WO2017111433A1 - 방향성 전기강판의 제조방법 - Google Patents

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    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • It relates to a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet.
  • a grain-oriented electrical steel sheet contains 3% Si and has a grain structure in which the grain orientation is aligned in the (110) [001] direction. It is mainly used as iron core materials for transformers, electric motors, generators and other electronic devices, and uses extremely excellent magnetic properties in the rolling direction.
  • the last method is the "method for improving the magnetic material by actively improving the properties of the grain-oriented electrical steel sheet.
  • a method of removing the forsterite (Mg 2 Si0 4 ), ie, the sei coating layer, generated through the chemical reaction of the oxide layer and the MgO slurry, which is inevitably generated during the decarburization annealing, may be mentioned. have.
  • the method of removing the base coating layer is a method of forcibly removing a conventional product having a base coating layer formed with sulfuric acid or hydrochloric acid and a method of removing or suppressing the base coating layer in the process of being produced (hereinafter, glassless / Gl ass l ess technology) has been proposed.
  • the main research direction of the glassless technology is the technique of using the surface etching effect in the silver annealing process after adding chloride to the MgO annealing separator, and applying the A1 2 0 3 powder with the annealing separator and then applying the base in the high temperature annealing process.
  • the coating layer itself Progressed.
  • the ultimate direction of this technique is to intentionally prevent the base coating layer in the production of electrical steel, thereby eliminating surface pinning sites that cause magnetic degradation and ultimately improving the magnetism of the oriented electrical steel sheet. will be.
  • the two glassless methods proposed above namely, the method of suppressing the formation of the forsterite layer and the technique of separating the base coating layer from the base metal in the high annealing process, are performed in the furnace through hydrogen, nitrogen gas, and dew point change during the decarbonization annealing process.
  • the oxidation capacity PH 2 0 / PH 2
  • the reason for the low oxidizing ability is to minimize the base coating layer formation by minimizing the oxide layer formed on the surface of the base material during decarburization.
  • the oxidizing capacity in the furnace is low, most of the oxide layer produced is silica (Si3 ⁇ 4) oxide to suppress iron oxide formation.
  • the iron oxide does not remain on the surface after high temperature annealing.
  • the secondary recrystallization becomes unstable due to the rapid diffusion and disappearance of inhibitors in the steel during high temperature annealing due to the thin oxide layer.
  • the method of suppressing the base coating layer formation by minimizing the formation of an oxide layer by controlling the existing oxidation performance low In case of heat treatment on the coil during high temperature annealing, different dew point and temperature behavior depending on the position of the plate in the coil during high annealing. At this time, there is a difference in the base coating layer formation and a difference in the degree of glassless accordingly, which may be a big problem in mass production due to deviation of each plate part. Therefore, in order to manufacture low iron loss oriented electrical steel sheet through the current glassless method, productivity deterioration in the decarburization process and high temperature annealing cannot be avoided, and thus the glassless process is not commercialized despite being very technically useful. .
  • a grain-oriented electrical steel sheet having an extremely low iron loss and excellent productivity in terms of a forsterite removal process hereinafter, referred to as a "base coating free I process”.
  • the method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is a steel slab comprising, by weight%, at least one of Si: 2 to 7%, Sn: 0.03 to 0.1%, and Sb: 0.01 to 0.0.
  • the primary recrystallization annealing is carried out through the heating zone, the first cracking zone and the crab cracking zone, and the following formulas (1) and (2) can be satisfied when the dew point is t l, t 2 and t 3.
  • the dew point of the first and second cracking zones may satisfy the following equation (3). t3-t2> 4 ° C (3)
  • Annealing separators may include magnesium oxide or magnesium hydroxide and metal iodides.
  • the forsterite (Mg 2 Si0 4 ) film can be removed.
  • the base metal layer, the segregation layer and the oxide layer are formed in order, and the segregation layer comprises at least one of Sb and Sn) to 100% by weight It may include.
  • the thickness of the oxide layer is 0.5 to 2.5, and the amount of oxygen in the oxide layer may be 600 ppm or more.
  • the annealing separator may include 100 parts by weight of magnesium oxide or magnesium hydroxide and 5 to 20 parts by weight of metal iodide.
  • Metals which make up metal iodide are Ag, Co. It may include one selected from Cu and Mo and combinations thereof.
  • Secondary recrystallization annealing may be performed at a temperature range of 650 to 1200 ° C.
  • Surface roughness of oriented electrical steel sheet Ra is 0.8 or less.
  • a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet the surface of the grain-oriented electrical steel sheet is formed with a bent parallel to the rolling direction.
  • magnesium oxide (MgO) present in the oxide layer and annealing separator generated in the first recrystallization annealing process is produced through chemical reaction in the second recrystallization annealing process (Mg 2 Si0 4 )
  • the surface property of the grain-oriented electrical steel sheet can be controlled by forming a film and removing it uniformly.
  • the oriented electrical steel sheet with the forsterite coating removed can eliminate the pinning point, which is the main factor limiting the magnetic movement, and can improve the iron loss of the oriented electrical steel sheet.
  • FIG. 1 is a schematic flowchart of a method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a schematic side view of the cold rolled plate after step (S40) in the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • 3 is a schematic view of the surface of the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 4 is a field emission transmission electron microscope (FE-EPMA) image of the side of the spiral plate after step (S40) in Example 1 and the result of analyzing it.
  • FE-EPMA field emission transmission electron microscope
  • FIG. 5 is a scanning electron microscope (SEM) photograph of the grain-oriented electrical steel sheet prepared in Example 1.
  • SEM scanning electron microscope
  • 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 within the scope of the present invention.
  • FIG. 1 schematically shows a flowchart of a method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the flowchart of the manufacturing method of the grain-oriented electrical steel sheet of FIG. 1 is merely for illustrating the present invention, and the present invention is not limited thereto. Therefore, the manufacturing method of the grain-oriented electrical steel sheet can be variously modified.
  • the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is a steel, including by weight%, at least one of Si: 2 to 7%, and Sn: 0.03 to 0.1%, and Sb: 0.01 to 0.05%.
  • step S10 a steel slab containing at least one of Si: 2 to ⁇ , and Sn: 0.03 to 0.10% and Sb: 0.01 to 0.05% is produced.
  • Sn and Sb may be included alone, or may be included at the same time.
  • Si, Sn, or Sb is an element essentially included in an embodiment of the present invention, and may further include other (:, Al, N, P, Mn, etc.
  • the steel slab is in weight%, Si: 2 to ⁇ , C: 0.01 to 0.085%, A1: 0.01 to 0.045%, N: 0.01% or less, ⁇ : 0.01 to 0.05%, Mn: 0.02 to 0., S: 0.0055% or less (excluding 0%) And Sn: 0.03 to 0.1% and Sb: 0.01 to 0.05%, and may be composed of the balance Fe and other unavoidable impurities.
  • Si 2 to ⁇
  • C 0.01 to 0.085%
  • A1 0.01 to 0.045%
  • N 0.01% or less
  • ⁇ 0.01 to 0.05%
  • Mn 0.02 to 0.
  • S 0.0055% or less (excluding 0%)
  • Sn 0.03 to 0.1% and Sb: 0.01 to 0.05%
  • each composition of the steel slab will be described in detail.
  • Si is the basic composition of electrical steel sheet, which increases the resistivity of the material, thereby reducing core loss.
  • the Si content is too low, the resistivity decreases, the eddy current loss increases, and the iron loss characteristics deteriorate.
  • the phase transformation between ferrite and austenite becomes active and the primary recrystallization texture may be severely damaged.
  • a high temperature annealing may result in phase transformation between ferrite and austenite, which may result in unstable secondary recrystallization and severely damage the ⁇ 110 ⁇ goth aggregate tissue.
  • the Si content is too high, the Si3 ⁇ 4 and Fe 2 Si0 4 oxide layers are excessively and densely formed during the first recrystallization annealing, thus delaying the decarburization behavior, and the phase transformation between ferrite and austenite occurs continuously during the first recrystallization annealing treatment. Primary recrystallization aggregates are severely damaged.
  • the nitriding behavior is delayed, and thus nitrides such as (Al, Si, Mn) N and A1N are not sufficiently formed, and thus, fine grains necessary for secondary recrystallization during secondary recrystallization annealing The deterrent can't be secured. Therefore, the content of Si can be adjusted in the above-described range.
  • C 0.01 to 0.085 wt%
  • C is an element that causes phase transformation between ferrite and austenite, and it is brittle and is an essential element for improving the rolling property of electrical steel with poor rolling properties, but when it remains in the final product, carbide formed due to magnetic aging effect It can be controlled to an appropriate amount because it is an element that deteriorates magnetic properties.
  • the content of C is too low, the phase transformation between ferrite and austenite is not properly performed, causing unevenness of the slab and hot rolled microstructure.
  • the hot-rolled sheet annealing heat treatment in the ferrite and austenite phase transformation is excessive or deficient liver nitro, "the re-employed precipitates during slab reheating to make the coarse precipitates, and the nonuniform primary recrystallization microstructure, the secondary recrystallization annealing during Secondary recrystallization behavior due to the lack of grain growth inhibitors becomes unstable.
  • the content of C is too high, it may not be easy to remove the carbon in the normal primary recrystallization process, so it may not be easy to remove it. When applied, it may cause deterioration of magnetic properties by magnetic aging. Therefore, the content of c can be adjusted within the above range.
  • the final steel sheet after decarburization may contain less than 0.005% by weight of carbon.
  • A1 is combined with Al, Si, and Mn in solid solution in which nitrogen ions introduced by ammonia gas in the annealing process after hot rolling in addition to A1N precipitated finely during hot rolling and hot roll annealing It acts as a strong grain growth inhibitor by forming nitrides of the form, Si, Mn) N and A1N.
  • A1 content is too high, grain growth inhibition will fall by forming coarse nitride. Therefore, the content of A1 can be adjusted within the above range.
  • N is an important element which reacts with A1 and forms A1N.
  • N is too high, it causes a surface defect called blister (Bl i ster) by nitrogen diffusion in the process after hot rolling, and due to the formation of too much nitride in the slab state, rolling becomes difficult and the following process becomes complicated. This may cause manufacturing costs to rise.
  • N which is additionally necessary to form nitrides such as (Al, Si, Mn) N, and A1N
  • N may be reinforced by nitriding in steel using ammonia gas in the first recrystallization annealing step (S40), which will be described later. . Therefore, the content of N can be adjusted in the above range.
  • P 0.01 to 0.05% by weight
  • P promotes the growth of primary recrystallized grains in the oriented electrical steel sheet of low-heat heating method, thereby increasing the secondary recrystallization temperature to increase the degree of integration of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation in the final product. If the primary recrystallization is too large, the secondary recrystallization becomes unstable, but as the secondary recrystallization occurs, the larger the primary recrystallized grain to increase the secondary recrystallization temperature is advantageous to magnetism.
  • p has a function of reinforcing the restraint by segregating at the grain boundary up to a high temperature of about Kxxrc at the time of secondary recrystallization annealing.
  • the content of P is too high, the size of the primary recrystallized grains is rather reduced, thereby making the secondary recrystallization unstable and increasing the brittleness, thereby inhibiting cold rolling. Therefore, the content of P can be adjusted in the above range.
  • Mn has the effect of reducing the total iron loss by increasing the specific resistance and reducing the eddy current loss in the same way as Si,
  • S is an important element that reacts with Mn to form MnS.
  • the content of S can be adjusted within the above range.
  • Sn can improve iron loss by increasing the number of secondary nuclei in the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation to reduce the size of the secondary grains.
  • Sn also plays an important role in suppressing grain growth through segregation at grain boundaries, which compensates for the effect of inhibiting grain growth as A1N particles are coarsened and Si content is increased. Therefore, as a result, even with a relatively high Si content, successful formation of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> secondary recrystallized texture can be assured. That is, the Si content can be increased as well as the final thickness can be reduced without sacrificing the completeness of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> secondary recrystallized structure. '
  • Sb segregates at grain boundaries and acts to suppress excessive growth of primary recrystallized grains.
  • Sb segregates at grain boundaries and acts to suppress excessive growth of primary recrystallized grains.
  • Sb segregates at grain boundaries to inhibit excessive growth of primary recrystallized grains, but if the content of Sb is too small, its effect may be difficult to exert.
  • the content of Sb can be adjusted to the above-mentioned range.
  • Sn and Sb may be included alone or both, respectively. When included alone, Sn: 0.03 to 0.1% or Sb: 0.01 to 0.05% may be included. When both Sn and Sb are included, the total amount of Sn and Sb may be included in an amount of 0.04 to 0.1%.
  • the silver oxide improves the oxidation resistance.
  • the concentration of payarite (Mg 2 SiO 4 ) in the innermost layer of the surface oxide layer does not increase.
  • the high temperature oxidative resistance can be improved by changing the properties of the innermost layer to lower the diffusion rate into the oxidizing gas.
  • One or more Sn and Sb content is a very important prerequisite for the production of the base coating free grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the entire oxidation layer 30 is suppressed while the oxide layer 30 generated during the first recrystallization annealing process S40 is prevented from penetrating deep into the base metal layer 10.
  • the thickness of shall be induced to be thin.
  • the oxide layer 30 forms a band-shaped thickening zone on the surface of the base metal layer 30 without diffusing in the thickness direction of the base metal layer 10.
  • the amount of oxygen in the oxide layer 30 is higher than 600 ppm, and at the same time, the thickness of the oxide layer 30 can be controlled to be 0.5 to 2.5 / thin.
  • the steel slab may be reheated.
  • step (S20) to hot-roll the steel slab to produce a hot rolled sheet.
  • the thickness of the hot rolled sheet may be 2.0 to 2.8 kPa.
  • step S30 the hot rolled sheet is rolled by steel to manufacture a hot rolled sheet.
  • the hot rolled sheet may be cold rolled after hot rolled sheet annealing and pickling.
  • the thickness of the cold rolled sheet may be 1.5 to 2.3 kPa.
  • step S40 the cold rolled sheet is subjected to primary recrystallization annealing. Is reacted with oxygen supplied from the steam in the furnace to form silica oxide (Si0 2 ) on the surface first. Oxygen then penetrates into the rolling plate to form Fe-based oxides.
  • the thus formed silica oxide forms a forsterite (Mg 2 SiO 4 ) film (base coating layer) through the following chemical reaction formula (3).
  • the shape of the oxide layer after primary recrystallization annealing (decarbon annealing) of the electrical steel sheet is such that the oxide of the black portion is embedded in the metal matrix (matr ix).
  • This layer was controlled to form a good base coating by controlling the furnace temperature, atmosphere, dew point, and the like.
  • the glassless process has a concept of forming a base coating layer at the front end of the silver annealing process and removing it at the rear end, which ultimately hinders the movement of the material.
  • the reaction mixture was reacted with an annealing slurry substituted with magnesium hydroxide (Mg (0H) 2 ) to form a forsterite layer, and then separation was induced from the base material.
  • Mg (0H) 2 magnesium hydroxide
  • the oxidation capacity is controlled to be low during the first recrystallization annealing, so that the oxide layer is generated less.
  • the problem of decarburization of material is solved by increasing the decarburization time. This lowers productivity.
  • the secondary recrystallization becomes unstable due to the rapid diffusion and disappearance of the inhibitor present in the steel during the high temperature annealing.
  • the second recrystallization annealing (high temperature annealing)
  • high temperature annealing The application of a sequence pattern that slows down the temperature increase rate in the high nitrogen atmosphere and the temperature increase section suppresses the diffusion of the inhibitor in the surface toward the surface, but the productivity decrease cannot be avoided as in the first recrystallization annealing process.
  • the productivity is significantly lower than that of a conventional oriented electrical steel sheet having a base coating.
  • mirror hardness and magnetic deviation of each lot due to inhibitor instability are very serious.
  • to increase the amount of oxygen in the oxide layer 30 to form a glass film well and then provides a method for separating the glass film well.
  • the oxide layer is a layer in which the internal oxide is embedded in the metal base, and is distinguished from the base metal layer 10 further in the thickness direction. While increasing the amount of oxygen in the oxide layer 30 by the amount to form a glass film well, a method of reducing the total thickness of the oxide layer 30 was devised.
  • the thickness of the oxide layer 30 becomes thick in the heating zone and the primary crack zone controlled by the wet atmosphere for decarburization in the first recrystallization annealing step (S40).
  • the segregation element Sb or Sn is segregated toward the interface between the oxide layer 30 and the metal base layer 10 in the first recrystallization annealing step (S40) to form the segregation layer 20. 30) prevent thickening.
  • step S40 as shown in the schematic diagram shown in FIG. 2, the base metal layer 10 segregation insect 20 and the oxide layer 30 may be sequentially formed.
  • the segregation layer 20 Sn and Sb in the base metal layer 10 segregate.
  • the first recrystallization annealing is carried out through the heating zone, the first cracking zone and the second cracking zone, and when the dew point is tl, t2 and t3, the following equations (1) and (2) can be satisfied.
  • the dew point of the heating zone, the first cracking zone and the second cracking zone can be adjusted in the above-described range.
  • the thickness of the oxide layer 30 formed in step S40 is 0.5 to 2.5
  • the oxygen amount of the oxide layer 30 may be 600 ppm or more. More specifically, the thickness of the oxide layer 30 may be 0.5 to 2.5 im, and the amount of oxygen in the oxide layer 30 may be 700 to 900 ppm.
  • Step S40 may be performed in a hydrogen, nitrogen and ammonia gas atmosphere. Specifically, 40 to 60% by volume of nitrogen, 0.1 to 3% by volume of ammonia and the balance may be performed in an atmosphere containing hydrogen.
  • the annealing separator in the first recrystallized annealing cold rolled plate Apply and dry.
  • the annealing separator may include magnesium oxide or magnesium hydroxide and metal iodide. Magnesium oxide or magnesium hydroxide is the main component of the annealing separator, and reacts with Si3 ⁇ 4 present on the surface to form a forsterite (Mg 2 Si0 4 ) film, as in the chemical reaction formula (3) described above.
  • metal iodide is used for the purpose of removing the base coating in the second recrystallization annealing step.
  • metal chloride has been mainly used to remove the base-coated free oriented electrical steel sheet.
  • the pressure in the furnace during high temperature annealing causes C1 atoms (ie, C1 atoms of BiCl 3 ) to diffuse back to the surface of the steel sheet rather than exiting the steel sheet.
  • chemical reactions such as the following formula (4) are induced at the interface between the steel sheet and the base coating.
  • secondary recrystallized grains are formed in the high temperature annealing process, and the secondary recrystallized grains have a significant effect on reducing iron loss and improving magnetic flux density of the grain-oriented electrical steel sheet. Considering that it starts between 1050 and 1100 ° C, the vaporization temperature of FeCl 2 (ie, 1025 ° C) The temperature below is too low for a fine secondary recrystallization to take place.
  • the gas such as hydrogen and nitrogen in the furnace can be prevented from coming into direct contact with the steel sheet, thereby suppressing the decomposition of precipitates, but before reaching the onset temperature of the secondary recrystallization, If the base coating is eliminated by this, the decomposition of the inhibitor is caused on the surface of the exposed steel sheet, which causes the growth of grains is not suppressed, and thus secondary recrystallized grains cannot be formed properly.
  • the HC1 gas has a risk of corrosive to the furnace because of the high reaction properties with the metal material, and also has an environmentally harmful disadvantage because it corresponds to toxic gases.
  • Fel 2 is produced instead of FeCl 2 at the steel plate and its oxide film interface, and is represented by the following chemical reaction formula (6) due to the influence of the atmosphere in the furnace. I will react.
  • the produced HI gas will come out of the steel sheet and cause the base coating to drop off, but regardless of the partial pressure of hydrogen and nitrogen in the furnace, the base coating will be at a temperature of about 80 ° C higher than that of the metal chloride. Can be eliminated.
  • the temperature at which the base coating is dropped off the surface of the steel sheet is about 1045 ° C., which corresponds to the temperature at which the second recrystallization is started.
  • the inhibitor inside the steel sheet can stably exist up to a relatively higher temperature than the metal chloride when the metal iodide is used as an annealing separator.
  • metal iodide has a higher iron loss than metal chloride. It is a more advantageous material for inducing recrystallization and has a safer property in terms of corrosion and toxicity in high temperature annealing furnaces.
  • the annealing separator may include 100 parts by weight of magnesium oxide or magnesium hydroxide and 5 to 20 parts by weight of metal iodide.
  • the reaction of the chemical reaction formula (6) may be uneven, resulting in poor mirrorness. If too much metal iodide is contained, the base coating may not be smoothly formed at the beginning of the secondary recrystallization annealing step, so that the inhibitor may be decomposed before the secondary recrystallization start temperature is reached, resulting in poor magnetism. Therefore, the content of metal iodide is limited to the above-mentioned range.
  • the metal constituting the metal iodide is kg, Co. Cu and Mo and combinations thereof may be any one metal selected from the group.
  • the application amount of the annealing separator in step (S50) may be 6 to 20 g / m 2 . If the application amount of the annealing separator is too small, the base coating may not be smoothly formed. If the application amount of the annealing separator is too high, it may affect the secondary recrystallization. Therefore, the coating amount of the annealing separator can be adjusted to the above-mentioned range.
  • the temperature for drying the annealing separator in step S50 may be 300 to 700 ° C. If the temperature is too low, the annealing crab may not dry easily. If the temperature is too high, it can affect the secondary recrystallization. Therefore, the drying temperature of the annealing separator can be adjusted to the above-mentioned range.
  • step S60 the second recrystallized annealing of the annealed plate coated with the annealing separator.
  • Step S60 is in the step of raising the temperature up to 1200 ° C at the phase , from 650 ° C.
  • the temperature increase rate is too low, it may take a long time and there may be a problem in productivity. If the temperature increase rate is too high, the instability of the inhibitor will increase, Recrystallization may not grow well.
  • the reason for maintaining for 20 hours or more is to induce the smoothing of the surface of the steel sheet exposed to the outside, and the time required to remove impurities such as Xalso or carbon present in the steel sheet Because it is necessary.
  • the temperature raising process of 700 to 1200 ° C. in step S60 is carried out in an atmosphere containing 20 to 30% by volume of nitrogen and 70 to 80% by volume of hydrogen, and after reaching 1200 ° C., contains 100% by volume of hydrogen. Can be performed in an atmosphere.
  • the forsterite coating can be smoothly formed by adjusting the atmosphere in the above-described range.
  • the amount of oxide layer is almost similar to the conventional material, but the thickness of the oxide layer is formed to be 50% or less than that of the conventional material so that the forsterite layer is formed in the second recrystallization annealing step. It is possible to obtain a metallic polished grain-oriented electrical steel sheet which is easy to remove and thus easy to move the base metal.
  • the roughness and glossiness are increased.
  • the surface of the grain-oriented electrical steel sheet manufactured according to one embodiment of the present invention has a roughness of 0.8 or less as Ra value.
  • the surface of the grain-oriented electrical steel sheet has a curved (notched) 40 that is parallel to the rolling direction.
  • the grain-oriented electrical steel sheet manufactured in one embodiment of the present invention has a relatively high roughness and decreases glossiness. This reason is considered to be due to the relatively long time for the forsterite coating to be peeled off at around 1025 to 1100 ° C. during the secondary recrystallization annealing, and thus the time for the surface to be flattened by heat after peeling is not sufficient. However, it is easy to secure the magnetism because the stability of the inhibitor is excellent in the second recrystallization annealing step.
  • the present invention will be described in more detail with reference to Examples. However, these examples are only for illustrating the present invention, the present invention It is not limited to this.
  • a steel slab containing S i: 3.2%, Sn: 0.06%, and Sb: 0.025% by weight was prepared by hot rolling to make a hot rolled sheet of 2.6 mm, and then the final thickness of 0.30 ⁇ after annealing and pickling. Cold rolling was performed.
  • the cold rolled steel sheet is then subjected to the first recrystallization annealing, and the cracking temperature is maintained at 875 ° C. for 180 seconds to be simultaneously decarburized and nitrided.
  • the dew point (Dew poi nt) of the heating zone, the first cracking zone and the second cracking zone was adjusted as shown in Table 1 to adjust the amount of oxide layer produced.
  • FIG. 4 After the first recrystallization annealing, the field emission transmission electron microscope (FE-EPMA) image and analysis results on the side of the spiral plate are shown in FIG. 4. As shown in FIG. 4, it can be seen that the base metal layer, the segregation layer, and the oxide layer are sequentially formed.
  • FE-EPMA field emission transmission electron microscope
  • metal chloride and metal iodide were added to the steel sheet by annealing separator containing MgO as a main component and then applied to the steel sheet, followed by secondary recrystallization annealing onto a coil.
  • the first cracking temperature was 700 ° C
  • the second cracking temperature was 1200 ° C
  • the temperature increase rate was 15 ° C / hr.
  • the cracking time at 1200 ° C was treated as 15 hours.
  • the atmosphere was mixed with 75% by volume of nitrogen and 25% by volume of hydrogen up to 120CTC, and after reaching 1200 ° C, it was maintained at 100% by volume of hydrogen and then cooled.
  • the final grain-oriented electrical steel sheet was measured for magnetic flux density, iron loss and surface roughness after surface cleaning without coating an insulating coating on the surface.
  • the strength of the magnetic field was measured at 800 A / m and the iron loss was 1.7TI 50 Hz using the s ingl e sheet measurement method, and the surface roughness was measured using a roughness meter (Sur f test-SJ-500). Measured.
  • Metal base material layer 20 Segregation layer
  • oxide layer 40 bending

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법은 중량 %로, Si : 2 내지 7%, 및 Sn : 0.03 내지 0.10% 및 Sb : 0.01 내지 0.05% 중 1종 이상을 포함하는 강 슬라브를 제조하는 단계; 강 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 냉연판을 탈탄 및 침질하는 1차 재결정 소둔하는 단계; 1차 재결정 소둔된 냉연판에 소둔분리제를 도포하고 건조하는 단계; 및 소둔분리제가 도포된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함한다.

Description

【명세서】
【발명의 명칭】
방향성 전기강판의 제조방법
【기술분야】
방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.
【발명의 배경이 되는 기술】
방향성 전기강판이란 3% Si성분을 함유한 것으로서, 결정립의 방위가 (110) [001]방향으로 정열된 집합조직을 가지고 있다. 이는 변압기, 전동기， 발전기 및 기타 전자 기기 등의 철심 재료로 주로 사용되며， 압연방향으로 극히 우수한자기적 특성을 이용한 것이다.
최근에는 고 자속밀도급의 방향성 전기강판이 상용화되면서， 철손이 적은 재료가 요구되고 있다. 이는 주로 네 가지의 기술적 방법으로 접근할 수 있는데 i ) 방향성 전기강판의 자화용이 축을 포함하고 있는 {110} <001> 결정립 방위를 압연방향으로 정확하게 배향하는 방법， i i ) 재료의 박물화 방법， i i i ) 화학적， 물리적 방법을 통해 마그네틱 도메인을 미세화하는 자구미세화 방법, iv) 표면처리등과 같은 화학적 방법에 의한 표면 물성 개선 또는 표면장력 부여 방법 동이 있다.
상기 마지막 방법은 방향성 전기강판 표면의 성질을 적극적으로 개선함으로써 '소재의 자성을 개선하는 방법이다. 그 대표적인 예로서， 탈탄 소둔 과정에서 필연적으로 생성되는 산화층 및 코일의 융착방지제인 MgO 슬러리의 화학적 반웅을 통해 생성되는 포스테라이트 (Mg2Si04) , 즉 쎄이스 코팅층을 제거하는 방법을 들 수 있다.
상기 베이스 코팅층을 제거하는 기술은 이미 베이스 코팅층이 형성된 통상의 제품을 황산 또는 염산으로 강제적으로 제거하는 방법 및 상기 베이스 코팅층이 생성되는 과정에서 이를 제거 또는 억제하는 기술 (이하， 글라스리스 /Gl ass l ess 기술)이 제안되었다.
현재까지 상기 글라스리스 기술의 주요 연구 방향은， 소둔 분리제인 MgO에 염화물을 첨가한 후 고은 소둔공정에서 표면에칭 효과를 이용하는 기술 그리고 소둔분리제로 A1203 분말을 도포한 뒤 고온 소둔공정에서 베이스 코팅층 자체를 형성시키지 않는 기술의 두 가지 방향으로 진행되었다.
이러한 기술의 궁극적인 방향은， 결국 전기강판 제조에 있어서 베이스 코팅층을 의도적으로 방지함으로써， 자성열화를 초래하는 표면 피닝 사이트 (Pinning Si te)를 제거하고， 궁극적으로는 방향성 전기강판의 자성을 개선하는 것이다.
이상과 같이 위에서 제안된 두 가지 글라스리스 방법， 즉 포스테라이트층 생성을 억제하는 방법과 고은소둔 공정에서 베이스 코팅층을 모재로부터 분리하는 기술 모두 탈탄소둔 공정시 수소, 질소 가스와 이슬점 변화를 통해 로내 산화능 (PH20/PH2)을 매우 낮게 제어해야 한다는 공정상의 문제점을 가지고 있다. 산화능을 낮게 제어하는 이유는 탈탄시 모재 표면에 형성되는 산화층을 최소한으로 하여 베이스코팅층 형성을 최대한 억제하는데 있으며 또한 로내 산화능이 낮을 경우 생성되는 산화층이 대부분 실리카 (Si¾) 산화물로 철계 산화물 생성을 억제할 수 있어 고온소둔 후 표면에 철계 산화물을 잔류시키지 않는 장점이 있다. 그러나 이러한 경우 탈탄 불량에 의한 적정 1차 재결정립 크기를 확보하기 어렵고 또한 고온 소둔시 2차 재결정립 성장에도 문제를 발생시킬 수 있기 때문에 탈탄성을 적절히 확보하면서 산화층을 얇게 하기 위해서는 탈탄 공정이 통상재 처리공정 보다 시간이 길어져야 하고 이로 인해 생산성이 저하된다. 종래의 글라스리스 기술을 통한 저철손 방향성 전기강판 제조시 얇은 산화층으로 인해 고온소둔시 강중에 존재하는 인히비터 ( inhibi tor)가 표면쪽으로 급격하게 확산 및 소실되어 2차 재결정이 불안해지는 문제를 가지고 있으며， 이러한 문제를 해결하는 방법으로 고온소둔시 분위기 제어 및 승온구간에서의 승온율을 늦추는 서열패턴을 적용함으로서 강중 인히비터가 표면쪽으로 확산되는 것을 억제한다.
또한 기존의 산화능을.낮게 제어하여 산화층을 최소한으로 형성하여 베이스코팅층 형성을 최대한 억제하는 방법은 고온소둔시 코일 상으로 열처리하는 경우에 있어서는 고은소둔시 코일내의 판의 위치에 따라 다른 이슬점과 온도 거동을 가지며 이때 베이스코팅층 형성에 차이가 있고 이에 따른 글라스리스 정도의 차이가 생겨 판 부분별 편차발생으로 양산화에 큰 문제점이 될 수 있다ᅳ 따라서 현재의 글라스리스 방법을 통하여 저철손 방향성 전기강판을 제조하기 위해서는 탈탄 공정 및 고온소둔에서의 생산성 저하를 피할 수 없으며 이로 인해 글라스리스 공정이 기술적으로는 매우 유용함에도 불구하고 상업화 되지 못하고 있는 현실이다.
【발명의 내용】
【해결하고자 하는 과제】
철손이 지극히 낮고， 생산성 면에서 우수한 포스테라이트 제거 공정 (이하 "베이스코팅 프리 I Base coat ing Free" 공정이라 함)이 도입된 방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.
[과제의 해결 수단]
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법은 중량 %로， Si ： 2 내지 7%, 및 Sn ： 0.03 내지 0. 10% 및 Sb ： 0.01 내지 0.0 중 1종 이상을 포함하는 강 슬라브를 제조하는 단계 ; 강 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 냉연판을 탈탄 및 침질하는 1차 재결정 소둔하는 단계; 1차 재결정 소둔된 냉연판에 소둔분리제를 도포하고 건조하는 단계; 및 소둔분리제가 도포된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함한다.
1차 재결정 소둔은 가열대， 제 1균열대 및 게 2균열대를 통과하여 실시하되, 각각의 이슬점을 t l , t2 및 t3라 할 때 하기의 식 ( 1) 및 식 (2)을 만족할수 있다.
50 °C < t l < t2 < t3 < 70 °C ( 1)
t2-t l > 4°C (2)
제 1균열대 및 제 2균열대의 이슬점이 하기 식 (3)을 만족할 수 있다. t3-t2 > 4°C (3)
소둔분리제는 마그네슘 산화물 또는 마그네슘 수산화물 및 금속 요오드화물을 포함할 수 있다.
2차 재결정 소둔하는 단계에서， 포스테라이트 (Mg2Si04) 피막을 제거 할수 있다.
1차 재결정 소둔 후， 모재 금속층, 편석층 및 산화층아 순차로 형성되고， 상기 편석층은 Sb 및 Sn 증 1종 이상을 ) 내지 100 증량 % 포함할 수 있다.
산화층의 두께는 0.5 내지 2.5 이고， 산화층의 산소량은 600 ppm 이상이 될 수 있다.
소둔 분리제는 마그네슴 산화물 또는 마그네슴 수산화물 100 중량부 및 금속 요오드화물 5 내지 20 중량부를포함할 수 있다.
금속 요오드화물을 이루는 금속은， Ag, Co . Cu 및 Mo 중에서 선택되는 1종 및 이들의 조합을 포함할 수 있다.
2차 재결정 소둔하는 단계는 650 내지 1200 °C의 온도 범위에서 수행될 수 있다.
2차 재결정 소둔하는 단계에서 650 °C로부터 1200 °C에 도달할 때까지
0. 1 내지 20 °C /hr의 승온율로 가열하고， 120CTC에 도달한 이후， 1150 내지 1250°C의 온도 범위에서 20 시간 이상유지할 수 있다.
방향성 전기강판의 표면 조도는 Ra로 0.8 이하인 방향성 전기강판의 제조방법 .
방향성 전기강판의 표면은 압연 방향과 평행하게 파인 굴곡이 형성된 방향성 전기강판의 제조 방법 .
[발명의 효과]
본 발명의 일 구현예에 따르면， 1차 재결정 소둔 공정에서 생성되는 산화층과 소둔분리제에 존재하는 산화 마그네슘 (MgO)이 2차 재결정 소둔 공정에서 화학적 반웅을 통해 생성되는 포스테라이트 (Mg2Si04) 피막을 형성하여 균일하게 제거함으로써 방향성 전기강판의표면 성질을 제어할 수 있게 한다.
포스테라이트 피막이 제거된 방향성 전기강판은 자구이동의 제한하는 주된 요소인 피닝 포인트가 배제될 수 있으며 방향성 전기강판의 철손을 향상 시킬 수 있다.
[도면의 간단한 설명]
도 1은 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법의 개략적인 순서도이다.
도 2는 .본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법에서 단계 (S40) 이후 냉연판의 개략적인 측면도이다. 도 3은 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 표면의 개략적인 모습이다.
도 4는 실시예 1에서 단계 (S40)이후 넁연판의 측면에 대한 전계방사형 투과전자현미경 (FE-EPMA)이미지 및 이를 분석한 결과이다.
도 5는 실시예 1에서 제조한 방향성 전기강판의 주사전자현미경 (SEM) 사진이다.
【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 섹션^로 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 부분와 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우， 그사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
다르게 정의하지는 않았지만， 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다.、보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고， 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하， 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다. 도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 방향성 전기강판의 제조 방법의 순서도를 개략적으로 나타낸다. 도 1의 방향성 전기강판의 제조 방법의 순서도는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며， 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다. 따라서 방향성 전기강판의 제조 방법을 다양하게 변형할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법은 중량 %로， Si ： 2 내지 7%， 및 Sn ： 0.03 내지 0. 10% 및 Sb ： 0.01 내지 0.05% 중 1종 이상을 포함하는 강 슬라브를 제조하는 단계 (S10) ; 강 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계 (S20) ; 열연판을 넁간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계 (S30) ; 냉연판을 탈탄 및 침질하는 1차 재결정 소둔하는 단계 (340) ; 1차 재결정 소둔된 냉연판에 소둔분리제를 도포하고 건조하는 단계 (S50) ; 및 소둔분리제가 도포된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계 (S60)를 포함한다.
.
먼저, 단계 (S10)에서는 중량 %로， Si ： 2 내지 Ί , 및 Sn ： 0.03 내지 0. 10% 및 Sb : 0.01 내지 0.05% 중 1종 이상을 포함하는 강 슬라브를 제조한다. 여기서 Sn 및 Sb는 각각 단독으로 포함될 수 있고， 동시에 포함될 수도 있다. Si , Sn 또는 Sb는 본 발명의 일 실시예에서 필수적으로 포함되는 원소이며， 그 밖의 (：， Al , N , P , Mn등도 추가로 포함될 수 있다. 구체적으로 강 슬라브는 중량 %로， Si ： 2 내지 Ί , C : 0.01 내지 0.085% , A1 : 0.01 내지 0.045% , Ν : 0.01%이하， Ρ ： 0.01 내지 0.05% , Mn ： 0.02 내지 0. ， S ： 0.0055% 이하 (0%를 제외함) 및 Sn ： 0.03 내지 0. 10% 및 Sb ： 0.01 내지 0.05% 중 1종 이상을 함유하고， 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 흔입되는 불순물로 이루어질 수 있다. 이하, 강슬라브의 각조성별로 상세히 설명한다.
Si : 2 내지 7중량 %
Si은 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철손 (core loss)을 낮추는 역할을 한다ᅳ
Si의 함량이 너무 낮을 경우 비저항이 감소하게 되어 와전류손이 증가하여 철손특성이 열화되고, 탈탄질화 소둔시 페라이트와 오스테나이트간 상변태가 활발하게 되어 1차 재결정 집합조직이 심하게 훼손될 수 있다. 또한 고온소둔시 페라이트와 오스테나트간 상변태가 발생하게 되어 2차 재결정이 불안정해질 뿐만 아니라 {110}고스집합조직이 심하게 훼손될 수 있다.
한편 Si의 함량이 너무 많을 경우， 1차 재결정 소둔시 Si¾ 및 Fe2Si04 산화층이 과하고 치밀하게 형성되어 탈탄거동을 지연시켜 페라이트와 오스테나이트간 상변태가 1차 재결정 소둔 처리 동안 지속적으로 일어나게 되어 1차 재결정 집합조직이 심하게 훼손된다. 또한 상술한 치밀한 산화층 형성에 따른 탈탄거동 지연 효과로 질화거동이 지연되어 (Al , Si ,Mn)N 및 A1N 등의 질화물이 충분히 형성되지 못하여， 2차 재결정 소둔시 2차 재결정에 필요한 층분한 결정립 억제력을 확보할 수 없게 된다. 그러므로 Si의 함량을 전술한 범위로 조절할수 있다. C ： 0.01 내지 0.085 중량 %
C은 페라이트 및 오스테나이트간 상변태를 야기하는 원소로서 취성이 강해 압연성이 좋지 않은 전기강판의 압연성 향상을 위해 필수적인 원소이나， 최종제품에 잔존하게 될 경우 자기적 시효효과로 인해 형성되는 탄화물이 자기적 특성을 악화시키는 원소이기 때문에 적정한 함량으로 제어될 수 있다ᅳ
C의 함량이 너무 낮을 경우， 페라이트 및 오스테나이트간 상변태가 제대로 이루어지지 않기 때문에 슬라브 및 열간압연 미세조직의 불균일화를 야기하게 된다. 또한 열연판소둔 열처리 중 페라이트 및 오스테나이트간 상변태가 과부족하게 되면,' 슬라브 재가열시 재고용된 석출물들이 조대하게 석출되어 1차 재결정 미세조직이 불균일하게 되고, 2차 재결정 소둔시 결정립 성장 억제제의 부족에 따른 2차 재결정 거동이 블안정하게 된다. 한편 C의 함량이 너무 많을 경우， 통상의 1차 재결정 공정에서는 층분히 탈탄시킬 수 없으므로 이를 제거하는 것이 용이하지 않게 되는 문제가 생길 수 있다ᅳ 나아가 탈탄이 층분히 되지 않으면， 최종제품을 전력기기에 적용시 자기시효에 의한 자기적 특성의 열화현상을 초래할 수 있다. 그러므로 c의 함량을 전술한 범위로 조절할 수 있다. 탈탄 후 최종제조되는 강판에는 탄소가 0.005 중량 % 이하로 포함될 수 있다.
A1 ： 0.01 내지 0.045 중량 %
A1은 열간압연과 열연판소둔시에 미세하게 석출된 A1N이외에도 넁간압연 이후의 소둔공정에서 암모니아 가스에 의해서 도입된 질소이온이 강 증에 고용상태로 존재하는 Al , Si , Mn과 결합하여 (Al ,Si , Mn)N 및 A1N형태의 질화물을 형성함으로써 강력한 결정립 성장 억제제의 역할을 수행한다.
A1의 함량이 너무 낮은 경우， 형성되는 개수와 부피가 상당히 낮은 수준이기 때문에 억제제로의 층분한 효과를 기대할 수 없을 수 있다.
A1의 함량이 너무 많은 경우， 조대한 질화물을 형성함으로써 결정립 성장 억제력이 떨어지게 된다. 그러므로 A1의 함량을 전술한 범위로 조절할 수 있다.
N ： 0.01 중량 %이하 (0 중량 %를 제외)
N은 A1과 반웅하여 A1N을 형성하는 중요한 원소이다.
N의 함량이 너무 많은 경우, 열간압연 이후의 공정에서 질소확산에 의한 블리스터 (Bl i ster )라는 표면 결함을 초래하고, 슬라브 상태에서 질화물이 너무 많이 형성되기 때문에 압연이 어려워져 다음 공정이 복잡해지고 제조단가가상승하는 원인이 될 수 있다.
한편 (Al , Si ,Mn)N 및 A1N등의 질화물을 형성하기 위해 추가로 필요한 N은 후술할 1차 재결정 소둔 단계 (S40)에서 암모니아 가스를 이용하여 강 중에 질화 처리를 실시하여 보강할 수 있다. 그러므로 N의 함량을 전술한 범위로 조절할 수 있다. P ： 0.01 내지 0.05중량 %
P는 저은가열 방식의 방향성 전기강판에서 1차 재결정립의 성장을 촉진시키므로 2차 재결정 온도를 높여 최종 제품에서 {110}<001> 방위의 집적도를 높인다. 1차 재결정립이 너무 과대할경우에는 2차 재결정이 불안해지지만 2차 재결정이 일어나는 한 2차 재결정온도를 높이기 위해 1차 재결정립이 큰 것이 자성에 유리하다.
한편 P는 1차 재결정된 강판에서 { 110}<001> 방위를 갖는 결정립의 수를 증가시켜 최종제품의 철손을 낮출 뿐만 아니라, 1차 재결 ¾판에서 {111}<112> 집합조직을 강하게 발달시켜 최종제품의 {110}<001> 집적도를 향상시키므로 자속밀도도 높아지게 된다.
또한 p는 2차 재결정소둔시 약 Kxxrc의 높은 온도까지 결정립계에 편석하여 석출물의 분해를 지체시켜 억제력을 보강하는 작용도 가지고 있다.
P의 함량이 너무 많으면， 1차 재결정립의 크기가 오히려 감소되어 2차 재결정이 불안정해질 뿐만 아니라 취성을 중가시켜 냉간압연성을 저해할 수 있다. 그러므로 P의 함량을 전술한 범위로 조절할 수 있다..
Mn ： 0.02 내지 0.5 중량 %
Mn은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 와전류손을 감소시킴으로써 전체 철손을 감소시키는 효과도 있으며， Si
과 함께 질화처리에 의해서 도입되는 질소와 반웅하여 (Al , Si ,Mn)N의 석출물을 형성함으로써 1차 재결정립의 성장을 억제하여 2차 재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 0.20중량 % 이상 첨가시에는 강판 표면에
Mn을 너무 많이 첨가하면， 강판 표면의 산화층에 Fe2Si04이외에 (Fe , Mn) 및 Mn 산화물이 다량 형성되어 고온소둔 중에 형성되는 베이스코팅 형성을 방해하여 표면품질을 저하시키게 되고， 2차 재결정 소둔 공정 (S60)에서 페라이트와 오스테나이트간 상변태를 유발하기 때문에 집합조직이 심하게 훼손되어 자기적 특성이 크게 열화될 수 있다. 그러므로 Mn의 함량을 전술한 범위로 조절할 수 있다. S ： 0.0055 중량 % 이하 (0중량 %를 제외함)
S는 Mn과 반웅하여 MnS을 형성하는 중요한 원소이다.
S의 함량이 너무 많으면 MnS의 석출물들이 슬라브내에서 형성되어 결정립 성장을 억제하게 되며， 주조시 슬라브 중심부에 편석하여 이후 공정에서의 미세조직을 제어하기가 어려을 수 있다. 그러므로 S의 함량을 전술한 범위로 조절할수 있다ᅳ
Sn ： 0.03 내지 0. Κ» 및 Sb ： 0.01 내지 0.05%중 1종 이상
Sn을 첨가하면 2차 결정립의 크기를 감소시키기 위하여 {110}<001> 방위의 2차 핵의 숫자를 증가시킴으로써 철손을 향상시킬 수 있다. 또한 Sn은 결정립계에 편석을 통해서 결정립 성장을 억제하는데 중요한 역할을 하며， 이는 A1N 입자가 조대화 되고， Si 함량을 증가함에 따라 결정립 성장을 억제하는 효과가 약화되는 것을 보상한다. 따라서， 결과적으로 상대적으로 높은 Si함유량을 가지고도 {110}<001> 2차 재결정 집합조직의 성공적인 형성이 보증될 수 있다. 즉， {110}<001> 2차 재결정 구조의 완성도를 전혀 약화시키지 않고서도 Si 함유량을 증가시킬 뿐만 아니라 최종 두께를 감소시킬 수 있다. '
Sn의 함량이 너무 많으면， 취성이 증가된다는 문제가 발생할 수 있다.
Sn의 함량범위를 전술한 범위로 제어할 때， 종래에서는 예측할 수 없었던 불연속적이고 현저한 철손 감소 효과가 나타날 수 있다. 그러므로 Sn의 함량을 전술한 범위로 조절할 수 있다.
Sb는 결정립계에 편석하여 1차 재결정립의 과도한 성장을 억제하는 작용이 있다. Sb를 첨가하여 1차 재결정단계에서 입성장을 억제함으로써 판의 두께 방향에 따른 1차 재결정립크기의 불균일성을 제거하고, 동시에 2차 재결정을 안정적으로 형성시킴으로써 자성이 보다 더 우수한 방향성 전기강판을 만들 수 있다.
Sb는 결정립계에 편석하여 1차 재결정립의 과도한 성장을 억제하는 작용이 있으나 Sb의 함량이 너무 작으면 그 작용이 제대로 발휘되기 어려울 수 있다.
Sb의 함량이 너무 많으면， 1차 재결정립의 크기가 지나치게 작아져 2차 재결정 개시온도가 낮아져 자기특성을 열화시키거나 또는 입성장에 대한 억제력이 지나치게 커져 2차 재결정이 형성되지 않을 수도 있다. 그러므로 Sb의 함량을 전술한 범위로 조절할 수 있다.
Sn과 Sb는 각각 단독 또는 모두 포함될 수 있다. 각각 단독으로 포함될 경우, Sn ： 0.03 내지 0. 10% 또는 Sb ： 0.01 내지 0.05% 포함될 수 있다. Sn 및 Sb가 모두 포함되는 경우， Sn 및 Sb의 합량으로 0.04 내지 0. 15%포함될 수 있다.
위와 같은 야금학적인 장점 외에 주요원소로 사용된 Sn 및 Sb 중 1종 이상이 강 슬라브 중에 첨가 될 경우， 내고은 산화성을 향상시킨다. 즉 Sn 및 Sb중 1종 이상을 첨가했을 경우에는 표면 산화층 가장 안쪽층 내의 파야라이트 (Mg2Si04) 농도는 높아지지는 않는다. 그러나， 가장 안쪽 층의 성질이 변화해 산화성 기체 내부로 확산 속도가 저하함으로써 내고온 산화성이 향상될 수 있다.
Sn 및 Sb 증 1종 이상의 함량은 본 발명의 일 실시예에 따른 베이스 코팅 프리 방향성 전기강판 제조를 위해 매우 중요한 전제조건이 된다. 베이스 코팅 프리 방향성 전기강판이 자성적으로 우수한 특성을 나타내기 위해서는 1차 재결정 소둔 공정 (S40) 중에 생성되는 산화층 (30)이 모재 금속층 ( 10) 내부로 깊숙히 침투하는 것을 억제하면서 전체적인 산화층 (30)의 두께는 얇게 가져가도록 유도하여야 한다. 이 때 산화층 (30)은 모재 금속층 ( 10)의 두께방향으로 확산하지 않고 모재 금속층 (30)의 표면에서 밴드형태의 농화대를 형성하게 된다. 이 때 산화층 (30)의 산소량은 600ppm 이상으로 높으면서， 동시에 산화층 (30)의 두께는 0.5 내지 2.5/ 로 얇게 제어할 수 있다.
단계 (S10)이후， 강슬라브를 재가열할 수 있다. 다음으로, 단계 (S20)에서는 강 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조한다. 이 때 열연판의 두께는 2.0 내지 2.8誦가 될 수 있다.
다음으로， 단계 (S30)에서는 열연판을 넁간 압연하여 넁연판을 제조한다. 열연판은 열연판 소둔 및 산세 후 냉간 압연할 수도 있다. 이 때 냉연판의 두께는 1.5 내지 2.3隱가 될 수 있다. 다음으로， 단계 (S40)에서는 냉연판을 1차 재결정 소둔한다ᅳ 넁간 압연판이 탈탄 및 침질을 위해 습윤분위기로 제어되고 있는 가열로를 통과할 때 넁간 압연판의 조성 중 산소친화도가 가장 높은 Si가 가열로 내 수증기에서 공급되는 산소와 반웅해 가장 먼저 표면에 실리카 산화물 (Si02)이 형성된다. 이후에 산소가 넁간 압연판 내로 침투하여 Fe계 산화물이 생성된다. 이렇게 형성된 실리카 산화물은 다음과 같은 화학 반웅식 (3)을 통해 포스테라이트 (Mg2Si04) 피막 (베이스 코팅층)을 형성한다.
2Mg(0H)2 + Si02→ Mg2Si04 + 2H20 (3)
화학 반웅식 (3)에서와 같이 실리카 산화물이 고체상태의 마그네슘 슬러리와 반웅함에 있어 완전한 화학적 반웅을 이루기 위해서는 두 고체 사이를 연결해 주는 촉매역할의 물질이 필요하며 여기서는 파야라이트 (Fe2Si04)가 담당한다. 따라서 베이스 코팅을 가지고 있는 통상재의 경우 실리카 산화물 형성량뿐만 아니라 적절량의 파야라이트 형성이 중요하였다.
전기강판 1차 재결정 소둔 (탈탄소둔)후 산화층의 형상은 검은색 부분의 산화물이 금속 매트릭스 (matr ix)에 박혀있는 형태로 되어 있다. 이 층은 로의 온도， 분위기， 로점 (Dew Point )등을 제어하여 베이스 코팅이 잘 형성되도록 조절하였다. '
그러나 글라스리스 공정은 궁극적으로 소재의 자구이동을 방해하는 베이스 코팅층을 고은소둔 공정 전단부에 최소한으로 형성한 후 후단부에 제거하는 개념을 가지고 있으므로 통상적으로 1차 재결정 소둔 공정에서 최소한의 실리카 산화물을 형성시킨 후 수산화 마그네슘 (Mg(0H)2)으로 치환된 소둔분리용 슬러리와 반웅시켜 포스테라이트층을 형성한 후 모재로부터 분리를 유도한다.
따라서 통상의 글라스리스 제조 공정의 경우 탈탄 및 침질시 이슬점， 균열온도 그리고 분위기 가스제어를 통해서 소재의 표면에 실리카 산화물층을 적게 형성시키고 파야라이트도 아주 소량 생성시키는 것이 유리하다. 그 이유는 실리카 산화물과 마그네슴간의 반웅을 촉진시키는 물질인 파야라이트는 철계 산화물로서 베이스 코팅 형성시 철계 산화물 언덕 (이하 Fe mound)을 형성하고 글라스리스계 첨가물이 기체화 됨에 의해 모재로 부터 탈락되지 않고 소재 표면에 그대로 붙어 있는데, 이러한 경우 글라스리스 공정이 목표하고 있는 표면이 미려한 제품을 얻을 수 없을 뿐만 아니라 자성도 매우 열위하게 되기 때문이다.
글라스리스 제조공정이 가지고 있는 제조상의 문제점 때문에 통상의 글라스리스 공정에서는 1차 재결정 소둔시 산화능을 낮게 제어하여 산화층을 적게 생성하고 또한 생성되는 산화층의 조성은 대부분 실리카 산화물로 유도하는 반면 낮은 산화능으로 인한 소재의 탈탄성 저하 문제는 탈탄처리 시간을 늘려 줌으로서_ 해결하고 있다. 이로 인해 생산성이 저하된다. 또한 얇은 산화층으로 인해 고온소둔시 강중에 존재하는 인히비터가 표면쪽으로 급격하게 확산 및 소실되어 2차 재결정이 불안해지는 문제를 가지고 있으며 따라서 '종래의 글라스리스 공정에서는 2차 재결정 소둔 (고온소둔)시 고질소 분위기 및 승온 구간에서 승온율을 늦추는 서열패턴을 적용함으로서 강중 인히비터가 표면쪽으로 확산되는 것을 억제하고 있지만 1차 재결정 소둔 공정에서와 마찬가지로 생산성 저하는 피할 수 없다. 이상과 같이 종래의 글라스리스 공정을 통해서 제품을 제조할 경우 생산성이 베이스 코팅을 가지고 있는 통상의 방향성 전기강판 대비 현저히 떨어진다. 아을러 고온소둔시 인히비터 불안정성에 따른 생산 로트별 경면도 및 자성편차가 매우 심각하다. 본 발명의 일 실시예에서는 산화층 (30)의 산소량을 높여 글라스 피막을 잘 형성하게 하고 이후 이러한 글라스 피막이 잘 분리하는 방법을 제공한다.
산화층은 금속 기지 내에 내부 산화물이 박혀 있는 층으로 두께 방향으로 더 안쪽의 모재 금속층 ( 10)과 구분된다. 이러한 산화층 (30)의 산소량을 글라스피막을 잘 형성 시키는 양 만큼 증가시키면서도 산화층 (30)의 총 두께는 줄이는 방법을 고안하였다. 이를 위해 1차 재결정 소둔 공정 (S40)에서 소재 표면에 형성되는 산화층 (30) 메커니즘 및 강중에 포함되어 있는 편석 원소의 편석 현상을 적극적 이용하여 편석원소의 편석과 1차 재결정 소둔시 구간별 온도, 산화도를 적정하게 유지함으로써 산화층 (30) 두께는 얇게 유지하는 대신 전체적으로 형성되는 산화층 내의 산소량은 높게 형성되는 방법을 제공한다.
냉간 압연판이 1차 재결정 소둔 단계 (S40)에서 탈탄을 위해 습윤분위기로 제어되는 가열대 및 1차 균열대에서 산화층 (30)의 두께가 두꺼워진다. 본 발명의 일 실시예에서는 1차 재결정 소둔 단계 (S40)에서 편석원소인 Sb 또는 Sn을 산화층 (30)과 금속 기재층 (10)의 계면쪽으로 편석시켜 편석층 (20)을 형성함으로써， 산화층 (30)의 두께가 두꺼워지는 것을 방지한다.
즉， 단계 (S40)에서 도 2에서 표시한 모식도와 같이， 모재 금속층 (10) 편석충 (20) 및 산화층 (30)이 순차로 형성될 수 있다. 편석층 (20)은 모재 금속층 (10) 내의 Sn, Sb가 편석된다.
1차 재결정 소둔은 가열대， 제 1균열대 및 제 2균열대를 통과하여 실시하며， 각각의 이슬점을 tl, t2 및 t3라 할 때 하기의 식 (1) 및 식 (2)을 만족할 수 있다.
50 °C < tl < t2 < t3 <70°C (1)
t2-tl>4°C . (2)
이슬점이 50oC 보다 낮으면， 탈탄에 불량아 발생할 수 있다. 또한 이슬점이 70oC 보다 높으면， 산화층 (30)이 과다하게 생성되어 2차 재결정 소둔 단계에서 포스테라이트 (Mg2Si04) 파막을 제거한 후 표면에 잔류물이 다량 발생할 수 있다. 따라서 전술한 범위로 가열대， 제 1균열대 및 제 2균열대의 이슬점을 조절할 수 있다.
구체적으로 단계 (S40)에서 형성되는 산화층 (30)의 두께가 0.5 내지 2.5 가 되고， 산화층 (30)의 산소량은 600 ppm 이상이 될 수 있다. 더욱 구체적으로 산화층 (30)의 두께가 0.5 내지 2.5 im 가 되고， 산화층 (30)의 산소량은 700 내지 900 ppm 이 될 수 있다.
단계 (S40)은 수소, 질소 및 암모니아 가스 분위기에서 수행될 수 있다. 구체적으로 질소 40 내지 60 부피 %, 암모니아 0.1 내지 3 부피 % 및 잔부는 수소를 포함하는 분위기에서 수행될 수 있다. 다음으로 단계 (S50)에서는 1차 재결정 소둔된 냉연판에 소둔분리제 도포하고 건조한다. 구체적으로 소둔분리제는 소둔분리제는 마그네슘 산화물 또는 마그네슴 수산화물 및 금속 요오드화물을 포함할수 있다. 마그네슴 산화물 또는 마그네슘 수산화물은 소둔분리제의 주 성분으로서, 전술한 화학 반웅식 (3)과 같이, 표면에 존재하는 Si¾와 반웅하여 포스테라이트 (Mg2Si04) 피막을 형성한다.
한편， 금속 요오드화물은 2차 재결정 소둔 단계에서 베이스코팅을 제거하기 위한 목적으로 사용된다. 일반적으로 지금까지의 베이스코팅 프리 방향성 전기강판을 제거하기 위해서는 금속 염화물이 주로 사용되었다. 예를 들면, 금속 염화물의 일종인 BiCl3의 경우， 고온 소둔 시 로 ( furnace)내 압력에 의해 C1 원자 (즉, BiCl3 의 C1 원자)가 강판 밖으로 빠져나가기 보다는， 다시 강판의 표면 쪽으로 확산하게 되며, 그 결과 강판 및 그 베이스 코팅의 경계면에서 하기 화학식 (4)와 같은 화학적 반웅을 유발한다.
Fe + 2C1 → FeCl2 (4)
이렇게 생성된 FeCl2의 기화점은 1025 °C이므로， 2차 재결정 소둔 단계에서 FeCl2가 기화하면서， 베이스코팅을 강판의 표면으로부터 박리시키는 것이 이론적으로 가능하다.
하지만, 실제 고온 소둔 로 ( furnce) 내에는 수소 및 질소가 흔재되어있으므로, FeCl2는 다시 하기 화학 반웅식 (5)로 표시되는 반웅이 유도된다.
FeCl2 + ¾ → 2HC1 + Fe (5)
만약 상기 FeCl2의 기화 온도인 1025 °C가 되기 이전에 화학 반웅식 (5)의 반웅이 일어나게 되면 강판 및 베이스코팅의 계면에서 HC1 기체가 생성되고， 이러한 HC1 기체가 산화막을 박리시키는 것이 가능하다. 그러나， FeCl2의 기화 온도인 1025 °C 미만에서 베이스코팅이 박리될 경우， 최종 수득된 방향성 전기강판의 자기적 특성은 열위해 질수 밖에 없다.
구체적으로， 상기 고온 소둔 공정 증에는 2차 재결정립이 형성되며， 이러한 2차 재결정립은 방향성 전기강판의 철손 감소 및 자속 밀도의 향상에 증요한 영향을 주는 것이나， 일반적으로 2차 재결정 현상이 약 1050 내지 1100 °C 사이에 시작됨을 고려하면， FeCl2의 기화 온도 (즉， 1025 °C ) 미만의 온도는 층분한 2차 재결정이 이루어지기에는 지나치게 낮은 온도인 것이다.
보다 구체적으로, 2차 재결정이 일어나는 온도 영역에 도달하기 전까지는, 강판 내부에 인히비터를 안정적으로 존재하도록 하여， 결정립의 성장을 억제시킬 필요가 있다ᅳ
만약 베이스 코팅이 존재한다면 로 ( furnace) 내의 수소 및 질소 등의 기체가 강판과 직접 접촉되는 것을 방지하여， 석출물의 분해를 억제할 수 있으나， 2차 재결정의 개시 온도에 도달하기 전 이미 HC1 기체에 의해 베이스 코팅이 탈락된다면， 노출된 강판의 표면에서 인히비터의 분해가 유발되고， 이로 인해 결정립의 성장이 억제되지 못하여, 결국 2차 재결정립이 제대로 형성될 수 없게 된다.
이 뿐만 아니라， HC1 기체는 금속 물질과의 반웅성이 크기 때문에 로 ( furnace)를 부식시킬 위험이 있으며， 유독 가스에 해당하기 때문에 환경적으로 유해한 단점도 있다.
그에 반면， 금속 염화물이 아닌 금속 요오드화물을 사용할 경우， 강판 및 그 산화막 계면에서 FeCl2 대신에 Fel2가 생성된 후， 로 (furnace) 내 분위기의 영향으로 하기 화학 반웅식 (6)으로 표시되는 반웅을 하게 된다.
Fel2 + H2→ 2HI + Fe (6)
이 경우에도, 생성된 HI 기체는 강판 밖으로 빠져 나오면서 베이스코팅을 탈락시키게 되나， 로 ( furnace) 내 수소 및 질소의 분압에 관계 없이， 금속 염화물을 사용했을 때보다 80 °C 가량 높은 온도에서 베이스코팅이 탈락될 수 있다.
특히， 수소와 질소비가 0.25 : 0.75인 경우에는 베이스코팅이 강판 표면에서 탈락되는 온도가 약 1045 °C인 것으로 확인되며， 이는 2차 재결정이 개시되는 온도와 거의 유사한 온도에 해당한다.
따라서， 강판 내부의 인히비터가 금속 요오드화물을 소둔 분리제로 사용할 때 금속 염화물보다 상대적으로 높은 온도까지 안정적으로 존재할 수 있다.
즉， 금속 요오드화물은 금속 염화물보다 철손 특성이 우수한 2차 재결정을 유도하는데 더욱 유리한 물질이며， 고온 소둔 로 ( furnace)의 부식이나 유독성 면에서도 더 안전한 특성을 가지고 있다.
구체적으로 소둔 분리제는 마그네슘 산화물 또는 마그네슘 수산화물 100 증량부 및 금속 요오드화물 5 내지 20 중량부를 포함할수 있다.
금속 요오드화물이 너무 적게 포함될 경우， 화학 반웅식 (6)의 반웅이 층분하지 않아 경면도가 불량해질 수 있다. 금속 요오드화물이 너무 많이 함유될 경우에는 2차 재결정 소둔 단계의 초기에 베이스코팅의 형성이 원활하지 않아 2차 재결정 개시 온도의 도달 전 인히비터의 분해가 이루어져 자성이 불량한 결과를 초래할 수 있다. 따라서 금속 요오드화물의 함량을 전술한 범위로 한정한다 .
또한， 금속 요오드화물을 이루는 금속은， kg , Co . Cu 및 Mo 및 이들의 조합을 포함하는 군에서 선택된 어느 하나의 금속일 수 있다.
단계 (S50)에서 소둔분리제의 도포량은 6 내지 20 g/m2가 될 수 있다. 소둔분리제의 도포량이 너무 적으면， 베이스 코팅 형성이 원활하게 이루어지지 않을 수 있다. 소둔분리제 도포량이 너무 많으면， 2차 재결정에 영향을 줄 수 있다. 따라서 소둔분리제의 도포량을 전술한 범위로 조절할 수 있다.
단계 (S50)에서 소둔분리제를 건조하는 온도는 300 내지 700 °C가 될 수 있다. 온도가 너무 낮으면 소둔분리게가 쉽게 건조되지 못할 수 있다. 온도가 너무 높으면， 2차 재결정에 영향을 줄 수 있다. 따라서 소둔분리제의 건조 온도를 전술한 범위로 조절할 수 있다. 다음으로， 단계 (S60)에서는 소둔분리제가 도포된 넁연판을 2차 재결정 소둔한다.
단계 (S60)는 상은에서 1200°C까지 승온하는 단계에 있어， 650 °C부터
1200 °C의 범위에서는 0. 1 내지 20 °C /hr의 승온율로 가열하고， 상기 1200 °C에 도달한 아후, 1150 내지 1250 °C의 온도 범위에서 20 시간 이상 유지하는 것일 수 있다.
승온율이 너무 낮을 경우， 시간이 .오래 걸려 생산성에 문제가 있을 수 있으며, 승온율이 너무 높을 경우, 인히비터의 불안정성이 커져， 2차 재결정립의 성장이 잘 이루어지지 않을 수 있다.
또한, 1200 °C에 도달한 이후, 20시간 이상 유지를 하는 이유는， 외부로 노출된 강판 표면의 평활화를 유도하고， 강판 내부에 존재하는 잘소나 탄소등의 불순물을 제거하기 위하여 층분한 시간이 필요하기 때문이다.
단계 (S60) 에서 700 내지 1200°C의 승온 과정은 20 내지 30 부피 %의 질소 및 70 내지 80 부피 %의 수소를 포함하는 분위기에서 수행하고， 1200°C 도달 후에는 100 부피 %의 수소를 포함하는 분위기에서 수행할 수 있다. 전술한 범위로 분위기를 조절함으로써 포스테라이트 피막이 원활하게 형성될 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법에 의하면， 산화층량은 통상재와 거의 유사하나 산화층 두께는 통상재 대비 50% 이하로 얇게 형성하여 2차 재결정소둔 단계에서 포스테라이트 층이 제거가 용이하고 따라서 모재의 자구이동이 용이한 금속 광택형 방향성 전기강판을 얻을 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법에 의하면， 조도와 광택도가 증가하게 된다. 본 발명의 일 실시예에 의해 제조된 방향성 전기강판의 표면은 조도가 Ra값으로 0.8 이하이다.
또한 도 3에서 개략적으로 나타나 있듯이， 방향성 전기강판의 표면은 압연 방향과 평행하게 파인 굴곡 (요철 ) (40)을 갖게 된다.
본 발명의 일 실시예에서 제조한 방향성 전기강판은 조도가 상대적으로 크며 광택도도 감소한다. 이러한 이유는 2차 재결정 소둔 중 1025 내지 1100°C 부근에서 포스테라이트 피막 박리되는.시간이 상대적으로 길며 따라서 박리 후 표면이 열에 의해 평탄화 되는 시간이 층분하지 않기 때문이라고 생각된다. 그러나 이에 상웅하여 2차 재결정소둔 단계에서 인히비터 안정성이 우수하여 자성확보가 용이하다. 이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며， 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다. 실시예
중량 %로 S i : 3.2%, Sn : 0.06% , Sb : 0.025% 포함하는 강 슬라브를 제조한 후 열간압연하여 2.6 mm의 열연판을 만든 다음, 열연판 소둔 및 산세 후 최종두께인 0.30隱 두께로 냉간압연을 하였다.
냉간압연된 강판은 이후， 1차 재결정 소둔을 거치게 되며 균열온도를 875°C에서 180초간 유지하여 동시 탈탄， 질화처리하였다. 이 때 , 가열대， 제 1균열대 및 제 2균열대의 이슬점 (Dew poi nt )을 하기 표 1과 같이 조절하여 생성되는 산화층량을 조절하였다.
1차 재결정 소둔 후 넁연판의 측면에 대한 전계방사형 투과전자현미경 (FE-EPMA)이미지 및 분석 결과를 도 4에 나타내었다. 도 4에 나타나듯이， 모재 금속층， 편석층 및 산화층이 순차로 형성되는 것을 확인할 수 있다.
이후, MgO를 주성분으로하는 소둔분리제에 표 1과 같이 금속 염화물 및 금속 요오드화물을 첨가하여 강판에 도포한 후 코일상으로 2차 재결정 소둔하였다. 2차 재결정 소둔시 1차 균열온도는 700 °C , 2차 균열온도는 1200°C로 하였고， 승온속도는 15°C /hr로 하였다. 한편 1200°C에서의 균열시간은 15시간으로 하여 처리하였다. 최종소둔시의 분위기는 120CTC까지는 75 부피 %의 질소 및 25 부피 ¾>의 수소 흔합분위기로 하였고, 1200 °C 도달 후에는 100부피 % 수소분위기에서 유지한 후 노냉하였다. 최종 수득된 방향성 전기강판은 표면 세정 후， 표면에 절연 피막을 코팅하지 않은상태에서 자속밀도， 철손 및 표면조도를 측정하였다.
도 5에서는 제조한 방향성 전기강판을 나타내었다. 압연 방향과 평행하게 파인 굴곡 (요철)이 형성되어 있음을 확인할 수 있다.
구체적으로， 자속밀도의 경우， s ingl e sheet 측정법을 이용하여 자기장의 세기를 800A/m, 철손은 1.7T I 50Hz 조건으로 측정하였으며， 표면 조도는 조도계 (Sur f test-SJ-500)을 이용하여 측정하였다.
【표 1】 1차 재결정 소둔 소둔분리
산화층량 자속밀도 철손 조도 이슬점조건 (°0 첨가제
(ppm) (T) (W/kg) (urn) 가열대 제 1균열 제 2균열 /첨가량 (중량 %)
BiCl3
비교예 1 45 48 53 358 ■ 1.88 1. 12 0.38
/10
BiCl3
비교예 2 52 54 67 735 1.90 0.99 0.68
/10%
BiCl3
비교예 3 56 65 72 952 1.89 1.03 0.83
/10%
비교예 4 53 56 65 712 - 1.91 1.01 0.45
Cul
비교예 5 52 54 67 735 1.88 1.09 0.92
/3%
Cul
실시예 1 51 55 68 741 1.92Bi 0.93 0.65
/8%
Cul
실시예 2 56 63 69 822 1.91 0.95 0.71
/13%
Cul
실시예 3 55 59 63 652 1.91 0.95 0.52
/20%
BiCl3
비교예 6 56 63 ' 68 798 1.89 1.05 0.41
/15%
Cul
비교예 7 50 53 56 539 1.87 1. 14 0.57
/10
Cul
비교예 8 60 66 75 913 1.90 1.04 0.53
/10% 표 1에서 나타나듯이, 1차 소둔로의 이슬점이 50oC보다 낮거나 70oC 보다 높은 경우에는 강판의 경면도가 좋지 않아 자성특성이 열위 되는 것을 알 수 있다. 또한 소둔분리제 첨가물로 금속 염화물을 사용하는 것보다는 금속 요오드화물을 사용할 때 , 자성 특성이 향상되었다. 결과적으로 , 실시예를 통하여 자구이동이 용이한 금속 광택형 방향성 전기강판을 얻을 수 있었으며， 이 때 산화층 내의 산소량은 비교예와 유사함에 따라 모재의 탈탄성을 확보하여 2차 재결정 소둔시 인히비터가 안정하여 자성적으로 우수하고 생산성 또한 높음을 확인할 수 있었다. 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.
【부호의 설명】
10. ： 금속 모재층 20 ： 편석층
30 ： 산화층 40 ： 굴곡

Claims

【청구범위】
【청구항 1】
중량 %로， Si ： 2 내지 7%, 및 Sn ： 0.03 내지 0.10% 및 Sb ： 0.01 내지 0.05%중 1종 이상을 포함하는 강 슬라브를 제조하는 단계;
상기 강 슬라브를 열간 압연하여 열연관을 제조하는 단계 ;
상기 열연판을 냉간 압연하여 넁연판을 제조하는 단계;
상기 넁연판을 탈탄 및 침질하는 1차 재결정 소둔하는 단계;
상기 1차 재결정 소둔된 냉연판에 소둔분리제를 도포하고 건조하는 단계; 및
상기 소둔분리제가 도포된 넁연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법에 있어서，
상기 1차 재결정 소둔은 가열대， 게 1균열대 및 제 2균열대를 통과하여 실시하되， 각각의 이슬점을 tl, t2 및 t3라 할 때 하기의 식 (1) 및 식 (2)을 만족하며，
상기 소둔분리제는， 마그네슘 산화물 또는 마그네슘 수산화물 및 금속 요오드화물을 포함하고，
상기 2차 재결정 소둔하는 단계에서， 포스테라이트 (Mg2Si04) 피막을 제거하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
50 °C < tl < t2 < t3 <70°C (1)
t2-tl>4°C (2)
【청구항 2】
제 1항에 있어서，
제 1균열대 및 제 2균열대의 이슬점이 하기 식 (3)을 만족하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
t3-t2>4°C (3)
【청구항 3】
저 U항에 있어서，
상기 1차 재결정 소둔 후， 모재 금속층， 편석층 및 산화층이 순차로 형성되고, 상기 편석층은 Sb 및 Sn 증 1종 이상을 50 내지 100 중량 % 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 4]
제 3항에 있어서,
상기 산화층의 두께는 0.5 내지 2.5 이고， 상기 산화층의 산소량은 600 ppm 이상인 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 5】
제 1항에 있어서,
상기 소둔 분리제는 상기 마그네슴 산화물 또는 마그네슴 수산화물 100 중량부 및 상기 금속 요오드화물 5 내지 20 중량부를 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
[청구항 6】
제 1항에 있어서，
상기 금속 요오드화물을 이루는 금속은， Ag , Co . Cu 및 Mo 증에서 선택되는 1종 및 이들의 조합을 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
【청구항 7】
제 1항에 있어서.，
상기 2차 재결정 소둔하는 단계는 650 내지 1200 °C의 은도 범위에서 수행되는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 8】
제 7항에 있어서，
상기 2차 재결정 소둔하는 단계에서 650 °C로부터 1200 °C에 도달할 때까지 0. 1 내지 20 °C /hr의 승온율로 가열하고， 1200 °C에 도달한 이후, 1150 내지 1250 °C의 온도 범위에서 20 시간 이상 유지하는 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 9]
제 1항에 있어서，
상기 방향성 전기강판의 표면 조도는 Ra로 0.8 이하인 방향성 전기강판의 제조 방법 .
【청구항 10】
제 9항에 있어서，
상기 방향성 전기강판의 표면은 압연 방향과 평행하게 파인 굴곡이 형성된 방향성 전기강판의 제조 방법 .
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