), N: 0.005% or less (except 0%), Ba and Y alone or in combination thereof: 0.001 to 0.3% and the balance Fe and other unavoidable impurities
  • A1 is 0.001 to 0.01 weight 3 ⁇ 4>
  • Mn is 0.005 to 0.9 weight percent.
  • the coating layer is formed on the base steel sheet.
  • the composition of the coating layer is similar to that of the base steel sheet, but contains more A1 and Mn than the base steel sheet. Therefore, the total components including the base steel sheet and the coating layer will include 0.001 to 0.01 wt% of A1 and 0.005 to 0.9 wt% of Mn.
  • Si 2.0 to 7.0%
  • C 0.001 to O.
  • Mn 0.005 to 0.5% Ba and Y, alone or in combination, respectively: heating a slab comprising 0.001 to 0.3% and the balance Fe and other unavoidable impurities; Hot rolling the slab to produce a hot rolled plate; Cold rolling the hot rolled sheet to produce a cold rolled sheet; Primary recrystallization annealing of the cold rolled sheet; And a second recrystallization annealing of the electrical steel sheet on which the first recrystallization annealing is completed.
  • A1 in the slab may contain less than 0.05% by weight, or it may be extremely low to less than 0.005% by weight.
  • the slab may further comprise less than 0.03% by weight of N and less than 0.3% by weight of S. More preferably, the slab may contain N of 0.005% by weight or less and S of 0.005% by weight or less.
  • the heating temperature of the slab is not limited, but heating the slab to a temperature of 1280 ° C or less can prevent the growth of the slab columnar structure coarse to prevent the cracking of the plate in the hot rolling process. Therefore, the heating temperature of the slab may be more than 1000 ° C and less than 1280 ° C.
  • hot rolling is performed.
  • the hot rolling temperature or the cooling temperature is not limited, and in one embodiment, the hot rolling may be finished at a temperature of 950 ° C. or less, and then wound up to 600 ° C. or less.
  • a hot rolled sheet having a thickness of 1.5 to 4.0 kPa can be produced.
  • the hot rolled hot rolled sheet may be cold rolled without performing hot rolled sheet annealing or hot rolled sheet annealing as necessary. In the practice of the hot-rolled sheet annealing to make a hot-rolled tissue uniformly heating and cracking of at least 900 ° C temperature can then be cooled.
  • Hot rolling is used to produce 0.1 to 0.5 mm cold rolled plate by using multiple reverse rolling methods including one rolling, multiple cold rolling, or intermediate annealing using a reverse rolling mill or a tandem rolling mill. can do. More specifically, it is possible to manufacture a cold rolled plate of 0.1 to 0.35 kPa.
  • Cold rolled steel sheets are subjected to primary recrystallization annealing.
  • primary recrystallization annealing primary recrystallization occurs in which decarburization and goth grain nuclei are generated.
  • the primary recrystallization annealing can be to keep at least 30 seconds at a temperature of the cold-rolled sheet at least 750 ° C. If less than 750 ° C may not provide a sufficient energy for grain growth, less than 30 seconds grain growth may be unstable due to poor magnetism.
  • the nitriding annealing step after the decarburization annealing can be omitted.
  • nitride annealing is required to form A1N.
  • A1N is not used as a grain growth inhibitor, a nitriding annealing process is not necessary.
  • the steel sheet which has completed the first recrystallization annealing is coated with an annealing separator containing MgO and subjected to the second recrystallization annealing.
  • the cracking temperature during the second recrystallization annealing may be 900 ° C to 1250 ° C. If it is less than 900 ° C goth grains may not be grown enough to decrease the magnetism, and when it exceeds 1250 ° C grains may grow coarse to deteriorate the characteristics of the electrical steel sheet.
  • the nibble plate may comprise 50 to 500ppm N. More specifically, it may include 140 to 500ppm.
  • the purification annealing process may be omitted.
  • the steel sheet may contain less than 50ppm N.
  • the slabs containing 0.0045% and the contents of barium (Ba) and yttrium (Y) were changed as shown in Table 1, and the remaining slabs containing Fe and other unavoidable impurities were heated at 1150 ° C for 210 minutes and hot-rolled to 2.6mm thickness.
  • the hot rolled plate of was prepared.
  • the hot rolled sheet was heated to 1090 ° C., maintained at 920 ° C. for 90 seconds, quenched with water, pickled, and hot rolled to a thickness of 0.262 mm.
  • the first cracking temperature was 700 ° C
  • the second cracking temperature was 120CTC
  • the temperature raising condition of the temperature rising range was 15 ° C per hour in the temperature range of 700 to 1200 ° C.
  • the cracking time at 1200 ° C was treated as 15 hours. Atmosphere during the final annealing were as heunhap atmosphere of nitrogen up to 1200 ° C 25% hydrogen + 75%, 1200 ° C is reached after furnace cooling was then held at 100% hydrogen atmosphere.
  • the metal layer except for the coating layer in the product plate A1 content was 0.001%
  • N content was 8ppm
  • Table 1 The magnetic properties measured for each condition are summarized in Table 1 below.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to Comparative Material 1 and Inventive Material 8 has an exact Goss orientation fraction ( ⁇ 10 ° ) of 0.72% by volume, which is remarkable compared to 0.28% by volume of the exact Goss orientation fraction ( ⁇ 10 ° ) of the non-oriented electrical steel sheet by Comparative Material 1. It could be confirmed that the increase.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to Inventive Material 8 had a Goss orientation fraction ( ⁇ 15 ° ) of 1.62% by volume, which was remarkably higher than 1.04% by volume of Goss orientation fraction ( ⁇ 15 ° ) of the non-oriented electrical steel sheet by Comparative Material 1. It could be confirmed that the increase.
  • the fraction of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> ( ⁇ 15 ° ) was 12.8 volume 3 ⁇ 4, and the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> ( ⁇ 15 ° of non-oriented electrical steel sheet according to Comparative Material 1 ) Fraction 13.
  • the hot rolled sheet was heated to a temperature of more than 1,050 ° C and maintained at 910 ° C. for 90 seconds and pickled by boiling water. It was then cold rolled to a thickness of 0.262 mm. ⁇ The hot rolled steel plate is heated at a furnace speed, and then decarburized by maintaining it at 800 to 900 ° C for 120 seconds at a dew point temperature of 60 ° C, which is formed by simultaneously adding 50% hydrogen and 50% nitrogen. It was set as follows.
  • MgO an annealing separator
  • Finish-annealing was the atmosphere during the temperature increase up to 1,200 ° C in 25% heunhap atmosphere of nitrogen + 75% hydrogen, 1,200 ° C is reached after nonyaeng was then maintained for 20 hours in a 100% hydrogen atmosphere.
  • Table 2 The magnetic properties measured at the decarburization temperature showing the best magnetism in the final product for each condition are summarized in Table 2 below.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은, 중량%로, Si : 2.0 내지 7.0%, C : 0.005% 이하(0%를 제외함), Al : 0.05%이하(0%를 제외함), N : 0.005%이하(0%제외), S : 0.005%이하(0%를 제외함), Ba 및 Y을 각각 단독 또는 이들의 합량으로 : 0.001 내지 0.3 % 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

Description

【명세서】
【발명의 명칭】
방향성 전기강판 및 그 제조방법
【기술분야】
방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
【발명의 배경이 되는 기술】
일반적으로 자기특성이 우수한 방향성 전기강판은 강판의 압연방향으로 {110}<001>방위의 고스조직 (Goss texture)이 강하게 발달하여야 하며， 이와、같은 집합조직을 형성시키기 위해서는 고스 방위의 결정립들이 2차 재결정이라는 비정상인 결정립 성장을 형성시켜야 한다. 이러한 비정상적인 결정성장은 통상적인 결정립성장과 다르게 정상적인 결정립 성장이 석출물， 개재물이나 혹은 고용되거나 입계에 편석되는 원소들에 의하여 정상적으로 성장하는 결정립계의 이동이 억제되었을 때 발생하게 된다.
방향성 전기강판은 주로 A1N , MnS 등의 석출물을 결정립성장 억제제로 이용하여 2차재결정을 일으키는 제조방법을 사용하고 있다. 이러한 A1N , MnS 석출물을 결정립성장 억제제로 사용하는 방향성 전기강판 제조방법은 하기와 같은 문제점들이 있다.
A1N , MnS 석출물을 결정립성장 억제제로 사용하기 위해서는 석출물 들을 매우 미세하고 균일하게 강판에 분포시켜야만 한다.
이와 같이 미세한 석출물을 균일하게 분포시키기 위해서는 슬라브를 1300 °C 이상의 높은 은도로 장시간 동안 가열하여 강 중에 존재하던 조대한 석출물 들을 고용시킨 후 매우 빠른 시간내에 열간압연을 실시하여 석출이 일어나지 않은 상태에서 열간압연을 종료하여야 한다.
이를 위해서는 대단위의 슬라브 가열설비를 필요로 하며， 석출을 최대한 억제하기 위하여 열간압연과 권취공정을 매우 엄격하게 관리하고 열간압연 이후의 열연판 소둔공정에서 고용된 석출물이 미세하게 석출되도록 관리하여야 하는 문제가 있다.
또한 고온으로 슬라브를 가열하게 되면 융점이 낮은 Fe2Si04가 형성됨에 따라 슬라브 워싱 (washing) 현상이 발생하여 실수율이 저하된다. 또한 2차 재결정 완료후에 석출물 구성 성분을 제거하기 위하여 1200 °C의 고온에서 30시간 이상 장시간 순화소둔을 해야만 하는 제조공정상의 복잡성과 원가부담이 따르는 문제가 있다.
그리고 이러한 순화소둔 과정에서 A1N계 석출물이 A1과 N으로 분해된 후에 A1이 강판표면으로 이동하여 표면산화층의 산소와 반웅함에 따라 A 1203 산화물이 형성된다.
이와 같이 형성된 A1계 산화물이나 순화소둔 과정에서 분해되지 않은 A1N 석출물들은 강판내 혹은 표면가까이에서 자구의 이동을 방해하여 철손을 열화시키는 원인이 된다.
【발명의 내용】
【해결하고자 하는 과제】
본 발명의 일 실시예는 방향성 전기강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 또 다른 실시예는 방향성 전기강판의 제조방법을 제공하는 것이다.
[과제의 해결 수단]
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은， 중량 %로， Si : 2.0 내지 7.0%, C : 0.005% 이하 (0%를 제외함)， A1 : 0.05%이하 ( 를 제외함)， Ν : 0 · 005%이하 (0%제외) , S : 0.005%이하 (0%를 제외함)， Ba 및 Y을 각각 단독 또는 이들의 합량으로: 0.001 내지 0.3% 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
Mn을 0.005 내지 0.5 중량 % 더 포함할 수 있다.
P를 0.005 내지 0.075 중량 % 더 포함할 수 있다.
Cr를 0.005 내지 0.35 중량 % 더 포함할 수 있다.
Sb 및 Sn를 각각 단독 또는 이들의 합량으로 0.005 내지 0.2 중량 % 더 포함할 수 있다.
전기강판 내에 존재하는 결정립 중에서 lram 이하 크기를 갖는 결정립의 면적 비율이 10%이하일 수 있다.
전기강판에서 <100>면이 강판의 판면과 이루는 각도차이는 3.5° 이하일 수 있다.
결정립계에 편석된 Ba, Y , 또는 이들의 조합을 포함할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은， 소지강판 및 코팅층을 포함하고， 소지강판은 중량 %로 Si : 2.0 내지 7.0% , C : 0.005% 이하 (0%를 제외함)， A1 : 0.05%이하 (0%를 제외함)， N : 0.005% 이하 (0%를 제외함)， 5 : 0.005¾>이하(0¾>를 제외함)， Ba 및 Y을 각각 단독 또는 이들의 합량으로: 0.001 내지 0.3 % 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 소지강판 및 코팅층을 포함하는 전체 성분에서， A1을 0.001 내지 0. 1 중량 %， Mn을 0.005 내지 0.9 중량 % 포함한다.
소지강판은 Mn을 0.005 내지 0.5 증량 % 더 포함할 수 있다.
소지강판은 P를 0.005 내지 0.075 중량 ¾> 더 포함할 수 있다.
소지강판은 Cr를 0.005 내지 0.35 중량 % 더 포함할 수 있다.
소지강판은 Sb 및 Sn를 각각 단독 또는 이들의 합량으로 0.005 내지 0.2 중량 % 더 포함할 수 있다.
소지강판 내에 존재하는 결정립 중에서 1mm 이하 크기를 갖는 결정립의 면적 비율이 10%이하일 수 있다.
전기강판에서 <100>면이 전기강판의 판면과 이루는 각도차이는 3. 5° 이하일 수 있다.
소지강판 내의 결정립계에 편석된 Ba , Y , 또는 이들의 조합을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법은 중량 %로， Si : 2.0 내지 7.0%, C : 0.005 내지 0. 1% , A1： 0.05%이하 (0%를 제외함)， Ba 및 Y을 각각 단독 또는 이들의 합량으로: 0.001 내지 0.3 % 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 단계; 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 넁연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 1차 재결정 소둔이 완료된 전기강판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함한다.
슬라브는 A1을 0.005 중량 % 이하 (0%를 제외함)로 포함할 수 있다.
슬라브는 N을 0.03 중량 ¾이하 (0%를 제외함) 및 S를 0.03 중량 % 이하 (OT를 제외함)로 더 포함할 수 있다.
슬라브는 Mn을 0.005 내지 0.5 중량 % 더 포함할 수 있다.
슬라브는 P를 0.005 내지 0.075 중량 % 더 포함할 수 있다. 슬라브는 Cr를 0.005 내지 0.35 중량 % 더 포함할 수 있다.
슬라브는 Sb 및 Sn를 각각 단독 또는 이들의 합량으로 0.005 내지 0.2 중량 % 더 포함할 수 있다.
슬라브를 가열하는 단계에서 슬라브를 1040 내지 1280 °C로 가열할 수 있다.
열간압연하는 단계 이후， 열연판 소둔을 실시하는 단계를 더 포함할 수 있다.
1 차 재결정 소둔은 냉연판을 750 °C 이상의 온도에서 30초 이상 유지할 수 있다.
2차 재결정 소둔시 균열 온도는 900°C 내지 1250°C가 될 수 있다. 냉연판을 제조하는 단계 이후， 2차 재결정 소둔하는 단계 전에 질화 단계를 더 포함하며， 질화단계 이후, 강판은 N을 140 내지 500ppm 포함할 수 있다.
2차 재결정 소둔하는 단계 이후， 강판은 N을 50ppm 이하로 포함할 수 있다.
【발명의 효과】
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 고스 결정립을 안정적으로 형성시킴으로써 철손이 낮고 자기적 특성이 뛰어나다.
또한， 결정립 성장 억제제로써 A1N 및 MnS를 사용하지 않으므로 1300 °C 이상의 고온 슬라브 재가열이 불필요하다.
또한， A1N 및 MnS같은 석출물을 제거하기 위한 고온의 순화 소둔이 필요없게 되므로 제조비용이 절감 된다.
또한, 고온 소둔 이후 N 및 S 등을 제거할 필요가 없어 순화 소둔 공정에서 N , S의 가스화 반웅에 의한 표면 결함이 존재하지 않는다.
【도면의 간단한 설명】
도 1은 비교재 1에 의한 무방향성 전기강판을 EBSD측정한 후 방위분포함수 (0DF)를 나타낸 도면이다 ( ψ 2=45° ) .
도 2는 발명재 8에 의한 무방향성 전기강판을 EBSD측정한 후 방위분포함수 (0DF)를 나타낸 도면이다 ( ψ2=45° ) .
【발명을 실시하기 위한 구체적인 내용】 제 1 , 게 2 및 제 3 등의 용어들은 다양한 부분， 성분， 영역, 층 및 /또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분， 성분， 영역， 층 또는 섹션을 다른 부분， 성분， 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서， 이하에서 서술하는 제 1 부분, 성분， 영역， 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 계 2 부분， 성분, 영역， 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는" 의 의미는 특정 특성， 영역， 정수， 단계， 동작， 요소 및 /또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역， 정수, 단계， 동작， 요소 및 /또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
어느 부분이 다른 부분의 "위에" 또는 "상에" 있다고 언급하는 경우, 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 그사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
다르게 정의하지는 않았지만， 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고， 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
또한， 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량 %를 의미하며， lppm은
0.0001중량 %이다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다. 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은, 중량 %로， Si : 2.0 내지 7.0%, C: 0.005% 이하 (0%를 제외함)， A1 : 0.05%이하 (0%를 제외함)， N: 0.005 내지 0.05%, S:0.005¾>이하 (OT를 제외함)， Ba 및 Y을 각각 단독 또는 이들의 합량으로: 0.001 내지 0.3 % 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
먼저 방향성 전기강판의 성분 한정의 이유부터 설명한다.
바륨 (Ba) 및 이트륨 (Y) 는 결정립 성장 억제제로 작용하여 2차 재결정 소둔시 고스 결정립외 다른 방위의 결정립이 성장하는 것을 억제하여 전기강판의 자성을 향상 시킨다. Ba 및 Y 는 각각 단독으로 첨가되거나 복합으로 첨가될 수 있고， Ba 및 Y을 각각 단독 또는 이들의 합량으로: 0.001 내지 0.3 중량 % 포함할 수 있다. Ba 및 Y 의 함량이 너무 낮으면， 충분한 억제력을 발휘하기 어렵고 너무 많으면 강판의 취성이 증가하여 압연시 크랙이 발생할 수 있다. Ba 및 γ의 함량은 Ba 및 Y가 각각 단독으로 첨가되는 경우， Ba 또는 Y의 함량을 의미하고， Ba 및 Y가 복합으로 첨가되는 경우， Ba 및 Y의 함량의 합 (Ba+Y)을 의미한다.
실리콘 (Si)은 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철심손실 Ccore loss) 즉， 철손을 낮추는 역할을 한다. Si는 2.0 내지 7.0 증량 % 포함할 수 있다. Si함량이 너무 적은 경우， 비저항이 감소하여 철손특성이 열화되고, Si가 과잉 함유시에는 강의 취성이 커져 냉간압연이 어려워 질 수 있다. 분말 도포나 표면 증착 후 확산 방법으로 제조 하여도 본 발명의 범위를 넘어서는 것은 아니다. 더욱 구체적으로 Si는 2.0 내지 4.5 중량 %포함할 수 있다.
탄소 (C)는 오스테나이트 안정화 원소로서， 제조 공정에서는 슬라브 내에 0.005 내지 0.1중량 % 포함될 수 있다. 연주과정에 발생하는 조대한 주상 조직을 미세화하고 S의 슬라브 증심편석을 억제할 수 있다. 또한 넁간압연 증에 강판의 가공경화를 촉진하여 강판 내에 {110}<001>방위의 2차재결정 핵 생성을 촉진하기도 할 수 있다. 슬라브 내에 C가 너무 많이 포함되면 열연 중 엣지 -크랙 (edge-crack) 이 발생할 수 있다. 제조과정에서 탈탄 소둔을 거치게 되며， 탈탄 소둔 후 제조된 최종 전기강판 내의 C 함량은 0.005 중량 ¾ 이하일 수 있다. 보다 구체적으로는 0.003 증량 ¾ 이하일 수 있다.
본 발명에서는 A1N을 결정립 성장 억제제로 사용하지 않을 수 있으므로 알루미늄 (A1 )함량을 적극 억제할 수 있다. 또한 A1N을 동시에 이용할 수 있다. 따라서 A1을 함유할 수 도 있고 첨가하지 않을 수도 있다. Ba 및 Y는 석출물과 동시에 사용하여도 철손을 더욱 향상시킬 수 있었다. 이처럼 본 발명의 일 실시예에서 Ba 및 Y는 A1N 결정립 성장 억제제를 대체하거나 또는 A1N과 함께 결정립 성장 억제제로서 '작용한다.
A1인히비터를 사용하는 경우에는 A1을 0.05 중량 이하로 함유한다. 더욱 바람직하게는 A1은 0.01 중량 % 이상 으 04 중량 % 이하를 포함한다. 또한 경우에 따라 A1을 사용하지 않을 수도 있으므로 이때 A1은 거의 첨가되지 않도록 0.005 중량 % 이하로 제어할 수 있다.
질소 (N)은 AIN , (Al , Mn)N , (Al , Si , Mn)N , Si 3N4 등의 석출물을 형성하므로 본 발명의 제조 방법에 있어서는 슬라브에 0.03 중량 %이하로 포함될 수도 있으나 제품판에서는 대부분 제거된다. 더욱 구체적으로 슬라브에서 0. 01 중량 % 포함할 수 있으며， 가장 바람직한 함량은 0.005 증량 %이하로 포함하는 것이다. N 함량이 낮은 경우에는 냉간압연 전의 초기 결정립크기가 조대해지는 효과가 있으므로 1차 재결정판에서 { 110}<001> 방위를 갖는 결정립의 수가 증가하여 2차 재결정립의 크기를 감소시켜 최종제품의 자성을 향상시킨다. 제품판에서는 질소는 제거되어 0.005 증량 % 이하로 포함할 수 있다.
전기강판 제조 공정에서 후술할 2차 재결정하는 단계 전에 침질하는 공정이 추가될 수 있으며， 잘화단계 이후, 강판은 N을 140 내지 500ppm 포함할 수 있다. 그러나， 2차 재결정 소둔하는 단계에서 질소가 제거되어， 2차 재결정 소둔하는 단계 이후， 강판은 N을 50ppm 이하로 포함할 수 있다. 황 (S)은 열간압연시 고용 은도가 높고 편석이 심한 원소이므로 본 발명의 일 실시예에서는 첨가되지 않거나， 0.005 중량%이하로 제어할 수 있다. 제조 방법에 있어서는 슬라브에 0.03%이하로 포함될 수도 있으나 제품판에서는 대부분 제거된다. 슬라브에서도 보다 바람직한 함량은 0.01 중량 %이하로 하는 것이며 0.005 중량 %이하로 포함하는 것이 가장 좋다. 그러나 이는 1차 재결정립 제어 측면에서 선택이 가능하다. 보다 구체적으로는 제품판에서 0.005 중량 % 이하일 수 있다. 보다 구체적으로는 0.0015 중량 % 이하일 수 있다.
망간 (Mn)은 비저항 원소로서 자성을 개선하는 효과가 있으나 너무 많이 함유하면 2차재결정 후 상변태를 일으켜 자성에 나쁜 영향을 준다 망간을 더 포함하는 경우， Mn의 함량을 0.005 내지 으 5 중량 %로 제한한다. 인 (P)는 저온가열 방식의 방향성 전기강판에서 1차 재결정립의 성장을 촉진시키므로 2차 재결정온도를 높여 최종 제품에서 {110}<001> 방위의 집적도를 높인다. 한편 P는 1차 재결정판에서 {110}<001> 방위를 갖는 결정립의 수를 증가시켜 최종제품의 철손을 낮출 뿐만 아니라， 1차 재결정판에서 { 111}<112> 집합조직을 강하게 발달시켜 최종제품의 {110}<001> 집적도를 향상시키므로 자속밀도도 높아지게 된다. 또한 P는 2차 재결정소둔시 약 1000 °C의 높은 온도까지 결정립계에 편석하여 석출물의 분해를 지체시켜 억제력을 보강하는 작용도 가지고 있다. P를 포함하는 경우， 전기강판 내에 0.005 내지 0.075 중량 % 더 포함될 수 있다. 전술한 작용이 제대로 발휘되려면 0.005 중량 % 이상이 필요하다. 그러나 P가 너무 많이 포함되게 되면 1차 재결정립의 크기가 오히려 감소되어 2차 재결정이 불안정해질 뿐만 아니라 취성을 증가시켜 냉간압연성을 저해한다. 크롬 (Cr )은 페라이트 확장원소로 1차 재결정립을 성장시키는 작용이 있으며， 1차 재결정판에서 {110}<001> 방위의 결정립을 증가시킨다. Cr를 포함하는 경우， 전기강판 내에 0.005 내지 0.35 중량 % 더 포함될 수 있다. 전술한 작용이 제대로 발휘되려면 0.005 증량 % 이상이 필요하다. 크름이 너무 많이 첨가되면 동시 탈탄， 질화공정에서 강판의 표면 부에 치밀한 산화층을 형성하여 침질을 방해하게 된다. 더욱 구체적으로 Cr은 0.03 내지 0.2 중량 %를 함유할 수 있다.
안티몬 (Sb)와 주석 (Sn)은 저온 편석원소로서 기존 석출물의 보조하는 역할을 한다. Sb 및 Sn를 각각 단독 또는 이들의 합량으로 0.005 내지 0.2 중량 % 더 포함할 수 있다. Sb 및 Sn은 집적도 개선에 좋은 영향을 주므로 단독 또는 각각 단독 또는 이들의 합량으로 0.005 중량 % 이상 포함할 수 있다. 다만， 과대 첨가시 탈탄을 방해하므로 0.2 중량%이하로 한정한다. 더욱 구체적으로 Sb 및 Sn이 더 포함되고， Sb를 0.01 내지 0.06 증량 %, Sn을 0.02 내지 0. 1 중량 % 더 포함할 수 있다. 티타늄 (Ti ) , 마그네슴 (Mg) , 칼슴 (Ca) 등의 성분은 강 중에서 산소와 반웅하여 산화물을 형성하므로 첨가 되지 않는 것이 바람직하다. 다만， 강 중의 불순물을 고려하여 각각 0.005% 이하로 제어할 수 있다.
또한， 전기강판에서, 1誦 이하의 입경을 가지는 결정립의 면적 비율이 전체 결정립 면적 10OT에 대해 10%이하일 수 있다. 1隱이하의 입경을 가지는 결정립의 면적 비율이 전체 결정립 면적 100%에 대해 10% 초과인 경우 결정립이 층분히 성장하지 못하여 자성이 저하될 수 있다.
또한， 전기강판에서 <100>면이 강판의 판면과 이루는 각도차이는
3.5° 이하일 수 있다. 여기서 강판의 판면이란, 강판의 압연 방향을 X축, 폭방향을 Y축이라 할 때， XY면을 의미한다. 3.5° 초과시 강판의 자성이 저하될 수 있다.
또한， Ba , Y , 또는 이들의 조합인 원소가 인히비터로 작용하여 결정립계에 편석되어 있을 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 소지강판 및 코팅층을 포함하고, 소지강판은 증량 %로 Si : 2.0 내지 7.0% , C : 0.005% 이하 (0%를 제외함) , A1 : 0. 05%이하 (0%를 제외함)， N : 0.005% 이하 (0%를 제외함)， Ba 및 Y을 각각 단독 또는 이들의 합량으로: 0.001 내지 0.3 % 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고， 소지강판 및 코팅층을 포함하는 전체 성분에서， A1을 0.001 내지 0. 1 중량 ¾>, Mn을 0 .005 내지 0.9 중량 % 포함한다.
소지강판에 대해서는 전술한 방향성 전기강판의 설명과 동일하므로， 반복되는 설명은 생략한다. 소지강판 상에는 코팅층이 형성되어 있다. 코팅층의 조성은 소지강판의 조성과 유사하나， A1 및 Mn이 소지강판에 비해 보다 많이 포함되어 있다. 따라서 소지강판 및 코팅층을 포함하는 전체 성분에서 A1을 0.001 내지 0. 1 중량 %, Mn을 0.005 내지 0.9 증량 % 포함하게 된다. 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법은 중량 %로
Si : 2.0 내지 7.0%, C : 0.001 내지 O . , Mn : 0.005 내지 0.5% Ba 및 Y을 각각 단독 또는 이들의 합량으로: 0.001 내지 0.3 % 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 단계; 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 1차 재결정 소둔이 완료된 전기강판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함한다.
슬라브에 A1은 0.05 증량 %이하를 함유할수도 있고， 또는 0.005 중량 %이하로 극저로 제어할수도 있다.
슬라브는 N을 0.03 중량 %이하 및 S를 0.Ό3 중량 % 이하로 더 포함할 수 있다. 더욱 바람직하게는 상기 슬라브는 N을 0.005 중량 %이하 및 S를 0.005 중량 % 이하 포함할 있다.
먼저 슬라브를 가열한다. 슬라브의 조성에 대해서는 전술한 전기강판의 조성과 동일하므로， 중복되는 설명을 생략한다. 슬라브의 가열 온도는 제한되지 않으나， 슬라브를 1280 °C이하의 온도로 가열하게 되면 슬라브의 주상정 조직이 조대하게 성장되는 것이 방지하여 열간 압연 공정에서 판의 크랙이 발생되는 것을 방지할 수 있다. 따라서 슬라브의 가열 온도는 1000 °C 이상 1280 °C이하일 수 있다.
슬라브의 가열이 완료되면 열간 압연을 행한다. 열간 압연 온도나 냉각 온도는 제한되지 않으며， 일 실시예로 950 °C 이하에서 열연을 종료하고 수넁하여 하여 600°C 이하에서 권취할 수 있다. 열간 압연에 의하여 1.5 내지 4.0睡 두께의 열연판을 제조할 수 있다.
열간압연된 열연판은 필요에 따라 열연판 소둔을 실시하거나 열연판 소둔을 실시하지 않고 냉간압연을 수행할 수 있다. 열연판 소둔을 실시하는 경우 열연조직을 균일하게 만들기 위해서 900°C 이상의 온도로 가열하고 균열한 다음 냉각할 수 있다.
넁간압연은 리버스 (Reverse) 압연기 혹은 텐덤 (Tandom) 압연기를 이용하여 1회의 넁간압연， 다수의 냉간압연, 또는 중간소둔을 포함하는 다수의 넁간압연법으로 0. 1 내지 0.5隱의 냉연판을 제조할 수 있다. 보다 구체적으로 0. 15 내지 0.35隱의 냉연판을 제조할 수 있다. 냉간압연이 완료된 강판은 1차 재결정 소둔을 한다. 1차 재결정 소둔에서는 탈탄 및 고스 결정립의 핵이 생성되는 1차 재결정이 일어난다. 상기 1 차 재결정 소둔은 냉연판을 750°C 이상의 온도에서 30초 이상 유지하는 것 일 수 있다. 750 °C 미만인 경우 결정립 성장을 위한 층분한 에너지가 제공되지 않을 수 있으며, 30초 미만인 경우 결정립 성장이 불층분하여 자성이 저하될 수 있다.
또한， 본 발명의 일 구현예에 의한 방향성 전기강판의 제조
방법에서는， 탈탄 소둔 이후 질화 소둔 공정을 생략할 수 있다. 종래의
A1N을 결정립 성장 억제제로 사용하는 방향성 전기강판의 제조 방법에서는 A1N의 형성을 위하여 질화 소둔을 필요로 한다. 그러나 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법에서는 A1N을 결정립 성장 억제제로 사용하지 않으므로 질화 소둔 공정이 필요하지 않다.
1 차 재결정 소둔이 완료된 강판은 MgO를 포함하는 소둔 분리제를 도포하고 2차 재결정 소둔을 실시한다. 상기 2차 재결정 소둔시 균열 온도는 900°C 내지 1250 °C일 수 있다. 900 °C 미만이면 고스 결정립이 층분히 성장하지 못하여 자성이 저하될 수 있으며， 1250°C 초과시 결정립이 조대하게 성장하여 전기강판의 특성이 저하될 수 있다.
냉연판을 제조하는 단계 이후， 2차 재결정 소둔하는 단계 전에 질화 단계를 더 포함하며， 질화 단계 이후， 넁연판은 N을 50 내지 500ppm포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 140 내지 500ppm포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법에서는 2차 재결정 소둔이 완료된 이후 순화 소둔 공정을 생략할 수 있다. 2차 재결정 소둔하는 단계 이후, 강판은 N을 50ppm 이하로 포함할 수 있다.
종래의 MnS , A1N을 결정립 성장 억제제로 사용하는 방향성 전기강판의 제조 방법에서는 A1N 및 MnS같은 석출물을 제거하기 위한 고온의 순화 소둔이 필요하였으나， 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법에서는 순화 소둔 공정이 필요하지 않을 수 있다. 이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며， 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실시예 1
중량 %로 Si：3.21 , C : 0.055% , Mn : 0. 10%, Al : 0.029%， N : 0.0048%, S :
0.0045%, 그리고 바륨 (Ba) 및 이트륨 (Y)의 함량을 표 1처럼 변화시키고 잔부를 이루는 Fe와 기타 불가피한 불순물을 함유하는 슬라브를 1150°C 온도에서 210분 가열한 후 열간압연하여 2.6mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1090 °C까지 가열한 후 920°C에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 후 0.262mm 두께로 넁간압연하였다. 냉간압연된 판은
865°C로 유지된 노속에 노점온도가 65°C인 75%의 수소와 25%의 질소의 흔합분위기와 1%의 건조한 암모니아 가스를 동시에 투입하여 150초간 유지하여 동시 탈탄, 질화처리하였다. 탄소를 30ppm이하로 질소를
190ppm으로 하였다.
이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔시 1차 균열온도는 700°C , 2차 균열온도는 120CTC로 하였고, 승온구간의 승온조건은 700 내지 1200°C의 온도구간에서는 시간당 15°C로 하였다. 한편 1200°C에서의 균열시간은 15시간으로 하여 처리하였다. 최종소둔시의 분위기는 1200 °C까지는 25%질소 +75%수소의 흔합분위기로 하였고， 1200°C 도달후에는 100%수소분위기에서 유지한 후 노냉하였다. 이때 제품판에서 코팅층을 제외한 금속층이 A1함량은 0.001%이며， N함량은 8ppm이었다 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성을 하기 표 1에 정리하였다.
【표 1】
Ba 함량 Y 함량 자속밀도
구 분
(증량 %) (증량 %) (BIO , Tesla)
0 0 1.90 비교재 1
0.01 0 1.93 발명재 1
0.02 0 1.95 발명재 2
0.04 0 1.97 발명재 3
0.08 0 1.95 발명재 4
0. 15 0 1.93 발명재 5 0.4 0 압연크랙발생 비교재 2
0 0.011 1.93 발명재 6
0 0.025 1.95 발명재 7
0 0.04 1.97 발명재 8
0 0.07 1.95 발명재 9
0 0. 12 , 1.94 발명재 10
0 0.38 압연크랙발생 비교재 3
0.023 0.02 1.97 발명재 11
0.05 0.048 1.95 발명재 12
0.35 0.35 압연크랙발생 비교재 4 상기 표 1에서 나타나듯이， Ba 및 Y를 적정량 포함하는 발명재 1 내지 발명재 12가 비교재 1 내지 비교재 4에 비해 자성이 월등히 우수함을 확인할 수 있다.
또한， 비교재 1 및 발명재 8에 의한 무방향성 전기강판을 EBSD측정한 후 방위분포함수 (0DF)를 나타낸 도면을 도 1 및 도 2에 각각 나타내었다. 발명재 8에 의한 무방향성 전기강판은 exact Goss 방위 분율 (≤10° )이 0.72 부피 %로서， 비교재 1에 의한 무방향성 전기강판의 exact Goss 방위 분율 (≤10° ) 0.28 부피 %에 비해 현저하게 증가함을 확인할 수 있었다. 또한 발명재 8에 의한 무방향성 전기강판은 Goss 방위 분율 (≤15° )도 1.62 부피 %로서， 비교재 1에 의한 무방향성 전기강판의 Goss 방위 분율 (≤15° ) 1.04 부피 %에 비해 현저하게 증가함을 확인할 수 있었다. 한편, 발명재 8에 의한 무방향성 전기강판은 { 111}<112>(≤15° ) 분율은 12.8 부피 ¾로， 비교재 1에 의한 무방향성 전기강판의 { 111}<112>(≤15° ) 분율 13. 8 부피 %에 비해 일부 줄어들었으며， 발명재 8에 의한 무방향성 전기강판의 {411}<148>(≤15° ) 분율은 30.2 부피 %로， 비교재 1에 의한 무방향성 전기강판의 {411}<148〉(≤15° ) 분율 28.6 부피 %에 비해 일부 상승하였다ᅳ 실시예 2 중량 %로 Si：3.21%, C:0.056 , Mn: 0.102%, Al :0.025%, N:0.0054%및 S: 0.0044%, Ba: 0.021%, Y: 0.022% 그리고 Snᅳ Sb, P, Cr을 하기 표 2와 같이 변화시키고 그리고 잔부를 이루는 Fe와 기타 불가피한 불순물을 함유하는 슬라브를 115CTC 온도에서 90분간 가열한 후， 열간압연을 하고 580°C까지 급랭하여 580°C에서 1시간 동안 소둔하여 로냉하여 열간압연하여 2.6麵 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1,050°C이상의 온도로 가열한 후 910°C에서 90초간 유지하고 끓는 물에 급넁하여 산세하였다. 이어서 0.262mm 두께로 냉간 압연하였다. 넁간압연된 강판은 노속에서 승온한 후 50% 수소와 50% 질소를 동시 투입하여 형성한 노점온도 60°C의 흔합분위기에서 800 내지 900 °C은도로 120초간 유지하여 탈탄처리하여여 탄소를 30ppm이하로 하였다.
이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음， 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1,200°C까지는 승온시 분위기를 25%질소 +75%수소의 흔합분위기로 하였고, 1,200°C 도달 후에는 100%수소분위기에서 20시간 이상 유지후 노넁하였다. 각각의 조건에 대하여 최종 제품에서 가장 우수한 자성을 나타내는 탈탄온도에서 측정한 자기특성을 하기 표 2에 정리하였다.
【표 2]
Sn 함량 Sb 함량 P함량 Cr 함량 자속밀도
구 분
(중량 %) (중량 %) (중량 %) (중량 %) (BIO, Tesla)
0 0 0 0 1.95 발명재 13
0.04 0 . 0 0 1.965 발명재 14
0.06 0 0 0 1.961 발명재 15
0.21 0 0 0 탈탄불량 비교재 5.
0 0.025 0 . 0 1.96 발명재 16
0 0 탈탄불량 및
0 0.22 비교재 6
압연 불량
0 0 0.038 0 1.963 발명재 17
0 0 0.1 0 압연크랙극심 비교재 7
0 0 0 0.1 1.963 발명재 18 0 0 0 0.4 탈탄불량 비교재 8
0.05 0.027 0.035 0 1.972 발명재 19 표 2에서 P , Cr , Sb , Sn은 함유시 자성이 개선되나 너무 많이 함유하면 탈탄이나 압연성이 나빠진다. 본 발명은 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며， 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims

【청구범위】
【청구항 1】
증량 %로， Si : 2.0 내지 7.0% , C : 0.005% 이하 (0%를 제외함)， A1： 0.05%이하 (OT를 제외함)， N : 0.005%이하 (OT를 제외함)， S : 0.005%이하 ( 를 제외함)， Ba 및 Y을 각각 단독 또는 이들의 합량으로: 0.001 내지 0.3 ¾> 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 2】
제 1항에 있어서,
Mn을 0.005 내지 0.5 중량 % 더 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 3】
제 1항 또는 제 2항에 있어서，
P를 0.005 내지 0.075 증량 % 더 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 4】
제 1항 또는 제 2항에 있어서，
Cr를 0.005 내지 0.35 중량 % 더 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 5]
거 U항 또는 제 2항에 있어서，
Sb 및 Sn를 각각 단독 또는 이들의 합량으로 0.005 내지 0.2 중량 % 더 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 6】
저 U항 또는 제 2항에 있어서,
상기 전기강판 내에 존재하는 결정립 중에서 1隨 이하 크기를 갖는 결정립의 면적 비율이 1 이하인 방향성 전기강판.
【청구항 7]
제 1항 또는 제 2항에 있어세
상기 전기강판에서 <100>면이 강판의 판면과 이루는 각도차이는 3.5° 이하인 방향성 전기강판.
【청구항 8】
제 1항 또는 제 2항에 있어서，
결정립계에 편석된 Ba , Y , 또는 이들의 조합을 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 9】
소지강판 및 코팅층을 포함하고，
상기 소지강판은 증량 %로 Si : 2.0 내지 7. , C: 0.005% 이하 (0%를 제외함) , A1 : 0.05%이하 (0%를 제외함) , N : 0.005%이하 (0%를 제외함)， S : 0.005%이하 (0%를 제외함)， Ba 및 Y을 각각 단독 또는 이들의 합량으로: 0.0이 내지 0.3 % 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고，
상기 소지강판 및 코팅층을 포함하는 전체 성분에서， A1을 0.001 내지 0. 1 중량 %， Mn을 0.005 내지 0.9 증량 % 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 10】
제 9항에 있어서，
상기 소지강판은 Mn을 0.005 내지 0.5 중량 % 더 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 11】
제 9항 또는 제 10항에 있어서，
상기 소지강판은 P를 0.005 내지 0.075 증량 % 더 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 12】
제 9항 또는 제 10항에 있어서，
상기 소지강판은 Cr를 0.005 내지 0.35 중량 % 더 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 13】
겨 19항 또는 제 10항에 있어서，
상기 소지강판은 Sb 및 Sn를 각각 단독 또는 이들의 합량으로 0.005 내지 0.2 중량 % 더 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 14】
제 9항 또는 제 10항에 있어서，
상기 소지강판 내에 존재하는 결정립 중에서 1mm 이하 크기를 갖는 결정립의 면적 비율이 10%이하인 방향성 전기강판.
【청구항 15】 제 9항 또는 제 10항에 있어서,
상기 전기강판에서 <100>면이 상기 전기강판의 판면과 이루는 각도차이는 3.5° 이하인 방향성 전기강판.
【청구항 16】
제 9항 또는 제 10항에 있어서,
상기 소지강판 내의 결정립계에 편석된 Ba , Y, 또는 이들의 조합을 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 17】
중량 %로， Si : 2.0 내지 7.0%, C : 0.001 내지 0. 1%, A1： 0.05%이하(0%를 제외함)， Ba 및 Y을 각각 단독 또는 이들의 합량으로: 0.001 내지 0.3 % 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 단계 ;
상기 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계 ;
상기 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계;
' 상기 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계 ; 및
1차 재결정 소둔이 완료된 전기강판을 2차 재결정 소둔하는 단계; 를 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 18]
제 17항에 있어서，
상기 슬라브는 A1을 0.005 중량 % 이하 (0%를 제외함)로 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 19]
제 17항에 있어서，
상기 슬라브는 N을 0.03 중량 %이하 (0%를 제외함) 및 S를 0.03 중량 % 이하 (0%를 제외함)로 더 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 201
제 17항에 있어서，
상기 슬라브는 Mn을 0 J005 내지 0.5 중량 % 더 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법ᅳ
【청구항 21】 제 17항 내지 제 20항 중 어느 한 항에 있어서，
P를 0.005 내지 0.075 중량 % 더 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 22]
5 제 17항 내지 제 20항 중 어느 한 항에 있어서，
상기 슬라브는 Cr를 0.005 내지 0.35 중량 % 더 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 23】
제 17항 내지 제 20항 중 어느 한 항에 있어서,
10- 상기 슬라브는 Sb 및 Sn를 각각 단독 또는 이들의 합량으로 0.005 내지 0.2 증량 % 더 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 24]
제 17항 내지 제 20항 중 어느 한 항에 있어서，
상기 슬라브를 가열하는 단계에서 상기 슬라브를 1040 내지 128CTC로 15 가열하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
[청구항 25】
제 17항 내지 제 20항 중 어느 한 항에 있어서，
상기 열간압연하는 단계 이후， 열연판 소둔을 실시하는 단계를 더 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
0
【청구항 26】
제 17항 내지 제 20항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 1 차 재결정 소둔은 냉연판을 750°C 이상의 온도에서 30초 이상 유지하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 27】
5 제 17항 내지 제 20항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 2차 재결정 소둔시 균열 온도는 900 °C 내지 1250 °C인 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 28】
제 17항 내지 제 20항 중 어느 한 항에 있어서,
0 상기 냉연판을 제조하는 단계 이후， 2차 재결정 소둔하는 단계 전에 질화 단계를 더 포함하며, 질화단계 이후， 강판은 N을 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 29]
제 17항 내지 제 20항 증 어느 한 항에 있어서， 상기 2차 재결정 소둔하는 단계 이후， 강판은 N 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
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