KR20240098943A - 박물 방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

박물 방향성 전기강판의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 방향성 전기강판 제조방법은, 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 상기 열연판을 열연 소둔처리하는 단계; 상기 열연소둔판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 상기 냉연판을 탈탄, 침질하는 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 상기 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함한다.

Description

박물 방향성 전기강판 및 그 제조방법{Grain oriented thin electrical steel sheet and method for the same}
본 발명은 박물 방향성 전기강판의 제조에 관한 것으로, 구체적으로, 열연 두께에 따른 슬라브 내의 잔류 Al 함량 및 열연판 소둔 조건을 제어하고 냉연 두께에 따라 강판의 침질량을 제어하여 박물 제품의 자성 편차를 줄인 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
방향성 전기강판은 변압기, 전동기, 발전기 및 기타 전자기기 등 정지 기기의 철심 재료로 사용된다. 방향성 전기강판 최종 제품은 결정립의 방위가 (110)[001]방향으로 배향된 집합조직을 가짐으로, 압연방향으로 극히 우수한 자기적 특성을 갖기 때문에 변압기, 전동기, 발전기 및 기타 전자기기 등의 철심 재료로 사용될수 있고, 에너지 손실을 줄이기 위해서는 철손이 낮은 것, 발전기기의 소형화를 위해서는 자속밀도가 높은 것이 요구된다.
방향성 전기강판의 철손은 이력손, 와전류손으로 나뉘고 이중 와전류손을 감소하기 위해서는 고유비저항을 늘리는 것, 제품 판두께를 줄이는 등의 노력이 필요하다. 제품판 두께를 줄이는 방향으로 난압연 제품인 방향성 전기강판을 극박물로 압연해야하는 어려움도 있지만, 매우 낮은 철손특성을 가지는 극박물 제품을 만드는데 있어서 가장 큰 어려움이자 극복해야할 문제는 방향성 전기강판의 2차 재결정 조직인 고스 방위의 직접도를 매우 강하게 유지는 것이다.
극박물 제품을 만드는데 있어서 압연에서의 문제점을 살펴보면, 저온 가열법과 1회 강냉간압연 공정을 경유하는 방향성 전기강판 제조시 통상적으로 최적의 압하율이 90% 내외로 알려져 있다. 90% 냉간압연율을 확보하기 위해서는 열연판 두께를 1.5~2.3mmt이하의 두께로 열간압연이 필요하다. 열간압연 두께가 얇아 질수록 고압하율이 필요하고, 열간압연 온도 유지, edge scab 등의 열간압연판의 edge부나, 코일의 탑, 테일부의 형상 등의 이유로 생산성이 떨어지게 된다. 또한 열간압연코일의 길이가 길어짐에 따라 코일의 탑부와 테일부간 압연시간의 차이, 열간압연 온도의 차이가 필연적으로 발생하여 코일 길이방향으로 균일한 미세 석출물을 형성하는데 더욱 불리하게 된다. 또한, 열연을 위해 슬라브 가열시 열연 재가열로 내에서 슬라브 이동시 스키드 접촉부의 온도가 비접촉부 온도에 비해 낮아서 생기는 온도 편차에 따라 열간압연판의 길이방향으로 고용 석출물(미세 석출물)의 차이가 필연적으로 발생하게 되는데, 이러한 차이는 최종 제품의 자성 특성의 편차를 가져오는 문제를 야기하게 된다.
더 중요한 문제로는 제품두께가 얇아짐에 따라 2차 재결정 소둔 과정 중 특히, 고스 방위의 2차 재결정이 나타나는 구간에서의 표면으로부터 석출물 유실이 빨라짐에 의해서 고스 방위 직접도를 강하게 유지하는게 어려워 진다는데 있다. 이는 제품 자성 특성에 직결되는 문제로 극박물제품을 만듦으로서 매우 낮은 철손 특성을 확보하기 어렵게 만든다. 두께가 얇아짐에 따라 고스 방위가 아닌 결정립이 석출물 유실이 빨라짐에 따라 성장하여 두께 방향으로 관통하는 조대 결정립이 형성되면 장시간 고온소둔하여도 잘 소멸되지 않고 철손 불균일을 야기한다.
석출물 유실을 극복하기 위한 방법으로 2차 재결정 소둔 과정중 N2 gas의 분율을 높여서 석출물 유실을 방지하는 방법이 제안되었으나, 이는 제품판 표면에 질소 방출구와 같은 표면결함을 유발시키는 문제가 있다.
동시탈탄침질방법을 사용한 경제적인 제조방법 또한 제안되었다. 동시탈탄침질 방법으로 탈탄판을 제조함에 있어서 표면 결정립경과 중심층 결정립경의 차이가 존재함을 명시하였고, 이를 일정 범위로 제어할 필요가 있음을 제안하였다.
Sb, P, Sn과 같은 편석원소를 포함함으로서 자성을 획기적으로 개선하는 기술이 또한 제안되었다. 편석원소를 더욱 추가하여 극박물 제품 제조시 석출물 유실을 보완하는 보조 인히비터로 편석원소를 활용하였으나, 과량 첨가시 극박 압연이 어려운 점이 있고, 편석원소 과량 첨가시 산화층이 불균일하고 얇아져 베이스 코팅의 특성이 열위하여 석출물 유실을 더욱 야기하는 부작용이 있어 자성을 안정적으로 확보할 수가 없었다.
극박물 제품 제조시 1차 재결정 소둔 공정에 있어서 전단부의 산화능과 질화 처리를 조절하는 방법도 제안되었다. 하지만, 극박물제품을 제조함에 있어서는 석출물의 유실 영향이 매우 민감해지는 문제가 있었다.
또한, 슬라브에 Cr을 첨가하고, 1차 재결정 소둔 공정에 있어서 전단부 및 후단부의 침질 가스 투입량을 조절하는 방법이 제안되었다. 그러나, 이 방법은 강판 두께 방향으로의 질소량은 균일하게 유지하였으나, AlN 석출물은 불균일하게 분포하여 자성 특성의 편차가 여전히 존재하는 문제가 있었다. 또한 Cr을 첨가함으로써, 산화층 깊이가 깊어지면서 베이스 코팅 두께가 두꺼워지게 되고, 제품에 있어서 코팅층이 차지하는 비율이 커지는 극박물 제조함에 있어서 문제도 발생되었다.
한국 특허공개 2001-0060418호
본 발명은 열연 두께에 따른 슬라브 내의 잔류 Al양 및 열연판 소둔 조건을 제어하고, 냉연 두께에 따라 강판의 침질량을 제어함으로써 박물 제품의 자성 편차를 줄일 수 있는 방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명 명세서의 전반적인 사항으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은,
중량%로, Si: 2.5~4.0%, C: 0.03~0.09%, Al: 0.015~0.040%, Mn: 0.04~ 0.15%, S: 0.01% 이하(0% 제외), N: 0.002~0.012%, P: 0.010~0.050%, Sn와 Sb 중 1종 이상의 합: 0.030~0.12%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 상기 열연판을 열연 소둔처리하는 단계; 상기 열연소둔판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 상기 냉연판을 탈탄, 침질하는 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 상기 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하고,
상기 슬라브 중 Al 및 N 함량은 하기 관계식 1-2를 만족하도록 함유되며,
상기 열연판 소둔 단계에서 가열 온도 T1과 균열 소둔 온도 T2 간의 온도차를 △T라고 할 때, △T≥ 200℃을 만족하며, 그리고 T1에서 T2로 냉각 시 냉각속도를 30℃/sec 이하로 제어하며, 그리고
상기 1차 재결정 소둔 단계에서 침질에 의해 냉연강판 중 증가하는 질소량 △N이 하기 관계식 3을 만족하는, 박물 방향성 전기강판 제조방법에 관한 것이다.
[관계식1]
0.039-0.01Ht≤[Al]-27/14×[N]≤0.047-0.01Ht
[관계식 2]
15.5-5Ht≤[Al]/[N]
다만 관계식 1-2에서, [Al] 및 [N]은 각각 슬라브 내의 Al 및 N의 함량(중량%), Ht는 최종 열연판 두께(mm)를 나타낸다.
[관계식 3]
[Al]-27/14×[N]+(0.23-Ct)*0.125≤(27/14)△N≤0.03
여기에서, [Al] 및 [N]은 각각 슬라브 내의 Al 및 N의 함량(중량%), Ct는 최종 냉연판 두께를 나타낸다
상기 슬라브는, Cr: 0.02~0.15% 더 포함할 수 있다.
상기 슬라브는, Cu: 0.01~0.2%와 Bi: 0.01~0.05% 더 포함할 수 있다.
상기 슬라브는, Ti: 0.002~0.01%와 V: 0.002~0.01% 중 1종 이상의 합: 0.002~0.01% 범위를 포함할 수 있다.
상기 1차 재결정 소둔 공정은 800~900℃의 온도에서 60~180 초동안 실시될 수 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
중량%로, Si: 2.5~4.0%, C: 0.03~0.09%, Al: 0.015~0.040%, Mn: 0.04~ 0.15%, S: 0.01% 이하(0% 제외), N: 0.002~0.012%, P: 0.010~0.050%, Sn와 Sb 중 1종 이상의 합: 0.030~0.12%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 침질에 의해 강판 중 증가하는 질소량 △N이 하기 관계식 3을 만족하는, 박물 방향성 전기강판에 관한 것이다.
[관계식 3]
[Al]-27/14×[N]+(0.23-Ct)*0.125≤(27/14)△N≤0.03
여기에서, [Al] 및 [N]은 각각 강판 내의 Al 및 N의 함량(중량%), Ct는 강판 두께를 나타낸다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 구체적으로 열연 두께에 따른 슬라브 내의 잔류 Al 함량 및 열연판 소둔 조건을 제어하고, 나아가, 냉연 두께에 따라 강판의 침질량을 제어함으로써 박물 방향성 전기강판 제품의 자성 편차를 줄이고, 자기 특성을 향상시킬 수 있다.
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 전기강판의 제조 방법은, 강 슬라브를 가열한 후, 이를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 상기 열연판을 열연판소둔 하는 단계; 상기 열연소둔판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 상기 냉연판을 탈탄 침질하는 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함한다.
이하, 본 발명의 전기강판 제조방법을 공정순서별로 나누어 설명한다.
[열연판 제조]
먼저, 본 발명에서는 중량%로, Si: 2.5~4.0%, C: 0.03~0.09%, Al: 0.015~0.040%, Mn: 0.04~ 0.15%, S: 0.01% 이하(0% 제외), N: 0.002~0.012%, P: 0.010~0.050%, Sn와 Sb 중 1종 이상의 합: 0.030~0.12%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조한다.
이때, 본 발명에서는 상기 열연판을 제조하기 전에, 강 슬라브를 가열하는 단계를 포함할 수도 있다. 상기 가열단계를 통하여 석출물을 부분 용체화할 수 있으며, 나아가, 슬라브의 주상정조직이 조대하게 성장되는 것이 방지되어 후속 열간압연 공정에서 판의 폭 방향으로 크랙이 발생되는 것을 막을 수 있다. 그런데 슬라브 가열온도가 너무 높으면, 슬라브의 표면부 용융으로 가열로를 보수하고 가열로 수명이 단축될 수 있으므로, 본 발명에서는 상기 가열온도를 1130~1200℃ 범위로 함이 바람직하다. 슬라브 가열온도가 너무 낮으면 전술한 가열효과를 기대할 수 없다. 한편 본 발명에서는 슬라브를 가열하지 않고, 연속 주조되는 슬라브를 그대로 열간압연하는 것도 가능하다.
이하, 본 발명의 슬라브의 합금성분 및 그 함량제한 이유를 설명하며, 여기에서 각 성분원소의 함량은 중량%를 기준으로 한 것이다.
Si: 2.5~4.0%
규소(Si,실리콘)은 방향성 전기강판 소재의 비저항을 증가시켜 철심손실(core loss) 즉, 철손을 낮추는 역할을 한다. Si 함량이 너무 적을 경우 비저항이 감소하여 철손이 열화될 수 있다. Si 함량이 너무 많을 경우 강의 취성이 증가하고, 인성이 감소하여 압연 과정중 판파단 발생율이 증가되고, 용접성이 열위해져 냉간압연 조업에 부하가 생기고, 냉간압연 중 패스에이징에 필요한 판온에 미달하게 되고 2차재결정 형성이 불안정해질 수 있다. 따라서 본 발명에서는 Si 함량은 2.5~4.0% 범위로 제어함이 바람직하며, 보다 바람직하게는, 3.0~3.5% 범위로 관리하는 것이다.
C: 0.03~0.09%
탄소(C)는 오스테나이트상 형성을 유도하는 원소로서 C 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 입성장이 억제한다. 또한 C함량이 증가함에 따라 페라이트 조직에 비해 강도가 높은 연신된 열연띠 조직 증가와 냉연 시작 조직인 열연판 소둔 조직의 초기 입자의 미세화에 의해 냉간압연 이후 집합조직이 개선 특히, 고스 분율이 증가하게 된다. 이는 열연판 소둔 후 강판내 존재하는 잔류 C에 의해 냉간압연중 패스에이징 효과가 커져서, 1차 재결정립 내의 고스 분율을 증가시키는 것으로 본다. 따라서 C함량이 클수록 이로우나, 이후 탈탄 질화 소둔시 탈탄 소둔 시간이 길어지고, 생산성을 손상시키며, 가열 초기의 탈탄이 충분치 않으면 1차 재결정 결정립을 불균일하게 만들어 2차 재결정을 불안정하게 한다. 또한 자기시효현상에 의해 자기적 특성이 열위 될수 있으므로, 본 발명에서는 C 함량은 0.03~0.09량% 범위로 제한함이 바람직하다. 보다 바람직하게는, C를 0.05~0.07량% 범위로 포함하는 것이다. 전술한 바와 같이, 1차 재결정 소둔 중 탈탄에 의해 탄소가 제거되며, 최종 제조되는 방향성 전기강판에는 C를 0.005% 이하로 포함할 수 있다.
Al: 0.015~0.040%
알루미늄(Al)은 N과 결합하여 AlN으로 석출하지만, 탈탄과 침질을 행하는 소둔에서 미세한 석출물인 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 형태의 질화물을 형성하게 되어 강력한 결정립 성장 억제 역할을 한다. 이처럼 고용된 Al이 일정량 이상 필요하다. 그 함량이 너무 적은 경우에는 형성되는 석출물의 개수와 부피 분율이 낮아서 결정립 성장 억제 효과가 충분하지 않을 수 있다. Al이 너무 많이 포함되면 석출물이 조대하게 성장하여 결정립 성장 억제 효과가 떨어지게 된다. 따라서 본 발명에서는 Al을 0.015~0.040% 범위로 제어함이 바람직하며, 보다 바람직하게는, 0.020~0.038% 범위로 관리하는 것이다.
Mn: 0.04~0.15%
망간(Mn)은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과도 있으며, Si과 함께 질화처리에 의해 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성함으로서 1차 재결정립의 성장을 억제하여 2차 재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 또한, Mn은 Cu와 함께 Surfide 석출물을 형성하여 1차 재결정립 균일성을 개선하며, 2차 재결정이 형성되는데 보조 인히비터의 역할을 일부하게 된다. 그러나, Mn이 너무 많이 포함되면 (Cu,Mn)S 미세 석출물 조정을 위하여 슬라브 재가열 온도를 높여주어야 하며, 그렇게 되면 1차 재결정립이 극히 미세해져 1차 재결정 소둔의 온도를 범위 이상 올려야 하며, 결정립 불균일을 야기하므로, 그 상한을 0.15% 로 제한할 수 있다.
또한 Mn 과다 첨가시 강판 표면에 Fe2SiO4 이외에 (Fe, Mn) 및 Mn 산화물이 다량 형성되어 2차 재결정 소둔중에 형성되는 베이스코팅 형성을 방해하여 표면품질을 저하시키게 되고, 1차 재결정 소둔 공정에서 페라이트와 오스테나이트간 상변태의 불균일을 유발하기 때문에 1차 재결정립의 크기가 불균일되며, 그 결과 2차 재결정이 불안정해지게 된다.
N : 0.0020~0.0120%
질소(N)는 Al 등과 반응하여 결정립을 미세화시키는 원소이다. 이들 원소들이 적절히 분포될 경우에는 상술한 바와 같이 냉간압연이후 조직을 적절히 미세하게 하여 적절한 1차 재결정 입도를 확보하는데 도움이 될 수 있으나, 그 함량이 과도하면 1차 재결정립이 과도하게 미세화되고 그 결과 미세한 결정립으로 인해 2차 재결정시 결정립 성장을 초래하는 구동력이 커져서 바람직하지 않은 방위의 결정립까지 성장할 수 있으므로 바람직하지 않다. 그리고 N이 너무 많이 첨가되면 1차 재결정립이 과도하게 미세화되고 그 결과 미세한 결정립으로 인해 바람직하지 않은 방위가 2차 재결정을 형성하여 자기특성을 열화시킬 수 있다. 그러므로 N은 0.0120% 이하로 정한다. 한편 N의 함량이 너무 적으면 1차 재결정 억제 효과가 너무 약해 안정된 결정립성장 억제 효과를 얻지 못할 수 있다. 따라서, 슬라브 내에 N을 0.0020~0.0120% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로, N을 0.0025~0.0100% 범위로 포함할 수도 있다. 2차 재결정 소둔 과정에서 N이 일부 제거되므로, 최종 제조되는 방향성 전기강판은 N을 0.005% 이하의 범위로 포함할 수 있다.
S: 0.0100% 이하
황(S)는 열간압연시 고용온도가 높고 편석이 심한 원소로서 가능한한 함유되지 않도록 하는 것이 바람직하지만, 제강시 함유되는 불가피한 불순물의 일종이다. 또한 S는 (Mn, Cu)S를 형성하여 1차 재결정립 균일성에 영향을 주므로 S의 함량은 0.0100% 이하로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0010~0.0080% 범위로 포함할 수 있다.
또한 본 발명의 슬라브는 Sn와 Sb 중 1종 이상, 그리고 P를 포함할 수 있다.
Sn와 Sb 중 1종 이상의 합: 0.030~0.12%
주석(Sn) 및 안티몬(Sb)은 결정립계 편석원소로서 결정립계의 이동을 방해하는 원소이기 때문에 결정성장 억제제로서 알려져 있다. 또한 1차 재결정 집합조직에 있어서 고스방위의 결정립 분율을 증가시킴으로써 2차 재결정 집합조직으로 성장하는 고스방위 핵이 많아지므로 2차 재결정 미세조직의 크기가 감소하므로, 결정립크기가 작아질수록 와전류손이 작아지기 때문에 최종제품의 철손이 감소하게 된다. Sn 및 Sb의 합량이 너무 적으면 첨가효과가 없다. 그 합량이 너무 많으면, 결정립 성장 억제력이 너무 증가하여 상대적으로 결정립 성장 구동력을 증가시키기 위해 1차 결정 미세조직의 결정립 크기를 감소시켜야 하기 때문에 탈탄소둔을 낮은 온도에서 실시해야 하며, 이로 인해 적절한 산화층으로 제어할 수 없어서 양호한 표면을 확보할 수가 없다. 보다 바람직하게는, 상기 Sn 및 Sb 중 1종 이상을 각각 단독 또는 이들의 합량으로 0.040~0.12% 범위로 포함할 수 있다
P: 0.010~0.050%
인(P)는 Sn, Sb와 유사한 효과를 나타내는 원소로서, 결정립계에 편석하여 결정립계의 이동을 방해하고 동시에 결정립 성장을 억제하는 보조적인 역할이 가능하다. 또한, 미세조직측면에서 {110}<001>집합조직을 개선하는 효과가 있다. P의 함량이 너무 적으면 첨가효과가 없으며, 너무 많이 첨가하면 취성이 증가하여 압연성을 크게 나빠질 수 있다. 보다 바람직하게는, P를 0.015~0.045% 범위로 포함하는 것이다.
아래의 성분원소들은 본 발명에서 필요에 따라 첨가될 수 있는 것들이다.
Ti: 0.002~0.01%
티타늄(Ti)은 강력한 Nitride 형성 원소로 열연전단계에서 TiN가 되어 N함량을 낮게 하고, 미세 석출하여 결정립 성장을 억제한다. 적정한 범위 내로 첨가하면 TiN 석출물이 형성에 의한 결정립 성장 억제 효과와 AlN 미세 석출물 저감으로 결정립경의 코일내 편차를 줄이는 효과를 보인다.
V: 0.002~0.01%
바나듐(V)은 carbide와 nitride 형성 원소로 미세 석출하여 결정립 성장을 억제한다. 적정한 범위 내로 첨가하여 미세 석출물의 형성에 의한 결정립 성장 억제 효과로 코일 내 결정립경 편차를 줄이는 효과를 보인다.
Ti 및 V 중 1종 이상의 합: 0.002~0.01%
본 발명에서 상기 Ti 및/또는 V이 첨가될 때, 상기 Ti와 V 중 1 종 이상을 그 합으로 0.002~0.01% 범위로 포함함이 바람직하며, 보다 바람직하게는, 상기 Ti와 V 중 1종 이상의 합을 0.0030~0.0070% 범위로 포함하는 것이다.
Cu : 0.01~0.2%
Cu는 S과 결합하여 CuS으로 석출되는데, 주로 MnS와 혼함하여 (Mn,Cu)S 형태를 형성하게 되어 결정립 성장 억제 역할을 한다. 또한 Cu는 Mo와 마찬가지로 열간압연 표면부의 조직에 정확한 방위의 Goss입자가 많이 형성되게 하여, 2차 재결정 후 결정립 크기가 감소하게 되고 와전류손이 작아지기 때문에 최종제품의 철손이 감소하게 되고, 정확한 방위의 Goss입자들이 많이 성장하기 때문에 자속밀도 또한 높아지게 된다. 강판 내에 Cu가 추가되는 경우, 그 함량이 0.01% 미만인 경우에는 그 효과가 충분하지 않고, 함량이 0.2% 초과하게 되면 석출물이 조대하게 성장하여 결정립 성장 억제 효과가 떨어지게 될 수 있다.
Cr: 0.02~0.15%
산화 형성을 촉진하는 원소로 크롬(Cr)을 0.02~0.15% 범위내로 첨가하면, 표층부의 치밀한 산화층 형성을 억제하며 깊이 방향으로 미세한 산화층이 형성되는 것을 돕는다. Sb와 Sn의 첨가와 함께 적정 범위의 Cr함량 첨가로 균일성이 우수한 1차 재결정을 형성시키기가 더욱 용이하게 된다. Cr을 첨가함으로 Sb, Sn함량 상향에 따른 탈탄 및 침질이 지연되어 1차 재결정립이 불균일해지는 현상을 극복함으로서 균일성이 우수한 1차 재결정립을 형성하고, 자성를 상향시켜주는 효과를 보이는 원소이다. Cr 함량을 하한치에 미달하는 경우, 효과가 미약하고, 상한치를 초과하는 경우, 산화층이 과하게 형성되어 그 효과가 감소하며, 고가의 합금첨가에 따른 원가상승이 유발되므로 바람직하지 않다.
불순물 원소
상기의 원소 외에도 Zr, V등의 불가피하게 혼입되는 불순물이 포함될 수 있다. Zr, V등은 강력한 탄질화물 형성 원소이기 때문에 가능한 첨가되지 않는 것이 바람직하며 각각 0.01% 이하로 함유되도록 한다.
전술한 원소 외에 나머지는 철(Fe)를 포함한다. 본 발명의 일 실시예에서 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.
본 발명에서는 상기 조성성분을 갖는 슬라브를 열간압연하여 두께 1.5 내지 2.3mm의 열연판을 제조할 수 있다.
이때, 본 발명에서는 상기 슬라브 내 Al 및 N 함량이 열연판 두께에 따라 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하도록 조성되는 것을 특징으로 한다.
[관계식1]
0.039-0.01Ht≤[Al]-27/14×[N]≤0.047-0.01Ht
[관계식 2]
15.5-5Ht≤[Al]/[N]
여기에서, [Al] 및 [N]은 각각 슬라브 내의 Al 및 N의 함량(중량%), Ht는 최종 열연판 두께(mm)를 나타낸다.
상기 관계식 1의 [Al]-27/14×[N]이 좌변 보다 작으면 2차 재결정 소둔 이전 침질에 의해 형성되는 AlN의 석출물 양이 부족하고, [Al]-27/14×[N]이 우변보다 크면, AlN의 인히비터로서의 억제력이 충분하지 않기 때문에, 강판의 표층과 중심층의 결정립의 조대화를 초래할 수 있다.
열연판 두께가 얇아 질수록 열간압연 시간이 길고, 길이방향 온도차이가 증가하여 열연에 남아있는 미세한 AlN 석출물이 불균일 분포하게 되어 자성 특성의 편차가 증가하므로 Al과 N의 함량을 상기 관계식 1을 만족하도록 제어할 필요가 있다.
한편 상기 관계식 2의 [Al]/[N]이 너무 작으면 AlN의 석출물양이 증가하여 불균일 석출물 양이 늘고, 후공정에서 석출물의 균일 제어가 불리하다.
이어, 본 발명에서는 상기 제조된 열연판을 소둔한다.
본 발명에서는 이러한 열연판 소둔공정은, 1000~1150℃의 온도 범위 T1까지 가열한 후, 800~950℃의 온도범위 T2로 냉각하여 균열소둔한 다음, 상온 냉각하는 과정에 의하여 수행할 수 있다.
이때, 본 발명에서는 상기 가열 온도 T1과 균열소둔 온도 T2간의 온도차(△T)를 200℃ 이상으로 제어함을 특징으로 한다. 만일 상기 온도차(△T)가 200℃ 미만이면 석출 구동력이 충분하지 못하여 불균일 석출물에 의한 자성 편차 증가와 같은 문제점이 발생할 수 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 T1에서 T2의 냉각 시 냉각속도를 30℃/sec 이하로 제어함이 바람직하다. 만일 상기 냉각 속도가 30℃/sec를 초과하면 위치별 석출물 편차를 야기하여 자성 편차 증가하는 문제점이 발생할 수 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 열연 소둔판을 냉간압연하여 냉연판을 제조한다.
본 발명에서 상기 냉간압연은 1회의 강냉간압연을 통하여 수행되거나, 복수의 패스를 통해서도 수행될 수 있다. 압연 중 1회 이상 200 내지 300℃의 온도에서 온간압연을 통하여 패스에이징 효과를 주며, 최종 두께 0.14 내지 0.23mm로 제조될 수 있다. 냉간압연된 냉연판은 1차 재결정 소둔 과정에서 탈탄과 변형된 조직의 재결정 및 침질 가스를 통한 침질처리를 수행하게 된다.
이어, 본 발명에서는 상기 냉연판을 1차 재결정 소둔한다.
본 발명의 일 실시예에 있어서, 1차 재결정 소둔공정에서 상기 냉연판을 탈탄 질화처리하며, 침질은 상기 1차 재결정 소둔공정 중 균열 단계에서 수행된다. 즉, 침질 단계는 별도의 균열대에서 각각 수행되거나, 전단 및 후단으로의 침질 가스의 흐름을 방해하는 가림막이 설치된 균열대에서 수행될 수 있다.
상기 1차 재결정 공정에서는 산화능이 제어된 수소 + 질소 분위기 가스와 침질 가스를 적절히 투여함으로써, 표층 결정립을 적절히 성장 및 억제시키고, 강판 내부로 침질이 원활하게 이루어지도록 한다. 구체적으로 침질에 의해 증가한 강판의 질소량은 하기 관계식 3을 만족한다.
[관계식 3]
[Al]-27/14×[N]+(0.23-Ct)*0.125≤(27/14)△N≤0.03
여기에서, [Al] 및 [N]은 각각 슬라브 내의 Al 및 N의 함량(중량%), Ct는 최종 냉연판 두께를 나타낸다
본 발명에서 상기 △N 이 너무 적으면, 질소가 강판 내부로 침투되지 못하고, 표층에만 존재하여, 자성을 열위시키는 원인이 된다. 반대로 △N이 너무 많으면, 강판 표층부의 결정립 성장이 크게 억제되어, 자성을 열위시키는 원인이 된다.
본 발명에서 침질 가스는 1차 재결정 소둔 공정에서의 온도에서 질소가 분해되어, 강판 내부로 침투될 수 있는 가스면 제한 없이 사용할 수 있다. 구체적으로 침질 가스는 암모니아 및 아민 중 1종 이상을 포함할 수 있다. 침질 공정의 수행 시간은 30 내지 100 초가 될 수 있다.
본 발명에서는 또한 상기 1차 재결정 소둔 단계에서 탈탄이 이루어 질 수 있다. 탈탄은 산화능(PH2O/PH2)이 0.3~0.7인 분위기에서 수행될 수 있다. 탈탄에 의해 강판 내 탄소를 0.005% 이하, 더욱 바람직하게는, 0.003% 이하로 포함할 수 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 1차 재결정 소둔 단계의 균열 온도는 800~900℃의 온도에서 수행될 수 있다. 온도가 너무 낮으면, 1차 재결정이 이루어지지 않거나, 침질이 원활히 이루어지지 않을 수 있다. 온도가 너무 높으면, 1차 재결정이 너무 크게 성장하여, 자성을 열위시키는 원인이 될 수 있다.
후속하여, 본 발명에서는 상기 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔한다. 2차 재결정 소둔의 목적은 크게 보면 2차 재결정에 의한 {110}<001> 집합조직 형성, 탈탄시 형성된 산화층과 MgO의 반응에 의한 유리질 피막형성으로 절연성 부여, 자기특성을 해치는 불순물의 제거에 있다. 2차 재결정 소둔의 방법으로는 2차 재결정이 일어나기 전의 승온구간에서는 질소와 수소의 혼합가스로 유지하여 입자성장 억제제인 질화물을 보호함으로써 2차 재결정이 잘 발달되도록 하고, 2차 재결정 완료 후에는 100% 수소분위기에서 장시간 유지하여 불순물을 제거하도록 한다.
상기 2차 재결정 소둔 과정에서 1차 재결정 소둔 과정에서 생성된 표면 산화층과 소둔 분리제가 반응하여 베이스 코팅층을 형성된다. 베이스 코팅층은 성분이 기지 강판과는 구별된다. 예컨데, 소둔 분리제로서 MgO를 사용한 경우, 포스테라이트를 포함한다.
그리고 본 발명에서는 상기 2차 재결정 소둔 후 절연 코팅층을 형성하는 단계를 더 포함할 수 있다. 절연 코팅층의 형성 방법에 대해서는 널리 알려져 있으므로, 이에 대한 구체적인 설명은 생략한다.
상술한 바와 같은 제조공정으로 제조된 본 발명의 방향성 전기강판은, 중량%로, Si: 2.5~4.0%, C: 0.03~0.09%, Al: 0.015~0.040%, Mn: 0.04~ 0.15%, S: 0.01% 이하(0% 제외), N: 0.002~0.012%, P: 0.010~0.050%, Sn와 Sb 중 1종 이상의 합: 0.030~0.12%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 침질에 의해 강판 중 증가하는 질소량 △N이 하기 관계식 3을 만족할 수 있다.
[관계식 3]
[Al]-27/14×[N]+(0.23-Ct)*0.125≤(27/14)△N≤0.03
여기에서, [Al] 및 [N]은 각각 강판 내의 Al 및 N의 함량(중량%), Ct는 강판 두께를 나타낸다.
이하 본 발명의 바람직한 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다. 그러나 하기 실시예는 본 발명의 바람직한 일 실시예일뿐 본 발명이 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
(실시예 1)
하기 표 1에 나타낸 성분 조성을 가지는 슬라브를 진공용해한 후 잉곳을 만들었다. 하기 표 1에서 강종 A-C는 합금조성이 본 발명범위를 충족하는 발명강들이며, 강종 D-E는 관계식 1을 강종 F은 관계식 2를 만족하지 않는 비교강이다.
이어, 상기 잉곳을 1150℃ 온도에서 210분 가열한 후 열간압연하여 두께 2.0mmt의 열연판을 제조하였다. 그리고 하기 표 2에 나타난 바와 같은 열연판 소둔 조건으로 열연판을 가열온도 T1까지 가열한 후 T2로 냉각하여 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 후 0.20mm 두께로 1회 강냉간압연하였다.
이어, 냉간압연된 판은 약 800 내지 900℃의 온도로 50v% 수소 및 50v% 질소의 습윤 분위기와 암모니아 혼합가스 분위기 속에서 유지하여 탈탄, 질화 소둔 열처리하였다. 이때, 소둔열처리된 열연판 내 탄소함량은 30ppm 이하로 되었으며, 그리고 침질량은 하기 표 2와 같았다.
그리고 이 탈탄소둔 열처리된 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃까지는 25 v% 질소 및 75v% 수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달 후에는 100% 수소분위기에서 10 시간 이상 유지후 노냉하였다. 이후, 금속 인산염 및 콜로이달 실리카 혼합액을 포함하는 절연코팅 조성물을 강판에 도포하고, 열처리하여 절연 코팅층을 형성하였다.
상기와 같이, 제조된 전기강판의 자속밀도와 철손의 최대값, 최소값을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다. 자기 특성은 Single sheet 측정법을 이용하여 1.7Tesla, 50Hz 조건에서 철손을 측정하였고, 800A/m의 자기장 하에서 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)를 측정하였다. 또한, 코일 전체에 대하여 자기 특성을 측정하여 그 최대값 및 최소값을 하기 표 2에 나타내었다.
강종 C Si Mn P Sn S sol Al N Alr Al/N
A 0.05 3.5 0.11 0.04 0.07 0.005 0.0320 0.0057 0.021 5.6
B 0.08 3.4 0.11 0.04 0.06 0.006 0.0349 0.0052 0.025 6.8
C 0.06 3.3 0.11 0.04 0.07 0.006 0.0339 0.0036 0.027 9.3
D 0.08 3.4 0.11 0.05 0.06 0.005 0.0330 0.0020 0.029 16.4
E 0.06 3.5 0.10 0.03 0.07 0.004 0.0272 0.0052 0.017 5.2
F 0.06 3.5 0.10 0.04 0.08 0.005 0.0358 0.0077 0.021 4.7
*표 1에서 잔여 성분은 Fe 및 불가피한 불순물임.
그리고 Alr은 관계식 1의 [Al]-27/14×[N]을 나타냄.
강종 AP
가열대
온도T1
(℃)		 AP
균열대
온도T2
(℃)		 T1→T2
냉각속도		 DNL
질소증량
(wt%)		 식3
만족		 B8
max		 B8
min		 W17/50
max		 W17/50
min		 비고
A 1100 900 30℃/sec미만 0.015 O 1.93 1.91 0.79 0.75 발명예1
B 1100 875 30℃/sec미만 0.018 O 1.94 1.92 0.79 0.75 발명예2
C 1100 850 30℃/sec미만 0.018 O 1.93 1.91 0.78 0.74 발명예3
A 1100 850 30℃/sec미만 0.012 X 1.90 1.85 1.05 0.87 비교예1
B 1100 950 30℃/sec미만 0.016 O 1.89 1.86 1.01 0.88 비교예2
C 1100 850 30℃/sec초과 0.018 O 1.89 1.84 1.08 0.88 비교예3
D 1100 875 30℃/sec미만 0.018 O 1.90 1.85 0.96 0.85 비교예4
E 1100 900 30℃/sec미만 0.012 O 1.90 1.86 1.04 0.86 비교예5
F 1100 875 30℃/sec미만 0.015 O 1.90 1.88 0.94 0.86 비교예6
상기 표 1-2에 나타난 바와 같이, 강판 합금 조성 및 관계식 1-2 뿐만 아니라 제조조건이 본 발명의 범위를 충족하는 발명예 1-3의 경우, 모두 모두 철손 및 자속밀도의 편차가 적음을 확인할 수 있다.
이에 반하여, 제조공정 조건에서 관계식 3을 만족하지 않은 비교예 1은 DNL 형성되는 석출물 부족하여 철손 및 자속밀도의 편차가 큰 것을 확인할 수 있다.
또한 열연판 소둔열처리 조건이 본 발명 범위를 벗어난, 비교예 2-3은 철손 및 자속밀도의 편차가 큰 것을 알 수 있다.
그리고 강판 합금조성에서 관계식 1을 만족하지 않은 비교강 D-E를 이용한 비교예 4-5의 경우에도 철손 및 자속밀도의 편차가 컸으며, 아울러, 강판 합금조성에서, 관계식 2를 만족하지 않은 강종 F를 이용한 비교예 6의 경우에도 철손 및 자속밀도의 편차가 큼을 알 수 있다.
(실시예 2)
하기 표 13 나타낸 성분 조성을 가지는 슬라브를 진공용해한 후 잉곳을 만들었다. 하기 표 3에서 강종 G-I는 합금조성이 본 발명범위를 충족하는 발명강들이며, 강종 J-K는 관계식 1을, 강종 L은 관계식 2를 만족하지 않는 비교강이다.
이어, 상기 잉곳을 1150℃ 온도에서 200분 가열한 후 열간압연하여 두께 1.8mmt의 열연판을 제조하였다. 그리고 하기 표 4에 나타난 바와 같은 열연판 소둔 조건으로 열연판을 가열온도 T1까지 가열한 후 T2로 냉각하여 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 후 0.18mm 두께로 1회 강냉간압연하였다.
이어, 냉간압연된 판은 약 800 내지 900℃의 온도로 50v% 수소 및 50v% 질소의 습윤 분위기와 암모니아 혼합가스 분위기 속에서 유지하여 탈탄, 질화 소둔 열처리하였다. 이때, 소둔열처리된 열연판 내 탄소함량은 30ppm 이하로 되었으며, 그리고 침질량은 하기 표 4와 같았다.
그리고 이 탈탄소둔 열처리된 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔은 1200℃까지는 25 v% 질소 및 75v% 수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달 후에는 100% 수소분위기에서 10 시간 이상 유지후 노냉하였다. 이후, 금속 인산염 및 콜로이달 실리카 혼합액을 포함하는 절연코팅 조성물을 강판에 도포하고, 열처리하여 절연 코팅층을 형성하였다.
상기와 같이, 제조된 전기강판의 자속밀도와 철손의 최대값, 최소값을 측정하여 하기 표 4에 나타내었다. 자기 특성은 Single sheet 측정법을 이용하여 1.7Tesla, 50Hz 조건에서 철손을 측정하였고, 800A/m의 자기장 하에서 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)를 측정하였다. 또한, 코일 전체에 대하여 자기 특성을 측정하여 그 최대값 및 최소값을 하기 표 4에 나타내었다.
강종 C Si Mn P Sn S sol Al N Alr Al/N
G 0.07 3.5 0.10 0.04 0.09 0.006 0.0323 0.0047 0.023 6.8
H 0.07 3.4 0.09 0.03 0.06 0.006 0.0330 0.0043 0.025 7.7
I 0.05 3.3 0.09 0.03 0.09 0.005 0.0339 0.0031 0.028 10.9
J 0.08 3.5 0.11 0.04 0.06 0.005 0.0397 0.0031 0.034 12.6
K 0.07 3.4 0.09 0.04 0.09 0.006 0.0294 0.0058 0.018 5.1
L 0.07 3.5 0.10 0.04 0.09 0.004 0.0385 0.0070 0.025 5.5
*표 3에서 잔여 성분은 Fe 및 불가피한 불순물임.
그리고 Alr은 관계식 1의 [Al]-27/14×[N]을 나타냄.
강종 AP
가열대
온도T1
(℃)		 AP
균열대
온도T2
(℃)		 T1→T2
냉각속도		 DNL
질소증량
(wt%)		 식3
만족		 B8
max		 B8
min		 W17/50
max		 W17/50
min		 비고
G 1075 875 30℃/sec미만 0.018 O 1.93 1.92 0.75 0.72 발명예4
H 1075 875 30℃/sec미만 0.018 O 1.93 1.91 0.74 0.72 발명예5
G 1075 850 30℃/sec미만 0.018 O 1.92 1.91 0.75 0.73 발명예6
I 1075 850 30℃/sec미만 0.015 X 1.88 1.85 1.01 0.90 비교예7
H 1075 950 30℃/sec미만 0.018 O 1.88 1.85 1.03 0.93 비교예8
I 1075 850 30℃/sec초과 0.018 O 1.89 1.84 1.06 0.86 비교예9
J 1075 875 30℃/sec미만 0.02 O 1.89 1.86 0.98 0.87 비교예10
K 1075 875 30℃/sec미만 0.018 O 1.89 1.86 1.00 0.88 비교예11
L 1075 875 30℃/sec미만 0.018 O 1.89 1.85 1.07 0.88 비교예12
상기 표 3-4에 나타난 바와 같이, 강판 합금 조성 및 관계식 1-2 뿐만 아니라 제조조건이 본 발명의 범위를 충족하는 발명예 1-3의 경우, 모두 모두 철손 및 자속밀도의 편차가 적음을 확인할 수 있다.
이에 반하여, 강판 조성성분(관계식) 또는 제조공정 조건이 본 발명의 범위를 벗어난 7-12는 모두 철손 및 자속밀도의 편차가 큰 것을 확인할 수 있다. 특히, 제조공정 조건에서 관계식 3을 만족하지 않은 비교예7은 DNL 형성 석출물 부족하여 철손 및 자속밀도의 편차가 크게 나타났다.
상기 실시예의 기재로부터 알 수 있는 같이, 열연판 두께에 따른 강판 중 Al과 N 함량범위를 제안 범위내로 적절히 확보하고, AP 소둔 조건을 최적화하고, 그리고 1차 재결정 소둔 중 냉연판 두께에 따른 침질 조건을 최적화한 발명예 1-6의 경우, 모두 철손 및 자속밀도의 편차가 적음을 확인할 수 있다.
반면, 열연판 두께에 따른 강판 중 Al과 N 함량범위가 본 발명 제안범위 밖이거나, AP 소둔 조건이 본 발명 제안범위를 벗어나거나, 또는 1차 재결정 소둔 중 냉연판두께에 따른 침질조건이 본 발명 범위를 벗어난 비교예 1-12의 경우, 철손 및 자속밀도가 열위하며, 그 편차가 큼을 확인할 수 있다.
본 발명은 상기 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 (9)

  1. 중량%로, Si: 2.5~4.0%, C: 0.03~0.09%, Al: 0.015~0.040%, Mn: 0.04~ 0.15%, S: 0.01% 이하(0% 제외), N: 0.002~0.012%, P: 0.010~0.050%, Sn와 Sb 중 1종 이상의 합: 0.030~0.12%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 상기 열연판을 열연 소둔처리하는 단계; 상기 열연소둔판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 상기 냉연판을 탈탄, 침질하는 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 상기 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하고,
    상기 슬라브 중 Al 및 N 함량은 하기 관계식 1-2를 만족하도록 함유되며,
    상기 열연판 소둔 단계에서 가열 온도 T1과 균열 소둔 온도 T2 간의 온도차를 △T라고 할 때, △T≥ 200℃을 만족하며, 그리고 T1에서 T2로 냉각 시 냉각속도를 30℃/sec 이하로 제어하며, 그리고
    상기 1차 재결정 소둔 단계에서 침질에 의해 냉연강판 중 증가하는 질소량 △N이 하기 관계식 3을 만족하는, 박물 방향성 전기강판 제조방법.
    [관계식1]
    0.039-0.01Ht≤[Al]-27/14×[N]≤0.047-0.01Ht
    [관계식 2]
    15.5-5Ht≤[Al]/[N]
    다만 관계식 1-2에서, [Al] 및 [N]은 각각 슬라브 내의 Al 및 N의 함량(중량%), Ht는 최종 열연판 두께(mm)를 나타낸다.
    [관계식 3]
    [Al]-27/14×[N]+(0.23-Ct)*0.125≤(27/14)△N≤0.03
    여기에서, [Al] 및 [N]은 각각 슬라브 내의 Al 및 N의 함량(중량%), Ct는 최종 냉연판 두께를 나타낸다
  2. 제 1항에 있어서, 상기 슬라브는 Cr: 0.02~0.15% 더 포함하는, 박물 방향성 전기강판 제조방법.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 슬라브는 Cu: 0.01~0.2%, 또는 Bi: 0.01~0.05%를 더 포함하는, 박물 방향성 전기강판 제조방법.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 슬라브는 Ti: 0.002~0.01%와 V: 0.002~0.01% 중 1종 이상의 합: 0.002~0.01% 범위로 포함하는 박물 방향성 전기강판 제조방법.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 1차 재결정 소둔 공정은 800~900℃의 온도에서 60~180 초동안 실시되는, 박물 방향성 전기강판 제조방법.
  6. 중량%로, Si: 2.5~4.0%, C: 0.03~0.09%, Al: 0.015~0.040%, Mn: 0.04~ 0.15%, S: 0.01% 이하(0% 제외), N: 0.002~0.012%, P: 0.010~0.050%, Sn와 Sb 중 1종 이상의 합: 0.030~0.12%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 침질에 의해 강판 중 증가하는 질소량 △N이 하기 관계식 3을 만족하는, 박물 방향성 전기강판.
    [관계식 3]
    [Al]-27/14×[N]+(0.23-Ct)*0.125≤(27/14)△N≤0.03
    여기에서, [Al] 및 [N]은 각각 강판 내의 Al 및 N의 함량(중량%), Ct는 강판 두께를 나타낸다.
  7. 제 6항에 있어서, 상기 강판은 Cr: 0.02~0.15% 더 포함하는, 박물 방향성 전기강판.
  8. 제 6항에 있어서, 상기 강판은 Cu: 0.01~0.2%, 또는 Bi: 0.01~0.05%를 더 포함하는, 박물 방향성 전기강판.
  9. 제 6항에 있어서, 상기 강판은 Ti: 0.002~0.01%와 V: 0.002~0.01% 중 1종 이상의 합: 0.002~0.01% 범위로 포함하는 박물 방향성 전기강판.















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Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
IT1285153B1 (it) * 1996-09-05 1998-06-03 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato, a partire da bramma sottile.
US11239012B2 (en) * 2014-10-15 2022-02-01 Sms Group Gmbh Process for producing grain-oriented electrical steel strip
KR102088405B1 (ko) * 2017-12-26 2020-03-12 주식회사 포스코 방향성 전기강판 제조방법
US20230243010A1 (en) * 2020-06-24 2023-08-03 Nippon Steel Corporation Production method for grain-oriented electrical steel sheet
KR102468077B1 (ko) * 2020-12-21 2022-11-16 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20010060418A (ko) 1999-12-21 2001-07-07 이구택 박물 열연코일을 이용한 방향성 전기강판의 제조방법

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