WO2020122558A1 - 방향성 전기강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet having improved magnetic properties by suppressing Co concentration in a metal oxide layer by controlling an atmospheric gas in the primary recrystallization annealing process.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is a soft magnetic material having excellent magnetic properties in one direction or in the rolling direction because it exhibits a goss texture in which the aggregation structure of the steel sheet is ⁇ 110 ⁇ 001> with respect to the rolling direction.
  • complicated processes such as component control in steelmaking, slab reheating and hot rolling process factor control in hot rolling, hot rolled sheet annealing heat treatment, cold rolling, primary recrystallization annealing, and secondary recrystallization annealing are required. It must be managed precisely and strictly.
  • Secondary recrystallization is a phenomenon that occurs when an inhibitor that inhibits the growth of primary recrystallized grains is decomposed or loses its inhibiting power in an appropriate temperature range. In this case, specific grains, such as goth grains, grow rapidly within a relatively short time.
  • the quality of the grain-oriented electrical steel sheet can be evaluated by the magnetic flux density and iron loss, which are representative magnetic properties, and the higher the precision of the goth aggregate, the better the magnetic properties.
  • the grain-oriented electrical steel sheet having excellent quality is capable of manufacturing a high-efficiency power device due to its magnetic properties, and thus it is possible to obtain a high efficiency while miniaturizing the power device.
  • the research and development to lower the iron loss of the grain-oriented electrical steel sheet was first conducted in order to increase the magnetic flux density.
  • the initial grain-oriented electrical steel sheet was prepared by using MnS as a grain growth inhibitor and cold rolling twice.
  • the secondary recrystallization was stably formed, but the magnetic flux density was not very high and the iron loss was high.
  • Another method for improving the grain growth inhibitory power is a method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet using Mn, Se and Sb as grain growth inhibitors. It consists of high temperature slab heating, hot rolling, hot rolled sheet annealing, primary cold rolling, intermediate annealing, secondary cold rolling, decarburization annealing, and final annealing, and this method has high grain growth suppression and can obtain high magnetic flux density.
  • this method has high grain growth suppression and can obtain high magnetic flux density.
  • a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet Specifically, by controlling the atmospheric gas in the primary recrystallization annealing process, there is provided a method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet with improved magnetic properties by suppressing Co concentration in the metal oxide layer.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention by weight, Si: 2.0 to 6.0%, C: 0.005% or less (excluding 0%), Sb: 0.01 to 0.05%, Sn: 0.03 to 0.08%, Cr:0.01 to 0.2% and Co: 0.0003 to 0.097%, including the balance of Fe and the inevitable impurities, and includes an electric steel plate substrate and a metal oxide layer located on the surface of the electric steel plate substrate, the metal oxide layer is Co 0.0005 to 0.25% by weight.
  • the electrical steel substrate may further include at least one of Al: 0.005 to 0.04 wt%, Mn: 0.01 to 0.2 wt%, N:0.01 wt% or less, S:0.01 wt% or less, and P:0.0005 to 0.045 wt% have.
  • the metal oxide layer may further include Si: 10 to 30% by weight, O: 30 to 55% by weight, Mg: 25 to 50% by weight, and the balance Fe.
  • the thickness of the metal oxide layer may be 0.5 to 10 ⁇ m.
  • the electrical steel substrate includes crystal grains, and an average ⁇ angle of the crystal grains may be 3° or less.
  • the ⁇ angle refers to the angle that the [001] direction of the aggregated tissue forms with the rolling direction axis when viewed from the rolling vertical plane.
  • Method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet comprises the steps of heating a slab; Hot rolling a slab to produce a hot rolled sheet; Cold rolling the hot rolled sheet to produce a cold rolled sheet; First recrystallization annealing the cold rolled sheet; And secondary recrystallization annealing of the cold rolled sheet subjected to primary recrystallization annealing; and the primary recrystallization annealing includes a first heating step, a second heating step, and a cracking step, and the oxidation capacity of the first heating step ( P H2O /P H2 ) is 0.7 to 2.0, the oxidation capacity of the second heating step is 0.05 to 0.6, and the oxidation capacity of the cracking step is 0.3 to 0.6.
  • the slab by weight Si: 2.0 to 6.0%, C: 0.02 to 0.08%, Sb: 0.01 to 0.05%, Sn: 0.03 to 0.08%, Cr: 0.01 to 0.2% and Co: 0.0005 to 0.1%,
  • the balance may include Fe and unavoidable impurities.
  • the oxidation ability of the first temperature increase step and the oxidation ability of the second temperature increase step may satisfy Equation 1 below.
  • the oxidation capacity of the second heating step and the oxidation capacity of the cracking step may satisfy Equation 2 below.
  • the oxidation ability of the first temperature raising step and the oxidation ability of the cracking step may satisfy Equation 3 below.
  • the first heating step is a step of raising the cold-rolled sheet to an end temperature of 710 to 770°C
  • the second heating step is a step of raising the temperature from the end temperature of the first heating step to an end temperature of 830 to 890°C
  • cracking The step may be a step of maintaining the temperature in the range of the end temperature of the second heating step to 900°C.
  • the atmospheric gas may include 50% by weight or less of the nitriding gas.
  • the second recrystallization annealing step may be performed at a crack temperature of 900 to 1210°C.
  • the orientation of the secondary recrystallization can be accurately controlled to improve magnetic properties.
  • 1 is a schematic perspective view of a grain-oriented electrical steel sheet for explaining the concept of alpha ( ⁇ ), beta ( ⁇ ), and delta ( ⁇ ) angles.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view of a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • first, second and third are used to describe various parts, components, regions, layers and/or sections, but are not limited thereto. These terms are only used to distinguish one part, component, region, layer or section from another part, component, region, layer or section. Accordingly, a first portion, component, region, layer or section described below may be referred to as a second portion, component, region, layer or section without departing from the scope of the present invention.
  • % means weight%, and 1 ppm is 0.0001% by weight.
  • the meaning of further including an additional element means that the remaining amount of iron (Fe) is replaced by an additional amount of the additional element.
  • Method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet comprises the steps of heating a slab; Hot rolling a slab to produce a hot rolled sheet; Cold rolling the hot rolled sheet to produce a cold rolled sheet; First recrystallization annealing the cold rolled sheet; And secondary recrystallization annealing of the cold rolled sheet subjected to primary recrystallization annealing.
  • the slab is heated.
  • the slab by weight Si: 2.0 to 6.0%, C: 0.02 to 0.08%, Sb: 0.01 to 0.05%, Sn: 0.03 to 0.08%, Cr: 0.01 to 0.2% and Co: 0.0005 to 0.1%,
  • the balance may include Fe and unavoidable impurities.
  • the slab Al: 0.005 to 0.04% by weight, Mn: 0.01 to 0.2% by weight, N:0.01% by weight or less, S:0.01% by weight or less, and P:0.0005 to 0.045% by weight or more.
  • Mn 0.01 to 0.2% by weight
  • N 0.01 to 0.2% by weight
  • S 0.01 to 0.2% by weight
  • S 0.01 to 0.2% by weight
  • P 0.0005 to 0.045% by weight or more.
  • Silicon (Si) is a basic composition of an electric steel sheet, and increases the resistivity of a material, thereby reducing the core loss.
  • the SiO 2 and Fe 2 SiO 4 oxide layers are excessively and densely formed, thereby delaying the decarburization behavior. Accordingly, the phase transformation between ferrite and austenite occurs continuously during the first recrystallization annealing, and the primary recrystallized aggregate structure may be severely damaged. Nitriding behavior is delayed due to the effect of delaying the decarburization behavior according to the above-described formation of the dense oxide layer, so that nitrides such as (Al,Si,Mn)N and AlN are not sufficiently formed. It may become impossible to secure.
  • the brittleness which is the mechanical property of the electric steel sheet, increases, and the toughness decreases, so that the incidence of plate breakage intensifies during the rolling process, and the weldability between plates may decrease, making it difficult to secure easy workability.
  • Si content is not controlled to the predetermined range, secondary recrystallization may become unstable, magnetic properties may be seriously damaged, and workability may deteriorate.
  • Si may be included in an amount of 2.5 to 5.0% by weight.
  • Carbon (C) is an element that contributes to fine grains and improves elongation by causing phase transformation between ferrite and austenite, and is an essential element for improving the rolling property of an electric steel sheet having poor brittleness due to its high brittleness.
  • the content of C added in the slab is added at 0.02 to 0.08% by weight.
  • Si content when the slab contains less C, phase transformation between ferrite and austenite does not occur sufficiently, resulting in non-uniformity of the slab and the hot-rolled microstructure, which may impair cold rolling properties.
  • the dislocation of the dislocation is activated to increase the shear strain zone to increase the place of generation of goth nuclei. Accordingly, the Goss crystal grain fraction of the primary recrystallized microstructure is increased, so it seems to be advantageous as the C content increases.
  • the C content of the slab in the range of the above-described Si content is too large, sufficient decarburization is obtained in the primary recrystallization annealing process.
  • the secondary transformation crystal structure is severely damaged due to the phase transformation phenomenon caused by this, and when the final product is applied to a power device, it may cause deterioration of magnetic properties due to self-aging. More specifically, the C content in the slab may be 0.03 to 0.07% by weight.
  • the final manufactured electrical steel sheet contains C in an amount of 0.005% by weight or less. More specifically, in the final manufactured electric steel sheet, C is included in an amount of 0.003% by weight or less.
  • Antimony has the effect of segregating to the grain boundaries and suppressing the growth of crystal grains, and has the effect of stabilizing secondary recrystallization.
  • Sb Antimony
  • the grain growth inhibitory effect may be insignificant.
  • the Sb content is too small, the grain growth inhibitory effect may be insignificant.
  • the Sb content is too large, the effect of suppressing grain growth and diffusion to the surface becomes severe, and rather, stable secondary recrystallization is not obtained, and surface quality may be deteriorated.
  • Sb may be included in an amount of 0.02 to 0.04% by weight.
  • Tin (Sn) is a grain boundary segregation element and is known as a grain growth inhibitor because it is an element that interferes with the movement of grain boundaries.
  • the grain growth inhibitory force for smooth secondary recrystallization behavior is insufficient, and segregation to the grain boundaries is necessary to prevent Sn from interfering with the grain boundaries.
  • the effect of improving magnetic properties may be negligible.
  • the Sn content is too small, the effect of improving magnetic properties may be negligible.
  • the Sn content is too large, it may be difficult to obtain a stable secondary recrystallization because the grain size suppression force is too strong if the heating rate in the primary recrystallization annealing section is controlled or not maintained for a certain period of time.
  • Sn may be included in an amount of 0.05 to 0.07% by weight.
  • Chromium (Cr) promotes the formation of a hard phase in the hot-rolled sheet annealing plate, promotes the formation of ⁇ 110 ⁇ 001> aggregates during cold rolling, and promotes the decarburization of C during the primary recrystallization annealing process, thereby helping The austenite phase transformation retention time can be reduced to prevent damage.
  • the primary recrystallization annealing process by promoting the formation of the oxide layer on the surface to be formed, among the alloying elements used as the grain growth auxiliary inhibitor, there is an effect that can solve the disadvantage that the formation of the oxide layer is inhibited due to Sn and Sb.
  • the Cr content When the Cr content is too small, the above-described effect may not be sufficiently exhibited. If the Cr content is too large, during the first recrystallization annealing process, rather, the formation of the oxide layer becomes inferior, and may deteriorate decarburization and deterioration.
  • it may contain Cr 0.02 to 0.1% by weight.
  • Co Co is an alloying element that is effective in improving the magnetic flux density by increasing the magnetization of iron, and at the same time, reducing the iron loss by increasing the specific resistance.
  • it may contain 0.01 to 0.05% by weight of Co.
  • the slab contains 0.0005 to 0.1% by weight of Co, but the final manufactured steel sheet may contain 0.0003 to 0.097% by weight of Co. This is because Co is partially diffused into the metal oxide layer, and thus, the content of the finished steel sheet may be less than that of Co in the slab. Co can diffuse up to 25%. More specifically, the final electrical steel substrate may include 0.008 to 0.05% by weight of Co.
  • Aluminum (Al) is combined with Al, Si, and Mn in which nitrogen ions introduced by ammonia gas are present in solid state in the steel in addition to AlN, which is finely precipitated during hot rolling and hot-rolled sheet annealing.
  • nitrogen ions introduced by ammonia gas are present in solid state in the steel in addition to AlN, which is finely precipitated during hot rolling and hot-rolled sheet annealing.
  • the Al is further included, if it is included too little, the sufficient effect as an inhibitor may not be expected because the number and volume of nitride formation are considerably low.
  • the Al content is too large, formation of coarse nitride may degrade grain growth inhibition.
  • Al when Al is further included, Al may be included in an amount of 0.01 to 0.035% by weight.
  • Manganese (Mn) is an element that decreases the total iron loss by increasing the specific resistance like Si and reducing the eddy current loss. By reacting with S in a small steel state to not only make Mn-based sulfide, but also react with nitrogen introduced by nitriding with Si to form precipitates of (Al,Si,Mn)N, thereby suppressing the growth of primary recrystallized grains 2 It is an important element in causing recrystallization of tea. Therefore, Mn can be further added.
  • Mn When Mn is further added, if Mn is included too little, a sufficient effect as an inhibitor cannot be expected because the number and volume of precipitates formed are low.
  • Mn content is too large, a large amount of (Fe, Mn) and Mn oxides are formed on the surface of the steel sheet in addition to Fe 2 SiO 4 , thereby hindering the formation of the base coating formed during high temperature annealing, thereby deteriorating the surface quality. Since the secondary recrystallization annealing process causes phase transformation between ferrite and austenite, the aggregated structure is severely damaged and the magnetic properties may be greatly deteriorated. More specifically, when Mn is further included, 0.05 to 0.15% by weight may be included.
  • N Nitrogen
  • N is an important element that reacts with Al to form AlN, and when N is further included in the slab, the content of N added is less than 0.01% by weight. If N is added too much, it causes a surface defect called blister due to nitrogen diffusion in the process after hot rolling, and because the nitride is formed too much in the slab state, it becomes difficult to roll, making the subsequent process complicated and manufacturing cost It may cause an ascent.
  • N which is additionally required to form nitrides such as (Al,Si,Mn)N, AlN, (Si,Mn)N
  • nitriding treatment in steel using a nitriding gas in an annealing process after cold rolling. Reinforce.
  • N is partially removed. Therefore, the N content of the final manufactured electrical steel sheet may be 0.01% by weight or less.
  • Phosphorus (P) is segregated in the grain boundaries, hinders the movement of grain boundaries, and at the same time, can play a secondary role in inhibiting grain growth, and has the effect of improving ⁇ 110 ⁇ 001> aggregate tissue in terms of microstructure.
  • the thickness of the hot rolled sheet may be 1.0 to 3.5 mm.
  • the crack temperature may be 800 to 1300°C.
  • a cold rolled sheet is manufactured by cold rolling the hot rolled sheet.
  • one or more cold rolling steps including cold rolling or intermediate annealing may be performed.
  • the thickness of the cold rolled sheet may be 0.1 to 0.5 mm.
  • the cold rolled sheet is subjected to primary recrystallization annealing.
  • the moisture in the wet atmosphere reacts with the iron and Si contained in the iron to form the oxide layer.
  • the oxide layer is formed too densely than necessary, the carbon inside the base metal is not smoothly decarbonized to the outside.
  • phase transformation between ferrite and austenite continues, and the goth aggregate among primary recrystallized aggregates is damaged.
  • a problem occurs that Co is excessively diffused into the oxide layer among the alloy elements in the steel sheet, and Co does not properly remain inside the steel sheet. When Co does not remain inside the steel sheet, the effect of improving magnetism through adding Co cannot be adequately obtained.
  • the oxide layer if the oxidation capacity of the heating zone and the crack zone is appropriately controlled, the damage to the Goss aggregate can be minimized. In addition, it is possible to suppress the excessive diffusion of Co into the oxide layer.
  • the first recrystallization annealing step includes a first temperature raising step, a second temperature raising step, and a cracking step, and the oxidation capacity (P H2O /P H2 ) of the first temperature raising step is 0.7 to 2.0, and the oxidation ability of the second temperature raising step Is 0.05 to 0.6, and the oxidation capacity of the cracking step is 0.3 to 0.6.
  • the oxidation capacity of the first heating step may be 0.7 to 2.0. If the oxidizing capacity of the first heating step is too small, moisture necessary for the decarburization reaction may not be sufficiently supplied, and thus decarburization may be delayed, resulting in damage to the goth aggregate. If the oxidizing capacity of the first heating step is too large, the oxide layer is densely formed on the surface of the base metal, and thus decarburization behavior is delayed, resulting in damage to the goth aggregate. More specifically, the oxidation capacity of the first heating step may be 0.8 to 1.5.
  • the first heating step is a step of raising the cold-rolled sheet to an end temperature of 710 to 770°C. More specifically, the end temperature of the first heating step is 720 to 760°C. More specifically, the end temperature of the first heating step is 740°C.
  • the oxidation capacity of the second heating step may be 0.05 to 0.6. If the oxidation capacity of the second heating step is too small, decarburization may be delayed due to insufficient oxygen supply compared to a rapid diffusion rate of oxygen due to moisture in the atmospheric gas. If the oxidation capacity of the second heating step is too large, a problem in that the decarburization behavior is delayed because the oxide layer is excessively dense on the surface. More specifically, the oxidation capacity of the second heating step may be 0.1 to 0.3.
  • the second heating step is a step of raising the temperature from the ending temperature of the first heating step to an ending temperature of 830 to 890°C. That is, it is a step of raising the temperature from the starting temperature of 710 to 770°C to the ending temperature of 830 to 890°C. More specifically, the starting temperature of the second heating step is 720 to 760°C, and the ending temperature is 840 to 880°C. More specifically, the start temperature of the second heating step is 740°C, and the end temperature is 860°C.
  • the oxidation ability of the first temperature increase step and the oxidation ability of the second temperature increase step may satisfy Equation 1 below.
  • Equation 1 When Equation 1 is satisfied, it is possible to solve the problem that the deoxidation layer is excessively dense on the surface while performing decarburization smoothly. More specifically, the lower limit of Equation 1 may be 0.5 and the upper limit may be 1.0.
  • the oxidation capacity of the cracking step may be 0.3 to 0.6. If the oxidizing capacity of the cracking step is too small, the amount of oxygen supplied by moisture in the atmospheric gas becomes insufficient, and thus residual carbon remains after decarburization annealing, and a self-aging effect may be exerted on the final product. If the oxidizing capacity of the cracking step is too large, an excessively dense outer oxide layer is formed, which interferes with further decarburization, and thus, as in the above-described effect, the self-aging effect is increased, which may cause continuous magnetic deterioration during use of the final product. More specifically, the oxidation capacity of the cracking step may be 0.35 to 0.55.
  • the cracking step is a step of maintaining the temperature in the range of the end temperature of the second heating step to 900°C. That is, it is a step of maintaining the temperature in the range of 900 °C from the starting temperature of 830 to 890 °C. More specifically, the cracking step is a step of maintaining the temperature in the range of 840°C to 900°C. More specifically, the cracking step is a step of maintaining the temperature in the range of more than 860°C to 900°C.
  • the oxidation capacity of the second heating step and the oxidation capacity of the cracking step may satisfy Equation 2 below.
  • Equation 2 When Equation 2 is satisfied, it is possible to solve the problem that the deoxidation layer is excessively dense on the surface while performing decarburization smoothly. More specifically, the lower limit of Equation 2 may be 0.05 and the upper limit may be 0.4.
  • the oxidation ability of the first temperature raising step and the oxidation ability of the cracking step may satisfy Equation 3 below.
  • Equation 3 When Equation 3 is satisfied, it is possible to solve the problem that the deoxidation layer is excessively dense on the surface while performing decarburization smoothly. More specifically, the lower limit of Equation 3 may be 0.5, and the upper limit may be 1.0.
  • the oxidizing ability during the primary recrystallization annealing process it is possible to prevent damage to the goth aggregates and prevent excessive diffusion of Co into the oxide layer.
  • the degree of integration of the goss aggregate in the grain-oriented electrical steel sheet finally manufactured is improved, and the secondary recrystallized grain size becomes coarse to prevent the problem of inferior magnetic properties.
  • a large amount of Co remains on the steel sheet base material, and the amount of Co diffused into the metal oxide layer can be reduced.
  • the average ⁇ angle of the secondary recrystallization can be controlled to 3° or less. Through this, excellent magnetic properties can be secured.
  • the ⁇ angle refers to an angle in which the [001] direction of the aggregated tissue forms an axis of the rolling direction when viewed with respect to the rolled vertical surface.
  • the atmospheric gas may include 50% by weight or less of the nitriding gas.
  • the nitriding gas may specifically contain ammonia.
  • nitrogen ions may be introduced into the steel sheet to precipitate inhibitors (Al, Si, Mn) N, AlN, etc., and use them as inhibitors.
  • the first heating step, the second heating step and the cracking step are distinguished according to the temperature section, and each step may be performed continuously.
  • some or all of the external oxidation layer formed on the surface of the steel sheet subjected to primary recrystallization annealing can be reduced and removed immediately before or after the first recrystallization annealing heat treatment is finished.
  • the cold rolled sheet subjected to primary recrystallization annealing can be subjected to secondary recrystallization annealing.
  • the annealing separator can be applied to the steel sheet before the secondary recrystallization annealing. Since the annealing separator is widely known, a detailed description is omitted. For example, an annealing separator based on MgO may be used.
  • the purpose of the secondary recrystallization annealing is largely the formation of ⁇ 110 ⁇ 001> aggregates by secondary recrystallization, the formation of a glassy film by the reaction of MgO with the oxide layer formed during primary recrystallization annealing, imparting insulation and impurity impairing magnetic properties. It is removal.
  • the secondary recrystallization is well developed by protecting the nitride, which is a particle growth inhibitor, by maintaining it as a mixed gas of nitrogen and hydrogen in the temperature rising section before the secondary recrystallization occurs, and the secondary recrystallization is completed.
  • impurities are removed by holding for a long time in a 100% hydrogen atmosphere.
  • the second recrystallization annealing step may be performed at a crack temperature of 900 to 1210°C.
  • the oxide layer formed in the first recrystallization annealing process and the annealing separator component react to form a metal oxide layer.
  • the metal oxide layer contains 0.0005 to 0.25% by weight of Co.
  • the metal oxide layer may include 0.005 to 0.25% by weight of Co.
  • the metal oxide layer may include 0.008 to 0.23% by weight of Co.
  • the alloy component in the metal oxide layer may have a concentration gradient according to the thickness, and in one embodiment of the present invention, the alloy component of the metal oxide layer means an average content in the metal oxide layer.
  • the metal oxide layer further includes Si: 10 to 30% by weight, O: 30 to 55% by weight, Mg: 25 to 50% by weight, and residual Fe and unavoidable impurities.
  • Si, Fe and the like can be derived from a steel plate substrate.
  • Mg can be derived from annealing separators.
  • O can be derived from the diffusion of oxygen in the atmosphere during the first recrystallization annealing process.
  • the metal oxide layer may be formed to a thickness of 0.5 to 10 ⁇ m. More specifically, it may be formed to a thickness of 0.5 to 5 ⁇ m. More specifically, it may be formed to a thickness of 1 to 3 ⁇ m. At this time, the thickness means the average thickness.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention includes an electrical steel sheet substrate 10 and a metal oxide layer 20 positioned on the surface of the electrical steel sheet substrate 10. 2 illustrates an example in which the metal oxide layer 20 is located on one surface, but is not limited thereto, and the metal oxide layer 20 may be located on one or both surfaces of the surface of the electrical steel substrate 10.
  • the grain-oriented electrical steel sheet substrate 10 is in weight%, Si: 2.0 to 6.0%, C: 0.005% or less, Sb: 0.01 to 0.05%, Sn:0.03 to 0.08%, Cr:0.01 To 0.2% and Co: 0.0003 to 0.9%, and the balance of Fe and unavoidable impurities.
  • the grain-oriented electrical steel substrate 10 is Al: 0.005 to 0.04% by weight, Mn: 0.01 to 0.2% by weight, N:0.01% by weight or less, S:0.01% by weight or less and P:0.0005 to It may further include one or more of 0.045% by weight.
  • the alloy components and microstructures of the grain-oriented electrical steel sheet are the same as those described above, so a redundant description is omitted.
  • the metal oxide layer 20 may include 0.0005 to 0.5% by weight of Co.
  • the metal oxide layer 20 may further include Si: 10 to 30% by weight, O: 30 to 55% by weight, Mg: 25 to 50% by weight, and residual Fe and unavoidable impurities.
  • the metal oxide layer 20 may further include other Mn, Al, or the like.
  • the grain-oriented electrical steel sheet substrate according to an embodiment of the present invention includes secondary recrystallization, and an average ⁇ angle of the secondary recrystallization is 3° or less.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention has particularly excellent iron loss and magnetic flux density characteristics.
  • the magnetic flux density (B 8) is more than 1.9T, the iron loss (W 17/50) this can be not more than 0.85W / kg.
  • the magnetic flux density B 8 is the magnitude of the magnetic flux density (Tesla) induced under a magnetic field of 800 A/m
  • the iron loss W 17/50 is the magnitude of the iron loss (W/kg) induced at 1.7 Tesla and 50 Hz.
  • More particularly grain-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention is a magnetic flux density (B 8) is more than 1.91T, may be up to iron loss (W 17/50) it is 0.83W / kg.
  • the hot-rolled sheet annealing plate is rolled once to a thickness of 0.23 mm after pickling, and the atmosphere of the first heating step, the second heating step and the cracking step is controlled with the oxidizing power shown in Table 1 below, and maintained in an ammonia mixed gas atmosphere to maintain carbon. Decarburization and nitriding were performed so that the content was 30 ppm or less and the nitrogen content was 170 ppm.
  • the first temperature increase step was performed on average at room temperature to 740°C.
  • the second heating step was performed at 740°C to 860°C.
  • the cracking step was maintained in the temperature range of 860°C to 900°C.
  • Table 2 shows the total amount of Co content diffused into the metal oxide layer, excluding the Co content in the steel sheet substrate from the Co content (0.032% by weight) of the slab after measuring the Co content in the steel oxide substrate. Was marked.
  • the Co content in the metal oxide layer was obtained by converting the diffused Co content to the average thickness of the metal oxide layer.
  • the metal oxide layer included Si: about 21% by weight, O: about 32% by weight, Mg: about 45% by weight in addition to Co, and the remainder was Fe and unavoidable impurities.
  • the steel sheet was subjected to secondary recrystallization annealing by applying MgO, an annealing separation agent, to the secondary recrystallization annealing with a mixed atmosphere of 25% by volume nitrogen + 75% by volume hydrogen up to 1200°C, and 100% by volume hydrogen atmosphere after reaching 1200°C. After holding for 10 hours or more, the furnace was cooled. Table 1 shows the measured magnetic properties and ⁇ angle for each condition.
  • the magnetic flux density of the steel sheet after secondary recrystallization annealing (B 8, 800A / m) and iron loss (W 17/50) was measured using a single sheet to assay are summarized in Table 2 below.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 중량%로, Si: 2.0 내지 6.0%, C: 0.005% 이하(0%를 제외함), Sb: 0.01 내지 0.05%, Sn:0.03 내지 0.08%, Cr:0.01 내지 0.2% 및 Co: 0.0003 내지 0.097% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 전기강판 기재 및 전기강판 기재의 표면 상에 위치하는 금속 산화물층을 포함하고, 금속산화물층은 Co를 0.0005 내지 0.25 중량% 포함한다.

Description

방향성 전기강판 및 그의 제조방법
방향성 전기강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다. 구체적으로, 1차 재결정 소둔 공정에서 분위기 가스를 제어함으로써, 금속산화물층 내의 Co 농화를 억제하여, 자성을 향상시킨 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
방향성 전기강판은 압연방향에 대해 강판의 집합조직이 {110}<001>인 고스집합조직(Goss texture)을 나타내고 있어 일방향 혹은 압연방향으로 자기적 특성이 우수한 연자성 재료이며, 이러한 집합조직을 발현하기 위해서는 제강에서의 성분제어, 열간 압연에서의 슬라브 재가열 및 열간압연 공정인자 제어, 열연판 소둔 열처리, 냉간 압연, 1차 재결정 소둔, 2차 재결정 소둔 등의 복잡한 공정들이 요구되고, 이들 공정 또한 매우 정밀하고 엄격하게 관리되어야 한다.
2차 재결정 소둔(최종 소둔)에서 고스집합조직이 얻어지기 위해서는 2차 재결정이 일어나기 직전까지 모든 1차 재결정립의 성장이 억제되어야 하며, 이를 위한 충분한 억제력을 얻기 위해서는 인히비터의 양이 충분히 많아야 하며, 분포 또한 균일해야 한다.
한편 고온의 2차 재결정 소둔 공정 동안 2차 재결정이 원활하게 일어나게 하기 위해서 인히비터의 열적 안정성이 우수하여 쉽게 분해되지 않아야 한다. 2차 재결정은 1차 재결정립의 성장을 억제하는 인히비터가 적정 온도구간에서 분해되거나 억제력을 잃음으로써 발생하는 현상으로, 이 경우 고스 결정립과 같은 특정한 결정립들이 비교적 단시간 내에 급격히 성장하게 된다.
통상적으로 방향성 전기강판의 품질은 대표적 자기적 특성인 자속밀도와 철손으로 평가될 수 있으며, 고스집합조직의 정밀도가 높을수록 자기적 특성이 우수하다. 또한 품질이 우수한 방향성 전기강판은 그 자기적 특성으로 인한 고효율의 전력기기 제조가 가능하여, 전력기기의 소형화와 더불어 고효율화를 얻을 수 있다.
방향성 전기강판의 철손을 낮추기 위한 연구개발은 먼저 자속밀도를 높이기 위한 연구개발부터 이루어졌다. 초기의 방향성 전기강판은 MnS를 결정립성장 억제제로 사용하고 2회 냉간 압연법으로 제조하였다. 2차 재결정은 안정적으로 형성되었지만 자속밀도는 그다지 높지 않았고 철손도 높은 편이었다.
결정립 성장 억제력을 향상시키기 위한 다른 방법으로는 Mn, Se 및 Sb를 결정립 성장 억제제로 이용하여 방향성 전기강판을 제조하는 방법이다. 고온 슬라브가열, 열간 압연, 열연판 소둔, 1차 냉간 압연, 중간 소둔, 2차 냉간 압연, 탈탄 소둔, 최종 소둔의 공정으로 이루어지며, 이 방법은 결정립 성장 억제력이 높아 높은 자속밀도를 얻을 수 있는 장점이 있지만 소재자체가 상당히 경하게 되어 1회 냉간 압연이 불가능하게 되어 중간 소둔을 경유하게 되는 2회의 냉간 압연을 행하여 제조원가가 높아진다. 뿐만 아니라 고가의 Se를 사용하기 때문에 제조원가가 높아지는 단점이 있다.
결정립 성장 억제력을 향상하기 위한 또 다른 제안으로 Sn과 Cr을 복합으로 첨가하고, 슬라브가열 열처리하여 열간 압연, 중간 소둔, 1회 또는 2회 냉간 압연, 탈탄 소둔 후, 질화처리하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판 제조방법이 있다. 그러나 이 경우, 저철손 고자속밀도의 박물 방향성 전기강판을 제조하기 위한 매우 엄격한 제조기준 즉, 산가용성 Al과 소강 질소함량에 따라 열연판 소둔온도를 엄격히 제어함으로써 열연판 소둔공정이 복잡해질 뿐만 아니라 산소친화력이 강력한 Cr으로 인해 탈탄질화 소둔공정에서 형성되는 산화층이 상당히 치밀하게 형성되므로 탈탄이 용이하지 못하고 질화가 잘 되지 않는 단점이 있다.
방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다. 구체적으로, 1차 재결정 소둔 공정에서 분위기 가스를 제어함으로써, 금속산화물층 내의 Co 농화를 억제하여, 자성을 향상시킨 방향성 전기강판을 제조하는 방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 중량%로, Si: 2.0 내지 6.0%, C: 0.005% 이하(0%를 제외함), Sb: 0.01 내지 0.05%, Sn:0.03 내지 0.08%, Cr:0.01 내지 0.2% 및 Co: 0.0003 내지 0.097% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 전기강판 기재 및 전기강판 기재의 표면 상에 위치하는 금속 산화물층을 포함하고, 금속산화물층은 Co를 0.0005 내지 0.25 중량% 포함한다.
전기강판 기재는 Al: 0.005 내지 0.04 중량%, Mn: 0.01 내지 0.2 중량%, N:0.01 중량% 이하, S:0.01 중량% 이하 및 P:0.0005 내지 0.045 중량% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
금속 산화물층은 Si:10 내지 30 중량%, O: 30 내지 55 중량%, Mg:25 내지 50 중량% 및 잔부 Fe를 더 포함할 수 있다.
금속 산화물층의 두께는 0.5 내지 10㎛일 수 있다.
전기강판 기재는 결정립을 포함하고, 결정립의 평균 β 각도가 3°이하일 수 있다.
(이 때, β 각도란 압연수직면을 기준으로 보았을 때, 집합 조직의 [001]방향이 압연 방향축과 이루는 각도를 의미한다.)
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판 제조방법은 슬라브를 가열하는 단계; 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 1차 재결정 소둔한 냉연판을 2차 재결정소둔하는 단계;를 포함하고, 1차 재결정 소둔하는 단계는 제1 승온 단계, 제2 승온 단계 및 균열 단계를 포함하고, 제1 승온 단계의 산화능(PH2O/PH2)은 0.7 내지 2.0이고, 제2 승온 단계의 산화능은 0.05 내지 0.6이고, 균열 단계의 산화능은 0.3 내지 0.6이다.
슬라브는 중량%로, Si: 2.0 내지 6.0%, C: 0.02 내지 0.08%, Sb: 0.01 내지 0.05%, Sn:0.03 내지 0.08%, Cr:0.01 내지 0.2% 및 Co: 0.0005 내지 0.1% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
제1 승온 단계의 산화능 및 제2 승온 단계의 산화능이 하기 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
Figure PCTKR2019017394-appb-I000001
(식 1에서 [P1] 및 [P2]는 각각 제1 승온 단계의 산화능 및 제2 승온 단계의 산화능을 의미한다.)
제2 승온 단계의 산화능 및 균열 단계의 산화능이 하기 식 2를 만족할 수 있다.
[식 2]
Figure PCTKR2019017394-appb-I000002
(식 2에서 [P2] 및 [P3]는 각각 제2 승온 단계의 산화능 및 균열 단계의 산화능을 의미한다.)
제1 승온 단계의 산화능 및 균열 단계의 산화능이 하기 식 3를 만족할 수 있다.
[식 3]
Figure PCTKR2019017394-appb-I000003
(식 3에서 [P1] 및 [P3]는 각각 제1 승온 단계의 산화능 및 균열 단계의 산화능을 의미한다.)
제1 승온 단계는 냉연판을 710 내지 770℃의 종료온도까지 승온하는 단계이고, 제2 승온 단계는 제1 승온 단계의 종료 온도에서 830 내지 890℃의 종료온도까지 온도를 승온하는 단계이고, 균열 단계는 제2 승온 단계의 종료 온도 내지 900℃의 범위에서 온도를 유지하는 단계일 수 있다.
제1 승온 단계, 제2 승온 단계 및 균열 단계 중 어느 하나 이상의 단계에서 분위기 가스가 질화 기체를 50 중량% 이하로 포함할 수 있다.
2차 재결정 소둔하는 단계는 900 내지 1210℃의 균열 온도에서 수행할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판 제조방법에 따르면 1차 재결정 소둔 공정에서의 분위기 가스를 제어함으로써, 2차 재결정의 방위를 정확히 제어하여 자성을 향상시킬 수 있다.
도 1은 알파(α), 베타(β), 델타(δ) 각도의 개념을 설명하기 위한 방향성 전기강판의 개략적인 사시도이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 개략적인 단면도이다.
제1, 제2 및 제3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분, 영역, 층 및/또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션을 다른 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 “포함하는”의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
어느 부분이 다른 부분의 "위에" 또는 "상에" 있다고 언급하는 경우, 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 그 사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
또한, 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미하며, 1ppm 은 0.0001중량%이다.
본 발명의 일 실시예에서 추가 원소를 더 포함하는 것의 의미는 추가 원소의 추가량 만큼 잔부인 철(Fe)을 대체하여 포함하는 것을 의미한다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판 제조방법은 슬라브를 가열하는 단계; 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 1차 재결정 소둔한 냉연판을 2차 재결정소둔하는 단계;를 포함한다.
이하에서는 각 단계별로 구체적으로 설명한다.
먼저, 슬라브를 가열한다.
슬라브는 중량%로, Si: 2.0 내지 6.0%, C: 0.02 내지 0.08%, Sb: 0.01 내지 0.05%, Sn:0.03 내지 0.08%, Cr:0.01 내지 0.2% 및 Co: 0.0005 내지 0.1% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
또한, 슬라브는, Al: 0.005 내지 0.04 중량%, Mn: 0.01 내지 0.2 중량%, N:0.01 중량% 이하, S:0.01 중량% 이하 및 P:0.0005 내지 0.045 중량% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
하기에서는 슬라브의 성분 한정 이유를 설명한다.
Si: 2.0 내지 6.0 중량%
실리콘(Si)은 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철손(core loss)을 낮추는 역할을 한다.
Si이 너무 적게 첨가될 경우, 비저항이 감소로 와전류손이 증가하여 철손 특성이 저하되고, 1차 재결정 소둔시 페라이트와 오스테나이트 간 상변태가 활발하게 되어 1차 재결정 집합조직이 심하게 훼손될 수 있다. 또한, 2차 재결정 소둔 시, 페라이트와 오스테나트 간 상변태가 발생하게 되어 2차 재결정이 불안정해질 뿐만 아니라 {110}<001>집합조직이 심하게 훼손될 수 있다.
반면, Si이 너무 많이 첨가될 경우, 1차 재결정 소둔 시, SiO2 및 Fe2SiO4 산화층이 과하고 치밀하게 형성되어 탈탄 거동을 지연시킬 수 있다. 이에 따라 페라이트와 오스테나이트 간 상변태가 1차 재결정 소둔 동안 지속적으로 일어나게 되어 1차 재결정 집합조직이 심하게 훼손될 수 있다. 상술한 치밀한 산화층 형성에 따른 탈탄 거동 지연효과로 질화 거동이 지연되어 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 등의 질화물이 충분히 형성되지 못하게 되므로 2차 재결정 소둔 시, 2차 재결정에 필요한 충분한 결정립 억제력을 확보할 수 없게 될 수 있다.
또한, 전기강판의 기계적 특성인 취성이 증가하고, 인성이 감소하여 압연과정 중, 판파단 발생율이 심화되고, 판간 용접성이 저하되어 용이한 작업성을 확보할 수 없게 될 수 있다. 결과적으로, Si 함량을 상기 소정의 범위로 제어하지 않으면 2차 재결정 형성이 불안정해져 자기적 특성이 심각하게 훼손되고, 작업성이 악화될 수 있다. 더욱 구체적으로 Si는 2.5 내지 5.0 중량% 포함될 수 있다.
C: 0.02 내지 0.08 중량%
탄소(C)는 페라이트 및 오스테나이트 간 상변태를 일으켜 결정립을 미세화시키고, 연신율을 향상시키는데 기여하는 원소로서 취성이 강해 압연성이 좋지 않은 전기강판의 압연성 향상을 위해 필수적인 원소이다.
다만, 최종제품에 잔존하게 될 경우, 자기적 시효효과로 인해 형성되는 탄화물을 제품판 내에 석출시켜 자기적 특성을 악화시키는 원소이기 때문에 적정한 함량으로 제어될 수 있다.
슬라브 내에 첨가되는 C의 함량은 0.02 내지 0.08 중량%로 첨가된다. 상술한 Si 함량의 범위에서 슬라브에 C가 적게 함유될 경우, 페라이트와 오스테나이트 간 상변태가 충분히 일어나지 않아 슬라브 및 열간압연 미세조직의 불균일화를 야기하게 되며 이로 인해 냉간 압연성까지 해칠 수 있다.
반면, 열연판 소둔 열처리 후, 강판 내에 존재하는 잔류탄소에 의해 냉간 압연 중, 전위의 고착을 활성화시켜 전단변형대를 증가시켜 고스핵의 생성장소를 증가킬 수 있다. 이에 따라 1차 재결정 미세조직의 고스결정립 분율을 증가시키게 되므로 C가 많을수록 이로울 것 같으나, 상술한 Si함량의 범위에서 슬라브에 C가 너무 많이 함유될 경우, 1차 재결정 소둔 공정에서 충분한 탈탄을 얻을 수 없을 뿐만 아니라 이로 인해 야기되는 상변태 현상으로 인해 2차 재결정 집합조직의 심하게 훼손되게 되고, 최종제품을 전력기기에 적용 시, 자기시효에 의한 자기적 특성의 열화현상을 초래할 수 있다. 더욱 구체적으로 슬라브 내의 C 함량은 0.03 내지 0.07 중량%일 수 있다.
전술하였듯이, 전기강판의 제조 과정에서 1차 재결정 소둔 과정에서의 탈탄으로 인해, 최종 제조되는 전기강판 내에서는 C를 0.005 중량% 이하로 포함한다. 더욱 구체적으로 최종 제조되는 전기강판 내에서는 C를 0.003 중량% 이하로 포함한다.
Sb: 0.01 내지 0.05 중량%
안티몬(Sb)은 결정립계에 편석하여 결정립의 성장을 억제하는 효과가 있고, 2차 재결정을 안정화시키는 효과가 있다. 그러나 융점이 낮아서 1차 재결정 소둔 중, 표면으로의 확산이 용이하여 탈탄이나 산화층형성 및 질화에 의한 침질을 방해하는 효과가 있다. 따라서 Sb를 일정 수준 이상으로 첨가하면 탈탄을 방해하고 베이스코팅의 기초가 되는 산화층 형성을 억제하기 때문에 첨가의 상한이 있다.
Sb 함량이 너무 적을 경우, 결정립 성장 억제효과가 미미할 수 있다. 반면, Sb 함량이 너무 많을 경우, 결정립 성장 억제효과 및 표면으로의 확산이 심해져 오히려 안정적인 2차 재결정이 얻어지지 않을뿐더러 표면품질까지 나빠질 수 있다.
더욱 구체적으로 Sb를 0.02 내지 0.04 중량% 포함될 수 있다.
Sn: 0.03 내지 0.08 중량%
주석(Sn)은 결정립계 편석원소로서 결정립계의 이동을 방해하는 원소이기 때문에 결정립 성장 억제제로서 알려져 있다. 소정의 Si함량 범위에서는 2차 재결정 소둔 시, 원활한 2차 재결정 거동을 위한 결정립 성장 억제력이 부족하기 때문에 결정립계에 편석함으로써 결정립계의 이동을 방해하는 Sn이 반드시 필요하다.
Sn 함량이 너무 적을 경우, 자기적 특성의 향상 효과가 미미할 수 있다. 반면, Sn 함량이 너무 많을 경우, 1차 재결정 소둔 구간에서 승온속도를 조절하거나 일정시간 유지하지 않으면 결정립 성자 억제력이 너무 강하여 안정적인 2차 재결정을 얻기 어려워 질 수 있다.
더욱 구체적으로 Sn를 0.05 내지 0.07 중량% 포함될 수 있다.
Cr: 0.01 내지 0.2 중량%
크롬(Cr)은 열연판소둔판 내 경질상의 형성을 촉진하여 냉간 압연 시, {110}<001>집합조직의 형성을 촉진하고, 1차 재결정 소둔 과정 중, C의 탈탄을 촉진함으로써 집합조직이 훼손되는 현상을 방지할 수 있도록 오스테나이트 상변태 유지시간을 감소시킬 수 있다. 1차 재결정 소둔과정 중, 형성되는 표면의 산화층 형성을 촉진시킴으로써 결정립 성장 보조 억제제로 사용되는 합금원소 중, Sn과 Sb로 인해 산화층 형성이 저해되는 단점을 해결할 수 있는 효과가 있다.
Cr 함량이 너무 적을 경우, 전술한 효과가 충분히 발휘되지 않을 수 있다. Cr 함량이 너무 많을 경우, 1차 재결정 소둔 과정 중, 오히려 산화층 형성이 열위하게 되고, 탈탄 및 침질까지 방해할 수 있다.
더욱 구체적으로 Cr을 0.02 내지 0.1 중량% 포함할 수 있다.
Co: 0.0005 내지 0.1 중량%
코발트(Co)는 철의 자화를 증가시켜 자속밀도를 향상시키는데 효과적인 합금 원소임과 동시에 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 합금원소이다.
Co 함량이 너무 적을 경우, 전술한 효과를 적절히 얻기 어려울 수 있다.
Co 함량이 너무 많을 경우, 오스테나이트 상변태량이 증가하여 미세조직, 석출물 및 집합조직에 부정정인 영향을 미칠 수 있다.
더욱 구체적으로 Co를 0.01 내지 0.05 중량% 포함할 수 있다.
후술하듯이, 슬라브 내에는 Co를 0.0005 내지 0.1 중량% 포함하나, 최종 제조되는 전기강판 기재에는 Co를 0.0003 내지 0.097 중량% 포함할 수 있다. 이는 금속 산화물 층으로 Co가 일부 확산되기 때문이며, 이로 인해, 최종 제조되는 전기강판 기재에서는 슬라브 내의 Co에 비해 함량이 적을 수 있다. Co는 25% 이하로 확산될 수 있다. 더욱 구체적으로 최종 제조되는 전기강판 기재에는 Co를 0.008 내지 0.05 중량% 포함할 수 있다.
Al: 0.005 내지 0.04 중량%
알루미늄(Al)은 열간 압연과 열연판 소둔 시에 미세하게 석출된 AlN 이외에도 냉간 압연 이후의 소둔공정에서 암모니아가스에 의해서 도입된 질소이온이 강중에 고용상태로 존재하는 Al, Si, Mn과 결합하여 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 형태의 질화물을 형성함으로써 강력한 결정립 성장 억제제의 역할을 수행할 수 있다.
Al을 더 포함할 경우, 너무 적게 포함되면, 질화물이 형성되는 개수와 부피가 상당히 낮은 수준이기 때문에 억제제로의 충분한 효과를 기대할 수 없을 수 있다. Al 함량이 너무 많을 경우, 조대한 질화물을 형성함으로써 결정립 성장 억제력이 떨어질 수 있다.
더욱 구체적으로 Al을 더 포함할 경우, Al을 0.01 내지 0.035 중량% 포함할 수 있다.
Mn: 0.01 내지 0.2 중량%
망간(Mn)은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 와전류손을 감소시킴으로써 전체 철손을 감소시키는 원소이다. 소강상태에서 S와 반응하여 Mn계 황화물을 만들 뿐만 아니라 Si과 함께 질화처리에 의해서 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성함으로써 1차 재결정립의 성장을 억제하여 2차 재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 따라서, Mn을 더 첨가할 수 있다.
Mn을 더 첨가하는 경우, Mn이 너무 적게 포함되면, 석출물이 형성되는 개수와 부피가 낮은 수준이기 때문에 억제제로서의 충분한 효과를 기대할 수 없다. Mn 함량이 너무 많을 경우, 강판 표면에 Fe2SiO4 이외에 (Fe, Mn) 및 Mn 산화물이 다량 형성되어 고온 소둔 중에 형성되는 베이스코팅 형성을 방해하므로 표면품질을 저하시킬 수 있다. 2차 재결정 소둔공정에서 페라이트와 오스테나이트 간 상변태를 유발하기 때문에 집합조직이 심하게 훼손되어 자기적 특성이 크게 저하될 수 있다. 더욱 구체적으로 Mn을 더 포함할 경우, 0.05 내지 0.15 중량% 포함될 수 있다.
N: 0.01 중량% 이하
질소(N)는 Al과 반응하여 AlN 을 형성하는 중요한 원소로서, 슬라브 내에 N을 더 포함할 경우, 첨가되는 N의 함량은 0.01 중량% 이하로 첨가된다. N을 너무 많이 첨가할 경우, 열간 압연 이후의 공정에서 질소확산에 의한 Blister라는 표면결함을 초래하고, 슬라브 상태에서 질화물이 너무 많이 형성되기 때문에 압연이 어려워져 이후의 공정이 복잡해지고, 제조단가가 상승하는 원인이 될 수 있다.
한편, (Al,Si,Mn)N, AlN, (Si,Mn)N 등의 질화물을 형성하기 위해 추가로 필요한 N은 냉간 압연 이후의 소둔공정에서 질화 가스를 이용하여 강중에 질화처리를 실시하여 보강한다. 2차 재결정 소둔 과정에서 N이 일부 제거된다. 따라서, 최종 제조되는 전기강판의 N 함량이 0.01 중량% 이하일 수 있다.
S: 0.01 중량% 이하
황(S)은 함량이 너무 많을 경우, MnS의 석출물들이 슬라브 내에서 형성되어 결정립성장을 억제하게 되며, 주조 시, 슬라브 중심부에 편석하여 이후 공정에서의 미세조직을 제어하기가 어렵다. 따라서 MnS를 결정립성장 억제제로서 사용하지 않을 경우, S가 불가피하게 들어가는 함량 이상으로 첨가하지 않을 수 있다.
P: 0.0005 내지 0.045 중량%
인(P)은 결정립계에 편석하여 결정립계의 이동을 방해하고, 동시에 결정립 성장을 억제하는 보조적인 역할이 가능하며, 미세조직 측면에서 {110}<001>집합조직을 개선하는 효과가 있다.
P를 더 포함할 경우, P 함량이 너무 적으면, 첨가효과가 미미하며, P 함량이 너무 많은 경우, 취성이 증가하여 압연성이 크게 나빠질 수 있다.
다시 제조 방법에 대한 설명으로 돌아오면, 슬라브를 가열 시, 1250℃ 이하로 가열할 수 있다. 이로 인해 고용되는 Al과 N, M과 S의 화학당량적 관계에 따라 Al계 질화물이나 Mn계 황화물의 석출물이 불완전용체화 내지 완전용체화되도록 할 수 있다.
다음으로, 슬라브의 가열이 완료되면 열간 압연을 행하여 열연판을 제조한다. 열연판의 두께는 1.0 내지 3.5mm가 될 수 있다.
이후, 열연판 소둔을 실시할 수 있다. 열연판 소둔하는 단계에서 균열 온도는 800 내지 1300℃가 될 수 있다.
다음으로, 열연판을 냉간 압연하여 냉연판을 제조한다. 냉간 압연하는 단계는 1회의 냉간 압연 또는 중간 소둔을 포함한 2회 이상의 냉간 압연을 실시할 수 있다. 냉연판의 두께는 0.1 내지 0.5mm가 될 수 있다.
다음으로, 냉연판을 1차 재결정 소둔한다. 1차 재결정 소둔 공정에서 습윤분위기의 수분은 지철과 지철에 함유되어있는 Si과 반응하여 산화층을 형성하게 되는 데, 산화층이 필요 이상으로 과도하게 치밀하게 형성되면 기지금속 내부 탄소가 외부로 원활히 탈탄되지 못해 페라이트와 오스테나이트간 상변태가 지속되어 1차 재결정 집합조직 중 고스 집합 조직이 훼손되게 된다. 또한, 강판 내의 합금 원소 중 Co가 과도하게 산화층으로 확산하고, 강판 내부에는 Co가 적절히 잔존하지 않게 되는 문제가 발생한다. Co가 강판 내부에 잔존하지 않을 경우, Co 첨가를 통한 자성 향상 효과를 적절히 얻을 수 없다.
전술한 산화층 형성에 있어서 가열대 및 균열대의 산화능을 적절히 제어하면 이러한 고스집합조직 훼손을 최소화할 수 있다. 또한, Co가 산화층으로 과도하게 확산하는 것을 억제할 수 있다.
구체적으로 1차 재결정 소둔하는 단계는 제1 승온 단계, 제2 승온 단계 및 균열 단계를 포함하고, 제1 승온 단계의 산화능(PH2O/PH2)은 0.7 내지 2.0이고, 제2 승온 단계의 산화능은 0.05 내지 0.6이고, 균열 단계의 산화능은 0.3 내지 0.6이다.
제1 승온 단계의 산화능은 0.7 내지 2.0일 수 있다. 제1 승온 단계의 산화능이 너무 작으면, 탈탄반응에 필요한 수분이 충분히 공급되지 못하여 탈탄이 지연되어 고스집합조직 훼손을 초래할 수 있다. 제1 승온 단계의 산화능이 너무 크면, 기지금속의 표면에 산화층이 치밀하게 형성되게 되어 탈탄거동이 지연되고 결국 고스집합조직 훼손을 초래하게 된다. 더욱 구체적으로 제1 승온 단계의 산화능은 0.8 내지 1.5 일 수 있다.
제1 승온 단계는 냉연판을 710 내지 770℃의 종료온도까지 승온하는 단계이다. 더욱 구체적으로 제1 승온 단계의 종료 온도는 720 내지 760℃이다. 더욱 구체적으로 제1 승온 단계의 종료 온도는 740℃이다.
제2 승온 단계의 산화능은 0.05 내지 0.6 일 수 있다. 제2 승온 단계의 산화능이 너무 작으면, 분위기 가스 중의 수분에 의한 산소의 빠른 확산속도에 비해 산소공급량이 부족하여 탈탄이 지연될 수 있다. 제2 승온 단계의 산화능이 너무 크면, 표면에 산화층이 과도하게 치밀해져 탈탄 거동이 지연되는 문제가 발생할 수 있다. 더욱 구체적으로 제2 승온 단계의 산화능은 0.1 내지 0.3 일 수 있다.
제2 승온 단계는 제1 승온 단계의 종료 온도에서 830 내지 890℃의 종료온도까지 승온하는 단계이다. 즉, 710 내지 770℃의 시작 온도에서 830 내지 890℃의 종료온도까지 승온하는 단계이다. 더욱 구체적으로 제2 승온 단계의 시작 온도는 720 내지 760℃이고, 종료 온도는 840 내지 880℃이다. 더욱 구체적으로 제2 승온 단계의 시작 온도는 740℃이고, 종료 온도는 860℃이다.
제1 승온 단계의 산화능 및 제2 승온 단계의 산화능이 하기 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
Figure PCTKR2019017394-appb-I000004
(식 1에서 [P1] 및 [P2]는 각각 제1 승온 단계의 산화능 및 제2 승온 단계의 산화능을 의미한다.)
식 1을 만족할 시, 탈탄을 원활하게 수행하면서, 동시에 표면에 산화층이 과도하게 치밀해지는 문제를 해결할 수 있다. 더욱 구체적으로 식 1의 하한은 0.5 상한은 1.0이 될 수 있다.
균열 단계의 산화능은 0.3 내지 0.6 일 수 있다. 균열 단계의 산화능이 너무 작으면, 분위기 가스 중 수분에 의한 산소공급량이 부족해져 탈탄소둔 후에도 잔류탄소가 많이 남게 되어 최종제품의 악영향을 미치는 자기시효 효과가 나타날 수 있다. 균열 단계의 산화능이 너무 크면, 과도하게 치밀한 외부산화층이 형성되어 추가적인 탈탄을 방해하게 되어 전술한 효과와 마찬가지로 자기시효 효과가 높아져 최종제품의 사용 중 지속적인 자성열화를 일으킬 수 있다. 더욱 구체적으로 균열 단계의 산화능은 0.35 내지 0.55 일 수 있다.
균열 단계는 제2 승온 단계의 종료 온도 내지 900℃의 범위에서 온도를 유지 하는 단계이다. 즉, 830 내지 890℃의 시작 온도에서 900℃의 범위에서 온도를 유지 하는 단계이다. 더욱 구체적으로 균열 단계는 840℃ 내지 900℃의 범위에서 온도를 유지 하는 단계이다. 더욱 구체적으로 균열 단계는 860℃ 초과 내지 900℃ 범위에서 온도를 유지 하는 단계이다.
제2 승온 단계의 산화능 및 균열 단계의 산화능이 하기 식 2를 만족할 수 있다.
[식 2]
Figure PCTKR2019017394-appb-I000005
(식 2에서 [P2] 및 [P3]는 각각 제2 승온 단계의 산화능 및 균열 단계의 산화능을 의미한다.)
식 2을 만족할 시, 탈탄을 원활하게 수행하면서, 동시에 표면에 산화층이 과도하게 치밀해지는 문제를 해결할 수 있다. 더욱 구체적으로 식 2의 하한은 0.05 상한은 0.4가 될 수 있다.
제1 승온 단계의 산화능 및 균열 단계의 산화능이 하기 식 3를 만족할 수 있다.
[식 3]
Figure PCTKR2019017394-appb-I000006
(식 3에서 [P1] 및 [P3]는 각각 제1 승온 단계의 산화능 및 균열 단계의 산화능을 의미한다.)
식 3을 만족할 시, 탈탄을 원활하게 수행하면서, 동시에 표면에 산화층이 과도하게 치밀해지는 문제를 해결할 수 있다. 더욱 구체적으로 식 3의 하한은 0.5 상한은 1.0이 될 수 있다.
전술한 것과 같이, 1차 재결정 소둔 공정 중 산화능을 정밀히 제어함으로써, 고스 집합 조직의 훼손을 방지할 수 있고 또한, Co가 산화층으로 과도하게 확산하는 것을 방지할 수 있다. 또한, 최종 제조되는 방향성 전기강판에서의 고스 집합 조직의 집적도가 향상 되며, 2차 재결정립 크기가 조대해져 자기적특성이 열위해지는 문제를 방지할 수 있다. 또한, 강판 기재에 Co가 다량 잔존하고, 금속 산화물층으로 확산하는 Co의 양을 저감할 수 있다. 더 나아가, 1차 재결정 소둔 공정 중 산화능을 정밀히 제어함으로써, 2차 재결정 소둔 이후, 2차 재결정의 평균 β 각도를 3° 이하로 제어할 수 있다. 이를 통해 우수한 자기적 특성을 확보할 수 있다. β 각도란 압연수직면을 기준으로 보았을 때, 집합 조직의 [001]방향이 압연 방향축과 이루는 각도를 의미한다.
제1 승온 단계, 제2 승온 단계 및 균열 단계 중 어느 하나 이상의 단계에서 분위기 가스가 질화 기체를 50 중량% 이하로 포함할 수 있다. 질화 기체는 구체적으로 암모니아를 포함할 수 있다. 질화 기체를 적정량 포함함으로써, 강판에 질소이온을 도입하여 억제제인 (Al,Si,Mn)N, AlN 등을 석출하여 억제제로서 활용할 수 있다.
제1 승온 단계, 제2 승온 단계 및 균열 단계는 온도구간에 따라 구별되는 것이며, 각 단계는 연속적으로 수행될 수 있다.
다음으로, 1차 재결정 소둔 열처리가 종료되기 직전 내지 직후 환원성 분위기에서 1차 재결정 소둔된 강판의 표면에 형성된 외부산화층 중 일부 내지 전부를 환원시켜 제거할 수 있다.
다음으로, 1차 재결정 소둔한 냉연판을 2차 재결정소둔할 수 있다. 2차 재결정 소둔 전에 강판에 소둔 분리제를 도포할 수 있다. 소둔 분리제에 대해서는 널리 알려져 있으므로, 자세한 설명은 생략한다. 일 예로 MgO를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 사용할 수 있다.
2차 재결정 소둔의 목적은 크게 보면 2차 재결정에 의한 {110}<001> 집합조직 형성, 1차 재결정 소둔 시 형성된 산화층과 MgO의 반응에 의한 유리질 피막형성으로 절연성 부여, 자기특성을 해치는 불순물의 제거이다. 2차 재결정 소둔의 방법으로는 2차 재결정이 일어나기 전의 승온구간에서는 질소와 수소의 혼합가스로 유지하여 입자성장 억제제인 질화물을 보호함으로써 2차 재결정이 잘 발달할 수 있도록 하고, 2차 재결정이 완료된 후 균열 단계에서는 100% 수소분위기에서 장시간 유지하여 불순물을 제거한다.
2차 재결정 소둔하는 단계는 900 내지 1210℃의 균열 온도에서 수행할 수 있다.
2차 재결정 소둔 단계에서 1차 재결정 소둔 과정에서 형성된 산화층과 소둔 분리제 성분이 반응하여 금속 산화물층을 형성하게 된다.
이 때, 금속 산화물층은 Co를 0.0005 내지 0.25 중량% 포함한다. 전술하였듯이, 1차 재결정 소둔 과정에서 산화도를 정밀하게 제어함으로써, 산화층으로의 Co 확산을 억제하여, 금속 산화물 층 내에 Co 함량이 전술한 것과 같이, 포함하게 된다. 금속 산화물층이 Co를 너무 많이 포함할 시, 반대로 강판 기재 내에 Co가 적게 포함되므로, Co로 인한 자성 향상 효과를 얻기 어렵다. 더욱 구체적으로 금속 산화물층은 Co를 0.005 내지 0.25 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 금속 산화물층은 Co를 0.008 내지 0.23 중량% 포함할 수 있다. 금속 산화물 층 내의 합금 성분은 두께에 따른 농도 구배를 가질 수 있으며, 본 발명의 일 실시예에서 금속 산화물 층의 합금 성분은 금속 산화물층 내의 평균 함량을 의미한다.
금속 산화물층은 Co 외에도 Si:10 내지 30 중량%, O: 30 내지 55 중량%, Mg:25 내지 50 중량% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 더 포함한다. Si, Fe 등은 강판 기재로부터 유래될 수 있다. Mg는 소둔 분리제로부터 유래될 수 있다. O는 1차 재결정 소둔 과정에서 분위기 중 산소의 확산으로부터 유래될 수 있다.
금속 산화물층은 0.5 내지 10 ㎛ 두께로 형성될 수 있다. 더욱 구체적으로 0.5 내지 5 ㎛ 두께로 형성될 수 있다. 더욱 구체적으로 1 내지 3㎛ 두께로 형성될 수 있다. 이 때 두께는 평균 두께를 의미한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 단면을 도 2에서 개략적으로 나타낸다. 도 2에 나타나듯이, 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 전기강판 기재(10) 및 전기강판 기재(10)의 표면 상에 위치하는 금속 산화물층(20)을 포함한다. 도 2에는 금속 산화물층(20)이 일면에 위치하는 예를 나타내었으나, 이에 제한되지 아니하며, 금속 산화물층(20)은 전기강판 기재(10)의 표면 중 일면 또는 양면 상에 위치할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판 기재(10)는 중량%로, Si: 2.0 내지 6.0%, C: 0.005% 이하, Sb: 0.01 내지 0.05%, Sn:0.03 내지 0.08%, Cr:0.01 내지 0.2% 및 Co: 0.0003 내지 0.9% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판 기재(10)는 Al: 0.005 내지 0.04 중량%, Mn: 0.01 내지 0.2 중량%, N:0.01 중량% 이하, S:0.01 중량% 이하 및 P:0.0005 내지 0.045 중량% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
방향성 전기강판의 합금 성분 및 미세 조직은 전술한 것과 동일하므로, 중복되는 설명은 생략한다.
또한, 금속 산화물층(20)은 Co를 0.0005 내지 0.5 중량% 포함할 수 있다.
금속 산화물층(20)은 Si:10 내지 30 중량%, O: 30 내지 55 중량%, Mg:25 내지 50 중량% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 더 포함할 수 있다. 금속 산화물층(20)은 그 밖의 Mn, Al 등을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판 기재는 2차 재결정을 포함하고, 2차 재결정의 평균 β 각도가 3°이하이다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 철손 및 자속밀도 특성이 특히 우수하다. 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 자속밀도(B8)이 1.9T 이상이고, 철손(W17/50)이 0.85W/kg 이하일 수 있다. 이 때, 자속밀도 B8은 800A/m의 자기장하에서 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)이고, 철손 W17/50은 1.7Tesla 및 50Hz 조건에서 유도되는 철손의 크기(W/kg)이다. 더욱 구체적으로 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 자속밀도(B8)이 1.91T 이상이고, 철손(W17/50)이 0.83W/kg 이하일 수 있다.
이하 본 발명의 구체적인 실시예를 기재한다. 그러나 하기 실시예는 본 발명의 구체적인 일 실시예일뿐 본 발명이 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
실시예
중량%로, Si : 3.4%, C : 0.06%, S : 0.005%, N : 0.005%, Al : 0.029%, Sb 0.027%, Sn 0.065%, P : 0.030%, Cr 0.04% 및 Co: 0.032% 나머지 성분은 잔부 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 함유하는 강재를 진공용해한 후 잉곳을 만들고, 이어서 1150℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.3mm로 열간압연하였다. 열연판은 1085℃의 온도로 가열한 후 920℃에서 160초간 유지하고 물에 급냉하였다. 열연판 소둔판은 산세한 후 0.23mm 두께로 1회 압연하고, 하기 표 1에 기재된 산화능으로 제1 승온 단계, 제2 승온 단계 및 균열 단계의 분위기를 제어하고, 암모니아 혼합 가스 분위기에서 유지하여 탄소 함량 30ppm 이하, 질소함량이 170ppm이 되도록 탈탄 및 질화하였다. 제1 승온 단계는 상온 내지 740℃에서 평균 수행하였다. 제2 승온 단계는 740℃ 초과 내지 860℃에서 수행하였다. 균열 단계는 860℃ 내지 900℃의 온도 범위에서 유지하였다.
전기강판의 양 표면에 약 2.8 ㎛ 평균 두께의 금속 산화물층이 형성된 것을 확인하였다. 금속 산화물층 내의 Co 함량은 강판 기재 내의 Co 함량을 측정한 후, 슬라브의 Co 함량(0.032 중량%)에서 강판 기재 내의 Co 함량을 제외하고, 금속 산화물층으로 확산된 Co 함량의 총량을 표 2에 표시하였다. 확산된 Co 함량에서 금속산화물층의 평균 두께로 환산하여, 금속 산화물층 내의 Co 함량을 구하였다.
금속산화물층은 Co외에 Si: 약 21 중량%, O: 약 32 중량%, Mg: 약 45 중량%을 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물이었다.
이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 2차 재결정 소둔하였고, 2차 재결정 소둔은 1200℃ 까지는 25 부피% 질소 + 75 부피% 수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달후에는 100 부피% 수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 자기적 특성 및 β각도를 측정한 값은 표 1과 같다. 2차 재결정 소둔 후 강판의 자속밀도(B8,800A/m) 및 철손(W17/50)을 single sheet 측정법을 이용하여 측정하여 하기 표 2에 정리하였다.
Figure PCTKR2019017394-appb-T000001
Figure PCTKR2019017394-appb-T000002
상기 표 1 및 표 2와 같이, 제1 승온 단계, 제2 승온 단계 및 균열 단계의 산화능을 적절히 제어한 발명재가 비교재에 비해, 금속 산화물층으로 Co의 확산이 억제되었으며, 2차 재결정의 평균 β 각도가 작고 궁극적으로 자기적 특성이 우수함을 확인할 수 있다.
본 발명은 상기 구현예 및/또는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 구현예 및/또는 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims (11)

  1. 중량%로, Si: 2.0 내지 6.0%, C: 0.005% 이하(0%를 제외함), Sb: 0.01 내지 0.05%, Sn:0.03 내지 0.08%, Cr:0.01 내지 0.2% 및 Co: 0.0003 내지 0.097% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 전기강판 기재 및
    상기 전기강판 기재의 표면 상에 위치하는 금속 산화물층을 포함하고,
    상기 금속 산화물층은 Co를 0.0005 내지 0.25 중량% 포함하는 방향성 전기강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 전기강판 기재는 Al: 0.005 내지 0.04 중량%, Mn: 0.01 내지 0.2 중량%, N:0.01 중량% 이하, S:0.01 중량% 이하 및 P:0.0005 내지 0.045 중량% 중 1종 이상을 더 포함하는 방향성 전기강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 금속 산화물층은 Si:10 내지 30 중량%, O: 30 내지 55 중량%, Mg:25 내지 50 중량% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 더 포함하는 방향성 전기강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 금속 산화물층의 두께는 0.5 내지 10 ㎛인 방향성 전기강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 전기강판 기재는 결정립을 포함하고, 결정립의 평균 β 각도가 3°이하인 방향성 전기강판.
    (이 때, β 각도란 압연수직면을 기준으로 보았을 때, 집합 조직의 [001]방향이 압연 방향축과 이루는 각도를 의미한다.)
  6. 중량%로, Si: 2.0 내지 6.0%, C: 0.02 내지 0.08%, Sb: 0.01 내지 0.05%, Sn:0.03 내지 0.08%, Cr:0.01 내지 0.2% 및 Co: 0.0005 내지 0.1% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 단계;
    상기 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계;
    상기 열연판을 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계;
    상기 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및
    상기 1차 재결정 소둔한 냉연판을 2차 재결정소둔하는 단계;를 포함하고,
    상기 1차 재결정 소둔하는 단계는 제1 승온 단계, 제2 승온 단계 및 균열 단계를 포함하고,
    상기 제1 승온 단계의 산화능은 0.7 내지 2.0이고, 제2 승온 단계의 산화능은 0.05 내지 0.6이고, 균열 단계의 산화능은 0.3 내지 0.6인 방향성 전기강판 제조방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 제1 승온 단계의 산화능 및 상기 제2 승온 단계의 산화능이 하기 식 1을 만족하는 방향성 전기강판 제조방법.
    [식 1]
    Figure PCTKR2019017394-appb-I000007
    (식 1에서 [P1] 및 [P2]는 각각 제1 승온 단계의 산화능 및 제2 승온 단계의 산화능을 의미한다.)
  8. 제6항에 있어서,
    상기 제2 승온 단계의 산화능 및 상기 균열 단계의 산화능이 하기 식 2를 만족하는 방향성 전기강판 제조방법.
    [식 2]
    Figure PCTKR2019017394-appb-I000008
    (식 2에서 [P2] 및 [P3]는 각각 제2 승온 단계의 산화능 및 균열 단계의 산화능을 의미한다.)
  9. 제6항에 있어서,
    상기 제1 승온 단계의 산화능 및 상기 균열 단계의 산화능이 하기 식 3를 만족하는 방향성 전기강판 제조방법.
    [식 3]
    Figure PCTKR2019017394-appb-I000009
    (식 3에서 [P1] 및 [P3]는 각각 제1 승온 단계의 산화능 및 균열 단계의 산화능을 의미한다.)
  10. 제6항에 있어서,
    상기 제1 승온 단계는 상기 냉연판을 710 내지 770℃의 종료온도까지 승온하는 단계이고,
    상기 제2 승온 단계는 제1 승온 단계의 종료 온도에서 830 내지 890℃의 종료온도까지 온도를 승온하는 단계이고,
    상기 균열 단계는 제2 승온 단계의 종료 온도 내지 900℃의 범위에서 온도를 유지하는 단계인 방향성 전기강판 제조방법.
  11. 제6항에 있어서,
    상기 2차 재결정 소둔하는 단계는 900 내지 1210℃의 균열 온도에서 수행하는 방향성 전기강판 제조방법.
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