WO2018117639A1 - 방향성 전기장판 및 그의 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet and a grain-oriented electrical steel sheet. More specifically, the present invention relates to a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet and a grain-oriented electrical steel sheet capable of simultaneously achieving cold rolling productivity and improving magnetic properties.
  • the grain-oriented electrical steel sheet has a Goss texture in which the texture of the steel sheet is ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> with respect to the rolling direction, and is a soft magnetic material having excellent magnetic properties in one direction or in the rolling direction.
  • the quality and quantity of the goth aggregates originate from the aggregate structure of the hot rolled sheet, and the process control that allows the second recrystallization to be carried out intact without damaging the goth aggregate as much as possible through hot-rolled sheet annealing heat treatment, cold rolling, and primary recrystallization annealing. Factors are very important for commercial purposes.
  • the origins of goth aggregates are largely divided into two groups: hot rolled and cold rolled aggregates, as known by many scholars.
  • the hot rolled sheet annealing process which is the former, is important in the sense of optimizing the hot rolled sheet assembly structure in the post-hot rolled sheet annealing process, and the latter cold rolled sheet is already a hot rolled sheet annealing process Since the hot rolled plate is controlled from the aggregate structure, finally the hot rolled sheet annealing process is very important in both cases.
  • Hot-rolled sheet annealing heat treatment can be largely divided into three stages.
  • the heating step is used to reconstruct coarse precipitates and impurities, and to control the homogeneously deformed hot-rolled sheet microstructure relatively homogeneously .
  • the cracking step of finely controlling precipitation and stabilizing the microstructure of the heating step, and the third can be classified into the cooling step of maintaining the precipitates and microstructures controlled in the cracking step to room temperature stably.
  • the hot rolled sheet is annealed for 2 minutes or less in the temperature range of 700 to 1000 ° C.
  • a technique for improving the productivity has been proposed.
  • the hot-rolled sheet annealing is performed in the above-described temperature range, it is difficult to uniformly finely distribute the precipitates, which may cause a problem of intensification of magnetic quality. .
  • the present invention to provide a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet and a grain-oriented electrical steel sheet. More specifically, it is an object of the present invention to provide a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet and a grain-oriented electrical steel sheet capable of simultaneously achieving cold rolling productivity and improving magnetic properties.
  • Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet comprises the steps of preparing a slab; Heating the slab; Hot rolling the slab to produce a hot rolled plate; Hot-rolled sheet annealing; Preparing a cold rolled sheet by cold rolling the hot rolled sheet; Primary recrystallization annealing of the cold rolled sheet; And a second recrystallization annealing of the cold rolled sheet having completed the first recrystallization annealing, wherein the hot rolled sheet annealing includes a first temperature rising step, a second temperature rising step, and a cracking step. And a temperature increase rate t of the first temperature increase step and a temperature increase rate t 2 of the second temperature increase step satisfy Equation 1 below.
  • the first temperature increase step may be a step of raising the hot rolled plate to 600 to 900 ° C.
  • the second temperature increase step may be a step of raising the temperature of the hot rolled plate completed the first temperature increase step to the cracking temperature of the cracking step.
  • the temperature increase rate t of the first temperature increase step may be 5 to 45 ° C./sec.
  • the cracking step includes a primary cracking step and a secondary cracking step, and the cracking temperature of the primary cracking step may be 850 to 115 CTC.
  • the cracking temperature of the secondary cracking step may be between 850 and 950 ° C.
  • the slab may further comprise at least 0.003 to 0.10 of an increase of Sb, Sn, Cr, Ni, Y, Ba, ⁇ , La, Mo, and Ce, respectively.
  • the Vickers hardness may be 250Hv or less.
  • the work hardening index of the hot rolled sheet may be 0.2 or more.
  • the number of grains having a diameter of 5 mm or less in the steel sheet may be 10 / 5X 5 cm 2 or less.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is Si: 2.0 to 6.0%, A1: 0.05% or less (except 0%),: 0.203 ⁇ 4 or less (except 0%), P: 0.08 or less (0 %), CO.005% or less (excluding 0%), N: 0.0001 to 0.05% and S: 0..01% or less (excluding ⁇ %), the balance is Fe and other unavoidable Contains impurities.
  • the number of crystal grains of 5 mm or less in diameter inside a steel plate is ten / 5X5cm ⁇ 2> or less.
  • At least one element of Sb, Sn, Cr, Ni, Y, Ba, ⁇ , La, Mo and Ce may further comprise 0.003 to 0.10% by weight, respectively.
  • the temperature conditions at the time of hot-rolled sheet annealing are precisely controlled. Do.
  • Example 1 is a surface photograph after the second recrystallization annealing of the steel sheet prepared in Example 4 at a temperature increase rate () of 30 ° C / second in the first temperature increase step.
  • Figure 2 is a surface photograph after the secondary recrystallization annealing of the steel sheet prepared in Example 4 at a temperature increase rate (h) of 50 ° C / sec of the first temperature increase step.
  • 3 is a graph comparing the number of edge stack generation of the cold rolled sheet according to the Vickers hardness of the hot rolled sheet in Example 5.
  • 4 is a graph comparing the number of edge cracks generated in the cold rolled sheet according to the work hardening index of the hot rolled sheet in Example 5.
  • first, second and third are used to describe various parts, components, regions, layers and / or sections, but are not limited to these. These terms are only used to distinguish one part, component, region, layer or section from another part, component, region, layer or section. Accordingly, the first portion, component, region, layer or section described below may be referred to as the second portion, component, region, layer or section without departing from the scope of the invention.
  • the meaning of further including an additional element means to include a residual amount of iron (Fe) by an additional amount of the additional element.
  • Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet comprises the steps of preparing a slab; Heating the slab; Hot rolling the slab to produce a hot rolled plate; Hot-rolled sheet annealing; Manufacturing a cold rolled sheet by hot rolling the hot rolled sheet after the annealing of the hot rolled sheet; Primary recrystallization annealing of the cold rolled sheet; And a second recrystallization annealing of the cold rolled sheet having completed the first recrystallization annealing, wherein the hot rolled sheet annealing includes a first temperature rising step, a second temperature rising step, and a cracking step.
  • the composition of the slab is not particularly limited, and slabs generally used in the field of oriented electrical steel sheets may be used without limitation.
  • the slab is Si: 2.0 to 6.0%, A1: 0.05% or less (except 0%), ⁇ : 0.20% or less (except 0%), P: 0.08 or less (except 0%), 0 :0. 1% or less (except OT), N: 0.01% or less (except 0%) and S: 0.01% or less (except 0%), the balance may include Fe and other unavoidable impurities .
  • Si is the basic composition of electrical steel sheet to improve the iron loss by increasing the resistivity of the material. If the Si content is too small, the specific resistance decreases and the double eddy current loss increases, resulting in inferior iron loss characteristics. On the other hand, when too much Si is added, the ductility and toughness of the mechanical properties decrease, so that plate breakage occurs frequently during the rolling process, and inferior plate weldability during continuous annealing for commercial production results in deterioration of productivity. As a result, if the Si content is not controlled in the above-mentioned range, not only the magnetic properties are impaired, but also the productivity may be deteriorated. Therefore, Si may be limited to 2.0 weight percent> 6.0 weight percent. Al : 0.05 wt% or less
  • Aluminum (Al) combines with nitrogen ions introduced by ammonia gas, which is an atmospheric gas during decarbonation annealing, to form A1N-type nitrides, as well as Si, Mn and the above-mentioned nitrogen silver and It acts as a grain growth inhibitor by binding to form nitrides of the (Al, Si, Mn) N form. If the content is too large, the formation of very coarse nitride may cause a rapid decrease in grain growth inhibition. Therefore, the content of A1 may include less than 0.05% by weight. More specifically, A1 may be included in an amount of 0.040 wt% or less.
  • Manganese (Mn) has the effect of reducing the iron loss by increasing the specific resistance and reducing the eddy current loss in the same way as Si, and also reacts with S present in the steel to form Mn-based compounds or react with the aforementioned A1 and nitrogen silver Thereby forming nitrides of (Al, Si, Mn) N form, thereby forming grain growth inhibitors. If the content is too high, the austenite phase transformation rate during secondary recrystallization annealing. Increasingly, goth aggregates can be severely damaged and their magnetic properties can become sharp. Therefore, the content of Mn may include less than 0.20% by weight.
  • Phosphorus (P) may be segregated in the grain boundary and prevent the movement of the grain boundary and at the same time have a secondary role of inhibiting grain growth, and has an effect of improving the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> aggregate structure in terms of microstructure.
  • P is set at 0.08% by weight or less.
  • Carbon (C) is an element that causes phase transformation between ferrite and austenite to make crystal grains fine and improves elongation. It is brittle and is an essential element for electrical rolls with poor rollability. Because it is an element that causes aging and degrades magnetic properties, It is important to control to an appropriate content. Particularly, when the Si content is contained in the above-mentioned range, when C is not contained at an appropriate level, the austenite phase transformation is not sufficiently secured, and thus the microstructure becomes uneven after hot rolling and annealing of the hot rolled plate, thereby impairing cold rolling. . By containing a suitable amount of C, the said problem can be solved.
  • the grain-oriented electrical steel sheet to be finally manufactured may contain 0.005 wt% or less of carbon.
  • Nitrogen ( ⁇ ) is an important element that reacts with A1 and ⁇ to form compounds such as A1N and (Al, Mn, Si) N, and may contain 0.01 wt% in the slab. If N is added too much, it causes not only surface defects such as bl i ster due to nitrogen diffusion in the post-hot rolling process, but also excessive nitride is formed in the slab state, so rolling is not easy. It causes a rise. Therefore, the content of N may be limited to 0.01% by weight or less.
  • the final grain-oriented electrical steel sheet may contain 0.0001 to 0.05% by weight of N.
  • S Sulfur segregates in the center of the slab and causes brittleness during casting.
  • the content of S may be included in less than 0.01% by weight.
  • the slab may further contain 0.003 to 0.10% by weight of one or more elements of Sb, Sn, Cr, Ni, Y, Ba, B, La, Mo, and Ce. 0.003 to 0.10 wt% of one of Sb, Sn, Cr, Ni, Y, Ba, B, La, Mo, and Ce, or Sb, Sn, Cr, Ni, Y, Ba, ⁇ , La, Mo, and Ce When two or more of them are included, each by element . It means that it contains 0.003 to 0.10 weight 3 ⁇ 4.
  • the magnetism By further adding the above-mentioned other elements, the magnetism can be improved.
  • the heating temperature of the slab is not limited, but may be performed in a predetermined range of silver in which the dissolved N and S are incompletely dissolved.
  • fine precipitates such as nitrides or sulfides are precipitated during or after the hot-rolled sheet annealing heat treatment, and thus the strength of the material is rapidly increased, which makes cold rolling not easy, thereby increasing the manufacturing cost. This can happen.
  • it is not easy to control the primary recrystallized grain size which acts as a grain growth driving force of the goth aggregate tissue it is not possible to form a proper goth aggregate structure in the final product and the magnetic properties may be inferior.
  • the reheating temperature is too high, the surface of the slab may melt and be dropped into the furnace furnace to shorten the life of the furnace.
  • the heating temperature of the slab may be 1050 to 1250 ° C.
  • the slab is hot rolled to produce a hot rolled plate.
  • the hot rolling temperature is not limited, and in one embodiment, the hot rolling may be terminated at 950 ° C or less. After cooling by water can be wound up to 600 ° C. By hot rolling, it can be produced in a hot rolled sheet having a thickness of 1.5 to 5.0 kPa.
  • the slab columnar and equiaxed tissues are elongated in the direction of hot rolling, resulting in non-uniformity.
  • coarse precipitates and carbides existing in the slab are in the grain and grain boundary of the hot rolled microstructure.
  • the nonuniform and coarse microstructures, precipitates, and carbides degrade the rollability of the material during the cold rolling process, which is a subsequent process, and also cause frequent plate breakage during rolling. Therefore, the hot rolled material has a uniform microstructure and fine and uniform It is important to perform hot-rolled sheet annealing heat treatment to have a precipitate of distribution.
  • the hot rolled sheet is annealed.
  • the step of annealing the hot rolled sheet includes a first temperature rising step, a second temperature rising step, and a cracking step.
  • the temperature increase rate () of the first temperature increase step and the temperature increase rate (t 2 ) of the second temperature increase step satisfy the following Equation 1.
  • the first temperature increase step is a step of heating up the hot rolled sheet to 600 to 90C C
  • the second temperature increase step means a step of raising the hot rolled plate to the cracking temperature of the cracking step the first step is completed.
  • the hot rolled plate after the hot rolling process is cooled to room temperature (that is, 15 to 25 ° C.)
  • the first temperature raising step is a step of raising the temperature of the hot rolled plate after the hot rolling process to 600 to 90 C C.
  • the first temperature increase step is a step of raising the hot rolled plate to 750 to 850 ° C.
  • the first temperature rising step is a step of raising the hot rolled plate, that is, the hot rolled plate heated to 600 to 900 ° C., to the cracking temperature of the cracking step.
  • Cracking temperature at this time cracking step may it be 850 to 1150 ° C.
  • the cracking temperature may be 900 to 1150 ° C.
  • the rate of temperature increase () of the first temperature increase step may be 5 to 45 ° C / second.
  • the rate of temperature increase in the first temperature increase stage ( ⁇ is too fast, hot rolled sheets with high Vickers hardness are produced and the number of edge cracks in the edges of cold rolled plates may increase dramatically.
  • the temperature increase rate t 2 of the second temperature increase step may be 1 to 6 ° C./sec. 2nd temperature rise If the temperature rise rate (t 2 ) of the step is too fast, a hot rolled sheet with Vickers hardness is produced and the number of edge cracks at the edge of the cold rolled sheet may increase rapidly.
  • the cracking step may include a first cracking step and a second cracking step.
  • the second temperature raising step means a step of raising the temperature up to the cracking silver of the first cracking step.
  • the primary cracking step not only maximizes the phase transformation between austenite and ferrite, but also allows the cracking temperature to be between 850 and 1150 ° C. to re-arrange coarse and non-uniform precipitates in the steel.
  • the primary crack stage can be maintained for at least 10 seconds.
  • the secondary cracking step can control the cracking temperature in order to precipitate fine and stable again the precipitates reclaimed in the steel in the primary cracking step. Specifically, it may be 850 to 950 ° C.
  • the secondary crack stage can be maintained for at least 10 seconds.
  • the hot rolled sheet after the hot-rolled sheet annealing is completed has Vickers hardness.
  • Low and work hardening index can be low. Due to the low Vickers hardness and work hardening index, the number of edge cracks may be reduced in the cold rolling step described later.
  • Vickers hardness in one embodiment of the present invention means that measured by indentation for 10 seconds with a load of 1kg based on KSB08112003.
  • the work hardening index means that the tensile test specimen of the J IS-13B standard is subjected to a room temperature tensile test at a speed of 10 min / min, and is measured at an elongation of 5 to 10%.
  • the Vickers hardness may be 250Hv or less.
  • the work hardening index of the hot rolled sheet may be 0.2 or more. More specifically, the hot rolled sheet may have a Vickers hardness of 200 Hv or less, and a work hardening index of 0.3 or more.
  • Cold rolling is a cold rolled steel plate with a thickness of 0.1 ⁇ to 0.7 ⁇ using a reverse rolling mill, a black random rolling mill, and a plurality of cold rolling methods including one cold rolling, multiple cold rolling, or annealing.
  • a warm rolling may be performed to maintain the temperature of the steel sheet at 100 ° C or higher.
  • the final rolling rate through cold rolling may be 50 to 95%.
  • the edge crack refers to a crack having a depth of 5 mm or more, which resides at an end portion (edge portion) in the thickness direction of the cold rolled sheet after cold rolling. Specifically, edge cracks may occur at four or less per 50 cm in the cold roll length direction.
  • the cold rolled cold rolled sheet is subjected to primary recrystallization annealing.
  • a first recrystallization occurs in which a goth grain nucleus is formed.
  • decarburization and nitriding of the steel sheet may be performed.
  • Primary recrystallization annealing can be carried out in a mixed gas atmosphere of steam, hydrogen and ammonia for decarburization and nitriding. For decarburization, it can be annealed at less than 95 CTC silver and dew point temperatures of 50 ° C. to 70 ° C.
  • primary recrystallization annealing may be annealed at a temperature of 700 to 950 ° C.
  • Nitrogen ions are introduced into the steel sheet using ammonia gas for nitriding to form nitrides such as tin (Al, Si, Mn) N and A1N, which are nitrified after decarburization and recrystallization or simultaneously with decarburization.
  • nitrides such as tin (Al, Si, Mn) N and A1N, which are nitrified after decarburization and recrystallization or simultaneously with decarburization.
  • Either the nitriding treatment at the same time, or the nitriding treatment and the decarbonization annealing so as to carry out the nitriding treatment together does not have any problem in achieving the effect of the present invention.
  • the second recrystallization annealing is performed on the flexible plate on which the primary recrystallization annealing is completed.
  • the secondary recrystallization annealing can be performed.
  • the annealing separator is not particularly limited, and an annealing separator containing MgO as a main component may be used.
  • Insulation is provided by forming a glassy film formed by the reaction of the oxide layer on the surface formed by the first recrystallization annealing heat treatment with MgO, and impurities which impair the magnetic properties are removed.
  • the secondary recrystallization annealing step maintains a mixed gas of nitrogen and hydrogen in the elevated temperature range before the secondary recrystallization to protect the nitride, which is a particle growth inhibitor, so that the secondary recrystallization can be well developed, and after the secondary recrystallization is completed Either method using a 100% hydrogen atmosphere or a mixed atmosphere of black nitrogen and hydrogen has no problem in achieving the effect of the present invention, and is maintained for a long time to remove impurities.
  • the present inventors have found that the material of the above-described hot rolled annealing plate has a great influence on the magnetic properties of the final product.
  • the present inventors reduce the occurrence of edge cracks during cold rolling by controlling the material of the hot-rolled sheet annealing plate, causing a decrease in the magnetic properties of the final product, that is, about the diameter present in the secondary recrystallized grains.
  • a decrease in the number of grains below 5 mW was also found.
  • the number of crystal grains having a diameter of 5 mm or less in the steel sheet may be 10/5 ⁇ 5 cm 2 or less.
  • the alloy component of the grain-oriented electrical steel sheet means a base steel sheet excluding a coating layer such as an insulating coating.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is Si: 2.0 to 6.0%, A 1: 0.05% or less (except 0%), 0.20% or less (except 0%), P: 0.08% or less (excluding 0%), C: 0.05% or less (excluding 0%), N: 0.001 to 0.05% and S: 0.01 or less (excluding 0%), and the balance includes Fe and other unavoidable impurities.
  • the number of crystal grains having a diameter of 5 mm or less in the steel sheet is 10 / 5X 5 cm 2 or less.
  • At least one element of Sb, Sn, Cr, Ni, Y, Ba, ⁇ , La, Mo and Ce may further comprise 0.003 to 0.10% by weight, respectively.
  • hot-rolled sheet annealing After hot-rolled sheet annealing, the hot rolled sheet is pickled and cold rolled once to 0.23mm thickness, and the cold rolled sheet is kept at a temperature of 850 ° C for 200 seconds in a humid hydrogen, nitrogen, and ammonia mixed gas atmosphere to keep carbon below 50ppm. And primary recrystallization annealing was carried out at the same time to decarbonize at a nitrogen content of 180 ⁇ .
  • Iron loss and magnetic flux density were measured using a single sheet measurement method, and the iron loss until magnetized to l.TTesla at 50 Hz was measured, and the magnitude of magnetic flux density (Tesla) induced under the magnetic field of 100A / m was measured. Table 1
  • Ni slab composed of 0.01% and the impurities inevitably mixed with the balance Fe
  • the primary crack heat treatment was performed for 20 seconds at the primary crack temperature, and the secondary crack heat treatment was performed for 30 seconds at 90 CTC, followed by cooling of the hot rolled sheet.
  • the hot rolled sheet is pickled and cold rolled once to 0.23mm thick, and the cold rolled sheet is kept at 850 ° C for 200 seconds in a humid hydrogen, nitrogen, and ammonia mixed gas atmosphere and 50ppm of carbon.
  • the primary recrystallization annealing was carried out at the same time to simultaneously denitrify the nitrogen content to 180 ppm.
  • the secondary recrystallization annealing treatment was performed.
  • the secondary recrystallization annealing was heated to 1200 ° C in a mixed gas atmosphere of 25 vol% nitrogen and 75 vol% hydrogen, and then 1200 ° C. After reaching, the reactor was maintained in a 100% by volume hydrogen atmosphere for at least 10 hours and then cooled.
  • Table 2 shows the measured values of edge crack incidence, fracture occurrence during cold rolling, and magnetic properties after secondary recrystallization annealing according to the change of the primary cracking temperature during hot annealing heat treatment.
  • Example 3 By weight%, Si: 3.3%, Mn: 0.015%, A1: 0.035%, C: 0.055%, N: 0.005%, S: 0.005%, Sb: 0.04%, Sn: 0.07%, P: 0.02%, Cr A slab consisting of: 0.05%, Ni: 0.012%, Mo: 0.02%, and the residue of Fe and inevitably shaken was heated at 1150T: followed by hot rolling to a thickness of 2.3111. Since, up to 800 ° C the temperature was raised to 30 ° C / sec rate of temperature rise, and (the primary temperature raising step), 800 ° C exceeds 1060 ° C were up to temperature was raised to 6 ° C / sec rate of temperature increase (second temperature rising step).
  • the primary crack heat treatment was performed at 1060 ° C. for 30 seconds, followed by the secondary crack heat treatment for 45 seconds at the secondary crack temperatures summarized in Table 3, followed by cooling of the hot rolled sheet annealing.
  • the hot rolled sheet is pickled and cold rolled once to 0.23mm thickness, and the cold rolled sheet is kept at a temperature of 850 ° C for 200 seconds in a humid hydrogen, nitrogen and ammonia mixed gas atmosphere, and the carbon content is 50ppm or less.
  • primary recrystallization annealing for simultaneous decarbonation so that the nitrogen content was 180 ppm.
  • Edge padin occurs whether the iron loss (w 17/50, the magnetic flux density (B 10, crack may occur W / kg) Tesla)
  • a slab consisting of 0.004%, S: 0.004%, Sb: 0.035%, Sn: 0.077%, P: 0.025%, Cr: 0.06%, and impurities inevitably mixed with the balance Fe was heated at 1150 ° C, followed by 2.3m thickness. Hot-rolled. Then, the temperature is summarized in Table 4 below to 800 ° C. was heated up at a rate (1st temperature rising step), and the temperature was raised to 800 ° C over 1060 ° C. at a rate summarized in Table 4 below (second temperature rising step). The first crack heat treatment was performed at 1060 ° C. for 40 seconds, and then the second crack heat treatment was performed at 9001: 60 seconds for 60 seconds.
  • the hot-rolled sheet is pickled and cold rolled once to a thickness of 0.23IM1, and the cold-rolled sheet is kept at a temperature of 85CTC for 200 seconds in a humid hydrogen, nitrogen, and ammonia mixed gas atmosphere, and the carbon content is 50ppm or less.
  • Primary recrystallization annealing was carried out at the same time so as to have a content of 180 ppm.
  • MgO an annealing separator
  • the secondary recrystallization annealing was heated to 1200 ° C. in a mixed gas atmosphere of 25% by volume nitrogen and 75% by volume hydrogen, followed by 1200 ° C. After reaching, the reactor was maintained in a 100% by volume hydrogen atmosphere for at least 10 hours and then cooled.
  • Table 4 The values obtained by measuring the magnetic properties after the second recrystallization annealing and the number of grains of 5 ⁇ s or less according to the change of the rate of heating during the hot-rolled sheet annealing heat treatment are summarized in Table 4 below.
  • Heating rate (° C / sec) Iron loss (w 17/50 , magnetic flux density (B 10 , diameter 5mm or less)
  • Vickers hardness was measured by press-fitting for 10 seconds under a load of 1 kg based on KSB08112003. ⁇
  • the work hardening index was measured by a tensile test of the J I S-13B standard at room temperature tensile test at a rate of 10 m i n / m i n, and was measured at an elongation of 5 to 10%.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법은 슬라브를 준비하는 단계; 슬라브를 가열하는 단계; 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 열연판 소둔하는 단계; 열연판 소둔이 완료된 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하고, 열연판 소둔하는 단계는 1차 승온 단계, 2차 승온 단계 및 균열 단계를 포함하고，1차 승온 단계의 승온 속도 (t1) 및 상기 2차 승온 단계의 승은 속도 ( t2)는 하기 식 1을 만족한다. [식 1] 5 x t2 ≤ t1i

Description

【명세서】
【발명의 명칭】
방향성 전기강판 및 그의 제조방법
【기술분야】
방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다. 더욱 구체적으로 냉간압연 생산성과 자기적 특성 향상을 동시에 달성할 수 있는 방향성 전기강판 및：방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.
【발명의 배경이 되는 기술】
방향성 전기강판은 압연방향에 대해 강판의 집합조직이 {110}<001>인 고스집합조직 (Goss texture)을 나타내고 있어 일방향 혹은 압연방향으로 자기적 특성이 우수한 연자성 재료이다.
한편 고스집합조직의 질과 양은 열연판의 집합조직으로부터 기인하게 되고， 열연판소둔열처리, 냉간압연， 1차재결정 소둔을 통해 고스집합조직을 최대한 훼손하지 않고 고스란히 2차재결정을 시킬 수 있는 공정제어 인자가 상업적인 목적에서 매우 중요한데， 고스집합조직의 기원은 여러 학자들에 의해 알려진 바와 같이 열연판 집합조직과 냉간압연 집합조직으로 크게 두 가지로 분류된다.
전자인 열연판 집합조직은 후공정인 열연판소둔 공정에서 열연판 집합조직을 최적화 한다는 의미에서 열연판 소둔 공정이 중요하게 되고， 후자인 냉간압연 집합조직은 이미 열간압연의 후공정인 열연판소둔을 통해 제어된 열연판 집합조직으로부터 시작되므로， 최종적으로는 두 가지 경우 모두 열연판 소둔공정이 매우 중요하게 된다.
열연판 소둔 열처리는 크게 3단계로 나눌 수 있는데， 첫번째는 열연판을. 가열하여 조대한 석출물 및 불순물을 재고용시키고 심하게 변형되어 있는 열연판 미세조직을 비교적 균질하게 제어하기 위한 가열단계， 두번째는 가열단계에서 재고용된 석출물을. 미세하게 석출제어하고 가열단계의 미세조직을 안정화시키는 균열단계， 세번째는 균열단계에서 제어된 석출물 및 미세조직을 상온까지 안정하게 유지시키는 냉각단계로 분류할 수 있다.
열연판을 700 내지 1000°C의 온도범위에서 2분 이하로 소둔을 실시하여 방향성 전기강판의 생산성을 향상시키기 위한 기술이 제안되었으나, 전술한 온도 범위에서 열연판소둔을 실시하면 석출물을 균일하게 미세분포시키는 것이 쉽지 않기 때문에 자성품질의 편차가 심화되는 문제가 발생할 수 있다 .
【발명의 내용】
【해결하고자 하는 과제】
본 발명의 일 실시예에서는 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법을 제공하고자 한다 . 더욱 구체적으로 냉간압연 생산성과 자기적 특성 향상을 동시에 달성할 수 있는 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법을 제공하고자 한다.
【과제의 해결 수단】
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법은 슬라브를 준비하는 단계; 슬라브를 가열하는 단계; 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 열연판 소둔하는 단계; 열연판 소둔이 완료된 열연판올 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하고, 열연판 소둔하는 단계는 1차 승온 단계， 2차 승온 단계 및 균열 단계를. 포함하고, 1차 승온 단계의 승온 속도 (t 및 상기 2차 승온 단계의 승온 속도 ( t2)는.하기 식 1을 만족한다.
[식 1]
5 x t2 < ti
. 1차 승온 단계는 열연판을 600 내지 900°C까지 승온하는 단계이고， 2차 승온 단계는 1차 승온 단계를 완료한 열연판을 균열 단계의 균열 온도까지 승온하는 단계일 수 있다.
. 1차 승온 단계의 승온 속도 ( t )는 5 내지 45°C /초일 수 있다.
균열 단계는 1차 균열 단계 및 2차 균열단계를 포함하고， 1차 균열 단계의 균열 온도는 850 내지 115CTC일 수 있다.
2차 균열 단계의 균열 온도는 850 내지 950°C일 수 있다.
슬라브는 중량 %로, Si : 2.0 내지 6.0% , A1： 0.05% 이하 (0%를 제외함)， ^ : 0.20%이하(0%를 제외함) , P : 0.08% 이하 (0%를 제외함)， C : 0. 1% 이하 (0%를 제외함), 'Ν: 0.01% 이하 (0%를 제외함) 및 S:0.01% 이하 (0%를 제외함)포함하고， 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 슬라브는 Sb, Sn, Cr, Ni , Y, Ba, Β, La, Mo 및 Ce 중 1종 이상의 원소를 각각 0.003 내지 0.10 증량 ¾> 더 포함할 수 있다.
열연판을 열연판 소둔하는 단계 이후， 열연판 소둔이 완료된 열연판은 비커스 경도가 250Hv 이하일 수 있다.
열연판을 열연판 소둔하는 단계 이후， 열연판의 가공경화지수가 0.2 이상일 수 있다. '
2차 재결정 소둔하는 단계 이후， 강판 내 직경 5醒 이하의 결정립의 개수가 10개 /5X 5cm2 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 Si :2.0 내지 6.0%, A1： 0.05% 이하 (0%를 제외함), :0.20¾이하(0%를 제외함)， P:0.08 이하 (0%를 제외함)， CO.005% 이하 (0%를 제외함), N: 0.0001 내지 0.05% 및 S:0..01% 이하 (◦%를 제외함)포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물올 포함한다. 또한， 강판 내 직경 5画 이하의 결정립의 개수가 10개 /5X5cm2 이하이다.
Sb, Sn, Cr, Ni， Y, Ba, Β, La, Mo 및 Ce 중 1종 이상의 원소를 각각 0.003 내지 0.10 중량 % 더 포함할 수 있다.
【발명의 효과】
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 열연판 소둔시의 온도 조건이 정밀하게 제어되어， 냉간 압연시 엣지 크랙 (edge crack)이 발생하지 아니하고 최종 제조된 방향성 전기강판의 자성 및 생산성이 우수하다.
【도면의 간단한 설명】
도 1은 실시예 4에서 1차 승온 단계의 승온 속도 ( )를 30°C/초로 제조한 강판의 2차 재결정 소둔 후， 표면 사진이다.
도 2는 실시예 4에서 1차 승온 단계의 승온 속도 (h)를 50°C/초로 제조한 강판의 2차 재결정 소둔 후， 표면 사진이다.
도 3는 실시예 5에서 열연판의 비커스 경도에 따른 냉연판의 엣지 크택 발생 수를 대비한 그래프이다. 도 4는 실시예 5에서 열연판의 가공경화지수에 따른 냉연판의 엣지 크랙 발생 수를 대비한 그래프이다.
【발명을 실시하기 위한 구체적인 내용】
제 1 , 제 2 및 제 3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분， 영역, 층 및 /또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분， 성분, 영역， 층 또는 섹션을 다른 부분， 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서 , 이하에서 서술하는 제 1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제 2 부분, 성분， 영역， 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 . "포함하는" 의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및 /또는 성분을 구체화하며， 다른 특성， 영역, 정수， 단계， 동작, 요소 및 /또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
어느 부분이 다른 부분의 "위에 " 또는 "상에 " 있다고 언급하는 경우， 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 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 , lppm 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 .
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법은 슬라브를 준비하는 단계; 슬라브를 가열하는 단계; 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 열연판 소둔하는 단계; 열연판 소둔이 완료된 열연판을 넁간압연하여 냉연판을 제조하는 단계 ; 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하고， 열연판 소둔하는 단계는 1차 승온 단계， 2차 승온 단계 및 균열 단계를 포함한다.
이하에서는 각 단계별로 상세히 설명한다 .
먼저 , 슬라브를 준비한다. 본 발명이 일 실시예에서 슬라브의 조성은 특별히 한정되지 아니하며， 방향성 전기강판 분야에서 일반적으로 사용되는 슬라브를 제한 없이 사용할 수 있다. 구체적으로 슬라브는 Si : 2.0 내지 6.0%, A1： 0.05% 이하 (0%를 제외함)， ^ : 0.20%이하(0%를 제외함)， P : 0.08 이하 (0%를 제외함) , 0：0. 1% 이하 (OT를 제외함)， N : 0.01% 이하 (0%를 제외함) 및 S : 0.01% 이하 (0%를 제외함)포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
. 이하에서는 슬라브의 각 성분에 대해 설명한다 .
Si ： 2.0 내지 6.0 중량 %
실리콘 (Si )은 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철손을 개선하는 역할을 한다. Si함량이 너무 적을 경우 비저항이 감소와 더블어 와전류손이 증가하여 철손특성이 열위하게 된다. 한편 Si가 너무 많이 첨가될 경우에는 기계적 특성중 연성과 인성이 감소하여 압연과정중 판파단이 빈번하게 발생할 뿐만 아니라ᅳ 상업적 생산을 위한 연속소둔시 판간 용접성이 열위하게 되어 생산성이 악화된다. 결과적으로 Si함량을 전술한 범위로 제어하지 않으면 자기적 특성이 훼손될 뿐만 아니라 생산성이 악화될 수 있다. 따라서 Si은 2.0 중량 ¾> 내지 6.0중량%로 한정할 수 있다. Al ： 0.05 중량 % 이하
알루미늄 (Al)은 탈탄질화소둔 과정중 분위기 가스인 암모니아 가스에 의하여 도입된 질소이온과 결합하여 A1N형태의 질화물을 형성할 뿐만 아니라, 강중에 고용상태로 존재하는 Si, Mn 및 전술한 질소이은과 결합하여 (Al ,Si ,Mn)N 형태의 질화물을 형성함으로써 결정립 성장 억제제의 역할을 수행한다. 그 함량이 너무 많으면 매우 조대한 질화물을 형성함으로써 결정립 성장 억제력이 급격히 저하될 수 있다. 따라서 A1의 함량은 0.05 중량 %이하로 포함할 수 있다. 보다 구체적으로 A1을 0.040 중량 % 이하로 포함할 수 있다.
Mn:0.20 중량 % 이하
망간 (Mn)은 Si와 동일하게 비저항을 증가시켜 와전류손을 감소시킴으로써 철손을 감소시키는 효과가 있을 뿐만 아니라， 강중에 존재하는 S와 반웅하여 Mn계 화합물을 형성하거나 전술한 A1 및 질소이은과 반응하여 (Al,Si,Mn)N형태의 질화물을 형성함으로써 결정립 성장 억제제를 형성하는 역할을 한다. 그 함량이 너무 많으면 2차재결정 소둔중 오스테나이트 상변태율이. 증가하여 고스집합조직이 심각하게 훼손되어 자기적 특성이 급격히 될 수 있다. 따라서 Mn의 함량은 0.20 중량 % 이하로 포함할 수 있다.
P: 0.08 중량 % 이하
인 (P)는 결정립계에 편석하여 결정립계의 이동을 방해하고 동시에 결정립 성장을 억제하는 보조적인 역할이 가능하며， 미세조직적인 측면에서 {110}<001>집합조직을 개선하는 효과가 있다. 그러나 P가 너무 많이 포함되어있으면 취성이 급격히 증가하여 냉간압연성이 크게 저해된다. 그러므로 P는 0.08중량 % 이하로 정한다.
C: 0.1중량 % 이하
탄소 (C)은 페라이트 및 오스테나이트간 상변태를 일으켜 결정립을 미세화시키고 연신율을 향상시키는데 기여하는 원소로서， 취성이 강해 압연성이 좋지 않은 전기강판에는 필수적인 원소이나, 최종제품에 잔존하게 될 경우 자기적 시효를 일으켜 자기적 특성을 열화시키는 원소이기 때문에 적정한 함량으로 제어하는 것이 중요하다. 특히 Si함량이 상술한 범위로 함유될 경우 C이 적정한 수준으로 함유되지 않을 경우, 오스테나이트 상변태가 층분히 확보되지 않아 열간압연 및 열연판 소둔후 미세조직이 블균일하게 되어 냉간압연성을 해치게 된다. C를 적정량 포함함으로써, 상기 문제를 해결할 수 있다. 반면, C가 너무 많이 포함될 경우， 열연판 및 열연판 소둔후 미세조직에 조대한 필라이트나 세멘타이트 같은 즉， 조대한 탄화물이 형성되어 냉간압연성이 저하될 뿐만 아니라 탈탄소둔공정중 층분한 탈탄이 이루어지지 않아 최종제품의 자기적 특성 또한 열화될 수 있다. 따라서 C의 함량은 0. 1 중량 % 이하로 한정할 수 있다. 한편, 방향성 전기강판 제조 과정에서 1차 재결정 소둔 등의 공정 내에 탈탄 공정이 추가되어， 최종 제조되는 방향성 전기강판은 탄소를 0.005 중량 % 이하로 포함할 수 있다.
N : 0.01 중량 ¾ 이하
질소 (Ν)은 A1 및 Μη과 반웅하여 A1N 및 (Al , Mn , Si )N 등의 화합물을 형성하는 중요한 원소로서, 슬라브 내에 0.01 중량 % 포함할 수 있다. 만약 N을 너무 많이 첨가하게 되면 열연이후의 공정에서 질소확산에 의한 bl i ster와 같은 표면결함을 유발하게 될 뿐만 아니라, 슬라브 상태에서 과잉의 질화물이 형성되기 때문에 압연이 용이하지 못해, 제조단가가 상승하는 원인이 된다. 따라서 N의 함량은 0.01 증량 % 이하로 한정할 수 있다. 이후 고스집합조직의 2차재결정 형성을 위한 질화물의 보강은 탈탄소둔공정중 암모니아 가스를 분위기가스로 도입함으로써 질소이온이 강중에 확산되도록 하는 질화처리를 실시하여 보강한다. 구체적으로 최종 제조되는 방향성 전기강판을 N을 0.0001 내지 0.05 중량 % 포함할 수 있다.
S : 0.01 증량 % 이하
황 (S)는 주조시 슬라브 중심부에 편석하여 취성을 야기하며， 강중의
Mn과 반웅하여 Mn계 황화물을 형성하므로써 미세조직을 불균일하게 하고 압연성을 악화시키는 효과가 있다. 따라서 S가 불가피하게 함유되는 함량 이상으로 첨가하여 석출되는 것은 바람직하지 않을 수 있디- . 따라서, S의 함량은 0.01 중량 % 이하로 포함할 수 있다.
기타 원소 전술한 원소 외에 슬라브는 Sb, Sn, Cr, Ni, Y, Ba, B, La, Mo 및 Ce 중 1종 이상의 원소를 0.003 내지 0.10 중량 % 더 포함할 수 있다. Sb, Sn, Cr, Ni, Y, Ba, B, La, Mo 및 Ce 중 1종을 0.003 내지 0.10 중량 % 포함하거나, Sb, Sn, Cr, Ni， Y, Ba, Β, La, Mo 및 Ce 중 2종 이상올 포함하는 경우, 각각 원소별로. 0.003 내지 0.10 중량 ¾ 포함하는 것을 의미한다.
전술한 기타 원소를 더 첨가함으로써, 자성을 향상시킬 수 있다.
다음으로 슬라브를 가열한다. 슬라브의 가열 온도는 제한되지 않으나, 고용되는 N 및 S가 불완전 용체화되는 소정의 은도범위에서 행할 수 있다. N과 S가 완전 용체화될 경우 열연판 소둔 열처리 도중 내지 후에 질화물이나 황화물 등의 석출물이 미세하게 다량 석출되어, 소재의 강도가 급격히 증가하여 냉간압연이 용이하지 못하게 되며 이로 인해 제조원가가 상승하는 문제점이 발생할 수 있다. 또한， 고스집합조직의 결정립 성장 구동력으로 작용하는 1차재결정 결정립크기 제어가 용이하지 못하여 최종제품에 적절한 고스집합조직을 형성하지 못하고 자기적 특성이 열위하게 나타날 수 있다. 한편 재가열온도가 너무 높을 경우 슬라브의 표면이 용융되어 가열로 로체에 홀러내려 가열로의 수명을 단축시키는 문제가 발생할 수 있다. 구체적으로 슬라브의 가열 온도는 1050 내지 1250°C가 될 수 있다.
다음으로, 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조한다. 열간 압연 온도는 제한되지 않으며, 일 실시예로 950°C 이하에서 열연을 종료할 수 있다. 이후 수냉하여 하여 600°C 이하에서 권취할 수 있다. 열간 압연에 의하여 1.5 내지 5.0隱 두께의 열연판으로 제조할 수 있다.
열간압연이 완료된 열연판내에는 슬라브 조직인 주상정 조직과 등축정 조직이 열간압연 방향으로 길게 연신되어 불균일하게 존재하게 되며， 동시에 슬라브내 존재하였던 조대한 석출물과 탄화물들이 열간압연 미세조직의 입내 및 입계에 불균일하게 존재한다ᅳ 이러한 불균일하고 조대한 미세조직, 석출물 및 탄화물 등은 후속공정인 냉간압연 작업중 소재의 압연성을 저하시키고 나아가 압연중 잦은 판파단을 야기하게 된다. 따라서 열간압연이 완료된 소재는 균일한 미세조직과 미세하고 균일한 분포의 석출물을 갖도록 열연판 소둔열처리를 행하는 것이 중요하다.
다음으로, 열연판을 열연판 소둔한다. 본 발명의 일 실시예에서 열연판 소둔하는 단계는 1차 승온 단계， 2차 승온 단계 및 균열 단계를 포함한다.
1차 승온 단계의 승온 속도 ( ) 및 2차 승온 단계의 승온 속도 ( t2)는 하기 식 1을 만족한다.
[식 1]
5 X t2 < ti
1차 승온 단계의 승온 속도 ( ) 및 상기 2차 승온 단계의 승온 속도 (t2)는 하기 식 1을 만족할 경우, 비커스 경도가 낮은 열연판이 제조되며， 후술할 냉간압연 단계에서 냉연관 폭방향 단부 (edge부)의 edge crack발생수가 감소한다. 반면， 1차 승온 단계의 승온 속도 ( )가 상대적으로 작거나， 2차 승온 단계의 승온 속도 ( t2)가 상대적으로 큰 경우， 비커스 경도가 높은 열연판이 제조되며 냉연판 edge부의 edge crack발생수가 급격히 증가한다.
이 때, 1차 승온 단계는 열연판을 600 내지 90C C까지 승온하는 단계이고, 2차 승온 단계는 1차 승은 단계를 완료한 열연판을 균열 단계의 균열 온도까지 승온하는 단계를 의미한다. 구체적으로 열간 압연 공정을 마친 열연판은 상온 (즉, 15 내지 25°C )까지 냉각하게 되는데， 1차 승온 단계는 열간 압연 공정을 마친 열연판을 600 내지 90C C까지 승온하는 단계이다. 구체적으로 1차 승온 단계는 열연판을 750 내지 850°C까지 승온하는 단계이다.
2차 승온 단계는 1차 승은 단계를 완료한 열연판 즉， 600 내지 900°C까지 승온된 열연판을 균열 단계의 균열 온도까지 승온하는 단계이다. 이 때 균열 단계의 균열 온도는 850 내지 1150°C일 수ᅵ 있다 . 구체적으로 균열 온도는 900 내지 1150 °C가 될 수 있다.
1차 승온 단계의 승온 속도 ( )는 5 내지 45°C /초일 수 있다. 1차 승온 단계의 승온 속도 ( ^가 너무 빠른 경우, 비커스 경도가 높은 열연판이 제조되며 냉연판 edge부의 edge crack발생수가 급격히 증가할 수 있다ᅳ
2차 승온 단계의 승온 속도 ( t2)는 1 내지 6 °C /초일 수 있다. 2차 승온 단계의 승온 속도 ( t2) 너무 빠른 경우， 비커스 경도가 높은 열연판이 제조되며 냉연판 edge부의 edge crack발생수가 급격히 증가할 수 있다.
균열 단계는 1차 균열 단계 및 2차 균열단계를 포함할 수 있다. 균열 단계가 1차 균열 단계 및 2차 균열단계를 포함하는 경우, 2차 승온 단계는 1차 균열 단계의 균열 은도까지 승온시키는 단계를 의미한다.
1차 균열 단계는 오스테나이트와 페라이트간의 상변태를 최대로 가져갈 뿐만 아니라, 조대하고 불균일한 석출물을 강중에 다시 재고용시키기 위해 균열 온도를 850 내지 1150°C로 할 수 있다. 1차 균열 단계는 10초 이상 유지할 수 있다.
2차 균열 단계는 1차 균열단계에서 강중에 재고용된 석출물을 재차 미세하고 안정적으로 석출시키기 위해 균열 온도를 조절할 수 있다. 구체적으로 850 내지 950°C일 수 있다. 2차 균열 단계는 10초 이상 유지할 수 있다.
이렇게 열연판 소둔이 완료된 열연판은 비커스 경도가. 낮고， 가공경화지수가 낮을 수 있다. 이처럼 낮은 비커스 경도 및 가공경화지수로 인하여 후술할 냉간 압연 단계에서 edge crack발생수가 감소할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서 비커스 경도는 KSB08112003에 의거 1kg의 하중으로 10초간 압입하여 측정된 것을 의미한다. 가공경화지수는 J IS- 13B규격의 인장시험편을 lOmin/mi n의 속도로 상온인장테스트를 실시하여， 연신율 5 내지 10%사이에서 측정된 것을 의미한다.
구체적으로 열연판을 열연판 소둔하는 단계 이후, 열연판 소둔이 완료된 열연판은 비커스 경도가 250Hv 이하일 수 있다. 열연판을 열연판 소둔하는 단계 이후, 열연판의 가공경화지수가 0.2 이상일 수 있다. 더욱 구체적으로 열연판은 비커스 경도가 200Hv 이하일 수 있고， 가공경화지수가 0.3 이상일 수 있다. 、
다음으로, 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조한다. 냉간압연은 리버스 (Reverse) 압연기 흑은 랜덤 (Tandom) 압연기를 이용하여 1회의 냉간압연, 다수회의 냉간압연 또는 중간소둔을 포함하는 다수회의 냉간압연법으로 0. 1腿 내지 0.7隱 두께의 냉연판을 제조할 수 있다. 또한， 냉간압연 중에 강판의 온도를 100°C 이상으로 유지하는 온간 압연을 실시할 수 있다. 또한, 냉간압연을 통한 최종 압하율은 50 내지 95%가 될 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서 전술하였듯이， 열연판 소둔하는 단계 이후의 열연판의 경도가 낮고， 가공경화지수가 낮기 때문에, 냉간 압연 단계에서 냉연판의 두께 방향으로의 단부에 형성되는 edge crack 발생수가 감소할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서 엣지 크랙이란 냉간압연후 냉연판의 두께 방향으로의 단부 (엣지부)에 촌재하는 5瞧이상의 깊이를 갖는 크랙 ( crack)을 의미한다. 구체적으로 냉연판 길이 방향으로 50cm 당 4개 이하로 엣지 크랙이 발생할 수 있다.
다음으로, 냉간압연 된 냉연판을 1차 재결정 소둔한다. 1차 재결정 소둔 단계에서 고스 결정립의 핵이 생성되는 1차 재결정이 일어난다. 1차 재결정 소둔 과정에서 강판의 탈탄 및 질화가 이루어질 수 있다. 탈탄 및 질화를 위하여 수증기, 수소 및 암모니아의 흔합 가스 분위기 하에서 1차 재결정 소둔 할 수 있다. 탈탄을 위해 95CTC 이하의 은도 및 50 °C 내지 70°C의 이슬점 온도에서 소둔할 수 있다. 950 °C를 초과하여 가열하게 되면， 재결정립들이 조대하게 성장하여 결정성장 구동력이 떨어져서 안정된 2차 재결정이 형성되지 않는다. 그리고 소둔시간은 본 발명의 효과를 발휘하는데 크게 문제가 되지 않지만 생산성을 감안하여 통상 5분 이내에서 처리하는 것이 바람직하다. 구체적으로 1차 재결정 소둔은 700 내지 950 °C의 온도에서 소둔할 수 있다.
질화를 위해 암모니아 가스를 사용하여 강판에 질소이온을 도입하여 주석출물인 (Al , S i , Mn)N 및 A1N등의 질화물을 형성하는데 있어, 탈탄 및 재결정을 마치고 질화처리하거나， 혹은 탈탄과 동시에 질화처리를 같이 할 수 있도록 동시에 질화처리를 행하거나, 혹은 질화처리를 우선 행한 후 탈탄소둔을 행하는 방법 어느 것이나 본 발명의 효과를 발휘하는데 문제가 없다.
다음으로 , 1차 재결정 소둔이 완료된 넁연판을 2차 재결정 소둔한다. 이 때， 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판에 소둔 분리제를 도포한 후， 2차 재결정 소둔할 수 있다. 이 때， 소둔 분리제는 특별히 제한하지 아니하며， MgO를 주 성분으로 포함하는 소둔 분리제를 사용할 수 있다.
2차 재결정 소둔 단계에서 2차 재결정에 의한 { 110}<001> 집합조직이 형성되고， 1차 재결정 소둔 열처리를 통해 형성된 표면의 산화층과 MgO의 반응에 의한 유리질 피막형성으로 절연성이 부여되고, 자기특성을 해치는 불순물이 제거된다. 2차 재결정 소둔 단계는 2차 재결정이 일어나기 전의 승온 구간에서는 질소와 수소의 흔합 가스로 유지하여 입자성장 억제제인 질화물을 보호함으로써 2차 재결정이 잘 발달할 수 있도록 하고， 2차 재결정이 완료된 후에는 100% 수소분위기를 사용하거나 흑은 질소와 수소의 흔합분위기를 사용하는 방법 어느 것이나 본 발명의 효과를 발휘하는데 문제가 없으며， 장시간 유지하여 불순물을 제거한다.
한편 본 발명자들은 전술한 열연 소둔판의 재질이 최종제품의 자기적 특성에 아주 큰 영향을 미치는 것을 발견하였는데， 보다 상세하게는 아래와 같다.
열연 소둔판의 재질이 경하여 냉간압연을 행할 때 냉연판의 edge부위에 edge crack이 발생하게 되면， 압연속도가 저하되고 이로인해 냉간압연 온도 또한 감소하게 된다. 이렇게 압연온도가 감소되면， 고스집합조직의 분율이나 집적도가 저하되어 최종제품의 자기적 특성이 나빠지게 된다. 따라서 열연판 소둔판의 재질을 제어하므로써 냉간압연을 행할 때 edge crack이 발생하는 것을 저감하게 되면 고스집합조직의 분율이나 집적도가 개선되어 최종제품의 자기적 특성이 개선된다. 또한 본 발명자들은 열연판 소둔판의 재질을 제어함으로써 냉간압연을 행할 때 edge crack이 발생하는 것을 저감하게 되면， 최종제품의 자기적 특성의 저하를 야기하는 즉, 2차 재결정 결정립내에 존재하는 직경 약 5瞧이하의 결정립 수가 감소하는 현상도 발견하였다. 구체적으로 강판 내 직경 5mm 이하의 결정립의 개수가 10개 /5 X 5cm2 이하일 수 있다.
이후, 필요에 따라, 방향성 전기강판의 표면에 절연피막을 형성하거나, 자구 미세화 처리를 할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서 방향성 전기강판의 합금 성분은 절연피막 등의 코팅층을 제외한 소지강판을 의미한다 .
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 S i : 2 .0 내지 6 .0%， A 1 : 0.05% 이하 (0%를 제외함) , : 0.20%이하(0%를 제외함)， P : 0.08% 이하 (0%를 제외함) , C : 0. 005% 이하 (0%를 제외함)， Ν : 0 .0001 내지 0.05% 및 S:0.01 이하 (0%를 제외함)포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 또한, 강판 내 직경 5mm 이하의 결정립의 개수가 10개 /5X 5cm2 이하이다ᅳ
Sb, Sn, Cr, Ni , Y, Ba, Β, La, Mo 및 Ce 중 1종 이상의 원소를 각각 0.003 내지 0.10 중량 % 더 포함할 수 있다.
방향성 전기강판의 합금 조성 및 결정립 개수에 대해서는 전술한 방향성 전기강판의 제조 방법과 동일하므로, 중복되는 설명은 생략한다. 이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며， 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실시예 1
중량 %로, Si ： 3.3%, Mn ： 0.011%, A1 ： 0.04%, C: 0.06%, N ： 0.005%, S ： 0.005%, Sb ： 0.03%, Sn ： 0.08%, P ： 0.03%, Cr ： 0.04% 및 잔부 Fe와 불가피하게 흔입되는 불순물로 이루어진 슬라브를 115C C에서 가열하고 이어 2.3m 두께로 열간압연 하였다. 아후， 800°C 까지 하기 표 1에 기재된 승온 속도로 승온하고 (1차 승온 단쳬), 800 °C 초과 1060 °C까지 하기 표 1에 기재된 승온 속도로 승온하였다 (2차 승온 단계). 1060 °C에서 20초 동안 1차 균열열처리를 실시한 다음 900°C에서 20초 동안 2차 균열열처리를 실시한 후 냉각하는 열연판 소둔을 실시하였다. 열연판 소둔이 완료된 열연판은 산세한 후 0.23mm 두께로 1회 냉간압연하고, 냉간압연한 판은 850°C의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 흔합가스 분위기 속에서 200초간 유지하여 탄소 50ppm 이하 및 질소함량이 180ρρηι이 되도록 동시 탈탄 질화하는 1차 재결정 소둔을 행하였다.
이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한후 2차 재결정 소둔 처리를 행하였고, 2차 재결정 소둔은 25 부피 % 질소와 75 부피 % 수소인 혼합가스분위기에서 1200°C까지 가열한 다음, 120CTC 도달 후에는 100 부피 % 수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다. 열연판소둔열처리 도중 승온속도의 변화에 따라 냉연판의 edge crack발생 정도 냉간압연중 파단발생 여부 및 2차 재결정 소둔후의 자기적 특성을 측정한 값을 하기 표 1에 정리하였다. 엣지 크랙은 냉간압연 후 냉연판의 두께 방향으로의 단부 (엣지부)에 존재하는 5麵이상의 깊이를 갖는 크랙 (crack)의 발생 개수를 길이 방향으로 50cm 당 측정하였다. 철손 및 자속밀도는 single sheet 측정법을 이용하여 측정하였고, 50Hz에서 l.TTesla로 자화될 때까지의 철손을 측정하였고, lOOOA/m의 자기장 하에서 유도되는 자속밀도의 크기 (Tesla)를 측정하였다. 【표 1】
Figure imgf000015_0001
표 1에서 나타나듯이 , 승은속도를 적절히 조절한 경우는 엣지 크랙이 적게 발생하고, 냉간 압연시 파단이 발생하지 아니하였으며, 최종 제조된 방향성 전기강판의 자성 또한 우수함을 확인할 수 있다. '
실시예 2
중량 %로， Si ： 3.3%, Mn ： 0.011%, A1 ： 0.04%, C: 0.06%, N ：
0.005%, S ： 0.005%, Sb ： 0.03%, Sn ： 0.0t , P ： 0.03%, Cr ： 0.04%,
Ni ： 0.01% 및 잔부 Fe와 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어진 슬라브를
1150°C에서 가열하고 이어 2.3m 두께로 열간압연 하였다. 이후， 800°C까지
30°C/초 승온 속도로 승온하고 (1차 승온 단계)， 800 °C 초과 1차 균열 온도까지 6°C/초 승온 속도로 승온하였다 (2차 승온 단계). 하기 표 2에 정리된 1차 균열 온도로 20초 동안 1차 균열열처리를 실시한 다음 90CTC로 30초 동안 2차 균열열처리를 실시한 후 냉각하는 열연판 소둔을 실시하였다. 열연판 소둔이 완료된 열연판은 산세한 후 0. 23mm 두께로 1회 냉간압연하고, 냉간압연한 판은 850 °C의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 흔합가스 분위기 속에서 200초간 유지하여 탄소 50ppm 이하 및 질소함량이 180ppm이 되도록 동시 탈탄 질화하는 1차 재결정 소둔을 행하였다.
이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한후 2차 재결정 소둔 처리를 행하였고， 2차 재결정 소둔은 25 부피 % 질소와 75 부피 % 수소인 혼합가스분위기에서 1200 °C까지 가열한 다음， 1200 °C 도달 후에는 100 부피 % 수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다. 열연판소둔열처리 도중 1차 균열온도의 변화에 따라 냉연판의 edge crack발생 정도, 냉간압연 중 파단발생 여부 및 2차 재결정 소둔후의 자기적 특성을 측정한 값을 하기 표 2에 정리하였다.
【표 2】
Figure imgf000016_0001
표 2에서 나타나듯이, 1차 균열 온도를 적절히 조절한 경우는 엣지 크랙이 적게 발생하고, 냉간 압연시 파단이 발생하지 아니하였으며, 최종 제조된 방향성 전기강판의 자성 또한 우수함을 확인할 수 있다.
실시예 3 중량 %로, Si ： 3.3%, Mn ： 0.015%, A1 ： 0.035%, C: 0.055%, N ： 0.005%, S ： 0.005%, Sb ： 0.04%, Sn ： 0.07%, P ： 0.02%, Cr ： 0.05%, Ni ： 0.012%, Mo ： 0.02% 및 잔부 Fe와 불가피하게 흔입되는 블순물로 이루어진 슬라브를 1150T:에서 가열하고 이어 2.3111 두께로 열간압연 하였다. 이후， 800°C까지 30°C/초 승온 속도로 승온하고 (1차 승온 단계)， 800 °C 초과 1060°C까지 6°C/초 승온 속도로 승온하였다 (2차 승온 단계). 1060°C로 30초 동안 1차 균열열처리를 실시한 다음 하기 표 3에 정리된 2차 균열 온도로 45초 동안 2차 균열열처리를 실시한 후 냉각하는 열연판 소둔을 실시하였다. 열연판 소둔이 완료된 열연판은 산세한 후 0.23mm 두께로 1회 냉간압연하고， 냉간압연한 판은 850 °C의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 흔합가스 분위기 속에서 200초간 유지하여 탄소 50ppm 이하 및 질소함량이 180ppm이 되도록 동시 탈탄 질화하는 1차 재결정 소둔을 행하였다.
이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한후 2차 재결정 소둔 처리를 행하였고， 2차 재결정 소둔은 25 부피 % 질소와 75 부피 % 수소인 혼합가스분위기에서 12001：까지 가열한 다음, 1200°C 도달 후에는 100 부피 % 수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다. 열연판소둔열처리 도중 2차 균열온도의 변화에 따라 냉연판의 edge crack발생 정도， 냉간압연 증 파단발생 여부 및 2차 재결정 소둔후의 자기적 특성을 측정한 값을 하기 표 3에 정리하였다.
【표 3]
2차균열온도 (°C) Edge 파딘발생여부 철손 (w17/50, 자속밀도 (B10, crack발생수 W/kg) Tesla)
990 7 0 0.92 1.89
970 7 0 0.86 l'90
950 3 X 0.79 1.93
920 2 X 0.80 1.92
900 1 X 0.81 1.92
880 0 X 0.81 1.92
850 2 X 0.83 1.91 830 5 0 0.87 1.90
810 7 0 0.88 1.90 표 3에서 나타나듯이， 2차 균열 온도를 적절히 조절한 경우는 엣지 크랙이 적게 발생하고, 냉간 압연시 파단이 발생하지 아니하였으며， 최종 제조된 방향성 전기강판의 자성 또한 우수함을 확인할 수 있다.
실시예 4
중량 %로， Si ： 3.6%, Mn ： 0.012%, A1 ： 0.03%, C: 0.07%, N ：
0.004%, S ： 0.004%, Sb ： 0.035%, Sn ： 0.077%, P ： 0.025%, Cr ： 0.06% 및 잔부 Fe와 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어진 슬라브를 1150°C에서 가열하고 이어 2.3m 두께로 열간압연 하였다. 이후, 800°C까지 하기 표 4에 정리된 승은 속도로 승온하고 (1차 승온 단계), 800 °C 초과 1060°C까지 하기 표 4에 정리된 속도로 승온하였다 (2차 승온 단계). 1060°C로 40초 동안 1차 균열열처리를 실시한 다음 9001：로 60초 동안 2차 균열열처리를 실시한 후 넁각하는 열연판 소둔을 실시하였다. 열연판 소둔이 완료된 열연판은 산세한 후 0.23IM1 두께로 1회 냉간압연하고， 냉간압연한 판은 85CTC의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 흔합가스 분위기 속에서 200초간 유지하여 탄소 50ppm 이하 및 질소함량이 180ppm이 되도록 동시 탈탄 질화하는 1차 재결정 소둔을 행하였다.
이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포한후 2차 재결정 소둔 처리를 행하였고, 2차 재결정 소둔은 25 부피 % 질소와 75 부피 % 수소인 흔합가스분위기에서 1200°C까지 가열한 다음， 1200°C 도달 후에는 100 부피 % 수소분위기에서 10시간이상 유지후 노냉하였다. 열연판소둔열처리 도중 승은속도의 변화에 따라 2차 재결정 소둔후의 자기적 특성 및 5瞧 이하의 결정립 수를 측정한 값을 하기 표 4에 정리하였다.
【표 4】
승온속도 (°C/sec) 철손 (w17/50, 자속밀도 (B10, 직경 5mm이하
800°C이하 ¾) 800oC초과 (t2) W/kg) Tesla) 7=1ᄌ 리소
ᄅ o ᄇ T
10 2 0.77 1.92 5.1
20 4 0.79 1.92 5.2
30 6 0.80 1.91 7.6 45 8 0.82 1.92 9.5
50 11 0.90 1.89 12.1 표 4에서 나타나듯이, 승온속도를 적절히 조절한 경우는 직경
5mm이하 결정립의 수가 10개 /5 X 5cm2이하로 적게 발생하고， 최종 제조된 방향성 전기강판의 자성 또한 우수함을 확인할 수 있다.
실시예 5
전술한 실시예 1 내지 실시예 4에서 제조된 방향성 전기강판에서 열연판 소둔이 완료된 열연판의 비커스 경도 (Hv)와 냉간 압연 후 냉연판의 엣지 크랙 개수를 정리하여 하기 도 3에 나타내었다.
비커스 경도는 KSB08112003에 의거 1kg의 하중으로 10초간 압입하여 측정하였다. ■
도 3에 나타나듯이， 열연판 소둔이 완료된 열연판의 비커스 경도 (Hv)가 증가할수록 냉연판의 엣지 크랙 개수가 증가하는 것을 확인할 수 있다.
전술한 실시예 1 내지 실시예 4에서 제조된 방향성 전기강판에서 열연판 소둔이 완료된 열연판의 가공경화지수와 냉간 압연 후 냉연판의 엣지 크랙 개수를 정리하여 하기 도 4에 나타내었다.
가공경화지수는 J I S— 13B규격의 인장시험편을 10m i n/m i n의 속도로 상온인장테스트를 실시하여 , 연신율 5 내지 10%사이에서 측정하였다.
도 4에 나타나듯이， 열연판 소둔이 완료된 열연판의 가공경화지수가 증가할수록 냉연판의 엣지 크렉 개수가 줄어드는 것을 확인할 수 있다.
본 발명은 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims

【청구범위】
【청구항 1】
슬라브를 준비하는 단계 ;
상기 슬라브를 가열하는 단계;
상기 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계 ;
상기 열연판을 열연판 소둔하는 단계;
열연판 소둔이 완료된 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계;
' 상기 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및
1차 재결정 소둔이 완료된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하고,
상기 열연판 소둔하는 단계는 1차 승온 단계， 2차 승온 단계 및 균열 단계를 포함하고，
상기 1차 승온 단계의 승온 속도 ( ) 및 상기 2차 승온 단계의 승온 속도 ( t2)는 하기 식 1을 만족하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
' [식 1 ]
5 x t2 < t !. -
【청구항 2】
제 1항에 있어서,
상기 1차 승온 단계는 상기 열연판을 600 내지 900 °C까지 승온하는 단계이고, 상기 2차 승은 단계는 1차 승온 단계를 완료한 열연판을 상기 균열 단계의 균열 온도까지 승온하는 단계인 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 3】
제 1항에 있어서，
. 상기 1차 승온 단계의 승온 속도 ( ^)는 5 내지 45 °C /초인 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 4】
제 1항에 있어서,
상기 균열 단계는 1차 균열 단계 및 2차 균열단계를 포함하고， 상기 1차 균열 단계의 균열 온도는 850 내지 115CTC인 방향성 전기강판의 제조 방법ᅳ
【청구항 5】
제 4항에 있어서,
상기 2차 균열 단계의 균열 온도는 850 내지 950°C인 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 6]
제 1항에 있어서,
상기 슬라브는 증량 %로, Si :2.0 내지 6.0%, A1: 0.05% 이하 (0%를 제외함) , :0.20%이하(0%를 제외함)， P:0.08% 이하 (0%를 제외함) , C:0.1% 이하 (0%를 제외함)， N: 0.01% 이하 (0%를 제외함) 및 S:0.01% 이하 (0%를 제외함)포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 블가피한 불순물을 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 7]
제 6항에 있어서,
상기 슬라브는 Sb, Sn, Cr, Ni, Y, Ba, B, La, Mo 및 Ce 중 1종 이상의 원소를 각각 0.0(33 내지 0.10 증량 % 더 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 8】 ᅳ
저 U항에 있어서，
상기 열연판을 열연판 소둔하는 단계 이후， 열연판 소둔이 완료된 열연판은 비커스 경도가 250Hv 이하인 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 9】
제 1항에 있어서，
상기 열연판을 열연판 소둔하는 단계 이후, 열연판의 가공경화지수가 0.2 이상인 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 10]
제 1항에 있어서，
상기 2차 재결정 소둔하는 단계 이후, 강판 내 직경 5mm 이하의 결정립의 개수가 10개 /5X 5cm2 이하인 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 11】 중량 %로, Si :2.0 내지 6.0%, A1： 0.05% 이하 (OT를 제외함)， ^:0.20%이하(0%를 제외함), P:0.08% 이하 (OT를 제외함)， C: 0.005% 이하 (0%를 제외함) , N: 0.0001 내지 0.05% 및 S:0.01% 이하 ( 를 제외함)포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 블가피한 불순물을 포함하고,
강판 내 직경 5隱 이하의 결정립의 개수가 10개 /5X 5cm2 이하인 방향성 전기강판 .
【청구항 12】
제 11항에 있어서,
Sb, Sn, Cr, Ni， Y, Ba, Β, La, Mo 및 Ce 증 1종 이상의 원소를 각각 0.003 내지 0.10 중량 % 더 포함하는 방향성 전기강판.
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