WO2023113527A1 - 방향성 전기강판 및 이의 제조 방법 - Google Patents

방향성 전기강판 및 이의 제조 방법 Download PDF

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WO2023113527A1
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electrical steel
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고경준
송재화
이상우
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    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition

Definitions

  • the present invention relates to an electrical steel sheet, and more particularly, to a grain-oriented electrical steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • Grain-oriented electrical steel is used as a core material for stationary equipment such as transformers, motors, generators and other electronic equipment. Since the final product of the grain-oriented electrical steel sheet has a texture in which the grain orientation is oriented in the (110) [001] direction, and thus has extremely excellent magnetic properties in the rolling direction, such as transformers, motors, generators, and other electronic devices It can also be used as an iron core material for devices, and requires low iron loss to reduce energy loss and high magnetic flux density for miniaturization of generators.
  • the core loss of the grain-oriented electrical steel sheet can be divided into hysteretic loss and eddy current loss, and various methods have been proposed to reduce the eddy current loss, such as increasing specific resistivity or reducing the thickness of a product.
  • As a method of reducing the plate thickness of the product there is a difficulty in rolling grain-oriented electrical steel sheet, which is a difficult-to-roll product, into an ultra-thin material, but the biggest problem in making an ultra-thin product with very low iron loss characteristics is that the directionality decreases as the thickness decreases.
  • Goss orientation which is the secondary recrystallization structure of the electrical steel sheet, very strong.
  • the hysteretic loss increases because the movement of the magnetic domain walls is hindered by fine precipitates or inclusions. In case, it decreases.
  • the ratio of the coating layer to the total product thickness increases.
  • the ratio occupied by the coating layer increases and iron loss may decrease.
  • decarburization and nitriding reactions are performed through the surface layer of the steel sheet.
  • the rate and timing of decarburization and nitriding change according to the shape of the oxide layer formed on the surface layer.
  • the depth and composition of the oxide layer generated during the primary recrystallization annealing process are sensitively changed depending on the furnace atmosphere such as temperature and oxidizing ability, the content of steel components, and the surface shape.
  • components such as Sb, Sn, and Cr change the oxide layer formation behavior according to the amount added and consequently affect the characteristics of the product, so optimum conditions must be derived according to the characteristics of the product.
  • the technical problem to be solved by the present invention is to provide an ultra-thin grain-oriented electrical steel sheet having a magnetic improvement effect and excellent surface properties and reducing iron loss variation.
  • Another technical problem to be solved by the present invention can provide a method for manufacturing a grain oriented electrical steel sheet having the above advantages.
  • the grain-oriented electrical steel sheet contains, by weight, Si: 2.5 to 4.0 wt%, C: 0.005 wt% or less, Al: 0.015 to 0.040 wt%, Mn: 0.04 to 0.15 wt%, N: 0.005 wt% or less, Sn: 0.03 to 0.10 wt%, Cr: 0.05 to 0.2 wt%, P: 0.010 to 0.050 wt%, and Sb: 0.01 to 0.05 wt%, the balance being Fe and other unavoidable impurities.
  • It includes a base material including a base material, and a metal oxide layer disposed on the base material, an average iron loss (W 17/50 ) is 0.80 W/kg or less, and a maximum emission intensity ratio of the metal oxide layer may satisfy Equation 1 below. there is.
  • I(Cr) is the Cr intensity in the metal oxide layer
  • I_max(Mg) means the maximum emission intensity of Mg in the metal oxide layer
  • the grain-oriented electrical steel sheet may have a core loss deviation of 0.07 or less. In one embodiment, the grain-oriented electrical steel sheet may have a thickness of 0.2 mm or less.
  • a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet contains, by weight, Si: 2.5 to 4.0%, C: 0.03 to 0.09%, Al: 0.015 to 0.040%, Mn: 0.04 to 0.15%, N: 0.002 to 0.012% Sn: 0.03 to 0.10% by weight, Cr: 0.05 to 0.2% by weight, P: 0.010 to 0.050% by weight, and Sb: 0.01 to 0.05% by weight, the balance being Fe and other unavoidable impurities Hot-rolling a steel slab comprising a step, cold-rolling the hot-rolled steel sheet, primary recrystallization annealing of the cold-rolled cold-rolled steel sheet, and secondary recrystallization annealing of the steel sheet upon completion of the primary recrystallization annealing.
  • the primary recrystallization annealing step includes a temperature raising step, a first soaking step, and a second soaking step, wherein the temperature raising step is performed in an oxidizing atmosphere with an oxidizing ability of 0.5 to 2.0, and in the first soaking step
  • the oxidation ability may be performed in an atmosphere controlled to a range of less than 0.5
  • the oxidation ability in the second soaking step may be performed in an atmosphere controlled to a range of 0.5 or more.
  • the steel slab may include, by weight, S: 0.01% or less (excluding 0%), V: 0.002 to 0.01% by weight, and Ti: 0.002 to 0.010% by weight.
  • the primary recrystallization annealing may be performed at a rate of 100 °C/s or more.
  • the primary recrystallization annealing step may include a rapid heating step at a temperature of 250 to 700 °C.
  • the first soaking step and the second soaking step may be performed at 800 to 900 °C.
  • the step of heating the steel slab to 1,230 °C or less may be included.
  • Grain-oriented electrical steel sheet by controlling the steel composition, even in the ultra-thin grain-oriented electrical steel sheet has a small iron loss variation, has a magnetic improvement effect, has excellent yield strength with excellent surface properties, and grain-oriented electrical steel sheet with excellent surface properties A steel plate can be provided.
  • a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet according to another embodiment of the present invention may provide a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet having the above advantages.
  • FIG. 1 shows a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention
  • first, second and third are used to describe, but are not limited to, various parts, components, regions, layers and/or sections. These terms are only used to distinguish one part, component, region, layer or section from another part, component, region, layer or section. Accordingly, a first part, component, region, layer or section described below may be referred to as a second part, component, region, layer or section without departing from the scope of the present invention.
  • % means weight%, and 1ppm is 0.0001 weight%.
  • the meaning of further including an additional element means replacing and including iron (Fe) as much as the additional amount of the additional element.
  • FIG. 1 shows a grain-oriented electrical steel sheet 100 according to an embodiment of the present invention.
  • a grain-oriented electrical steel sheet 100 includes a base material 110 and a metal oxide layer 120 disposed on the base material 110 .
  • the base material 110 by weight, Si: 2.5 to 4.0 wt%, C: 0.03 to 0.09 wt%, Al: 0.015 to 0.040 wt%, Mn: 0.04 to 0.15 wt%, N: 0.002 to 0.012 % by weight, Sn: 0.03 to 0.10% by weight, Cr: 0.05 to 0.2% by weight, P: 0.010 to 0.050% by weight, and Sb: 0.01 to 0.05% by weight, the balance including Fe and other unavoidable impurities. do.
  • weight % can be expressed as %.
  • Silicon (Si) increases the specific resistance of the grain-oriented electrical steel sheet material and plays a role in lowering iron loss, which is core loss.
  • the content of silicon may be in the range of 2.5 to 4.0%, specifically, in the range of 3.0 to 3.5%.
  • Carbon (C) is an element that induces the formation of an austenite phase
  • the ferrite-austenite phase transformation is activated during the hot rolling process, and the long-stretched hot-rolled band structure formed during the hot rolling process increases, Suppresses ferrite grain growth during the annealing process.
  • the texture is improved after cold rolling due to the increase in the stretched hot-rolled band structure having higher strength than the ferrite structure and the refinement of the initial particles of the annealed hot-rolled sheet, which is the cold-rolling starting structure, so that the Goss fraction increases.
  • the increase in the Goss fraction is considered to be due to the increase in the pass aging effect during cold rolling due to the residual carbon present in the steel sheet after the annealing of the hot-rolled sheet, thereby increasing the Goss fraction in the primary recrystallized grains.
  • the carbon content may range from 0.03 to 0.09%, specifically from 0.05 to 0.070%.
  • the decarburization annealing time becomes longer during the decarburization and nitriding annealing, and there is a problem of reducing productivity.
  • decarburization in the initial stage of heating is not sufficient, there is a problem of making primary recrystallized grains non-uniform, thereby making secondary recrystallization unstable.
  • magnetic properties are deteriorated due to the magnetic aging phenomenon.
  • the carbon is removed by decarburization in the primary recrystallization annealing process, and may be included in an amount of 0.005% or less, specifically 0.003% in the base material 110 in the grain-oriented electrical steel sheet 100 to be finally manufactured.
  • Aluminum (Al) is combined with nitrogen (N) to precipitate as aluminum nitride (AlN), but in annealing for decarburization and nitriding, fine precipitates (Al, Si, Mn)N and AlN form nitrides are formed, resulting in strong crystal grains. may act as a growth inhibitor.
  • the aluminum content may be 0.015 to 0.040%. Specifically, the aluminum content may range from 0.020 to 0.038%.
  • Manganese (Mn) has an effect of reducing iron loss by increasing specific resistance in the same way as silicon (Si).
  • manganese is an important element that reacts with nitrogen introduced by nitriding along with silicon to form precipitates of (Al, Si, Mn)N, thereby suppressing the growth of primary recrystallized grains and causing secondary recrystallization.
  • the manganese forms sulfide-based precipitates together with copper (Cu) to improve primary recrystallized grain uniformity, and serves as an auxiliary inhibitor in forming secondary recrystallization.
  • the manganese content may range from 0.04 to 0.15%, specifically from 0.05 to 0.10%.
  • the slab reheating temperature must be increased to adjust the (Cu, Mn)S fine precipitates, and when the slab reheating temperature is increased, the primary recrystallized grains become extremely fine and The temperature of the recrystallization annealing must be raised beyond the range, which may cause grain non-uniformity.
  • Nitrogen (N) is an element that refines crystal grains by reacting with aluminum (Al) and the like. When these elements are properly distributed, they play a role in securing an appropriate primary recrystallized grain size by appropriately refining the structure after cold rolling.
  • the nitrogen content may be 0.0020 to 0.012%, specifically, 0.0025 to 0.010%.
  • the base material 110 of the grain-oriented electrical steel sheet 100 to be finally manufactured may contain nitrogen in an amount of 0.005% or less, specifically 0.003% or less.
  • Antimony increases the grain nuclei of the Goss orientation generated during the cold rolling process, and has an effect of improving the fraction of grains having the Goss orientation in the primary recrystallized texture.
  • the magnetic flux density is increased by segregating at the primary recrystallization grain boundaries to obtain a secondary recrystallization microstructure with excellent integration by increasing the secondary recrystallization initiation temperature of crystal grains having a Goss texture during secondary recrystallization high temperature annealing.
  • the antimony content may be in the range of 0.01 to 0.05%, specifically 0.020 to 0.045%.
  • Tin (Sn) is known as a crystal growth inhibitor because it is an element that hinders the movement of grain boundaries as a grain boundary segregation element.
  • the number of Goss orientation nuclei that grow into the secondary recrystallized texture increases.
  • the size of the secondary recrystallized microstructure decreases. As the size of the secondary recrystallized microstructure decreases, the iron loss of the final product decreases because the eddy current loss decreases as the crystal grain size decreases.
  • the tin plays an important role in suppressing grain growth through segregation at grain boundaries, which not only improves the inhibitory effect of suppressing the grain growth driving force of the refined primary recrystallized microstructure, but also for forming a secondary recrystallized texture
  • (Al, Si, Mn) particles that cause grain growth inhibition, such as N and AlN are coarsened to prevent a decrease in grain growth inhibition.
  • the tin content may be in the range of 0.03 to 0.10%, specifically 0.03 to 0.09%.
  • Chromium (Cr) is an element that promotes oxidation formation, and when chromium (Cr) is added within a range, it suppresses the formation of a dense oxide layer on the surface layer and assists in the formation of a fine oxide layer in the depth direction. By adding the chromium together with the antimony and the tin, formation of the oxide layer in the depth direction can be assisted as the formation of FeCr 2 O 4 increases in the surface layer portion of the oxide layer.
  • the chromium content may range from 0.05 to 0.20%.
  • chromium when added to a thin product of 0.20 mmt or less, an oxide layer is formed thickly, and the composition of the oxide layer changes to affect decarburization and nitration, so if not properly controlled in the decarburization annealing process, the primary recrystallized grains It is not possible to appropriately control the aging process and the formation of precipitates, which can cause magnetic deviation of ultra-thin grain-oriented electrical steel products.
  • a chromium (Cr) enriched layer is formed on the base coating layer of the final product plate.
  • the base coating layer is thick and non-uniformity increases, causing variation in iron loss.
  • Phosphorus (P) is an element that exhibits an effect similar to that of tin (Sn) and antimony (Sb), and may segregate at grain boundaries to prevent movement of grain boundaries and simultaneously suppress grain growth. In addition, there is an effect of improving the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> texture in terms of microstructure.
  • the phosphorus content may range from 0.010 to 0.050%, specifically from 0.015 to 0.045%.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 100 contains, by weight, sulfur (S): 0.01 wt% or less (excluding 0%), vanadium (V): 0.002 to 0.01 wt%, and titanium (Ti): It further includes 0.002 to 0.010% by weight.
  • S is one of the unavoidable impurities contained during steelmaking, although it is desirable to avoid containing it as much as possible as an element with a high solid solution temperature and severe segregation during hot rolling.
  • sulfur (S) is an element that affects primary recrystallized grain uniformity by forming (Mn, Cu)S.
  • the content of sulfur may be 0.010% by weight or less, and may specifically range from 0.0010 to 0.0080%.
  • Titanium (Ti) is an element that forms nitride, and it becomes titanium nitride (TiN) in the pre-hot rolling stage, lowers the nitrogen content, and plays a role of suppressing crystal grain growth by precipitating finely.
  • the content of titanium may be in the range of 0.002 to 0.010%, and in the above range, the effect of suppressing crystal grain growth due to the formation of titanium nitride precipitates and reducing the fine precipitates of aluminum nitride (AlN) reduces the variation in the coil of the grain size. .
  • Vanadium (V) is a carbide and nitride forming element, and plays a role of suppressing crystal grain growth by fine precipitation.
  • the content of the vanadium may be in the range of 0.002 to 0.01%, and within the above range, an effect of suppressing crystal grain growth due to the formation of fine precipitates exhibits an effect of reducing the variation in grain size in the coil.
  • At least one of titanium (Ti) and vanadium (V) may be further included in an amount of 0.002 to 0.010% by weight.
  • Ti titanium
  • V vanadium
  • each alone may contain 0.002 to 0.010% by weight, and when the vanadium and the titanium are included simultaneously, the sum of the vanadium and the titanium is 0.002 to 0.010% by weight.
  • the content of the titanium and the vanadium may be in the range of 0.0030 to 0.0070% by weight.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 100 may include unavoidable impurities such as Zr, Cu, Ni, and Mo in addition to the above-described elements.
  • the impurities are strong carbonitride-forming elements, and are preferably not added as much as possible, and may be contained in an amount of 0.01% by weight or less.
  • the unavoidable impurities refer to impurities that are unavoidably incorporated in the manufacturing process of steelmaking and grain-oriented electrical steel sheets. Since unavoidable impurities are widely known, detailed descriptions are omitted.
  • the addition of elements other than the above-described alloy components is not excluded, and may be variously included within a range that does not impair the technical spirit of the present invention. When additional elements are included, they are included in place of Fe, which is the remainder.
  • the metal oxide layer 120 may be disposed on the parent material 110 .
  • the metal oxide layer 120 may include, for example, magnesium (Mg), aluminum (Al), boron (B), antimony (Sb), tin (Sn), molybdenum (Mo), tungsten (W), and chromium (Cr). ) may contain substances such as
  • a grain-oriented electrical steel sheet that satisfies the following Equation 1 at the maximum emission intensity ratio of the metal oxide layer 120.
  • I(Cr) is the Cr intensity in the metal oxide layer
  • I_max(Mg) means the maximum emission intensity of Mg in the metal oxide layer
  • the maximum luminous intensity can be measured as a ratio from the maximum intensity of magnesium (Mg) component and the intensity of chromium (Cr) at the same thickness through elemental analysis of the metal oxide layer in the thickness direction in a glow discharge surface analysis method.
  • the base coating layer is densely and uniformly formed, thereby providing an advantage of uniform formation of the coating layer.
  • the value of I(Cr)/I_max(Mg) is greater than 2%, the non-uniformity of the coating layer increases due to the influence of the Cr enriched layer, resulting in variation in iron loss.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 100 may have a thickness of 0.20 mm or less. When the thickness of the grain-oriented electrical steel sheet 100 is greater than 0.20 mm, the effect of non-uniform coating due to Cr concentration on iron loss variation is reduced.
  • the average core loss (W 17/50 ) of the grain-oriented electrical steel sheet 100 may be 0.80 W/kg or less.
  • the iron loss (W 17/50 ) is the magnitude of the iron loss (W/kg) induced under the conditions of 1.7 Tesla and 50 Hz. By satisfying the average iron loss value, it is possible to provide a grain-oriented electrical steel sheet 100 having excellent magnetic properties.
  • the core loss deviation of the grain-oriented electrical steel sheet 100 may be 0.07 or less.
  • the iron loss deviation means a deviation of the iron loss value.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 100 having excellent magnetic properties can be provided.
  • a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet contains Si: 2.5 to 4.0%, C: 0.03 to 0.09%, Al: 0.015 to 0.040%, Mn: 0.04 to 0.15%, N: 0.002 to 0.012% Sn: 0.03 to 0.10% by weight, Cr: 0.05 to 0.2% by weight, P: 0.010 to 0.050% by weight, and Sb: 0.01 to 0.05% by weight, the balance being Fe and other unavoidable impurities
  • a step of hot rolling a steel slab comprising, cold rolling the hot rolled steel sheet, performing primary recrystallization annealing on the cold rolled cold rolled steel sheet, and performing secondary recrystallization annealing on the steel sheet upon completion of the primary recrystallization annealing. do.
  • Detailed description of the steel slab is the same as that of the above-described grain-oriented electrical steel sheet to the extent that it does not contradict, and thus, duplicate descriptions will be omitted.
  • a step of heating the steel slab to 1,230° C. or lower may be included prior to the step of hot rolling the steel slab.
  • the heating of the steel slab may include heating in the range of 1,130 to 1,200 °C.
  • Precipitates may be partially melted by heating the steel slab.
  • the heating furnace may be repaired by melting the surface of the slab and the life of the heating furnace may be shortened.
  • the step of hot rolling the steel slab may produce a hot-rolled sheet having a thickness of 1.8 to 2.3 mm.
  • the step of hot rolling the steel slab may further include cooling and winding after completion of the rolling in consideration of the rolling load.
  • the step of annealing the hot rolled steel sheet may be included.
  • the step of annealing the hot-rolled steel sheet may be performed by heating to a temperature of 950 to 1,100 ° C, cracking at a temperature of 850 to 1,000 ° C and then cooling.
  • the cold-rolling of the hot-rolled steel sheet may be performed through one cold-rolling process or through a plurality of passes.
  • the cold-rolling of the hot-rolled steel sheet may include warm-rolling at least one time during rolling at a temperature of 200 to 300 °C. The pass aging effect is given through the warm rolling, and the final thickness of the cold-rolled steel sheet may be manufactured to be 0.18 to 0.20 mm.
  • the cold-rolled cold-rolled steel sheet is subjected to decarburization, recrystallization of the deformed structure, and nitriding treatment through nitriding gas in the primary recrystallization annealing process.
  • the step of primary recrystallization annealing of the cold-rolled cold-rolled steel sheet may include a temperature raising step, a first soaking step, and a second soaking step.
  • the step of primary recrystallization annealing may include rapid heating in the temperature raising step, and then decarburization and nitriding annealing including the first soaking step and the second soaking step.
  • the heating step is a step of heating the cold-rolled steel sheet to the soaking temperature of the first soaking step.
  • the heating step may be rapidly heated at a temperature of 250 to 700 °C at a heating rate of 100 °C / s or more.
  • the oxidation ability (P H20 /P H2 ) may be performed in an oxidizing atmosphere of 0.5 to 2.0.
  • the oxidation ability (P H20 /P H2 ) may be performed in an oxidizing atmosphere of 1.0 to 2.0.
  • the first soaking step is a step of cracking the steel sheet that has been heated through the temperature raising step in the temperature range of 700 to 850 °C.
  • the oxidation ability in the first soaking step may be performed in a range of less than 0.5.
  • the oxidation ability in the first soaking step may be performed in a range of 0.1 to 0.5 or less.
  • the oxidation ability may be performed in the range of 0.3 to 0.5.
  • the first soaking step is performed within the range of the oxidation ability, there is an advantage in that uniform oxidation layer control, specifically, control of uniform formation of a Cr oxide layer and uniform control of decarburization nitriding reaction is possible.
  • the first cracking step when the range of the oxidizing ability is out of the upper limit, there is a problem of inhibiting decarburization and nitriding reactions due to the formation of an excessive oxide layer.
  • the first soaking step when the range of the oxidizing ability is out of the lower limit, uniform control of the formed oxide layer, in particular, control of the Cr oxide layer becomes difficult.
  • the second soaking step is a step of cracking the steel sheet that has passed through the first soaking step at a temperature in the range of 800 to 900 °C.
  • the first cracking step and the second cracking step can be distinguished through the degree of oxidation of the atmosphere.
  • the oxidation ability in the second soaking step may be performed in a range of 0.5 or more. In one embodiment, the oxidation ability in the second soaking step may be performed in the range of 0.5 to 0.8. Specifically, the oxidation ability may be performed in the range of 0.5 to 0.7.
  • the second soaking step When the second soaking step is performed within the range of the oxidation ability, there is an advantage of uniform control of the decarburization nitriding reaction in relation to the first soaking step.
  • the second cracking step when the range of the oxidizing ability exceeds the upper limit value, there is a problem of inhibiting decarburization and nitriding reactions due to excessive formation of an oxide layer.
  • the second soaking step when the range of the oxidizing ability is out of the lower limit, uniformity control of the oxide layer and nitration uniformity control become difficult.
  • At least one or more of the temperature raising step, the first soaking step, and the second soaking step may be performed in an atmosphere containing at least one of hydrogen and nitrogen. In one embodiment, at least one or more of the temperature raising step, the first soaking step, and the second soaking step may be performed by adding ammonia to an atmosphere containing at least one of hydrogen and nitrogen.
  • nitriding can proceed simultaneously with decarburization through the above-described oxidizing ability control, and the oxidizing ability in the first soaking step and the oxidizing ability in the second soaking step are different as described above, Uniform control of the oxide layer
  • the microstructure, surface oxide layer, and precipitate of the decarburized plate are more uniformly formed by uniformly controlling the decarburization and nitration reactions while controlling the Cr oxide layer.
  • the step of performing secondary recrystallization annealing on the steel sheet for which the primary recrystallization annealing has been completed is to apply an annealing separator to the primary recrystallized steel sheet and then perform final annealing for a long time to cause secondary recrystallization, so that the ⁇ 110 ⁇ plane of the steel sheet is on the rolling surface. It is possible to form a ⁇ 110 ⁇ 001> Goss texture in which the ⁇ 001> direction is parallel to the rolling direction.
  • the annealing separator may be, for example, manufactured based on MgO, which is a non-limiting example, and various types of annealing separators may be used.
  • a ⁇ 110 ⁇ 001> texture is formed by secondary recrystallization, and an oxide layer formed during decarburization reacts with MgO to impart insulation by forming a glassy film and impurities that deteriorate magnetic properties. can be removed.
  • a mixed gas of nitrogen and hydrogen is maintained in the temperature rising section before secondary recrystallization occurs to protect nitride, which is a grain growth inhibitor, so that secondary recrystallization develops well, and after secondary recrystallization is completed, 100 It can be maintained for a long time in a % hydrogen atmosphere to remove impurities.
  • Table 1 below shows the composition of the main components for steel grades A to E.
  • Table 1 below discloses steels satisfying all of the composition ranges of the present invention.
  • an ingot was prepared, and a grain-oriented electrical steel sheet was manufactured under the manufacturing conditions of Table 2 below. Specifically, the ingot was prepared, heated at a temperature of 1,150 ° C. for 210 minutes, and then hot-rolled to prepare a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.0 mm. After pickling, it was cold-rolled to a thickness of 0.20 mm or 0.18 mm with a reduction ratio of 90% or more.
  • the cold-rolled cold-rolled steel sheet was rapidly heated from 250 to 700 °C at a heating rate of 100 °C/sec or more, and at this time, the oxidation ability (P H20 / P H2 ) was performed under the conditions shown in Table 2 below. After that, during decarburization and nitriding annealing, the oxidizing ability was 180 seconds in a humid atmosphere and an ammonia mixed gas atmosphere at a temperature of 850 ° C. Simultaneous decarburization and nitriding heat treatment was performed so that the carbon content was 30 ppm or less and the total nitrogen content was 200 ppm or more.
  • An annealing separator containing 95% by weight of MgO and 5% by weight of TiO 2 as a solid content was applied to the steel sheet that had undergone the decarburization annealing heat treatment, and secondary recrystallization annealing was performed into a coil.
  • the secondary recrystallization annealing was performed in a mixed atmosphere of 25 vol% nitrogen and 75 vol% hydrogen up to 1,200 ° C. After reaching 1,200 ° C., the mixture was maintained in a 100% hydrogen atmosphere for 10 hours or more and then cooled in a furnace.
  • an insulating coating layer-forming composition containing a mixture of metal phosphate and colloidal silica was applied and heat-treated to form an insulating coating layer.
  • Table 2 below for the maximum emission intensity ratio [I(Cr)/I_max(Mg)] and iron loss deviation measured for each condition.
  • the maximum emission intensity ratio is obtained by measuring the ratio between the maximum emission intensity of Mg and the intensity of Cr in the metal oxide layer. Specifically, the maximum luminous intensity was measured from the Cr intensity ratio at the same thickness as the maximum intensity of the Mg component through elemental analysis of the metal oxide layer in the thickness direction in a glow discharge surface analysis method.
  • the first-stage SDN oxidation capability and the second-stage SDN oxidation capability in Table 2 below refer to methods for controlling the inhibitor in the decarburization process after cold rolling.
  • the inventive material in which the oxidation ability of rapid temperature increase and simultaneous decarburization annealing is controlled within the control range has a small emission intensity ratio of less than 2% and excellent iron loss deviation.
  • the comparative material out of the control range has a non-uniform crystal grain size or inferior iron loss deviation due to poor bears coating.
  • Comparative Example 1 and Comparative Example 4 confirmed that there was a problem of non-uniform crystal grain size
  • Comparative Examples 2, 3, 5, and 6 confirmed that there was a problem of poor base coating layer.

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Abstract

본 발명은 방향성 전기강판 및 이의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시예에 따른, 방향성 전기강판은 중량%로서, Si: 2.5 내지 4.0 중량%, C: 0.005 중량% 이하, Al: 0.015 내지 0.040 중량%, Mn: 0.04 내지 0.15 중량%, N: 0.005 중량% 이하, Sn: 0.03 내지 0.10 중량%, Cr: 0.05 내지 0.2 중량%, P: 0.010 내지 0.050 중량%, 및 Sb: 0.01 내지 0.05 중량%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 포함하는 모재, 및 상기 모재 상에 배치되는 금속 산화물 층을 포함하고, 평균 철손(W17/50)이 0.80 W/kg 이하이며, 상기 금속 산화물층의 최대 발광강도 비가 하기 식 1을 만족할 수 있다. <식 1> I(Cr)/I_max(Mg) ≤ 2 % (상기 식 1에서, I(Cr)은 상기 금속 산화물층에서의 Cr 강도이고, I_max(Mg)는 상기 금속 산화물층에서 Mg의 최대 발광강도를 의미한다)

Description

방향성 전기강판 및 이의 제조 방법
본 발명은 전기강판에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 방향성 전기강판 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
방향성 전기강판은 변압기, 전동기, 발전기 및 기타 전자기기와 같은 정지 기기의 철심 재료로 사용된다. 상기 방향성 전기강판 최종 제품은 결정립의 방위가 (110)[001] 방향으로 배향된 집합조직을 가짐으로써, 압연 방향으로 극히 우수한 자기적 특성을 갖기 때문에 변압기, 전동기, 발전기, 및 기타 전자기기와 같은 기기의 철심 재료로도 사용될 수 있으며, 에너지 손실을 줄이기 위해서는 철손이 낮은 것, 발전기기의 소형화를 위해 자속밀도가 높을 것을 요구한다.
현재 전세계적으로 CO2 발생을 저감시켜 지구온난화에 대처하기 위해 에너지 절약과 함께 고효율의 제품화를 지향하는 추세이며, 전기에너지를 적게 사용하는 고효율화된 전기기기의 보급에 대한 수요가 증가됨에 따라 보다 우수한 저철손 특성을 갖는 방향성 전기강판의 개발에 대해 사회적 요구가 증대되고 있다. 이에 따라, 방향성 전기강판의 철손을 저감시키기 위한 연구 개발이 많이 이루어지고 있다. 그 중에서 철손 저감의 유효한 하나의 방법으로서, 2차 재결정립을 미세화시키는 기술이 있다. 상기 2차 재결정립을 미세화시키게 되면, 강판 중의 자구가 작아지고, 강판을 여자했을 때의 자벽 이동에 수반하는 와전류에 의한 열손실을 저감할 수 있다.
상기 방향성 전기강판의 상기 철손은 이력손 및 와전류손으로 구분할 수 있고, 상기 와전류손을 감소시키기 위해서는 고유비저항을 늘리거나, 제품의 판두께를 줄이는 방법과 같이 다양한 방법이 제시되고 있다. 상기 제품의 판두께를 줄이는 방법으로, 난압연 제품인 방향성 전기강판을 극박물로 압연해야하는 어려움도 있지만, 매우 낮은 철손특성을 가지는 극박물 제품을 만드는데 있어서 가장 큰 문제점은 두께가 얇아짐에 따라 상기 방향성 전기강판의 2차 재결정 조직인 고스 방위의 집적도를 매우 강하게 만들기 어려운 문제가 있다.
상기 이력손은 자구벽의 이동이 미세 석출물이나 개재물에 의해 방해되어 증가하는데, 최종 제품의 모재에 C, N, O, 및 S와 같은 성분이 극히 적도록 청정하게 관리되어야 하며, 고스 집적도가 강할 경우, 감소하게 된다.
이는 제품두께가 얇아짐에 따라 2차 재결정 소둔 과정 중 특히, 고스 방위의 2차 재결정이 나타나는 구간에서의 표면으로부터 석출물 유실이 빨라짐에 의해서 고스 방위 성장을 위한 집합조직 및 결정립 성장 억제를 유지하는게 어려워지는 문제가 있다. 이는 제품 자성 특성에 직결되는 문제로 극박물 제품에서 정확한 고스 방위의 2차 재결정 현상을 불안정하고, 불균일하게 하여 2차 결정립경이 균일하지 못하거나, 부분적으로 방위집적도가 열위한 미세결정립이 형성되어 매우 낮은 철손 특성을 확보하기 어려운 문제가 있다.
또한, 제품이 박물화될수록 전체 제품 두께에서 코팅층이 차지하는 비율이 증가하게 된다. 베이스 코팅이 두꺼울수록 상기 코팅층이 차지하는 비율이 증가하며 철손이 저하될 수 있다.
석출물 유실을 극복하기 위한 방법으로 2차 재결정 소둔 과정 중 N2 gas의 분율을 높여서 석출물 유실을 방지하는 방법이 제안되었으나, 이는 제품판 표면에 질소 방출구와 같은 표면 결함을 유발시키는 문제가 있다. 또한, 동시탈탄침질방법을 사용한 제조 방법이 제안되었다. 상기 동시탈탄침질 방법으로서 탈탄판을 제조함에 있어서 표면 결정립경과 중심층 결정립경의 차이가 존재함을 명시하였고, 이를 일정 범위로 제어할 필요가 있음을 제안하였다.
또한, Sb, Sn, P와 같은 편석원소를 포함하는 방법이 제안되었다. 상기 편석원소를 포함함으로써 자성을 획기적으로 개선할 수 있고, 극박물 제품 제조 시 석출물 유실을 보완하는 보조 인히비터로 활용할 수 있다. 그러나, 상기 편석원소를 추가하는 방법은 상기 편석원소를 과량으로 첨가 시 극박 압연이 어려운 문제가 있고, 편석원소 과량 첨가 시 산화층이 불균일하고 얇아져 베이스 코팅의 특성이 열위하여 석출물 유실을 야기하는 부작용이 있어 자성을 안정적으로 확보할 수 없는 문제가 있다.
또한, 극박물 제품 제조 시 1차 재결정 소둔 공정에 있어서 전단부의 산화능과 질화 처리를 조절하는 방법이 제안되었다. 그러나, 극박물 제품을 제조함에 있어서, 석출물의 유실 영향이 매우 민감해지는 문제가 있다.
또한, 슬라브에 크롬(Cr)을 첨가하고, 1차 재결정 소둔 공정에 있어서 전단부 및 후단부의 침질 가스 투입량을 조절하는 방법이 제안되었다. 그러나, 상기 방법은 강판 두께 방향으로의 질소량은 균일하게 유지하였으나, 질화 알루미늄(AlN) 석출물은 불균일하게 분포하여 자성 특성의 편차가 여전히 존재하는 문제가 있다. 또한, 상기 크롬을 첨가함으로써, 크롬 산화물층이 형성되어 산화층 깊이가 깊어지면서 베이스 코팅 두께가 두껍게 형성되어 산화, 침질 제어가 어려워지고, 제품에 있어서 코팅층이 차지하는 비율이 커지는 박물제품의 이력손을 증가시키는 문제가 있다.
1차 재결정 소둔 중 탈탄과 침질 반응은 강판 표층부를 통해 이루어진다. 이때, 표층부에 형성되어 있는 산화층의 형상에 따라 탈탄과 침질의 속도와 시기가 바뀌게 된다. 상기 1차 재결정 소둔 과정 중 생기는 산화층의 깊이와 조성은 온도 및 산화능과 같은 노분위기, 소강 성분함량, 및 표면 형상에 따라 민감하게 변화하게 된다. 특히, Sb, Sn, 및 Cr과 같은 성분은 첨가량에 따라 산화층 형성 거동을 변화시키고 결과적으로 제품의 특성에 영향을 주기 때문에 제품 특성에 따라 최적의 조건을 도출해야한다.
본 발명이 해결하고자하는 기술적 과제는 자성 개선 효과와 우수한 표면 특성을 가지며 철손 편차를 줄인 극박물 방향성 전기강판을 제공할 수 있다.
본 발명이 해결하고자하는 다른 기술적 과제는 상기 이점을 갖는 방향성 전기강판을 제조하는 방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른, 방향성 전기강판은 중량%로, Si: 2.5 내지 4.0 중량%, C: 0.005 중량% 이하, Al: 0.015 내지 0.040 중량%, Mn: 0.04 내지 0.15 중량%, N: 0.005 중량% 이하, Sn: 0.03 내지 0.10 중량%, Cr: 0.05 내지 0.2 중량%, P: 0.010 내지 0.050 중량%, 및 Sb: 0.01 내지 0.05 중량%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 포함하는 모재, 및 상기 모재 상에 배치되는 금속 산화물 층을 포함하고, 평균 철손(W17/50)이 0.80 W/kg 이하이며, 상기 금속 산화물층의 최대 발광강도 비가 하기 식 1을 만족할 수 있다.
<식 1>
I(Cr)/I_max(Mg) ≤ 2 %
(상기 식 1에서, I(Cr)은 상기 금속 산화물층에서의 Cr 강도이고, I_max(Mg)는 상기 금속 산화물층에서 Mg의 최대 발광강도를 의미한다)
일 실시예에서, 중량%로, S: 0.01 중량% 이하(0%를 제외함), V: 0.002 내지 0.01 중량%, 및 Ti: 0.002 내지 0.010 중량%를 포함할 수 있다. 일 실시예에서, 방향성 전기강판은 철손 편차가 0.07 이하일 수 있다. 일 실시예에서, 방향성 전기강판의 두께가 0.2 mm 이하일 수 있다.
본 발명의 다른 실시예에 따른, 방향성 전기강판의 제조 방법은 중량%로, Si: 2.5 내지 4.0%, C: 0.03 내지 0.09%, Al: 0.015 내지 0.040%, Mn: 0.04 내지 0.15%, N: 0.002 내지 0.012%, Sn: 0.03 내지 0.10 중량%, Cr: 0.05 내지 0.2 중량%, P: 0.010 내지 0.050 중량%, 및 Sb: 0.01 내지 0.05 중량%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 포함하는 강 슬라브를 열간압연하는 단계, 상기 열연강판을 냉간압연하는 단계, 냉간압연된 냉연강판을 1차 재결정 소둔하는 단계, 및 상기 1차 재결정 소둔이 완료된 강판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하고, 상기 1차 재결정 소둔하는 단계는 승온 단계, 제1 균열 단계, 및 제2 균열 단계를 포함하고, 상기 승온 단계에서 산화능은 0.5 내지 2.0의 산화성 분위기에서 수행하고, 상기 제1 균열 단계에서 산화능은 0.5 미만의 범위로 제어된 분위기에서 수행하며, 상기 제2 균열 단계에서 산화능은 0.5 이상의 범위로 제어된 분위기에서 수행할 수 있다.
일 실시예에서, 상기 강 슬라브는 중량%로, S: 0.01% 이하(0%를 제외함), V: 0.002 내지 0.01 중량%, 및 Ti: 0.002 내지 0.010 중량%를 포함할 수 있다. 일 실시예에서, 상기 1차 재결정 소둔하는 단계는, 100 ℃/s 이상의 속도로 수행될 수 있다.
일 실시예에서, 상기 1차 재결정 소둔하는 단계는, 250 내지 700 ℃ 온도에서 급속승온단계를 포함할 수 있다. 일 실시예에서, 상기 제1 균열 단계 및 상기 제2 균열 단계는 800 내지 900 ℃에서 수행할 수 있다. 일 실시예에서, 상기 강 슬라브를 열간압연하는 단계 이전에, 강 슬라브를 1,230 ℃ 이하로 가열하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 방향성 전기강판은, 강 조성을 제어함으로써, 극박 방향성 전기강판에서도 철손 편차가 적어 자성 개선 효과를 갖고, 우수한 표면 특성을 갖는 항복 강도가 우수하고, 표면 특성이 우수한 방향성 전기강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 다른 실시예에 따른 방향성 전기강판의 제조 방법은, 상기 이점을 갖는 방향성 전기강판을 제조하는 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른, 방향성 전기강판을 도시한다
제1, 제2 및 제3 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 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 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, 그 사이에 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, 1ppm 은 0.0001중량%이다.
본 발명의 일 실시예에서 추가 원소를 더 포함하는 것의 의미는 추가 원소의 추가량 만큼 잔부인 철(Fe)을 대체하여 포함하는 것을 의미한다.
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.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른, 방향성 전기강판(100)을 도시한다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판(100)은 모재(110) 및 모재(110) 상에 배치되는 금속 산화물 층(120)을 포함한다. 모재(110)는 중량%로서, 중량%로서, Si: 2.5 내지 4.0 중량%, C: 0.03 내지 0.09 중량%, Al: 0.015 내지 0.040 중량%, Mn: 0.04 내지 0.15 중량%, N: 0.002 내지 0.012 중량%, Sn: 0.03 내지 0.10 중량%, Cr: 0.05 내지 0.2 중량%, P: 0.010 내지 0.050 중량%, 및 Sb: 0.01 내지 0.05 중량%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 포함한다.
하기에서는 합금 성분 한정 이유를 설명한다. 이하, 중량%는 %로 표기할 수 있다.
규소(Si): 2.5 내지 4.0 %
규소(Si)는 방향성 전기강판 소재의 비저항을 증가시켜 철심 손실(Core Loss)인 철손을 낮추는 역할을 한다. 상기 규소의 함랑은 2.5 내지 4.0 %일 수 있고, 구체적으로, 3.0 내지 3.5 % 범위일 수 있다.
상기 범위의 상한 값을 벗어나는 경우, 강의 취성이 증가하고, 인성이 감소하여 압연 과정 중 판파단 발생율이 증가하게되고, 용접성이 열위해져 냉간압연 조업에 부하가 생기고, 냉간 압연 중 패스에이징에 필요한 판온에 미달하게 되고, 2차재결정 형성이 불안정해지는 문제가 있다. 상기 범위의 하한 값을 벗어나는 경우, 비저항이 감소하여 철손이 열화되는 문제가 있다.
탄소(C): 0.03 내지 0.09 %
탄소(C)는 오스테나이트상 형성을 유도하는 원소로서 탄소 함량의 증가에 따라 열간 압연 공정 중 페라이트-오스테나이트 상변태가 활성화되고, 열연 공정 중 형성되는 길게 연신된 열연띠 조직이 증가하여, 열연판 소둔 공정 중 페라이트 입성장을 억제한다. 또한, 상기 탄소의 함량이 증가함에 따라 페라이트 조직에 비해 강도가 높은 연신된 열연띠 조직 증가와 냉연 시작 조직인 열연판 소둔 조직의 초기 입자의 미세화에 의해 냉간압연 이후 집합조직이 개선되어 고스 분율이 증가하게 된다. 상기 고스 분율이 증가하는 것은 열연판 소둔 후 강판 내 존재하는 잔류 탄소에 의해 냉간압연 중 패스에이징 효과가 커져 1차 재결정립 내의 고스 분율을 증가시키는 것으로 본다.
상기 탄소의 함량은 0.03 내지 0.09 %일 수 있고, 구체적으로 0.05 내지 0.070 % 범위일 수 있다. 상기 탄소 함량이 상기 범위의 상한 값을 벗어나는 경우, 탈탄 질화 소둔 시 탈탄 소둔 시간이 길어지고, 생산성을 저하시키는 문제가 있다. 또한, 가열 초기의 탈탄이 충분하지 않으면 1차 재결정결정립을 불균일하게 하여 2차 재결정을 불안정하게 하는 문제가 있다. 또한, 자기시효 현상에 의해 자기적 특성이 열위되는 문제가 있다.
상기 탄소는 1차 재결정 소둔 과정에서 탈탄에 의해 제거되며, 최종 제조되는 방향성 전기강판(100) 내 모재(110)에서는 0.005 % 이하, 구체적으로 0.003 %로 포함할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.015 내지 0.040 %
알루미늄(Al)은 질소(N)과 결합하여 질화 알루미늄(AlN)으로 석출하지만, 탈탄과 침질을 행하는 소둔에서 미세한 석출물인 (Al, Si, Mn)N 및 AlN 형태의 질화물을 형성하게 되어 강력한 결정립 성장 억제 역할을 할 수 있다. 상기 알루미늄의 함량은 0.015 내지 0.040 %일 수 있다. 구체적으로, 상기 알루미늄의 함량은 0.020 내지 0.038 % 범위일 수 있다.
상기 알루미늄의 함량이 상기 범위의 상한 값을 벗어나는 경우, 석출물이 조대하게 성장하여 결정립 성장 억제 효과가 저하되는 문제가 있다. 상기 알루미늄의 함량이 상기 범위의 하한 값을 벗어나는 경우, 형성되는 석출물의 개수와 부피 분율이 낮아서 결정립 성장 억제 효과가 충분하게 발현되지 않는 문제가 있다.
망간(Mn): 0.04 내지 0.15 %
망간(Mn)은 규소(Si)와 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과가 있다. 또한, 상기 망간은 상기 규소와 함께 질화처리에 의해 도입되는 질소와 반응하여 (Al, Si, Mn)N의 석출물을 형성함으로써 1차 재결정립의 성장을 억제하여 2차 재결정을 일으키는 중요한 원소이다. 또한, 상기 망간은 구리(Cu)와 함께 황화물계(Surfide) 석출물을 형성하여 1차 재결정립 균일성을 개선하며, 2차 재결정이 형성되는데 보조 인히비터의 역할을 수행한다.
상기 망간의 함량은 0.04 내지 0.15 %일 수 있고, 구체적으로 0.05 내지 0.10 % 범위일 수 있다. 상기 망간의 함량이 상기 범위의 상한 값을 벗어나는 경우, (Cu, Mn)S 미세 석출물 조정을 위하여 슬라브 재가열 온도를 높여야하고, 상기 슬라브 재가열 온도를 높일 경우, 1차 재결정립이 극히 미세해져 1차 재결정 소둔의 온도를 범위 이상으로 올려야하고, 이에 따라 결정립 불균일을 야기할 수 있다.
또한, 강판 표면에 Fe2SiO4 이외에 (Fe, Mn) 및 Mn 산화물이 다량 형성되어 2차 재결정 소둔 중에 형성되는 베이스코팅 형성을 방해하여 표면 품질을 저하시키게 되고, 1차 재결정 소둔 공정에서 페라이트와 오스테나이트간 상변태의 불균일을 유발하기 때문에 1차 재결정립의 크기가 불균일하게 되며 그 결과 2차 재결정이 불안정해지게 되는 문제가 있다. 상기 망간의 함량이 상기 범위의 하한 값을 벗어나는 경우, 전술한 철손을 감소시키는 효과와 상기 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성함으로써 1차 재결정립의 성장을 억제하여 2차재결정을 유발하는 효과가 발현되지 않는 문제가 있다.
질소(N): 0.002 내지 0.012 %
질소(N)는 알루미늄(Al) 등과 반응하여 결정립을 미세화시키는 원소이다. 이들 원소들이 적절히 분포될 경우, 냉간압연 이후 조직을 적절하게 미세화하여 적절한 1차 재결정 입도를 확보하는 역할을 한다. 상기 질소의 함량은 0.0020 내지 0.012 %일 수 있고, 구체적으로, 0.0025 내지 0.010 % 범위일 수 있다.
상기 질소의 함량이 상기 범위의 상한 값을 벗어나는 경우, 1차 재결정립이 과도하게 미세화되고 이에 따라 미세한 결정립으로 인해 바람직하지 않은 방위가 2차 재결정을 형성하여 자기특성을 열화시킬 수 있다. 상기 질소의 함량이 상기 범위의 하한 값을 벗어나는 경우, 1차 재결정 억제 효과가 미비하여 안정된 결정립성장 억제 효과를 얻을 수 없는 문제가 있다.
상기 질소는 2차 재결정 소둔 과정에서 일부 제거되므로, 최종 제조되는 방향성 전기강판(100)의 모재(110)는 상기 질소를 0.005 % 이하, 구체적으로 0.003 % 이하를 포함할 수 있다.
안티몬(Sb): 0.01 내지 0.05 %
안티몬(Sb)은 냉간압연 공정 중 생성되는 고스방위의 결정립핵을 증가시켜, 1차 재결정 집합조직에서 고스방위를 갖는 결정립의 분율을 향상시키는 효과가 있다. 또한, 1차 재결정 결정립계에 편석하여 2차 재결정 고온 소둔 시 고스집합조직을 갖는 결정립들의 2차 재결정 개시 온도를 상승시켜 집적도가 우수한 2차 재결정 미세조직을 얻을 수 있도록 하여 자속밀도를 높여주게 된다. 상기 안티몬의 함량은 0.01 내지 0.05 % 일 수 있고, 구체적으로 0.020 내지 0.045 % 범위일 수 있다.
상기 안티몬의 함량이 상기 범위의 상한 값을 벗어나는 경우, 1차 재결정립의 크기가 과도하게 작아져 2차 재결정 개시온도가 낮아져 자기 특성을 열화시키거나 입성장에 대한 억제력이 지나치게 커져 2차 재결정이 형성되지 않는 문제가 있다. 상기 안티몬의 함량이 상기 범위의 하한 값을 벗어나는 경우, 전술한 고스방위를 갖는 결정립의 분율을 향상시키는 효과와 2차재결정 미세조직을 얻을 수 있도록 하며 자속밀도를 높여주는 효과가 발현되지 않는 문제가 있다.
주석(Sn): 0.03 내지 0.10 %
주석(Sn)은 결정립계 편석원소로서 결정립계의 이동을 방해하는 원소이기 때문에 결정성장억제제로 알려져있다. 또한, 1차 재결정 집합조직에 있어서 고스방위의 결정립 분율을 증가시킴으로써 2차 재결정 집합조직으로 성장하는 고스방위 핵이 많아진다. 또한, 상기 주석을 첨가할수록 2차 재결정 미세조직의 크기가 감소하게된다. 상기 2차 재결정 미세조직의 크기가 감소하는 것과 같이, 결정립크기가 작아질수록 와전류손이 작아지기 때문에 최종제품의 철손이 감소하게 된다.
또한, 상기 주석은 결정립계에 편석을 통해서 결정립 성장을 억제하는데 중요한 역할을 하며, 이는 미세화된 1차 재결정 미세조직의 결정립 성장 구동력을 억제하는 억제효과를 향상시킬 뿐만 아니라, 2차 재결정 집합조직 형성을 위한 고온소둔 과정 중 (Al, Si, Mn)N 및 AlN과 같은 결정립 성장 억제효과를 야기하는 입자가 조대화되어 결정립 성장 억제력이 감소하는 현상을 방지한다. 상기 주석의 함량은 0.03 내지 0.10 %일 수 있고, 구체적으로 0.03 내지 0.09 % 범위일 수 있다.
상기 주석의 함량이 상기 범위의 상한 값을 벗어나는 경우, 결정립 성장 억제력이 과도하게 증가하여 상대적으로 결정립 성장 구동력을 증가시키기 위해 1차 재결정 미세조직의 결정립 크기를 감소시켜야 하기 때문에, 탈탄소둔을 낮은 온도로 실시해야하며, 이로 인해 적절한 산화층을 제어할 수 없어 양호한 표면을 확보할 수 없는 문제가 있다.
또한, 기계적 특성 측면에서 입계편석원소의 과잉편석으로 인해 취성이 증가하여 제조과정 중 판파단을 야기할 수 있다. 상기 주석의 함량이 상기 범위의 하한 값을 벗어나는 경우, 상기 주석 첨가에 따른 효과가 발현되지 않는 문제가 있다.
크롬(Cr): 0.05 내지 0.2 %
크롬(Cr)은 산화 형성을 촉진시키는 원소로서 크롬(Cr)을 범위내로 첨가함에 따라, 표층부의 치밀한 산화층 형성을 억제하며 깊이 방향으로 미세한 산화층이 형성되는 것을 조력하는 원소이다. 상기 크롬은 상기 안티몬 및 상기 주석과 함께 첨가됨으로써, 산화층의 표층부에 FeCr2O4 형성이 많아짐에 따라 깊이 방향으로의 산화층 형성을 조력할 수 있다. 상기 크롬의 함량은 0.05 내지 0.20 % 범위일 수 있다.
상기 크롬의 경우, 0.20 mmt 이하의 박물 제품에 첨가하게 되면 산화층이 두껍게 형성되고, 산화층의 조성이 변화하여 탈탄 및 침질에 영향을 주게 되어 탈탄질화소둔 공정에서 적정하게 제어되지 않으면, 1차 재결정립경과 석출물 형성을 적정하게 제어할 수 없어 극박 방향성 전기강판 제품의 자성 편차를 유발할 수 있다. 또한, 최종 제품판에 베이스 코팅층에 크롬(Cr) 농화층이 형성되는데, 박물의 방향성 전기강판의 경우, 베이스 코팅층을 두껍고 불균일성을 증가시켜 철손 편차를 유발시키는 문제가 있다.
인(P): 0.010 내지 0.050 %
인(P)은 주석(Sn) 및 안티몬(Sb)와 유사한 효과를 나타내는 원소로서, 결정립계에 편석하여 결정립계의 이동을 방해하고 동시에 결정립 성장을 억제하는 보조적인 역할이 가능하다. 또한, 미세조직측면에서 {110}<001> 집합조직을 개선하는 효과가 있다. 상기 인의 함량은 0.010 내지 0.050 %일 수 있고, 구체적으로 0.015 내지 0.045 % 범위일 수 있다.
상기 인의 함량이 과도하게 많은 경우, 취성이 증가하여 압연성을 크게 저하시키는 문제가 있다. 상기 인의 함량이 과도하게 적은 경우, 인의 첨가로 인한 효과가 발현되지 않는 문제가 있다.
일 실시예에서, 방향성 전기강판(100)은 중량%로서, 황(S) : 0.01 중량% 이하(0%를 제외함), 바나듐(V): 0.002 내지 0.01 중량%, 및 티타늄(Ti): 0.002 내지 0.010 중량%를 더 포함한다.
황(S): 0.010 % 이하
황(S)은 열간압연 시 고용온도가 높고 편석이 심한 원소로서 가능한한 함유되지 않도록 하는 것이 바라직하지만, 제강 시 함유되는 불가피한 불순물 중 하나이다. 또한, 황(S)는 (Mn, Cu)S를 형성하여 1차 재결정립 균일성에 영향을 주는 원소이다. 상기 황의 함량은 0.010 중량% 이하일 수 있고, 구체적으로 0.0010 내지 0.0080 % 범위일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.002 내지 0.010 %
티타늄(Ti)은 질화물(Nitride)을 형성하는 원소로서, 열연 전단계에서 질화 티타늄(TiN)이 되어, 질소 함량을 낮게하고, 미세 석출하여 결정립 성장을 억제하는 역할을 한다. 상기 티타늄의 함량은 0.002 내지 0.010 % 범위일 수 있으며, 상기 범위에서 상기 질화 티타늄 석출물 형성에 의한 결정립 성장 억제 효과와 질화 알루미늄(AlN)의 미세 석출물 저감으로 결정립경의 코일 내 편차를 줄이는 효과가 발현된다.
바나듐(V): 0.002 내지 0.01 %
바나듐(V)은 탄화물(Carbide)와 질화물(Nitride) 형성 원소로서, 미세 석출하여 결정립 성장을 억제하는 역할을 한다. 상기 바나듐의 함량은 0.002 내지 0.01 % 범위일 수 있고, 상기 범위에서 미세 석출물의 형성에 의한 결정립 성장 억제 효과로 코일 내 결정립경 편차를 줄이는 효과가 발현된다.
일 실시예에서, 티타늄(Ti) 및 바나듐(V) 중 적어도 1 종 이상을 0.002 내지 0.010 중량% 더 포함할 수 있다. 상기 바나듐 및 상기 티타늄을 단독으로 포함하는 경우, 각각 단독으로 0.002 내지 0.010 중량% 포함할 수 있고, 상기 바나듐 및 상기 티타늄을 동시에 포함하는 경우, 상기 바나듐과 상기 티타늄의 합이 0.002 내지 0.010 중량%일 수 있다. 더욱 구체적으로, 상기 티타늄 및 상기 바나듐의 함량은 0.0030 내지 0.0070 중량% 범위일 수 있다.
일 실시예에서, 방향성 전기강판(100)은 전술한 원소 이외에 Zr, Cu, Ni, 및 Mo와 같은 불가피하게 혼입되는 불순물이 포함될 수 있다. 상기 불순물은 강력한 탄질화물 형성 원소로서, 가능한 첨가되지 않는 것이 바람직하며, 각각 0.01 중량% 이하로 함유되도록 할 수 있다.
잔부로 철(Fe)를 포함한다. 또한, 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 제강 및 방향성 전기강판의 제조 과정에서 불가피하게 혼입되는 불순물을 의미한다. 불가피한 불순물에 대해서는 널리 알려져 있으므로, 구체적인 설명은 생략한다. 본 발명의 일 실시예예서 전술한 합금 성분 외에 원소의 추가를 배제하는 것은 아니며, 본 발명의 기술 사상을 해치지 않는 범위 내에서 다양하게 포함될 수 있다. 추가 원소를 더 포함하는 경우 잔부인 Fe를 대체하여 포함한다.
일 실시예에서, 금속 산화물 층(120)은 모재(110) 상에 배치될 수 있다. 금속 산화물 층(120)은 예를 들어, 마그네슘(Mg), 알루미늄(Al), 붕소(B), 안티몬(Sb), 주석(Sn), 몰리브덴(Mo), 텅스텐(W), 및 크롬(Cr)과 같은 물질을 포함할 수 있다.
일 실시예에서, 금속 산화물층(120)의 최대 발광강도 비가 하기 식 1을 만족하는 방향성 전기강판.
<식 1>
I(Cr)/I_max(Mg) ≤ 2 %
(상기 식 1에서, I(Cr)은 상기 금속 산화물층에서의 Cr 강도이고, I_max(Mg)는 상기 금속 산화물층에서 Mg의 최대 발광강도를 의미한다)
상기 최대 발광강도는 글로우 방전 표면 분석 방식으로 두께 방향으로 금속 산화층의 원소 분석을 통하여 마그네슘(Mg) 성분의 최대 강도와 같은 두께에서의 크롬(Cr) 강도로부터의 비율을 측정할 수 있다.
상기 I(Cr)/I_max(Mg)의 값이 2 % 이하의 값을 가짐에 따라, 베이스 코팅층이 치밀하고 균일하게 형성되어 코팅층의 균일 형성의 이점이 있다. 이에 반해, 상기 I(Cr)/I_max(Mg)의 값이 2 % 보다 큰 경우, Cr 농화층의 영향으로 코팅층의 불균일성을 증가시켜 철손 편차 야기의 문제가 있다.
일 실시예에서, 방향성 전기강판(100)의 두께는 0.20 mm 이하일 수 있다. 방향성 전기강판(100)의 두께가 0.20 mm 보다 큰 경우, Cr농화에 의한 코팅 불균일성이 철손 편차에 미치는 영향이 감소한다.
일 실시예에서, 방향성 전기강판(100)의 평균 철손(W17/50)이 0.80 W/kg 이하일 수 있다. 상기 철손(W17/50)은 1.7 Tesla 및 50 Hz 조건에서 유도되는 철손의 크기(W/kg)이다. 상기 평균 철손 값을 만족함으로써, 자성 특성이 우수한 방향성 전기강판(100)을 제공할 수 있다.
일 실시예에서, 방향성 전기강판(100)의 철손 편차는 0.07 이하일 수 있다. 상기 철손 편차는 상기 철손 값의 편차를 의미한다. 상기 철손 편차의 값이 0.07 이하를 만족함으로써, 자성 특성이 우수한 방향성 전기강판(100)을 제공할 수 있다.
본 발명의 다른 실시예에 따른, 방향성 전기강판의 제조 방법은 중량%로서, Si: 2.5 내지 4.0%, C: 0.03 내지 0.09%, Al: 0.015 내지 0.040%, Mn: 0.04 내지 0.15%, N: 0.002 내지 0.012%, Sn: 0.03 내지 0.10 중량%, Cr: 0.05 내지 0.2 중량%, P: 0.010 내지 0.050 중량%, 및 Sb: 0.01 내지 0.05 중량%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 포함하는 강 슬라브 열간압연하는 단계, 상기 열연강판을 냉간압연하는 단계, 냉간압연된 냉연강판을 1차 재결정 소둔하는 단계, 및 상기 1차 재결정 소둔이 완료된 강판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함한다. 상기 강 슬라브에 대한 상세한 설명은 전술한 방향성 전기 강판과 모순되지 않는 범위에서 동일한 바, 중복되는 설명은 생략한다.
강 슬라브를 열간압연하는 단계 이전에, 강 슬라브를 1,230 ℃ 이하로 가열하는 단계를 포함할 수 있다. 구체적으로, 상기 강 슬라브를 가열하는 단계는 1,130 내지 1,200 ℃ 범위로 가열하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 강 슬라브를 가열하는 단계를 통해 석출물을 부분 용체화할 수 있다. 또한, 슬라브의 주상정조직이 조대하게 성장되는 것을 방지하여 후속 열간압연 공정에서 판의 폭 방향으로의 크랙(Crack)이 발생하는 것을 방지할 수 있어 실수율이 향상될 수 있다. 상기 강 슬라브를 가열하는 단계에 있어서, 상기 온도 범위가 과도하게 높은 경우, 슬라브의 표면부 용융으로 가열로를 보수하고 가열로 수명이 단축될 수 있다. 일 실시예에서, 강 슬라브를 가열하는 단계 없이 연속 주조되는 상기 강 슬라브를 그대로 열간압연하는 것도 가능하다.
강 슬라브를 열간압연하는 단계는 두께 1.8 내지 2.3 mm로 열연판을 제조할 수 있다. 일 실시예에서, 강 슬라브를 열간압연하는 단계는 압연부하를 고려하여 압연 종료 후 냉각하며 권취하는 단계를 더 포함할 수 있다.
강 슬라브를 열간압연하는 단계 이후, 열연강판을 소둔하는 단계를 포함할 수 있다. 상기 열연강판을 소둔하는 단계는 950 내지 1,100 ℃ 온도까지 가열한 후, 850 내지 1,000 ℃ 온도에서 균열한 다음 냉각하는 과정에 의해 수행할 수 있다.
상기 열연강판을 냉간압연하는 단계는 1회의 냉간압연을 통하여 수행되거나, 복수의 패스를 통해 수행될 수 있다. 일 실시예에서, 상기 열연강판을 냉간압연하는 단계는 압연 중 적어도 1회 이상을 200 내지 300 ℃의 온도에서 온간 압연할 수 있다. 상기 온간압연을 통해 패스에이징 효과를 주며, 냉연강판의 최종 두께가 0.18 내지 0.20 mm로 제조될 수 있다. 냉간압연된 냉연강판은 1차 재결정 소둔 과정에서 탈탄과 변형된 조직의 재결정 및 침질 가스를 통한 침질 처리를 수행하게 된다.
냉간압연된 냉연강판을 1차 재결정 소둔하는 단계는 승온 단계, 제1 균열 단계, 및 제2 균열 단계를 포함할 수 있다. 구체적으로, 1차 재결정 소둔하는 단계는 상기 승온 단계에서 급속 가열시키고, 이후, 상기 제1 균열 단계 및 상기 제2 균열 단계를 포함하는 탈탄 및 질화 소둔작업을 포함할 수 있다.
상기 승온 단계는 상기 냉연강판을 제1 균열 단계의 균열 온도까지 가열하는 단계이다. 일 실시예에서, 상기 승온 단계는 250 내지 700 ℃의 온도에서 승온속도 100 ℃/s 이상으로 급속 가열할 수 있다. 상기 급속 가열 시, 산화능(PH20/PH2)이 0.5 내지 2.0의 산화성 분위기에서 수행될 수 있다. 구체적으로, 상기 급속 가열 시 산화능(PH20/PH2)이 1.0 내지 2.0의 산화성 분위기에서 수행될 수 있다.
상기 급속 가열시 산화능(PH20/PH2)의 값이 상한 값을 벗어나는 경우, 과도한 산화층의 형성으로 인해 탈탄, 침질 반응을 억제하는 문제가 있다. 상기 급속 가열시 산화능(PH20/PH2)의 값이 하한 값을 벗어나는 경우, 이후 공정에서 형성되는 산화층의 균일 제어 특히, Cr산화층 제어가 어려워지는 문제가 있다.
제1 균열 단계는 상기 승온 단계를 통해 가열을 거친 강판을 700 내지 850 ℃의 온도 범위로 균열하는 단계이다. 일 실시예에서, 상기 제1 균열 단계에서 산화능은 0.5 미만의 범위에서 수행될 수 있다. 구체적으로, 상기 제1 균열 단계에서 산화능은 0.1 내지 0.5 이하의 범위에서 수행될 수 있다. 구체적으로, 상기 산화능은 0.3 내지 0.5 범위에서 수행될 수 있다.
상기 산화능의 범위 내에서 상기 제1 균열 단계가 수행되는 경우, 산화층 균일제어, 구체적으로, Cr 산화층 균일 형성 제어 및 탈탄 침질 반응의 균일제어가 가능한 이점이 있다. 상기 제1 균열 단계에서 상기 산화능의 범위가 상한 값을 벗어나는 경우, 과도한 산화층의 형성으로 인해 탈탄, 침질 반응을 억제의 문제가 있다. 상기 제1 균열 단계에서 상기 산화능의 범위가 하한 값을 벗어나는 경우, 형성되는 산화층의 균일 제어 특히, Cr산화층 제어가 어려워지는 문제가 있다.
제2 균열 단계는 상기 제1 균열 단계를 거친 강판을 800 내지 900 ℃의 온도 범위로 균열하는 단계이다. 상기 제1 균열 단계 및 상기 제2 균열 단계는 분위기의 산화도를 통해 구분할 수 있다.
일 실시예에서, 상기 제2 균열 단계에서 산화능은 0.5 이상의 범위에서 수행될 수 있다. 일 실시예에서, 상기 제2 균열 단계에서 산화능은 0.5 내지 0.8의 범위에서 수행될 수 있다. 구체적으로, 상기 산화능은 0.5 내지 0.7의 범위에서 수행될 수 있다.
상기 산화능의 범위 내에서 상기 제2 균열 단계가 수행되는 경우, 상기 제1 균열 단계와 관련하여 탈탄 침질 반응의 균일제어의 이점이 있다. 상기 제2 균열 단계에서 상기 산화능의 범위가 상한 값을 벗어나는 경우, 과도한 산화층의 형성으로 인해 탈탄, 침질 반응을 억제의 문제가 있다. 상기 제2 균열 단계에서 상기 산화능의 범위가 하한 값을 벗어나는 경우, 산화층의 균일 제어 및 침질 균일 제어가 어려워지는 문제가 있다.
일 실시예에서, 상기 승온 단계, 상기 제1 균열 단계, 및 상기 제2 균열 단계 중 적어도 하나 이상의 단계는 수소 및 질소 중 적어도 하나를 포함하는 분위기에서 수행될 수 있다. 일 실시예에서, 상기 승온 단계, 상기 제1 균열 단계, 및 상기 제2 균열 단계 중 적어도 하나 이상의 단계는 수소 및 질소 중 적어도 하나를 포함하는 분위기에 암모니아를 첨가하여 수행될 수 있다.
이와 같이, 1차 재결정 소둔 과정에서 전술한 산화능 조절을 통해 탈탄과 함께 질화가 동시에 진행될 수 있으며, 상기 제1 균열 단계에서의 산화능과 상기 제2 균열 단계에서의 산화능이 전술한 것과 같이 상이한 경우, 산화층의 균일 제어 특히, Cr 산화층 제어함과 동시에 탈탄, 침질 반응을 균일하게 제어하여 탈탄판의 미세조직과 표면 산화층, 석출물을 보다 균일하게 형성하는 이점이 있다.
상기 1차 재결정 소둔이 완료된 강판을 2차 재결정 소둔하는 단계는 1차 재결정된 강판에 소둔분리제를 도포한 후 장시간 최종소둔하여 2차 재결정을 일으킴으로써, 강판의 {110}면이 압연면에 평행하고, <001> 방향이 압연방향에 평행한 {110}<001> 고스 집합조직이 형성되도록 할 수 있다. 상기 소둔분리제는 예를 들어, MgO를 기본으로 제조된 것일 수 있으며, 이는 비제한적인 예시로서, 다양한 종류의 소둔분리제가 사용될 수 있다.
상기 2차 재결정 소둔을 통해, 2차 재결정에 의한 {110}<001> 집합조직을 형성하고, 탈탄 시 형성된 산화층과 MgO의 반응에 의해 유리질 피막형성으로 절연성을 부여하며, 자기특성을 저하시키는 불순물을 제거할 수 있다. 최종 소둔 방법으로는 2차 재결정이 이렁나기 전의 승온구간에서는 질소와 수소의 혼합 가스를 유지하여 입자성장 억제제인 질화물을 보호함으로써, 2차 재결정이 잘 발달되도록 하고, 2차 재결정이 완료된 이후에는 100 % 수소분위기에서 장시간 유지하여 불순물을 제거하도록 할 수 있다.
이하, 실시예 및 비교예를 통해 본 발명에 따른 방향성 전기강판 및 이의 제조 방법에 대해 상세하게 설명한다. 하기 실시예는 본 발명을 상세히 설명하기 위한 참조로, 본 발명이 이에 한정되는 것은 아니며, 여러 형태로 구현될 수 있다.
<강종>
하기 표 1은 강종 A 내지 E에 대한 주요 성분들의 조성을 나타낸 것이다. 하기 표 1은 본 발명의 조성 범위를 모두 만족하는 강을 개시하고 있다.
강종
(중량%)		 Si C Mn P Al N Sb Sn Cr
A 3.4 0.06 0.1 0.03 0.037 0.006 0.02 0.06 0.05
B 3.4 0.055 0.1 0.03 0.037 0.005 0.02 0.09 0.08
C 3.4 0.065 0.1 0.03 0.036 0.005 0.04 0.04 0.1
D 3.4 0.06 0.1 0.03 0.036 0.005 0.02 0.06 0.15
E 3.4 0.065 0.1 0.03 0.036 0.005 0.02 0.03 0.2
상기 표 1을 살펴보면, A 내지 E 강 모두 본 발명의 범위에 포함되는 것을 확인할 수 있다. <강판의 특성 측정>
상기 표 1의 성분 조성을 갖는 강종 A 내지 E를 진공용해한 후 잉곳을 제조하고, 하기 표 2의 제조 조건으로 방향성 전기강판을 제조한다. 구체적으로, 상기 잉곳을 제조하고, 이후, 1,150 ℃ 온도에서 210 분 가열한 후 열간압연하여 2.0 mm 두께의 열연강판을 제조하였다. 산세한 후 0.20 mm 또는 0.18 mm 두께로 1회 압하율 90 % 이상으로 냉간압연하였다.
냉간압연된 냉연강판은 250 내지 700 ℃까지 100 ℃/sec 이상은 승온속도로 급속가열하고, 이때 산화능(PH20 / PH2)이 하기 표 2의 조건에서 수행되었다. 이후, 탈탄 및 질화 소둔 시 산화능은 1 단계 탈탄질화 작업과 2 단계 탈탄질화 작업을 하기 표 2의 산화능(PH20 / PH2)에서 850 ℃의 온도에서 습윤 분위기 및 암모니아 혼합 가스 분위기 속에서 180 초간 유지하여 탄소함량이 30 ppm 이하, 총 질소함량이 200 ppm 이상이 되도록 동시 탈탄 질화 소둔 열처리하였다.
상기 탈탄 질화 소둔 열처리를 거친 강판에 고형분으로 MgO 95 중량% 및 TiO2 5 중량% 포함하는 소둔 분리제를 도포하여 코일상으로 2차 재결정 소둔을 하였다. 상기 2차 재결정 소둔은 1,200 ℃까지는 25 vol% 질소 및 75 vol% 수소의 혼합분위기로 수행하였고, 1,200 ℃ 도달 후에는 100 % 수소분위기에서 10 시간 이상 유지한 후 노냉하였다.
이후 금속 인산염 및 콜로이달 실리카 혼합액을 포함하는 절연 코팅층 형성 조성물을 도포하고, 열처리하여 절연 코팅층을 형성하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 최대 발광강도 비 [I(Cr)/I_max(Mg)], 철손 편차에 대해 하기 표 2를 참조할 수 있다. 상기 최대 발광 강도비는 금속 산화물층의 Mg의 최대 발광강도와 Cr 강도의 비를 측정한 것이다. 구체적으로, 상기 최대 발광강도는 글로우 방전 표면 분석 방식으로 두께 방향으로 금속산화층의 원소 분석을 통하여 Mg 성분의 최대 강도와 같은 두께에서의 Cr 강도비로부터 비율을 측정하였다.
하기 표 2의 1 단 SDN 산화능 및 2 단 SDN 산화능은 냉간 압연 후 탈탄공정에서 인히비터를 제어하는 방법을 의미한다.
강종 냉연
두께
[mm]		 급속
승온
산화능		 1단
균열
산화능		 2단
균열
산화능		 평균
철손
(W17/50)
[W/kg]		 자속밀도
[B8]		 철손
편차		 발광강도비
[I(Cr)/I_max(Mg)]		 비고
A 0.2 1.2 0.3 0.6 0.76 1.92 0.03 1.8% 발명재1
B 1.2 0.4 0.7 0.75 1.92 0.03 1.7% 발명재2
C 1.8 0.7 0.8 0.80 1.89 0.08 1.5% 비교예1
D 2.5 0.3 1.0 0.85 1.90 0.1 2.1% 비교예2
E 0.3 0.3 0.8 0.86 1.89 0.12 2.2% 비교예3
A 0.18 1.0 0.3 0.6 0.70 1.92 0.03 1.8% 발명재3
B 1.5 0.7 0.8 0.80 1.89 0.1 1.9% 비교예4
C 2.3 0.3 0.8 0.83 1.89 0.1 2.2% 비교예5
D 0.3 0.4 0.8 0.80 1.89 0.1 2.5% 비교예6
상기 표 2를 살펴보면, 급속승온과 동시탈탄질화 소둔의 산화능을 제어범위내로 제어한 발명재는 발광강도비가 2 % 이내로 작고, 철손 편차가 우수한 것을 확인할 수 있다. 이에 반해, 상기 제어범위를 벗어난 비교재는 결정립경이 불균일하거나, 베어스 코팅 불량의 사유로 철손편차가 열위함을 확인할 수 있다. 구체적으로, 비교예 1 및 비교예 4는 결정립경이 불균일한 문제가 있음을 확인하였고, 비교예 2, 3, 5, 및 6은 베이스 코팅층이 불량한 문제가 있음을 확인하였다.본 발명은 상기 구현예 및/또는 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 구현예 및/또는 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims (10)

  1. 중량%로, Si: 2.5 내지 4.0 중량%, C: 0.005 중량% 이하, Al: 0.015 내지 0.040 중량%, Mn: 0.04 내지 0.15 중량%, N: 0.005 중량% 이하, Sn: 0.03 내지 0.10 중량%, Cr: 0.05 내지 0.2 중량%, P: 0.010 내지 0.050 중량%, 및 Sb: 0.01 내지 0.05 중량%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 포함하는 모재; 및
    상기 모재 상에 배치되는 금속 산화물 층을 포함하고,
    평균 철손(W17/50)이 0.80 W/kg 이하이며,
    상기 금속 산화물층의 최대 발광강도 비가 하기 식 1을 만족하는 방향성 전기강판.
    <식 1>
    I(Cr)/I_max(Mg) ≤ 2 %
    (상기 식 1에서, I(Cr)은 상기 금속 산화물층에서의 Cr 강도이고, I_max(Mg)는 상기 금속 산화물층에서 Mg의 최대 발광강도를 의미한다)
  2. 제1 항에 있어서,
    중량%로, S: 0.01 중량% 이하(0%를 제외함), V: 0.002 내지 0.01 중량%, 및 Ti: 0.002 내지 0.010 중량%를 포함하는 방향성 전기강판.
  3. 제1 항에 있어서,
    철손 편차가 0.07 이하인 방향성 전기강판.
  4. 제1 항에 있어서,
    두께가 0.2 mm 이하인 방향성 전기강판.
  5. 중량%로, Si: 2.5 내지 4.0%, C: 0.03 내지 0.09%, Al: 0.015 내지 0.040%, Mn: 0.04 내지 0.15%, N: 0.002 내지 0.012%, Sn: 0.03 내지 0.10 중량%, Cr: 0.05 내지 0.2 중량%, P: 0.010 내지 0.050 중량%, 및 Sb: 0.01 내지 0.05 중량%를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물을 포함하는 강 슬라브를 열간압연하는 단계;
    상기 열연강판을 냉간압연하는 단계;
    냉간압연된 냉연강판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및
    상기 1차 재결정 소둔이 완료된 강판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하고,
    상기 1차 재결정 소둔하는 단계는 승온 단계, 제1 균열 단계, 및 제2 균열 단계를 포함하고,
    상기 승온 단계에서 산화능은 0.5 내지 2.0의 산화성 분위기에서 수행하고,
    상기 제1 균열 단계에서 산화능은 0.5 미만의 범위로 제어된 분위기에서 수행하며,
    상기 제2 균열 단계에서 산화능은 0.5 이상의 범위로 제어된 분위기에서 수행하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  6. 제5 항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, S: 0.01% 이하(0%를 제외함), V: 0.002 내지 0.01 중량%, 및 Ti: 0.002 내지 0.010 중량%를 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  7. 제5 항에 있어서,
    상기 1차 재결정 소둔하는 단계는, 100 ℃/s 이상의 속도로 수행되는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  8. 제5 항에 있어서,
    상기 1차 재결정 소둔하는 단계는, 250 내지 700 ℃ 온도에서 급속승온단계를 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  9. 제5 항에 있어서,
    상기 제1 균열 단계 및 상기 제2 균열 단계는 800 내지 900 ℃에서 수행하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
  10. 제5 항에 있어서,
    상기 강 슬라브를 열간압연하는 단계 이전에,
    강 슬라브를 1,230 ℃ 이하로 가열하는 단계를 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
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