KR100418208B1 - 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판 및 그의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 응력 제거 어닐링 전에는 결정립경이 작고 가공성이 우수하며, 응력 제거 어닐링 후에는 결정립경이 크게 성장하고 철손 특성이 우수한 무방향성 전자 강판과 그의 제조 방법을 제공하기 위한 것으로서, 중량%로, 0.010% 이하의 C, 0.1 내지 1.5%의 Mn, 0.1 내지 4%의 Si, 0.1 내지 4%의 Al을 함유하고, 상기 세 개의 성분(Si, Mn, Al)은 식 Si+Mn+Al≤5.0%를 만족시키고, 0.0005 내지 0.0200%의 Mg, 0.0005% 이상의 Ca를 추가로 함유하며, 상기 Mg와 Ca의 총합이 0.0200% 이하이고, 0.0005% 이상의 REM을 추가로 함유하며, 상기 Mg와 REM의 총합이 0.0200% 이하이고, 0.0005% 이상의 Ca와 0.0005% 이상의 REM을 추가로 함유하며, 상기 Mg, Ca와 REM의 총합이 0.0200% 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판을 제공하였다.

Description

가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판 및 그의 제조 방법{LOW IRON LOSS NON-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET EXCELLENT IN WORKABILITY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}
본 발명은 전기 기기용 철심 재료로 사용되는 가공성과 철손 특성이 우수한 무방향성 전자 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
최근에는, 세계적으로 전력 및 에너지를 절약하고 지구 환경을 보전하는 추세에 따라 전기 기기의 고효율화가 요구되고 있는 실정이다. 특히 가장 최근에는, 회전 기기의 고효율화가 촉진되어지는 가운데 회전자 또는 고정자용으로 사용되고 있는 무방향성 전자 강판에 있어서 지금까지 이용되고 있는 것보다 자기 특성이 더 우수한, 즉 철손 특성이 더 우수한 재료가 요구되고 있다.
무방향성 전자 강판의 철손을 감소시키기 위한 수단으로는, Si, Al 및 Mn과 같은 합금 원소의 함유량을 증가시키고 전기 저항을 증대시킴으로써 와전류 손실을 감소시키기 위한 방법이 일반적으로 폭 넓게 이용되고 있다. 또한, 합금 성분을 결정한 후에는, 제품 시트의 결정립경을 약 100 내지 150㎛로 조절함으로써 철손의 최적화를 꾀하는 일이 중요하다.
가공성에 관하여는, 제품 시트의 결정립경이 너무 크게 될 경우 모터 코어 (motor core)의 펀칭시 거친 융기(rough ridge) 및 거스러미(burr) 등의 문제가 발생한다는 것이 최근에 판명되었다. 반면에, 만약 제품 시트의 결정립경이 너무 작으면 코어의 철손이 악화된다. 이러한 문제들을 극복하기 위해서, 코어를 펀칭할 때는 결정립경을 감소시키고 코어를 응력 제거 어닐링하는 동안에는 어느 정도로 결정립을 성장시키기 위한 수단이 요구되고 있다.
결정립 성장을 뚜렷히 방해하는 불순물로 가장 유해한 석출물로는 비교적 용해 온도가 낮은 MnS가 공지된 바 있다. 비록 강 정련 공정에서 S 양을 감소시킴으로써 상기 석출물을 감소시킬 수 있지만, 이는 공업적으로는 한계가 있다. 이를 극복하기 위해서, Ce 및 La 등과 같은 희토류 원소(REM)를 이용하여 용해 온도가 높은 석출물로서 강중에 S를 고정시키기 위한 수단(일본 특개소 제51-62115호 공보)과 Ca를 이용하여 S를 고정시키기 위한 수단(일본 특개소 제59-74213호 공보)을 통해서 미세한 MnS의 석출을 제어하는 방법이 개시되었다.
그러나, 예를 들면, REM 및 S의 석출물은 실질적으로 산소를 포함하는 복잡한 형태를 띄게 되므로, 설령 단일 성분으로는 용해 온도가 높을지라도 복합 석출물이기 때문에 부분적으로 용해되어서, 다시 Mn과 함께 미세한 석출물로 석출한다. 이러한 경우에서, 만약 REM 및 Ca의 석출물이 MnS의 석출핵이 된다면, 이 문제는 해결될 것이다. 그러나, Ca와 S의 석출물인 CaS는 MnS와의 격자 정합성(lattice coherence)이 나쁘고 S가 어느 정도 이상으로 함유될 때에는 MnS의 형성을 피할 수 없기 때문에 석출핵으로서의 그의 성능은 불충분하다.
본 발명은 모터 코어의 펀칭 시에는 결정립경이 작아 가공성이 우수하고, 사용자에 의한 응력 제거 어닐링 후에는 충분히 결정립경이 크게 성장하여 가공성이 우수해진 저철손 무방향성 전자 강판 및 그의 제조 방법을 제공하였다.
본 발명의 요지는 다음과 같다.
(1) 중량%로, 0.010% 이하의 C, 0.1 내지 1.5%의 Mn, 0.1 내지 4%의 Si, 0.1 내지 4%의 Al을 함유하고, 상기 세 개의 성분(Si, Mn, Al)은 식 Si+Mn+Al≤5.0%를 만족하고, 0.0005 내지 0.0200%의 Mg를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판.
(2) 중량%로, 0.010% 이하의 C, 0.1 내지 1.5%의 Mn, 0.1 내지 4%의 Si, 0.1 내지 4%의 Al을 포함하고, 상기 세 개의 성분(Si, Mn, Al)은 식 Si+Mn+Al≤5.0%를 만족하고, 0.0005% 이상의 Mg, 0.0005% 이상의 Ca를 함유하며, 상기 Mg 및 Ca의 총합은 0.0200% 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판.
(3) 중량%로, 0.010% 이하의 C, 0.1 내지 1.5%의 Mn, 0.1 내지 4%의 Si, 0.1 내지 4%의 Al을 함유하고, 상기 세 개의 성분(Si, Mn, Al)은 식 Si+Mn+Al≤5.0%를 만족하고, 0.0005% 이상의 Mg, 0.0005% 이상의 REM을 함유하며, 상기 Mg 및 REM의 총합은 0.0200% 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판.
(4) 중량%로, 0.010% 이하의 C, 0.1 내지 1.5%의 Mn, 0.1 내지 4%의 Si, 0.1 내지 4%의 Al을 함유하고, 상기 세 개의 성분(Si, Mn, Al)은 식 Si+Mn+Al≤5.0%를 만족하고, 0.0005% 이상의 Mg, 0.0005% 이상의 Ca 및 0.0005% 이상의 REM을 함유하고, 상기 Mg, Ca 및 REM의 총합은 0.0200% 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판.
(5) S의 양이 중량%로 0.010% 이하의 범위로 강판에 함유되는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 따른 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판.
(6) 중량%로, 0.010% 이하의 C, 0.1 내지 1.5%의 Mn, 0.1 내지 4%의 Si, 0.1 내지 4%의 Al, 0.0005 내지 0.0200%의 Mg를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 강을 정련할 때 Al로 용강을 탈산하고 그 다음에 그 안에 Mg원을 첨가하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판 제조 방법.
(7) 중량%로, 0.010% 이하의 C, 0.1 내지 1.5%의 Mn, 0.1 내지 4%의 Si, 0.1 내지 4%의 Al, 0.0005% 이상의 Mg, 0.0005% 이상의 Ca 및 0.0005% 이상의 REM을 함유하고, 상기 Mg, Ca 및 REM의 총합이 0.0200% 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 강을 정련할 때 Al로 용강을 탈산한 후 용강 내에 Mg원, Ca원 및 REM원을 첨가하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판 제조 방법.
(8) 상기한 바와 같은 성분을 함유한 슬라브 또는 잉곳을 1100℃ 이상의 온도로 재가열하는 단계와, 슬라브 또는 잉곳을 2.3mm 이상의 두께로 열간 압연하는 단계와, 열간 압연 후이거나 또는 열간 압연에 이어 950 내지 1150℃에서 30 내지 60초 동안 어닐링한 후에 열연 강판을 산세하는 단계와, 단일 냉간 압연 또는 중간에 800℃ 이상의 온도에서 30 내지 60초 동안 중간 어닐링을 실시하는 2회 이상의 냉간 압연에 의해 0.50mm 이하의 제품 두께로 강판을 제조하는 단계와, 연속 어닐링 라인에서 700 내지 1100℃의 온도로 강판을 최종 어닐링하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 상기 (6) 또는 (7)에 따른 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판 제조 방법.
(9) S의 양이 중량%로 0.010% 이하의 범위로 강판에 함유된 것을 특징으로 하는 상기 (6) 또는 제 (8)에 따른 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판 제조 방법.
본 발명이 아래에 더욱 상세히 설명되었다.
본 발명자들은 우수한 입자 성장 특성을 가진 재료를 제조하기 위한 지침으로 다음과 같은 점들을 고려하여 강판에 첨가될 원소를 선택하였다. 즉, 본 발명자들은 미세한 MnS가 석출하지 않도록 하기 위해서, (1) MnS가 석출하기 시작하는 온도보다 높은 온도에서 S 화합물이 석출하기 시작하고 (2) 설령 MnS가 석출할지라도 S 화합물 또는 산화물이 MnS의 석출핵으로서 작용할 수 있게 하는 원소를 선택하였다.
(1)의 후보로, 본 발명에서는 일본 특개소 제51-62115호 공보에서 이용된 Ce 및 일본 특개소 제59-74213호 공보에서 이용된 Ca와는 다르게 Mg를 선택하였다. 비록 MgS의 석출물에 관한 데이타는 잘 공지되지 않았지만, 자유에너지의 관점에서 MgS는 MnS보다 더 안정적이기 때문에 MnS가 석출하기 시작하는 온도보다 더 높은 온도에서 석출을 시작하는 것으로 평가되었다.
(2)의 후보로, 상술된 원소들에 추가하여, 무방향성 전자 강판에 함유된 원소들의 S 화합물 및 산화물과 MnS의 격자 뒤틀림(lattice distortion) δ를 평가하였다. 격자 뒤틀림 δ는 다음 식으로 정의된다.
δ = ｜a-a0｜/a0
여기에서, a0: MnS의 격자 상수
a : 각 S 화합물 또는 산화물의 격자 상수
그 결과를 표 1에 나타내었다. 표 1은 MnS와의 격자 뒤틀림 δ가 작을 수록 MnS와의 정합성은 더 우수하고 MnS가 석출할 때 핵을 더 쉽게 형성함을 나타낸다. 이 경우, MgS는 다른 화합물보다 훨씬 더 효과적으로 MnS 석출 핵으로 기능함을 알 수 있었다.
각 화합물에 대한 MnS와의 격자 뒤틀림
화합물의 종류 MnS와의 격자 뒤틀림 δ(%)
MgS 0.6
CeO2 2.2
Ce2O3 3.8
CaO 8.5
CaS 9.0
MnO 15.7
MgO 19.8
TiO2 23.8
Al2O3 27.0
SiO2 33.5
이상의 평가로부터, 결정립 성장에 가장 악영향을 미치는 MnS의 미세 석출을 억제하기 위해서는 Mg를 첨가시켜서 강판 내에 MgS를 생성시키는 것이 효과적인 것으로 입증되었다.
다음은, 상기한 바와 같은 고찰의 결과, 유효한 것으로 판단되는 Mg의 효과를 확인하기 위해서, 본 발명자들은 다음과 같은 실험을 행하였다. 실험실적으로 진공 용해하고 Fe에 첨가 원소로서 2.0%의 Si, 0.4%의 Al, 0.2%의 Mn, 0.0015%의 C 및 0.0032%의 S를 첨가함으로써 용융물을 제조하였다. 이 때, 용융물 내에 산소를 약 0.0003% 정도로 충분히 낮게 하였다. 그 다음에 용융물을 나누어서 네 개의 용기에 쏟아 부었다. 그들 중 하나에는 첨가물을 첨가하지 않았고 나머지 세 개의 용기에는 Ca 화합물, Ce 화합물 및 Mg 화합물을 첨가하였다.
이와 같이 제조된 강 잉곳(ingot)은 1100℃의 온도로 재가열된 후 열간 압연되어서 두께가 2.3mm인 열간 압연 강판으로 제조되었다. 이 열간 압연 강판은 950 및 1100℃의 온도에서 60초동안 어닐링된 후에 냉간 압연에 의해서 최종 두께가 0.50mm로 되게 하였다. 또한, 강판이 750℃의 온도에서 60초동안 연속 어닐링되었고, 선분법을 이용하여 그들의 평균 결정립경이 측정된 다음에, 사용자에 의한 코어 펀칭된 후의 응력 제거 어닐링을 고려하여 750℃의 온도에서 120분동안 박스 어닐링을 실시하였고, 자기 특성 및 평균 결정립경을 측정하였다.
각 첨가물 및 그의 첨가 양, 연속 어닐링 후의 결정립경, 박스 어닐링 후의 자기 측정 결과 및 결정립경을 표 2에 나타내었다. 여기에서 자기 측정은 SST 방법으로 측정되었고 코어 손실치 W15/50(최대 자속밀도 1.5T와 주파수 50Hz에서의 철손)은 L 방향과 C 방향 값의 평균치로 나타내어졌다.
표 2로부터, Mg가 첨가된 경우를 설계한 참조 번호 7과 참조 번호 8의 샘플은 다른 샘플보다 박스 어닐링 후에 결정 입자 성장성이 더 우수한 것으로 나타났다. 결과적으로, 박스 어닐링 후 철손치 W15/50은 2.8W/kg 이하였고 매우 우수하였다.
각 첨가물과 자기 특성, 결정립경의 관계
참조번호 첨가물 열연판의어닐링 온도(℃) 박스어닐링전입경(㎛) 박스어닐링후입경(㎛) 철손치W15/50(W/kg) 비고
1 없음 950 25 65 2.92 비교예
2 1100 20 44 3.23 비교예
3 Ca32ppm 950 30 91 2.81 비교예
4 1100 25 76 2.86 비교예
5 Ce40ppm 950 30 82 2.84 비교예
6 1100 25 67 2.90 비교예
7 Mg19ppm 950 30 105 2.73 본발명
8 1100 25 105 2.73 본발명
상기에 언급된 바와 같이, 본 발명자들은 무방향성 전자 강판의 결정립 성장 특성을 개선시키기 위한 수단으로서 MgS를 형성하기 위한 방법을 새롭게 발견하였고 본 발명을 완성하였다.
본 발명자들은 우수한 입자 성장 특성을 가진 재료를 제조하기 위한 지침으로 다음과 같은 경우를 고려하여 강판에 첨가될 원소를 선택하였다. 본 발명자들은 (1) 고온에서 슬라브를 재가열하거나 또는 고온에서 열간 압연 강판을 어닐링하는 경우와 (2) S를 강 내에 풍부하게 함유시키는 경우를 선택하였다.
(1)은 열간 압연을 완성한 후에 결정립을 충분히 성장시키기 위해서 고온에서 슬라브를 재가열함으로써 열간 압연 강판의 어닐링을 대체하는 경우 또는 보다 높은 자속 밀도를 얻기 위해서 고온에서 열간 압연 강판을 어닐링하는 경우이다. 한편, (2)는 불가피한 불순물인 S의 양이 실제 제강 공정에서 증가하는 경우를 생각하였다.
(2)의 경우는 상기에 언급된 바와 같이 MnS의 석출핵의 기능으로서 MnS와의 격자 정합성이 매우 우수한 MgS의 기능을 확보함으로써 처리될 수 있다. 그러나, MgS의 열적 안정은 슬라브 재가열 온도 또는 열간 압연 강판 어닐링 온도가 매우 높을 때 문제될 수 있다. 따라서, 본 발명자들은 (1) 경우에 부합될 수 있도록 하기 위해서 고온에서도 매우 안정하고 조대한 석출물로 되기 쉬운 CaS 그리고/또는 REM 황화물의 형성을 조합시키는 것을 고안하였다.
첫 번째, (1)의 고온 열간 압연 강판 어닐링에 관계하여 다음 실험을 행하였다. 실험실적으로 진공 용해를 행하였고 Fe에 첨가 원소로 1.7%의 Si, 0.4%의 Al, 0.2%의 Mn, 0.0015%의 C 및 0.0024%의 S가 첨가된 용융물을 제조하였다. 이 때에, 용융 재료 내에 산소는 약 0.0003% 정도로 충분히 낮다. 그 다음에 용융물을 나누어서 다섯 개의 용기에 쏟아 부었다. 그들 중 하나에는 첨가물이 첨가되지 않았고, 다른 네 개의 용기에는 Mg 합금 또는 Mg 합금 + Ca 합금이 첨가되었다.
상술된 바와 같이 제조된 강 잉곳(ingot)은 1100℃의 온도로 재가열된 후 열간 압연되었고 두께가 2.3mm인 열간 압연 강판으로 제조되었다. 열간 압연 강판은 950 및 1150℃의 온도에서 60초동안 어닐링되었고 그 후 냉간 압연에 의해 최종 두께가 0.50mm로 감소되었다. 또한, 강판은 800℃의 온도에서 30초 동안 연속 어닐링된 후에 사용자에 의한 코어 펀칭된 후 응력 제거 어닐링을 고려하여 약 750℃의 온도에서 2시간 동안 박스 어닐링되었고, 자기 특성이 측정되었다.
각 첨가물의 첨가량과 자기 특성과의 관계
샘플참조번호 Mg 량(ppm) Ca 량(ppm) 열연판어닐링 온도(℃) 자속밀도B50(T) 철손치W15/50(W/kg) 비고
1 없음 없음 950 1.695 3.03 비교예
2 1150 1.709 3.65
3 12 없음 950 1.700 2.85 비교예
4 1150 1.713 2.90
5 12 6 950 1.701 2.77 본발명
6 1150 1.715 2.84
7 12 14 950 1.702 2.75 본발명
8 1150 1.717 2.79
9 12 26 950 1.702 2.75 본발명
10 1150 1.717 2.78
표 3에 따르면, 열간 압연 강판의 어닐링 온도가 950℃로 낮은 경우에서, 샘플 3, 5, 7 및 9에서 보인 바와 같이 Mg를 12ppm 양으로 첨가하면 코어 손실치가 3.0W/kg 이하로 양호함을 보였다. 그 이유는 S가 열적으로 안정한 화합물인 MgS로 되고, 이 MgS는 열적 안정성을 저하시키는 MnS보다 더욱 조대하게 석출하기 때문인 것으로 생각된다.
열간 압연 강판의 어닐링 온도가 1,150℃ 정도로 높은 경우에서의 철손치는 950℃의 온도에서 처리된 샘플의 철손치보다 열등하였다. 그 이유는 MnS가 1150℃에서 다시 용해하고, 그 후의 연속 어닐링에서 미세하게 석출하여, 응력 제거 어닐링시 결정립 성장을 방해하기 때문이다. 단지 Mg가 12ppm정도로 첨가되는 샘플 4에서, 철손 감소 효과는 Mg가 첨가되지 않은 샘플 2보다 더 우수한 것으로 추정되었지만 그 효과는 작았다. 이러한 것은, MgS가 1150℃에서 어느 정도 고용되어서, 결과적으로, 연속 어닐링시 미세한 MnS를 형성시키는 가능성을 보이고 있기 때문이다.
한편, Mg가 12ppm으로 첨가된 것에 더하여 추가로 Ca를 첨가한 샘플 6, 8 및 10에서, 열간 압연 강판의 어닐링 온도가 1150℃일지라도 철손치가 3.0W/kg 이하로 양호하였다. 그 이유는 처음에 예측했던 바와 같이, 1150℃의 고온에서도 매우 안정한 CaS를 형성시키기 때문인 것으로 평가되었다. 따라서, 고온에서 슬라브를 재가열하거나 또는 고온에서 열간 압연 강판을 어닐링한 (1)의 경우에서는, 단지 Mg만 첨가하면 불충분하고 Ca가 첨가되어야 한다.
두 번째, (2)의 강중에 S를 풍부하게 함유한 경우에 대해서 다음과 같은 실험이 행해졌다. 실험실적으로 진공 용해를 행하였고 Fe에 첨가 원소로써 2.1%의 Si, 0.3%의 Al, 0.2%의 Mn 및 0.0012%의 C가 첨가되었고, S 양을 두 수준(28 및 47ppm)으로 변화시키면서 용융물을 제조하였다. 이 때에, 용융물 내에 산소는 약 0.0003%로 충분히 낮았다. 그 후 용융물을 나누어서 다섯 개의 용기에 쏟아 부었다. 그들 중 하나에는 첨가물이 첨가되지 않았고, 다른 네 개의 용기에는 Ca 합금 또는 Ca 합금 + Mg합금이 첨가되었다.
따라서 제조된 강 잉곳(ingot)은 1100℃의 온도로 재가열된 후 열간 압연되어서 두께가 2.3mm인 열간 압연 강판으로 제조되었다. 이 열간 압연 강판은 1000℃의 온도에서 어닐링되었고 그 후 냉간 압연에 의해 최종 두께가 0.50mm로 감소되었다. 또한, 강판은 800℃의 온도에서 30초 동안 연속 어닐링되었고, 그 다음에 사용자에 의한 코어 펀칭된 후의 응력 제거 어닐링을 고려하여 750℃의 온도에서 2시간 동안 박스 어닐링되었고, 자기특성이 측정되었다.
각 첨가물의 첨가 양과 자성의 측정 결과를 표 4에 나타내었다. 여기에서 자성은 SST 방법으로 측정되었고 철손치 W15/50(최대 자속밀도 1.5T와 주파수 50Hz에서의 철손)은 L 방향과 C 방향의 평균으로 나타내어졌다. 표 4에 따르면, S 양이 28ppm 보다 낮은 경우는, 샘플 3, 5, 7 및 9에서 나타낸 바와 같이 Ca를 20ppm의 양으로 첨가하면 철손치가 3.0W/kg 이하로 양호하였다. 그 이유는 S가 열적으로 안정한 화합물인 CaS로 되고, CaS가 열적 안정성을 저하시키는 MnS보다 더욱 조대하게 석출하기 때문인 것으로 생각된다.
S 함량이 47ppm으로 풍부한 경우의 철손은 S 함량이 28ppm 정도의 낮은 경우의 철손보다 열등하였다. 그 이유는 결정립 성장에 악영향을 미치는 MnS의 양이 증가하여, 응력 제거 어닐링시 결정립 성장을 방해하기 때문이다. Ca가 단지 20ppm이 첨가된 샘플 4에서는 Ca가 첨가되지 않은 샘플 2보다 철손 감소 효과가 개선되었지만 작았다. 이는 S 양이 풍부할 때에는 CaS가 존재할 뿐만 아니라 MnS의 존재 또한 불가피하기 때문인 것으로 생각된다.
각 첨가물의 첨가량과 자기 특성과의 관계
샘플참조번호 Ca 량(ppm) Mg 량(ppm) S 량(ppm) 자속밀도B50(T) 철손치W15/50(W/kg) 비고
1 없음 없음 28 1.701 3.01 비교예
2 47 1.693 3.22
3 21 없음 28 1.710 2.92 비교예
4 47 1.703 3.03
5 21 5 28 1.712 2.79 본발명
6 47 1.708 2.87
7 21 16 28 1.713 2.78 본발명
8 47 1.710 2.84
9 21 26 28 1.713 2.78 본발명
10 47 1.711 2.83
상기와 같은 결과를 바탕으로, 본 발명자들은 (1) 고온에서 슬라브를 재가열하거나 혹은 고온에서 열간 압연 강판을 어닐링하는 경우와 (2) 강중에 S를 풍부하게 함유하는 경우를 고려하여 무방향성 전자 강판의 결정립 성장 특성을 개선하기 위한 수단으로써 Mg 및 Ca를 복합 첨가시키는 방법을 새롭게 발견하여 본 발명을 완성하였다.
또한, 본 발명자들은 실시예 6 또는 7에서 보인 바와 같이 무방향성 전자 강판의 결정립 성장 특성을 개선하기 위한 수단으로써 Mg와 REM을 첨가, 또는 Mg, Ca와 REM를 복합 첨가하는 방법을 새롭게 발견하여 본 발명을 완성하였다.
다음, 본 발명에 대한 조건의 수치 한정 이유를 아래에 설명하였다.
C의 상한을 0.010%로 설정한 이유는, 0.010%를 초과한다면 탄화물로 인하여 철손치가 떨어지기 때문이다.
Mn의 하한을 0.1%로 그리고 그의 상한을 1.5%로 설정한 이유는, 만약 Mn이 0.1% 미만이면, MnS가 미세하게 석출하여서 결정립 성장 특성에 상당히 악영향을 미치기 때문이고, 만약 Mn이 1.5%를 초과한다면, 고용체 내에 Mn이 입자 성장 특성을 악화시키기 때문이다. 특히, Mn의 범위가 0.2 ≤ Mn ≤ 1.0%인 것이 더욱 바람직하다.
Si 및 Al의 범위를 각각, Si에 대해서는 0.1 내지 4%로 그리고 Al에 대해서도 0.1 내지 4%로 설정하였다. 그 이유는, Si 및 Al 양이 너무 적은 범위에서는 비저항이 작기 때문에 철손치 W15/50이 악화되고, Si 및 Al 양이 너무 많으면 입자 성장 특성이 악화되기 때문이다. 따라서, 상기한 바와 같은 범위로 한정되었다. 또한, Si, Al 및 Mn의 총합이 5.0% 이하로 설정되었다. 이는 총합이 5.0%를 초과하면 입자 성장 특성이 악화되기 때문이다. 또한, 더욱 바람직한 범위는 0.5 ≤ Si ≤ 2.5%, 0.2 ≤ Al ≤ 2.5% 및 1.5 ≤ Si+Mn+Al ≤ 3.5%이다.
Mg 첨가량의 범위는 0.0005 내지 0.0200%로 설정되었다. 이는 실시예 1을 통해서 보인 바와 같이, Mg가 0.0005% 미만일 때는 MgS가 너무 적게 형성되어 입자 성장 특성의 개선에 영향을 주지 못하기 때문이고, Mg량이 0.0200%를 초과할 때는 Mg 첨가의 효과를 포화하는 범위 내에 있기 때문에 합금 비용만을 증가하는 결과를 초래하여 매우 바람직하지 않기 때문이다. Mg 양의 범위에 있어서, 바람직한 범위로는 0.0010 내지 0.0100%이고, 특히 Mg 양이 0.0015 내지 0.0050%로 제어되는 것이 더욱 바람직할 수 있다.
또한, Mg 및 Ca가 복합 첨가될 때, Mg 및 Ca의 양이 각각 0.0005% 이상으로 설정되었다. 이는 표 3 및 표 4를 통해서 보인 바와 같이 5ppm 이상을 첨가함으로써 결정립 성장 특성을 개선시키기 위한 효과가 발휘되었기 때문이다. 또한, Mg 및 Ca의 총합이 0.0200% 이하로 설정되었다. 이는 만약 그들이 필요 이상으로 첨가된다면 효과는 포화되고, 단지 합금 비용 증가만을 초래시켜서 매우 바람직하지 않기 때문이다. Mg 및 Ca의 양에 있어서, 바람직한 범위는 0.0010 내지 0.0100% 이고, 특히 0.0015 내지 0.0050%로 제어되는 것이 더욱 바람직할 수 있다.
Mg 및 REM이 복합 첨가될 때, Mg 및 REM의 양은 각각 0.0005% 이상으로 설정되었다. 이는 표 10을 통해서 보인 바와 같이 5ppm 이상이 첨가되어서 결정립 성장 특성의 효과가 개선되었기 때문이다. 또한, Mg 및 REM의 총합이 0.0200% 이하로 설정되었다. 이는 만약 그들이 필요 이상으로 첨가된다면 효과는 포화되고 단지 합금 비용 증가만을 초래시켜서 매우 바람직하지 않기 때문이다. Mg 및 REM의 양에 있어서, 바람직한 범위는 0.0010% 내지 0.0100%이고, 특히 그의 양이 0.0015 내지 0.0050%로 제어되는 것이 더욱 바람직하다.
또한, Mg, Ca 및 REM이 복합 첨가될 때, 각각의 양이 0.0005% 이상으로 설정되었다. 이는 표 11을 통해서 보인 바와 같이 5ppm 이상이 첨가되어서 결정립 성장 특성의 효과가 개선되었기 때문이다. 또한, Mg, Ca 및 REM의 총합이 0.0200% 이하로 설정되었다. 이는 만약 그들이 필요 이상으로 첨가된다면 효과는 포화되고 단지 합금 비용만을 증가시켜서 매우 바람직하지 않기 때문이다. Mg, Ca 및 REM의 총합에 있어서, 바람직한 범위는 0.0015% 내지 0.0100%이고, 특히 그의 양이 0.0015 내지 0.0050%로 제어되는 것이 더욱 바람직하다.
강중에 존재하는 S 양에 있어서는 그의 상한이 0.010%로 설정되었다. 이는 실시예 2 및 5를 통해서 보인 바와 같이 S 양이 0.010%를 초과할 때는, 미세한 MnS가 매우 풍부하게 형성되었고, 그 결과 많은 양의 Ca 및 Mg가 첨가되었다 하더라도 결정립 성장 특성이 개선될 수 없기 때문이다. 0.010% 이하의 S 양 범위에 있어서, 바람직한 범위는 0.005% 이하이고, 특히 자기 특성의 관점에서 그의 양은 0.003% 이하로 제어되는 것이 더욱 바람직할 수 있다.
다음에는, 각 공정의 조업 조건이 아래에 설명되었다.
상기한 바와 같은 강중에 포함된 성분들이 제련 공정에서 정련을 통해서 조절되었다. 비록 Mg, Ca 및 REM이 이 시기에 첨가되지만, 그들 중 하나 이상은 Al로 용강을 탈산한 후에 첨가되어야 한다. 그 이유는, 탈산이 불충분할 때에, 만약 Mg 또는 Ca 또는 REM이 첨가된다면 MgS, CaS 또는 REM 황화물이 형성되지 않고, MgO, CaO 및 REM 산화물이 형성되어서, 그 결과 결정립 성장 특성을 개선하는 효과가 없어지기 때문이다. 여기에서, Al탈산에 앞서서 Si를 이용하여 용강을 예비 탈산하는 것과 같은 방법을 병용하여 채택할 수 있다.
Mg 및 Ca원의 종류는 특별하게 규정되지는 않았지만, 각각 Fe-Mg-X 및 Fe-Ca-X(X는 제3 원소이다)로 이루어진 합금은 취급이 용이하다는 관점에서 바람직할 수 있다. REM원에 있어서, REM 합금이 또한 취급이 용이하다는 관점에서 바람직할 수 있다.
한편, Mg가 첨가된 무방향성 전자 강판이 일본 특개평 제10-212555호 공보에 개시되었으며, 그 요지는 MgO를 적극적으로 형성시켜서 산화물계 개재물의 조성중에 MgO 비율을 증가시키고, 자기 특성에 악영향을 미치는 MnO의 비율을 감소시키기 위한 것이다. 그러나, 첨가된 가용성 Al의 양이 0.0001 내지 0.002%로 낮기 때문에, 탈산은 본 발명과 비교하여 불충분하고 따라서 MgS가 거의 형성되지 않는다. 한편, 본 발명자들에 의한 새로운 지식의 MgO를 형성시키지 않고 MgS를 형성시키기 위해서는 Al을 0.1% 이상으로 첨가함으로써 충분한 탈산이 일어나게 한 후 Mg를 첨가하는 일로 하였다. 상기와 같은 점을 통해서, 본 발명은 일본 특개평 제10-212555호 공보에 개시된 기술과는 전적으로 다른 개념을 근거로 한 발명이다.
제강 공정 이후의 공정에 있어서는, 슬라브가 재가열된 후 열간 압연되었고, 열간 압연된 강판은 열간 압연 후 또는 열간 압연 어닐링을 실시한 후에 산세되었고, 단일 냉간 압연 또는 중간 어닐링을 실시하는 두 번 이상의 냉간 압연에 의해 제품 두께로 감소되었다. 여기에서, 최종 냉간 압하율이 특별하게 규정되지는 않았지만 자기 특성의 관점에서 70 내지 90%의 범위로 설정되는 것이 바람직하다.
마무리 어닐링 온도의 상한 및 하한은 각각 700℃ 및 1100℃로 설정되었다. 그 이유는, 온도가 700℃ 미만일 때는, 사용자에 의한 연속 박스 어닐링시 재결정이 불충분하게 일어나 입자 성장을 어렵게 하고, 온도가 1100℃를 초과할 때는 결정립경이 너무 크게 되어 모터 코어 펀칭과 같은 가공성과 철손 특성을 악화시킨다. 이와 같은 경우에서, 더욱 바람직한 어닐링 온도의 범위는 700 내지 1,050℃이다. 어닐링 시간은 특별하게 규정되지 않았지만, 재결정을 촉진시키는 일과 생산성의 관점에서 10 내지 120초의 범위가 바람직하다.
실시예 1
1.0%의 Si, 0.9%의 Al, 0.3%의 Mn, 0.0015%의 C 및 0.0038%의 S의 성분으로 이루어진 용융물이 실험실적으로 진공 용해되었다. 또한, Mg 합금은 용융물을 나누어서 쏟아 부을 때 첨가되었고, 마지막으로 Mg를 4 내지 210ppm으로 함유한 강 인코우트가 제조되었다. 이러한 강 잉곳은 재가열된 후 두께가 2.3mm인 열간 압연 강판으로 제조되었고, 1080℃에서 80초동안 어닐링되고 산세 처리되었다. 그 다음에 열간 압연된 강판은 냉간 압연에 의해 0.50mm의 두께로 감소된 후에 750℃에서 40초동안 마무리 어닐링되었다. 추가로, 샘플은 SST 측정을 위해 절단되었고 사용자에 의한 응력 제거 어닐링을 고려하여 750℃에서 2 시간 동안 박스 어닐링되었다.
박스 어닐링 전후의 결정립경 및 박스 어닐링 후 자성의 측정 결과를 표 5에 나타내었다. Mg가 5ppm 이상으로 첨가된 샘플 2 내지 9는 박스 어닐링 후 큰 입경을 가지며, 철손치 W15/50은 2.8W/kg 이하로 양호하였다. 이러한 샘플들 중, Mg가 200ppm을 초과하여 첨가된 샘플 9는 Mg 첨가에 따른 효과가 포화되고 단지 합금 비용만을 증가시키기 때문에 본 발명에서 제외되었다. 상기 샘플들 중, Mg 첨가량에 상응하여 충분한 효과를 증명하는 것들은 Mg량이 0.0010 내지 0.0100%로 함유된 샘플 3 내지 7이다.
Mg 첨가량과 자기 특성, 결정립경의 관계
참조번호 Mg 량(ppm) 박스 어닐링전 입경(㎛) 박스 어닐링후 입경(㎛) 철손치W15/50(W/kg) 비고
1 4 20 66 2.90 비교예
2 8 25 95 2.78 본발명
3 14 25 100 2.76 본발명
4 29 25 105 2.74 본발명
5 55 25 110 2.72 본발명
6 76 25 115 2.70 본발명
7 96 25 117 2.69 본발명
8 155 25 120 2.68 본발명
9 210 25 120 2.68 비교예
실시예 2
2.0%의 Si, 0.6%의 Al, 0.2%의 Mn, 0.0011%의 C, 0.0020%의 Mg 및 S량을 다양하게 변화시킨 용융물이 실험실적으로 진공 용해되었다. 이러한 재료로부터 두께가 2.2mm인 열간 압연 강판이 제조되었고, 1080℃에서 50초동안 어닐링되고 산세 처리되었다. 그 후 열간 압연된 강판은 냉간 압연에 의해 0.50mm의 두께로 감소된후에 750℃에서 40초동안 마무리 어닐링되었다. 또한, 샘플은 SST 측정을 위해서 절단되었고 사용자에 의한 응력 제거 어닐링을 고려하여 750℃에서 2 시간동안 박스 어닐링되었다.
박스 어닐링 전후의 결정립경 및 박스 어닐링 후 자성의 측정 결과를 표 6에 나타내었다. S가 100ppm 이하로 첨가된 샘플 1 내지 5는 박스 어닐링 후 큰 입경을 가지며, 철손치 W15/50은 2.8W/kg 이하로 양호하였다.
S 첨가량과 자기 특성, 결정립경의 관계
참조번호 S 량(ppm) 박스 어닐링전 입경(㎛) 박스 어닐링후 입경(㎛) 철손치W15/50(W/kg) 비고
1 19 25 114 2.65 본발명
2 26 20 110 2.67 본발명
3 45 20 103 2.69 본발명
4 56 20 88 2.77 본발명
5 89 15 81 2.79 본발명
6 105 15 55 3.01 비교예
더욱 바람직한 S 첨가량의 범위는 샘플1 내지 샘플3에서 보여진 바와 같은 0.005% 이하이고, 특히 0.003% 이하의 양을 가진 샘플1 및 샘플2가 훨씬 더 바람직하였다
실시예 3
2.0%의 Si, 0.4%의 Al, 0.5%의 Mn, 0.0012%의 C, 0.0031%의 S 및 0.0021%의 Mg의 성분으로 이루어진 용융물이 실험실적으로 진공 용해되었고, 강 잉곳이 제조되었다. 이러한 재료를 재가열하고 열간 압연함으로써 두께가 2.2mm인 열간 압연 강판이 제조되었고, 1080℃에서 60초동안 어닐링되고 산세되었다. 그 다음에 열간 압연된 강판은 냉간 압연에 의해 0.50mm의 두께로 감소된 후에 다양한 온도에서 40초동안 마무리 어닐링되었다. 또한, 샘플은 SST 측정을 위해서 절단되었고 사용자에 의한 응력 제거 어닐링을 고려하여 750℃에서 2 시간동안 박스 어닐링되었다.
마무리 어닐링 온도와 자기 특성, 결정립경의 관계
참조번호 마무리 어닐링온도(℃) 박스 어닐링전 입경(㎛) 박스 어닐링후 입경(㎛) 철손치W15/50(W/kg) 비고
1 650 측정불가 71 2.81 비교예
2 700 20 103 2.76 본발명
3 750 25 104 2.75 본발명
4 800 36 106 2.75 본발명
5 900 51 108 2.74 본발명
6 1000 102 110 2.73 본발명
7 1050 140 140 2.71 본발명
8 1100 179 179 2.73 본발명
9 1150 231 231 2.86 비교예
실시예 4
1.1%의 Si, 1.3%의 Al, 0.3%의 Mn, 0.0015%의 C 및 0.0039%의 S의 성분을 가진 용융물이 실험실적으로 진공 용해되었다. 또한, Mg 및 Ca 합금은 용융물을 나누어서 여섯 개의 용기에 쏟아 부을 때 첨가되었고, 강 잉곳이 제조되었다. 강 잉곳이 1100℃의 온도로 재가열된 후, 두께가 2.3mm인 열간 압연 강판으로 제조되었고, 950 내지 1150℃의 온도에서 60초동안 어닐링되었다. 그 후 열간 압연된 강판은 산세되었고, 냉간 압연에 의해 0.50mm의 두께로 감소된 후 800℃에서 40초동안 마무리 어닐링되었다. 또한, 샘플은 SST 측정을 위해서 절단되었고 사용자에 의한 응력 제거 어닐링을 고려하여 750℃에서 2 시간동안 박스 어닐링되었다.
박스 어닐링 후 자기 측정 결과를 표 8에 나타내었다. Mg 및 Ca의 복합 첨가량이 10ppm 이상인 샘플 5 내지 12에서 철손치는 3.0W/kg 이하로 양호하였다. 상기 샘플들 중, Mg 및 Ca 양의 첨가에 상응한 충분한 효과를 증명하는 것들은 Mg 및 Ca의 총합이 0.0010 내지 0.0050%의 범위인 샘플 5 내지 10이다. 샘플 11 및 12의 경우에서는 효과가 포화되었다.
각 첨가물의 첨가량과 자기 특성과의 관계
샘플참조번호 Mg 량(ppm) Ca 량(ppm) Mg+Ca(ppm) 열간압연 강판어닐링 온도(℃) 자속 밀도B50(T) 철손치W15/50(w/kg) 비고
1 없음 없음 0 950 1.685 3.02 비교예
2 1150 1.700 3.59
3 3 3 6 950 1.685 3.01 비교예
4 1150 1.701 3.45
5 5 5 10 950 1.689 2.88 본발명
6 1150 1.702 2.98
7 11 10 21 950 1.691 2.79 본발명
8 1150 1.703 2.81
9 18 19 37 950 1.692 2.77 본발명
10 1150 1.704 2.79
11 27 28 55 950 1.692 2.77 본발명
12 1150 1.704 2.79
실시예 5
2.0%의 Si, 0.4%의 Al, 0.2%의 Mn, 0.0011%의 C, 0.0015%의 Mg, 0.0019%의 Ca 및 S의 양을 다양하게 변화시킨 용융물이 실험실적으로 진공 용해되었다. 이러한 재료로부터 두께가 2.2mm인 열간 압연 강판이 제조되었고, 970℃에서 50초동안 어닐링된 후 산세 처리되었다. 그 후 열간 압연된 강판은 냉간 압연에 의해 두께가 0.50mm로 감소된 다음에 790℃에서 40초동안 마무리 어닐링되었다. 또한, 샘플은 SST 측정을 위해서 절단되었고 사용자에 의한 응력 제거 어닐링을 고려하여 750℃에서 2시간 동안 박스 어닐링되었다.
박스 어닐링 전후의 결정립경 및 박스 어닐링 후 자기 측정 결과를 표 9에 나타내었다. S가 100ppm 이하로 첨가된 샘플 1 내지 5에서, 철손치는 3.0W/kg 이하로 양호하였다. 바람직한 S 첨가량의 범위는 샘플 1 내지 3을 통해서 보여진 바와 같이 0.005% 이하였다.
각 첨가물의 첨가량과 자기 특성과의 관계
샘플참조번호 Mg 량(ppm) Ca 량(ppm) S 량(ppm) 자속밀도B50(T) 철손치W15/50(W/kg) 비고
1 15 19 21 1.713 2.74 본발명
2 34 1.710 2.77 본발명
3 48 1.708 2.79 본발명
4 74 1.706 2.86 본발명
5 91 1.704 2.96 본발명
6 106 1.698 3.11 비교예
실시예 6
1.2%의 Si, 1.2%의 Al, 0.3%의 Mn, 0.0018%의 C 및 0.0032%의 S의 성분을 가진 용융 재료가 실험실적으로 진공 용해되었다. 또한, Mg 및 REM합금은 용융물을 나누어서 여섯 개의 용기에 쏟아 부을 때 첨가되었고, 강 잉곳이 제조되었다. 1100℃의 온도로 강 잉곳을 재가열한 후에 두께가 2.3mm인 열간 압연 강판이 제조되었고, 950 내지 1150℃의 온도에서 60초동안 어닐링되었다. 그 후 열간 압연된 강판은 산세되었고, 냉간 압연에 의해 두께가 0.50mm로 감소된 후 820℃에서 30초동안 마무리 어닐링되었다. 또한, 샘플은 SST 측정을 위해서 절단되었고 사용자에 의한 응력 제거 어닐링을 고려하여 750℃에서 2 시간동안 박스 어닐링되었다.
박스 어닐링 후 자기 측정 결과를 표 10에 나타내었다. Mg 및 REM의 복합 첨가 량이 10ppm 이상인 샘플 5 내지 12에서, 철손치는 3.0W/kg 이하로 양호하였다. 상기 샘플들 중, Mg 및 REM 양의 첨가에 상응하여 충분한 효과를 증명하는 것들은 Mg와 Ca의 총합이 0.0010 내지 0.0050%의 범위인 샘플 5 내지 10이다.
각 첨가물의 첨가량과 자기 특성과의 관계
샘플참조번호 Mg 량(ppm) REM 량(ppm) Mg+REM(ppm) 열간압연 강판어닐링 온도(℃) 자속 밀도B50(T) 철손치W15/50(w/kg) 비고
1 없음 없음 0 950 1.687 3.02 비교예
2 1150 1.698 3.60
3 3 5 8 950 1.687 3.01 비교예
4 1150 1.699 3.46
5 6 8 14 950 1.691 2.87 본발명
6 1150 1.700 2.99
7 11 15 26 950 1.693 2.78 본발명
8 1150 1.701 2.82
9 16 22 38 950 1.694 2.76 본발명
10 1150 1.702 2.79
11 25 31 56 950 1.694 2.76 본발명
12 1150 1.702 2.79
실시예 7
1.0%의 Si, 1.4%의 Al, 0.3%의 Mn, 0.0014%의 C 및 0.0034%의 S의 성분을 가진 용융물이 실험실적으로 진공 용해되었다. 또한, Mg, Ca 및 REM합금은 용융물을 나누어서 여섯 개의 용기에 쏟아 부을 때 첨가되었고, 강 잉곳이 제조되었다. 1100℃의 온도로 강 잉곳을 재가열한 후, 두께가 2.3mm인 열간 압연 강판이 제조되었고, 950 및 1150℃의 온도에서 60초동안 어닐링되었다. 그 후 상기 열간 압연된 강판은 산세되었고, 냉간 압연에 의해 두께가 0.50mm로 감소된 후에 800℃에서 45초동안 마무리 어닐링되었다. 또한, 샘플은 SST 측정을 위해서 절단되었고 사용자에 의한 응력 제거 어닐링을 고려하여 750℃에서 2 시간동안 박스 어닐링되었다.
박스 어닐링 후 자기 측정 결과를 표 11에 나타내었다. Mg, Ca 및 REM의 복합 첨가량이 10ppm 이상인 샘플 5 내지 12에서, 철손치는 3.0W/kg 이하로 양호하였다. 이러한 샘플들 중, Mg, Ca 및 REM 양의 첨가에 상응한 충분한 효과를 증명하는 것들은 총합이 0.0015 내지 0.0050%의 범위인 샘플 5 내지 10이다.
각 첨가물의 첨가량과 자기 특성과의 관계
샘플참조번호 Mg 량(ppm) Ca 량(ppm) REM 량(ppm) Mg+REM(ppm) 열간압연 강판어닐링 온도(℃) 자속 밀도B50(T) 철손치W15/50(w/kg) 비고
1 없음 없음 없음 0 950 1.688 3.04 비교예
2 1150 1.696 3.61
3 3 2 4 9 950 1.688 3.02 비교예
4 1150 1.697 3.47
5 6 5 6 17 950 1.692 2.88 본발명
6 1150 1.698 2.98
7 10 9 12 31 950 1.694 2.79 본발명
8 1150 1.699 2.81
9 15 10 18 43 950 1.695 2.75 본발명
10 1150 1.700 2.78
11 20 15 22 57 950 1.695 2.75 본발명
12 1150 1.700 2.78
상기한 바와 같이, 본 발명은 모터 코어 펀칭시 결정립경이 작고 가공성이 우수하며, 또한 사용자에 의한 응력 제거 어닐링 후에는 결정립경이 충분히 조대화되고 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판 및 그의 제조 방법을 제공하였고, 따라서 그의 공업적 효과는 크다 하겠다..

Claims (9)

  1. 중량%로, 0.010% 이하의 C, 0.1 내지 1.5%의 Mn, 0.1 내지 4%의 Si, 0.1 내지 4%의 Al을 함유하고, 상기 성분 중 세 개의 성분(Si, Mn, Al)은 식 Si+Mn+Al ≤5.0%를 만족하고, 0.0005 내지 0.0200%의 Mg를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판.
  2. 중량%로, 0.010% 이하의 C, 0.1 내지 1.5%의 Mn, 0.1 내지 4%의 Si, 0.1 내지 4%의 Al을 함유하고, 상기 성분 중 세 개의 성분(Si, Mn, Al)은 식 Si+Mn+Al ≤5.0%를 만족하고, 0.0005% 이상의 Mg, 0.0005% 이상의 Ca를 함유하며, 상기 Mg 및 Ca의 총합은 0.0200% 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판.
  3. 중량%로, 0.010% 이하의 C, 0.1 내지 1.5%의 Mn, 0.1 내지 4%의 Si, 0.1 내지 4%의 Al을 함유하고, 상기 성분 중 세 개의 성분(Si, Mn, Al)은 식 Si+Mn+Al ≤5.0%를 만족하고, 0.0005% 이상의 Mg, 0.0005% 이상의 REM을 함유하고, 상기 Mg 및 REM의 총합이 0.0200% 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판.
  4. 중량%로, 0.010% 이하의 C, 0.1 내지 1.5%의 Mn, 0.1 내지 4%의 Si, 0.1 내지 4%의 Al을 함유하고, 상기 성분 중 세 개의 성분(Si, Mn, Al)은 식 Si+Mn+Al ≤5.0%를 만족하고, 0.0005% 이상의 Mg, 0.0005% 이상의 Ca 및 0.0005% 이상의 REM을 함유하고, 상기 Mg, Ca 및 REM의 총합은 0.0200% 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    S의 양이 중량%로, 0.010% 이하의 범위로 강판에 함유된 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판.
  6. 중량%로, 0.010% 이하의 C, 0.1 내지 1.5%의 Mn, 0.1 내지 4%의 Si, 0.1 내지 4%의 Al, 0.0005 내지 0.0200%의 Mg를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 강을 정련할 때 Al로 용강을 탈산한 후 용강 내에 Mg원을 첨가하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판 제조 방법.
  7. 중량%로, 0.010% 이하의 C, 0.1 내지 1.5%의 Mn, 0.1 내지 4%의 Si, 0.1 내지 4%의 Al, 0.0005% 이상의 Mg, 0.0005% 이상의 Ca 및 0.0005% 이상의 REM을 함유하고, 상기 성분 중 Mg, Ca 및 REM의 총합이 0.0200% 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 강을 정련할 때 Al로 용강을 탈산한 후 용강 내에 Mg원, Ca원 및 REM원을 첨가하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판 제조 방법.
  8. 제6항 또는 제7항에 있어서,
    상기 성분을 함유한 슬라브 또는 잉곳을 1100℃ 이상의 온도로 재가열하는 단계와,
    상기 슬라브 또는 잉곳을 2.3mm 이상의 두께로 열간 압연하는 단계와,
    상기 열간 압연 후이거나 또는 열간 압연에 이어 950 내지 1150℃에서 30 내지 60초 동안 어닐링한 후에 열연 강판을 산세하는 단계와,
    단일 냉간 압연 또는 중간에 800℃ 이상의 온도에서 30 내지 60초 동안 중간 어닐링을 실시하는 2회 이상의 냉간 압연에 의해 0.50mm 이하의 제품 두께로 강판을 제조하는 단계와,
    연속 어닐링 라인에서 700 내지 1100℃의 온도로 강판을 최종 어닐링하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판 제조 방법.
  9. 제6항 또는 제7항에 있어서,
    Si 양이 중량%로, 0.010% 이하의 범위로 강판에 함유된 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 저철손 무방향성 전자 강판 제조 방법.
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