WO2023121274A1 - 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조 방법 - Google Patents

방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조 방법 Download PDF

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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation

Definitions

  • An embodiment of the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the grain-oriented electrical steel sheet. Specifically, a grain-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet in which core loss and excitation power are simultaneously improved by adjusting the maximum Al content in the metal oxide layer between the insulating coating and the base iron and adjusting the magnetic domain width ratio on both sides of the steel sheet. it's about
  • Grain-oriented electrical steel is used as an iron core of a transformer, and in general, improvement of excitation power related to no-load current is required along with core loss and magnetic flux density characteristics.
  • Core loss is a characteristic that directly affects the efficiency of a transformer, and is a key characteristic for classifying grain-oriented electrical steel sheets, and magnetic flux density is a characteristic that determines copper loss and the size of a transformer.
  • the degree of integration of ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> Goss texture should be grown in the finally manufactured grain oriented electrical steel sheet.
  • complex processes such as component control in steelmaking, slab reheating in hot rolling and hot rolling process factor control, hot rolled sheet annealing heat treatment, primary recrystallization annealing, and secondary recrystallization annealing are required, and these processes are also It must be managed very precisely and strictly.
  • the resulting grain-oriented electrical steel sheet product has a degree of integration of the Goss texture of less than 3 degrees and usually has coarse crystal grains of several mm to several cm.
  • the width of the magnetic domain is widened and the speed of the magnetic domain wall is high, increasing the abnormal vortex loss.
  • various magnetic domain refinement methods such as laser, plasma, and electron beam are used. By reducing eddy current loss, the overall iron loss is improved.
  • the local residual stress limits the mobility of the magnetic domain wall itself, which leads to a decrease in magnetic permeability, which deteriorates excitation power, which is closely related to magnetic permeability. If the excitation power deteriorates, the no-load current of the transformer increases and a burden is placed on the transformer power system, requiring additional electrical parts or design changes. Thus, a method for improving iron loss considering the excitation power is required.
  • a method of improving the magnetic flux density or permeability by optimizing the magnetic domain refinement conditions, in particular, the magnetic domain line spacing, has been proposed according to the content of Cr included in the steel.
  • a method of improving permeability in an excitation field (H field) in the region of several A/m by optimizing the laser output has been proposed.
  • a method of optimizing the magnetic flux density by optimizing the size and wavelength of the laser has been proposed, or a method of optimizing the magnetic domain conditions according to adhesion has been proposed.
  • One embodiment of the present invention is to provide a grain-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the grain-oriented electrical steel sheet.
  • the grain-oriented electrical steel sheet and grain-oriented electrical steel sheet that control the maximum Al fraction of the metal oxide layer of the final product sheet by adjusting the oxidation amount of the primary recrystallization annealing sheet, and simultaneously improve iron loss and excitation power by adjusting the magnetic domain width ratio on both sides of the steel sheet. I would like to provide a steel plate.
  • Grain-oriented electrical steel sheet includes a grain-oriented electrical steel sheet substrate and a metal oxide layer present on both sides of the grain-oriented electrical steel sheet substrate, wherein the metal oxide layer has a maximum Al fraction of 0.15 to 1.0% by weight.
  • the maximum Al fraction means an Al content value at a point where the Al content is highest when the Al content is measured with respect to the thickness direction of the metal oxide layer.
  • the ratio (DW L /DW S ) of the average magnetic domain width (DW L ) of the side having the large average magnetic domain width to the average magnetic domain width (DW S ) of the side having the small average magnetic domain width (DW S ) of one side and the other side of the base material of the electrical steel sheet is from 1.2 to 1.2. It is 1.8.
  • the thickness of the metal oxide layer may be 1.5 ⁇ m to 4 ⁇ m.
  • the grain-oriented electrical steel substrate contains, by weight%, Si: 2.5 to 4.0%, Al: 0.020 to 0.040%, Mn: 0.20% or less, N: 0.0060% or less, C: 0.005% or less, and S: 0.0055% or less, Remainder Fe and unavoidable impurities may be included.
  • the grain-oriented electrical steel substrate may further include one or more of P: 0.02 to 0.075 wt% and Cr: 0.05 to 0.35 wt%.
  • the grain-oriented electrical steel sheet may further include an insulating film present on the metal oxide layer.
  • the magnetic domain width ratio (DW L /DW S ) is within the range of 0.23 ⁇ C Al,Max +1.0 to 0.23 ⁇ C Al, Max +1.8 when the maximum Al fraction (wt%) in the metal oxide layer is C Al, Max. included
  • a heat-affected zone may exist on only one side of one side and the other side of the electrical steel sheet.
  • the heat affected zone may have a linear shape extending in a direction crossing the rolling direction.
  • a plurality of heat-affected zones exist, and an average interval between the heat-affected zones may be 3 to 7 mm.
  • Method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet includes the steps of hot-rolling a slab to prepare a hot-rolled sheet; Cold-rolling a hot-rolled sheet to produce a cold-rolled sheet; Primary recrystallization annealing of the cold-rolled sheet; Secondary recrystallization annealing of the primary recrystallization annealed steel sheet; and subjecting one surface of the secondary recrystallization annealed steel sheet to magnetic domain refinement.
  • the dew point of the atmosphere in the primary recrystallization annealing step may be 69 to 72.5 ° C., and the pulling energy in the magnetic domain refinement step may be 6.5 to 10 J / m.
  • the primary recrystallization annealed steel sheet may have an oxygen content of 800 to 1100 ppm.
  • the amount of oxygen and the pulling energy in the primary recrystallization annealed sheet may satisfy Equation 2 below.
  • the steel sheet is irradiated with a laser beam, and the beam length of the laser beam in the direction perpendicular to the steel sheet rolling may be 5 to 15 mm, and the beam width in the steel sheet rolling direction may be 10 to 200 ⁇ m.
  • FIG. 1 is a schematic view schematically illustrating a cross-section of a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic view schematically illustrating a cross-section of a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a view schematically showing the surface of a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • first, second and third are used to describe, but are not limited to, various parts, components, regions, layers and/or sections. 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 part, component, region, layer or section described below may be referred to as a second part, component, region, layer or section without departing from the scope of the present invention.
  • FIG. 1 and 2 show a schematic diagram of a grain-oriented electrical steel sheet 100 according to an embodiment of the present invention.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 100 includes a grain-oriented electrical steel sheet substrate 10 and a metal oxide layer 20 present on both sides of the grain-oriented electrical steel sheet substrate 10 do.
  • the maximum Al fraction of the metal oxide layer 20 is adjusted, and at the same time, the average magnetic domain width (DW S ) of the surface having the small average magnetic domain width among one surface and the other surface of the electrical steel substrate 10 is averaged.
  • the ratio (DW L /DW S ) of the average magnetic domain width (DW L ) of the surface having the large magnetic domain width is adjusted to 1.2 to 1.8.
  • the maximum Al fraction of the metal oxide layer 20 contributes to improving heat resistance and adhesion of the metal oxide layer 20 .
  • the maximum Al fraction of the metal oxide layer 20 is 0.15 to 1.0% by weight.
  • the maximum Al fraction means an Al content value at a point where the Al content is highest when the Al content is measured with respect to the thickness direction of the metal oxide layer. More specifically, when the metal oxide layer 20 is analyzed by glow discharge spectroscopy (GDS) along the thickness direction, it means the largest Al content value among the measured Al content values.
  • GDS glow discharge spectroscopy
  • the maximum Al fraction of the metal oxide layer 20 is out of the lower limit, the movement of elements such as C, N, and O is inhibited to suppress the formation of a metal oxide layer, so that a solid metal oxide layer is not formed, resulting in surface defects. If the maximum Al fraction of the metal oxide layer 20 is out of the upper limit, bonding strength between oxides may be weakened and surface defects may occur. More specifically, the durability of the metal oxide layer 20 may be weakened, which may cause surface defects as well as weaken the tensile action of the insulating coating and the base iron during laser irradiation.
  • the ratio (DW L / DW S ) is adjusted to 1.2 to 1.8.
  • the heat-affected zone 40 may be formed on only one surface of one or the other surface to refine the magnetic domain, and accordingly, the average magnetic domain width of one surface and the other surface may be different.
  • a laser, plasma, or electron beam may be used.
  • the heat-affected zone 40 may be formed by irradiating laser, plasma, or electron beams on only one of one surface and the other surface.
  • the heat-affected zone 40 when the input energy is too high, the heat-affected zone 40 due to magnetic domain refinement increases, and iron loss rather increases. From the viewpoint of excitation power or magnetic permeability, the heat-affected zone 40 interferes with magnetic domain movement and needs to be minimized.
  • the incoming energy for forming the heat-affected zone 40 and the ratio of magnetic domain width (DW L /DW S ) through it are derived.
  • the ratio of magnetic domain width (DW L /DW S ) when the ratio of magnetic domain width (DW L /DW S ) is 1.2 to 1.8, the iron loss degradation rate is low and the excitation power is stably low. More specifically, the ratio of magnetic domain width (DW L /DW S ) may be 1.25 to 1.75.
  • the method of measuring the magnetic domain width is not particularly limited, and the magnetic domain pattern of the irradiated surface and the non-irradiated surface are photographed using the beater method, and the average magnetic domain width of the entire measurement surface is calculated. there is.
  • the area of the specimen may be greater than 50 mm ⁇ 50 mm.
  • Equation 1 A relationship between the maximum Al fraction and the magnetic domain width ratio (DW L /DW S ) of the metal oxide layer 20 may satisfy Equation 1 below.
  • Equation 1 C Al,Max means the maximum Al fraction (wt%) in the metal oxide layer.
  • the metal oxide layer 20 is also referred to as a base coating layer or a glass coating layer, and is formed while reacting an oxide film formed in the primary recrystallization annealing process with components in the annealing separator in the secondary recrystallization annealing process.
  • the metal oxide layer 20 may include at least one metal among Mg and Mn in addition to Al. More specifically, when MgO is used as the main component of the annealing separator, the metal oxide layer 20 may include Mg, and Mg may be combined with Si and O to exist in the form of forsterite (Mg 2 SiO 4 ). there is.
  • Al in the metal oxide layer exists in a spinel state, and when this amount increases due to the structural difference from forsterite, it is difficult to maintain the adhesion between the insulating coating and the base iron, thereby reducing the laser irradiation intensity and reducing the magnetic domain width ratio.
  • the thickness of the metal oxide layer 20 may be 1.5 to 4 ⁇ m. If the thickness of the metal oxide layer 20 is too thin, a large amount of heat-affected zone 40 is generated, the ratio of magnetic domain width (DW L /DW S ) is reduced, and ultimately excitation power and magnetic permeability may be adversely affected. Conversely, if the thickness of the metal oxide layer 20 is too thick, the heat-affected zone 40 may not be properly formed in the steel plate base material 10, which may adversely affect iron loss. More specifically, the thickness of the metal oxide layer 20 may be 1.7 to 3.7 ⁇ m.
  • the grain-oriented electrical steel substrate 10 contains Si: 2.5 to 4.0%, Al: 0.020 to 0.040%, Mn: 0.20% or less, N: 0.0060% or less, C: 0.005% or less, and S: 0.0055% or less, by weight%. It contains the balance Fe and unavoidable impurities. In one embodiment of the present invention, the effect is generated by the ratio (DW L /DW S ) of the thickness and average magnetic domain width of the metal oxide layer 20 regardless of the alloy composition of the grain-oriented electrical steel substrate 10, As the electrical steel base material 10, a generally used grain-oriented electrical steel base material 10 may be used without limitation. Hereinafter, the alloy properties of the grain-oriented electrical steel base material 10 will be supplementarily described.
  • Silicon (Si) is a basic composition of an electrical steel sheet and serves to lower core loss by increasing the resistivity of the material. If the Si content is too small, the specific resistance decreases, eddy current loss increases, and iron loss characteristics deteriorate. During secondary recrystallization annealing, phase transformation between ferrite and austenite occurs, resulting in unstable secondary recrystallization and severe damage to the texture. do. On the other hand, when the Si content is too large, cold rolling may become difficult. Accordingly, 2.5 to 4.0 wt% of Si may be included. More specifically, it may include 2.3 to 3.7% by weight.
  • Aluminum (Al) is Al, Si, Mn in which nitrogen ions introduced by ammonia gas in the primary recrystallization annealing process after cold rolling exist in a solid solution state in steel, in addition to AlN finely precipitated during hot rolling and hot rolled sheet annealing.
  • nitrogen ions introduced by ammonia gas in the primary recrystallization annealing process after cold rolling exist in a solid solution state in steel, in addition to AlN finely precipitated during hot rolling and hot rolled sheet annealing.
  • the content of Al is limited to 0.02 to 0.04% by weight. More specifically, it may contain 0.025 to 0.035% by weight.
  • Manganese (Mn) has the effect of reducing total iron loss by reducing eddy current loss by increasing specific resistance as in Si, and reacts with nitrogen introduced by nitriding along with Si to form (Al, Si, Mn) N and ( It is an important element to cause secondary recrystallization by inhibiting the growth of primary recrystallized grains by forming Mn and Cu)S precipitates.
  • Mn may be included in 0.20% by weight or less. More specifically, it may contain 0.15% by weight or less.
  • Nitrogen (N) is an important element that reacts with Al and Si to form (Al,Si,Mn)N, and may be included in an amount of 0.0060% by weight or less in the slab. If too much nitrogen is included, it causes a surface defect called Blister due to nitrogen diffusion in the process after hot rolling, and because too much nitride is formed in the slab state, it becomes difficult to roll, which complicates the next process and increases the manufacturing cost. can On the other hand, N additionally required to form (Al, Si, Mn) N nitride can be reinforced by nitriding the steel using ammonia gas in an annealing process after cold rolling. In addition, since N is partially removed in the secondary recrystallization process, nitrogen may be included in an amount of 0.0060% by weight or less in the grain-oriented electrical steel sheet finally manufactured.
  • Carbon (C) is an element that causes phase transformation between ferrite and austenite to refine crystal grains and contribute to improving elongation.
  • carbides formed due to the magnetic aging effect are precipitated in the product plate to deteriorate the magnetic properties, so it must be controlled to an appropriate content.
  • C in the slab may include 0.04 to 0.07% by weight. When C is contained too little, the phase transformation between ferrite and austenite does not work properly, causing non-uniformity of the slab and hot-rolled microstructure.
  • C in the slab may include 0.04 to 0.07% by weight. Meanwhile, since carbon is removed through the above-described decarburization, C may be included in an amount of 0.005% by weight or less in the finally manufactured grain-oriented electrical steel sheet substrate 10 .
  • the content of S may be 0.0055% by weight or less. More specifically, it may contain 0.0050% by weight or less.
  • the grain-oriented electrical steel substrate may further include one or more of P: 0.02 to 0.075 wt% and Cr: 0.05 to 0.35 wt%.
  • Phosphorus (P) segregates at the grain boundaries to hinder the movement of grain boundaries and at the same time can play an auxiliary role of suppressing grain growth, and has an effect of improving the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> texture in terms of microstructure. If the content of P is too small, there is no effect of addition, and if too much is added, brittleness may increase and rollability may be greatly deteriorated. Therefore, when P is further included, it may include 0.02 to 0.075% by weight. More specifically, it may contain 0.025 to 0.05% by weight.
  • Chromium (Cr) has an effect of reducing eddy current loss by increasing resistivity and at the same time improving coating adhesion by promoting oxidation in the decarburization nitriding process. If Cr is too small, the addition effect is low, and if too much is added, the magnetic flux density deteriorates and there is an effect of suppressing nitriding and fine annealing. Therefore, when Cr is further included, it may be included in an amount of 0.05 to 0.035% by weight. More specifically, it may contain 0.10 to 0.25% by weight.
  • the present invention includes Fe and unavoidable impurities. It does not preclude the addition of effective ingredients other than the above ingredients. When additional components are included, they are included in place of Fe as the remainder.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 100 may further include an insulating film 30 present on the metal oxide layer 20 .
  • an insulating film 30 containing silica as a main component may exist. More specifically, an insulating film 30 containing silica and metal phosphate may be present.
  • the heat-affected zone 40 may be present only on one surface of the electrical steel sheet 100 and the other surface.
  • the heat-affected zone 40 may be formed by irradiating a laser, plasma, or electron beam. More specifically, it may be formed by irradiating a laser.
  • the heat affected zone 40 may exist over the insulating film 30 when the electrical steel substrate 10, the metal oxide layer 20, and the insulating film 30 are present. there is.
  • the heat-affected zone 40 uses a Kerr microscope to identify a region in which the magnetic domains are not regularly arranged, so that the heat-affected zone 40 is different from the other electrical steel base material 10. it is possible to distinguish
  • the heat-affected zone 40 in the metal oxide layer 20 can be identified by checking the damaged portion of the metal oxide layer through a scanning electron microscope.
  • the heat affected zone 40 may exist in a linear shape extending in a direction crossing the rolling direction. More specifically, the heat affected zone 40 may form an angle of 85 to 90° with the rolling direction.
  • a plurality of heat-affected zones 40 exist, and an average interval between heat-affected zones in the rolling direction may be 3 to 7 mm.
  • an average interval between heat-affected zones in the rolling direction may be 3 to 7 mm.
  • the width of the heat-affected zone 40 in the rolling direction may be 50 to 500 ⁇ m, and the depth within the electrical steel sheet substrate 10 may be 10 to 200 ⁇ m.
  • the grain-oriented electrical steel sheet may have iron loss (W17/50) of 0.85 W/kg or less and excitation power of 2.0 VA/kg. More specifically, iron loss (W17/50) may be 0.83 W/kg or less, and excitation power may be 1.8 VA/kg or less.
  • Method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet includes the steps of hot-rolling a slab to prepare a hot-rolled sheet; Cold-rolling a hot-rolled sheet to produce a cold-rolled sheet; Primary recrystallization annealing of the cold-rolled sheet; Secondary recrystallization annealing of the primary recrystallization annealed steel sheet; and subjecting one surface of the secondary recrystallization annealed steel sheet to magnetic domain refinement.
  • a hot-rolled sheet is manufactured by hot-rolling a slab. Since the alloy components of the slab have been described in the grain-oriented electrical steel sheet substrate 10 described above, repeated descriptions are omitted. The alloy components of the slab are substantially the same as those of the grain-oriented electrical steel substrate 10 except for the C content.
  • Slabs may be heated prior to hot rolling. When heating the slab, it can be done in a predetermined temperature range in which dissolved N and S are incompletely dissolved. If N and S are completely solutionized, nitrides or sulfides are formed in a large amount after annealing heat treatment of the hot-rolled sheet, making cold rolling, a subsequent process, difficult. It may become impossible to express recrystallization. That is, the re-dissolved N determines the size and amount of additional AlN formed in the decarburization annealing process. A recrystallized microstructure cannot be obtained.
  • the content of N re-dissolved in the cavities through slab heating may be 20 to 50 ppm.
  • the content of N re-dissolved should consider the content of Al contained in the cavities, because the nitrides used as grain growth inhibitors are (Al, Si, Mn) N and AlN.
  • the slab can be heated to a temperature of 1250 ° C. or less for the above-mentioned reasons, that is, in order to perform incomplete solutionization that can properly control heating furnace maintenance, cold rolling, and primary recrystallization texture.
  • the hot-rolled hot-rolled sheet In the hot-rolled hot-rolled sheet, a deformation structure elongated in the rolling direction by stress exists, and AlN, (Mn. Cu)S, etc. are precipitated during hot-rolling. Therefore, in order to have a uniform recrystallized microstructure and fine precipitate distribution before cold rolling, the hot-rolled sheet is once again heated to below the slab heating temperature to recrystallize the deformed structure and to secure sufficient austenite phase to prevent the grain growth of the precipitates. Employment needs to be promoted. Therefore, after the hot rolling, a hot-rolled sheet annealing step of annealing the hot-rolled sheet may be further included.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature may be heated to 900 to 1200° C. in order to maximize the austenite fraction, perform soaking heat treatment, and then cool. After annealing the hot-rolled sheet, the average size of precipitates in the hot-rolled sheet may have a range of 200 to 3000 ⁇ .
  • the hot-rolled sheet is cold-rolled to manufacture a cold-rolled sheet.
  • cold rolling is performed to a thickness of 0.10 mm to 0.50 mm using a reverse rolling mill or a tandem rolling mill, and the final roll is directly from the initial hot-rolled thickness without annealing heat treatment of the deformed structure in the middle. It can be done by one-time strong cold rolling, which is rolled to the thickness of the product.
  • orientations with low integration in ⁇ 110 ⁇ 001> orientation are rotated in deformation orientation, and only Goss crystal grains most well arranged in ⁇ 110 ⁇ 001> orientation exist in the cold-rolled sheet.
  • cold rolling can be performed by one-time strong cold rolling. More specifically, the cold rolling rate can be rolled at 87% or more.
  • the cold-rolled sheet is subjected to primary recrystallization annealing.
  • Nitriding may be performed by injecting a nitriding gas into an atmospheric gas during the primary recrystallization annealing process.
  • the nitriding gas may include ammonia gas.
  • Nitriding can be helpful in introducing nitrogen ions into the steel sheet to precipitate inhibitors such as (Al, Si, Mn) N and AlN.
  • Decarburization and nitriding may be carried out simultaneously with nitrification after decarburization, decarburization after nitration, or nitridation and decarburization.
  • Decarburization can be performed by adjusting the dew point in the atmosphere to 69.0 to 72.5 ° C. Decarburization is more efficient as the dew point temperature increases, but in one embodiment of the present invention, the dew point can be adjusted within the range described above in relation to the domain refining treatment to be described later. If the dew point temperature is too low, the metal oxide layer 20 may not be properly formed. From the point of view of forming the metal oxide layer 20, the higher the dew point temperature, the better. In this case, the metal oxide layer may fall off due to a decrease in the adhesion of the metal oxide layer, resulting in surface defects and magnetic deterioration. It is necessary to properly adjust the upper limit of the dew point temperature. . More specifically, the dew point temperature may be 69.5 to 71.5 °C.
  • the primary recrystallization annealing temperature may be 800 to 950 °C. If the annealing temperature of the steel sheet is too low, it takes a lot of time for decarburization and nitriding, and it is difficult to properly form the metal oxide layer 20 . If the annealing temperature is too high, the primary recrystallized grains grow coarsely and the driving force for crystal growth decreases, so stable secondary recrystallization may not be formed. The annealing time is not a big problem in exhibiting the effect of the present invention, but it can be treated for 5 minutes or less in consideration of productivity.
  • the steel sheet may have an oxygen content of 800 to 1100 ppm.
  • Oxygen content may be adjusted according to the dew point temperature, annealing temperature and time during primary recrystallization annealing. At this time, the amount of oxygen is measured by cutting the entire steel sheet into a size of 3mmX3mm and melting the entire steel sheet. Therefore, the amount of oxygen means the average content of the entire steel sheet.
  • the amount of oxygen may be adjusted according to the dew point temperature, annealing temperature and time during primary recrystallization annealing. More specifically, the amount of oxygen may be 820 to 1070 ppm.
  • a step of applying an annealing separator to the primary recrystallization annealed steel sheet may be further included.
  • the annealing separator generally known annealing separators may be used without limitation.
  • coils are annealed for a long time, and in this process, an annealing separator is applied to prevent the steel sheets from joining together.
  • Components of the annealing separator combine with oxygen and Si in the oxide layer to form the metal oxide layer 20 .
  • an annealing separator containing at least one of magnesium oxide, aluminum oxide, and manganese oxide may be used. More specifically, an annealing separator containing MgO may be used.
  • the primary recrystallization annealed steel sheet is subjected to secondary recrystallization annealing.
  • a ⁇ 110 ⁇ 001> texture is formed in which the ⁇ 110 ⁇ plane of the steel sheet is parallel to the rolling plane and the ⁇ 001> direction is parallel to the rolling direction, thereby producing a grain-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties.
  • the purpose of the secondary recrystallization annealing is to provide insulation by forming a ⁇ 110 ⁇ 001> texture by secondary recrystallization and forming a metal oxide layer 20 by the reaction between the oxide layer formed in the primary recrystallization annealing process and the annealing separator. , is the removal of impurities that harm the magnetic properties.
  • Secondary recrystallization annealing is maintained as a mixed gas of nitrogen and hydrogen in the temperature rising section before secondary recrystallization takes place to protect nitride, which is a grain growth inhibitor, so that secondary recrystallization can develop well, and after secondary recrystallization is completed, 100 Impurities can be removed by maintaining for a long time in % hydrogen atmosphere.
  • an insulation coating composition may be applied to form an insulation coating.
  • flattening annealing may be performed to correct the plate shape.
  • the insulation coating composition is not particularly limited, and an insulation coating composition containing silica may be used. Alternatively, an insulation coating composition containing silica and metal phosphate may be used.
  • the magnetic domain refinement treatment method is not particularly limited, but in one embodiment of the present invention, the magnetic domain refinement treatment may be performed by forming a groove or a heat-affected zone 40 instead of forming a groove.
  • the method of forming the heat-affected zone 40 is not particularly limited, and may be formed by irradiating a laser, plasma, or electron beam. More specifically, a laser may be irradiated.
  • iron loss and excitation power can be simultaneously improved by appropriately adjusting the incoming energy during the magnetic domain refinement process.
  • the incoming energy may be 6.5 to 10 J/m.
  • the pull-in energy means a value obtained by dividing the laser energy applied to the steel sheet by the length of the laser irradiation line (when the entire width of the steel sheet is irradiated, the length of the steel sheet). That is, it means a value obtained by dividing the total energy for forming one heat-affected zone 40 by the length of the heat-affected zone 40 . If the pull-in energy is too small, it is difficult to obtain a sufficient effect of domain refinement. If the input energy is too large, a large amount of heat-affected zone 20 may be formed, resulting in poor excitation power and magnetic permeability. More specifically, the incoming energy is 7 to 9 J/m.
  • the incoming energy can be adjusted in conjunction with the amount of oxygen in the oxide layer formed after primary recrystallization annealing. That is, when the amount of oxygen in the oxide layer is small, a sufficient magnetic domain refinement effect can be obtained even if the pull-in energy is lowered. Conversely, if the amount of oxygen in the oxide layer is large, the pull-in energy must be increased to obtain a sufficient effect of domain refinement. More specifically, the relationship between the oxygen content in the oxide layer and the incoming energy may satisfy Equation 2 below.
  • the domain refining treatment may be performed on only one surface of the steel sheet, and the other surface may not be subjected to the domain refining treatment.
  • a laser beam length in a direction perpendicular to steel sheet rolling may be 5 to 15 mm, and a beam width in a steel sheet rolling direction may be 10 to 200 ⁇ m.
  • the steel sheet was subjected to secondary recrystallization annealing by applying MgO as an annealing separator.
  • the secondary recrystallization annealing was carried out in a mixed atmosphere of 25v% nitrogen and 75v% hydrogen up to 1200 ° C, and after reaching 1200 ° C, maintained in a 100 v% hydrogen atmosphere for 10 hours or more, followed by furnace cooling. After that, an insulating coating composition containing silica as a main component was applied, followed by heat treatment to form an insulating film.
  • Magnetic domain refinement was performed while adjusting the pull-in energy using a laser domain refinement device.
  • the inventive material having the dew point properly adjusted in the lead-in energy and the primary recrystallization annealing process has the magnetic domain width ratio (DW L / DW S ) properly adjusted, so that the iron loss and excitation power are excellent at the same time.
  • Comparative Materials 1, 3, and 6, in which the pulling energy is too small have too large magnetic domain width ratios and cannot obtain appropriate iron loss.
  • Comparative Materials 2, 4, 5, 7, and 8, where the incoming energy is too large have too small magnetic domain width ratios, indicating inferior excitation power.
  • Comparative Material 9 and Comparative Material 10 the oxidation amount is too high or too low. Since the metal oxide layer is not properly formed, the growth of secondary recrystallized grains is not smooth and the surface defects are excessive, so even if the incoming energy is properly adjusted, it can be confirmed that the iron loss or excitation power is similarly inferior.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 방향성 전기강판 기재 및 방향성 전기강판 기재의 양면 상에 존재하는 금속 산화물 층을 포함한다. 금속 산화물 층 내의 최대 Al 분율이 0.15 내지 1.0 중량%이고, 전기강판 기재의 일면 및 타면 중 평균 자구 폭이 작은 면의 평균 자구 폭(DWS)에 대한 평균 자구 폭이 큰 면의 평균 자구 폭(DWL)의 비율(DWL/DWS)이 1.2 내지 1.8이다.

Description

방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조 방법
본 발명의 일 실시예는 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조 방법에 관한 것이다. 구체적으로 절연코팅과 소지철 사이에 존재하는 금속 산화물 층 내의 최대 Al함량을 조절하고, 강판 양면의 자구 폭 비율을 조절하여 철손 및 여자 전력을 동시에 향상시킨 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조 방법에 관한 것이다.
방향성 전기강판은 변압기의 철심으로 이용되며 일반적으로 철손과 자속밀도 특성과 함께, 최근 무부하 전류와 관련된 여자전력의 개선도 요구되고 있다. 철손은 변압기의 효율에 직접적인 영향을 주는 특성으로, 방향성 전기강판의 등급을 나누는 주요 특성이며, 자속밀도는 동손 및 변압기의 크기를 결정하는 특성이다.
상기 특성을 향상시키기 위해서는 최종 제조되는 방향성 전기강판에 {110}<001> 고스 집합조직(Goss texture)의 집적도를 성장시켜야 한다. 고스 집합조직을 만들기 위해서는 제강에서의 성분제어, 열간압연에서의 슬라브 재가열 및 열간압연 공정인자 제어, 열연판소둔 열처리, 1차재결정 소둔, 2차재결정 소둔 등의 복잡한 공정들이 요구되고, 이들 공정 또한 매우 정밀하고 엄격하게 관리되어야 한다. 이의 결과로 만들어진 우수한 방향성 전기강판 제품은 고스 집합조직의 집적도가 3도 이내이고 보통 수mm에서 수cm의 조대한 결정립을 가지게 된다. 결정립 입경이 조대한 경우 자구역 (magnetice domain)의 폭이 넓어져 자벽의 속도가 빨라서 이상와류손을 증가시키게 된다. 이상와류손을 저감하기 위해서는 레이저, 플라즈마, 전자선, 등 다양한 자구미세화 방법이 사용되는데, 이들 방법은 국부적인 잔류응력으로 자극에너지를 형성하여 자구역의 크기를 줄이게 되어 이력손 증가에도 불구하고, 이상와류손 감소로 전체적인 철손은 개선된다.
하지만, 국부적 잔류응력은 자구벽의 이동도 자체를 제한하게 되고 이는 곧 투자율의 감소로 이어지므로 투자율과 밀접한 관련을 가지고 있는 여자전력을 악화시킨다. 여자전력이 악화되면 변압기의 무부하전류가 증가하게 되고, 변압기 전력계에 부담을 주게 되어 추가적인 전기부품이 필요하거나 설계를 변경해야 하므로, 여자전력을 고려한 철손 개선 방안이 필요하다.
이를 해결하기 위해 강중에 포함된 Cr의 함량에 따라 자구 미세화 조건, 특히 자구선 간격을 최적화하여 자속밀도 혹은 투자율을 개선하는 방안이 제시되었다. 또한 레이저 출력을 최적화하여 수 A/m 영역의 여기자장(H field)에서의 투자율을 개선하는 방안이 제시되었다. 또한, 레이저의 크기와 파장을 최적화함으로써 자속밀도를 최적화하는 방안이 제안되거나, 밀착성에 따라 자구조건을 최적화하는 방법이 제시되었다.
하지만 위 방법으로는 H값이 800A/m 혹은 수A/m에서의 투자율을 개선할 수 있었으나, 통상적인 변압기 무부하전류에 영향을 주는 수 십A/m영역에서의 투자율 및 이에 의한 여자전력의 개선에는 충분치 않았다.
본 발명의 일 실시예에서는 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조 방법을 제공하고자 한다. 구체적으로 1차 재결정 소둔판의 산화량을 조정하여 최종 제품판의 금속산화층의 최대 Al분율을 제어하고, 강판 양면의 자구 폭 비율을 조절하여 철손 및 여자 전력을 동시에 향상시킨 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 방향성 전기강판 기재 및 방향성 전기강판 기재의 양면 상에 존재하는 금속 산화물 층을 포함하며, 이때 금속 산화물 층은 최대 Al분율이 0.15 내지 1.0 중량% 이다.
이 때, 최대 Al 분율이란 금속 산화물 층 두께 방향에 대해 Al 함량을 측정할 때, Al 함량이 가장 높은 지점에서의 Al 함량 값을 의미한다.
전기강판 기재의 일면 및 타면 중 평균 자구 폭이 작은 면의 평균 자구 폭(DWS)에 대한 평균 자구 폭이 큰 면의 평균 자구 폭(DWL)의 비율(DWL/DWS)이 1.2 내지 1.8이다.
금속 산화물 층의 두께는 1.5㎛ 내지 4㎛일 수 있다.
방향성 전기강판 기재는 중량%로, Si:2.5 내지 4.0%, Al:0.020 내지 0.040%, Mn:0.20% 이하, N:0.0060% 이하, C:0.005% 이하 및 S:0.0055% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
방향성 전기강판 기재는 P:0.02 내지 0.075 중량% 및 Cr: 0.05 내지 0.35 중량% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
방향성 전기강판은 금속 산화물 층 상에 존재하는 절연피막을 더 포함할 수 있다.
자구 폭 비율(DWL/DWS)은 금속 산화물 층 내의 최대 Al 분율(중량%)을 CAl,Max라고 했을 때, 0.23×CAl,Max+1.0 내지 0.23×CAl,Max+1.8 범위내에 포함된다.
전기강판의 일면 및 타면 중 어느 한 면에만 열 영향부가 존재할 수 있다.
열 영향부는 압연방향과 교차하는 방향으로 연장되는 선 형상일 수 있다.
열 영향부는 복수개 존재하며, 열 영향부 간의 평균 간격은 3 내지 7mm 일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법은 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 1차 재결정 소둔된 강판을 2차 재결정 소둔하는 단계; 및 2차 재결정 소둔된 강판의 일면에 자구 미세화 처리하는 단계를 포함한다.
1차 재결정 소둔하는 단계에서 분위기의 이슬점이 69 내지 72.5℃이고, 자구 미세화 처리하는 단계에서 인입에너지가 6.5 내지 10J/m일 수 있다.
1차 재결정 소둔된 강판은 산소 함량이 800 내지 1100ppm일 수 있다.
1차 재결정 소둔판 내의 산소량과 인입에너지는 하기 식 2를 만족할 수 있다.
[식 2]
35.8×산소량(wt%)+2.5 ≤인입에너지 (J/m)≤ 35.8×산소량(wt%)+7
자구 미세화 처리하는 단계에서, 강판에 레이저를 조사하고, 레이저의 강판 압연 수직 방향의 빔 길이가 5 내지 15mm이고, 강판 압연 방향의 빔 폭이 10 내지 200㎛일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 자구이동에 방해가 되는 열 영향부를 최소화하고 동시에 철손 저감을 극대화 하고 동시에 여자전력 및 투자율을 향상시킬 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 단면을 개략적으로 도시한 개략도이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 단면을 개략적으로 도시한 개략도이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 표면을 개략적으로 도시한 도면이다.
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.
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 1 및 도 2에서는 본 발명의 일 실시예에 의해 방향성 전기강판(100)의 모식도를 나타낸다.
도 1에서 나타나듯이, 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판(100)은 방향성 전기강판 기재(10) 및 방향성 전기강판 기재(10)의 양면 상에 존재하는 금속 산화물 층(20)을 포함한다.
본 발명의 일 실시예에서는 금속 산화물 층(20)의 최대 Al분율을 조절하고, 동시에 전기강판 기재(10)의 일면 및 타면 중 평균 자구 폭이 작은 면의 평균 자구 폭(DWS)에 대한 평균 자구 폭이 큰 면의 평균 자구 폭(DWL)의 비율(DWL/DWS)이 1.2 내지 1.8로 조절한다.
금속 산화물 층(20)의 최대 Al분율은 금속 산화층(20)의 내열성 및 밀착성 향상에 기여한다. 금속 산화물 층(20)의 최대 Al분율은 0.15 내지 1.0 중량% 이다. 이 때, 최대 Al 분율이란 금속 산화물 층 두께 방향에 대해 Al 함량을 측정할 때, Al 함량이 가장 높은 지점에서의 Al 함량 값을 의미한다. 더욱 구체적으로 금속 산화물 층(20)을 두께 방향을 따라 GDS(Glow Discharge Spectroscopy)로 분석했을 때, 측정되는 Al 함량 값 중 가장 큰 Al 함량 값을 의미한다.
금속 산화물 층(20)의 최대 Al분율이 하한을 벗어나면 C, N, O 등 원소들의 이동을 방해하여 금속 산화층 형성을 억제하여 견고한 금속 산화층 형성이 되지 않아 표면 결함이 발생하게 된다. 금속 산화물 층(20)의 최대 Al분율이 상한을 벗어나면 산화물간 결합력이 약해져 표면 결함 문제가 발생할 수 있다. 더욱 구체적으로 금속 산화물 층(20)의 내구력이 취약해져 표면 결함의 원인뿐 아니라 레이저 조사시 절연코팅과 소지철의 장력 작용을 약화시킬 수 있다.
또한, 전기강판 기재(10)의 일면 및 타면 중 평균 자구 폭이 작은 면의 평균 자구 폭(DWS)에 대한 평균 자구 폭이 큰 면의 평균 자구 폭(DWL)의 비율(DWL/DWS)이 1.2 내지 1.8로 조절한다. 본 발명의 일 실시예에서는 일면 또는 타면 중 어느 한 면에만 열 영향부(40)를 형성하여 자구미세화 시킬 수 있으며, 이에 따라 일면 및 타면의 평균 자구 폭이 상이해 질 수 있다. 한편, 자구미세화를 진행할 때, 레이저, 플라즈마 또는 전자빔을 사용할 수 있다. 이 때, 일면 및 타면 중 어느 한 면에만 레이저, 플라즈마 또는 전자빔을 조사하여 열 영향부(40)를 형성할 수 있다. 열 영향부(40)를 형성하기 위한 인입에너지가 증가하면 반대면에서도 자구미세화가 뚜렷하게 진행되어 철손이 낮아지게 된다. 하지만 인입에너지가 너무 높을 경우 자구미세화에 의한 열 영향부(40)가 증가하게 되고 오히려 철손이 높아지게 된다. 여자전력 혹은 투자율의 관점에서 보면 열 영향부(40)는 자구이동에 방해가 되어 최소화할 필요가 있다. 본 발명의 일 실시예에서는 철손을 최소화하면서 동시에 여자전력 혹은 투자율을 동시에 향상시키기 위해 열 영향부(40) 형성을 위한 인입에너지 및 이를 통한 자구 폭의 비율(DWL/DWS)을 도출한다. 본 발명의 일 실시예에서 자구 폭의 비율(DWL/DWS)이 1.2 내지 1.8일 때, 철손의 열화율이 낮고 여자전력이 안정적으로 낮은 값을 얻을 수 있다. 더욱 구체적으로 자구 폭의 비율(DWL/DWS)이 1.25 내지 1.75일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서 자구 폭의 측정 방법은 특별히 제한되지 아니하며, 비터법을 활용하여 조사면과 비조사면의 자구패턴을 촬영하고, 측정면 전체에서의 평균 자구 폭을 구하는 방식으로 측정할 수 있다. 측정의 정확성을 위해 시편의 면적은 50mm × 50mm이상일 수 있다.
금속 산화물 층(20)의 최대 Al분율 및 자구 폭 비율(DWL/DWS) 간의 관계가 하기 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
0.23×CAl,Max+1.0 ≤ DWL/DWS ≤ 0.23×CAl,Max + 1.8
식 1에서 CAl,Max는 금속 산화물 층 내의 최대 Al 분율(중량%)을 의미한다.
금속 산화물 층(20)은 베이스 코팅층 또는 글라스 코팅층이라고도 하며, 1차 재결정 소둔 과정에서 생성되는 산화막과 소둔 분리제 내의 성분이 2차 재결정 소둔 과정에서 반응하면서 생성된다. 금속 산화물 층(20)은 전술한 Al 외에 Mg 및 Mn 중 1 이상의 금속을 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 소둔 분리제 주성분으로서, MgO를 사용하는 경우, 금속 산화물 층(20)은 Mg를 포함할 수 있으며, Mg가 Si 및 O와 결합하여 포스테라이트(Mg2SiO4) 형태로 존재할 수 있다. 금속 산화물 층의 Al은 스피넬 상태로 존재하게 되며, 포스테라이트와의 구조적 차이 때문에 이 양이 증가할 경우 절연코팅과 소지철의 밀착성이 유지되기 어려워 레이저 조사강도를 감소하여 자구폭비율을 감소시키는 것이 유리하다.
금속 산화물 층(20)의 두께는 1.5 내지 4㎛일 수 있다. 금속 산화물 층(20)의 두께가 너무 얇으면 열 영향부(40)가 다량 발생하며, 자구 폭의 비율(DWL/DWS)이 줄어들고 궁극적으로 여자전력 및 투자율에 악영향을 줄 수 있다. 반대로 금속 산화물 층(20)의 두께가 너무 두꺼우면, 강판 기재(10) 내에 열 영향부(40)가 적절히 형성되지 못하여 철손에 악영향을 줄 수 있다. 더욱 구체적으로 금속 산화물 층(20)의 두께는 1.7 내지 3.7㎛일 수 있다.
방향성 전기강판 기재(10)는 중량%로, Si:2.5 내지 4.0%, Al:0.020 내지 0.040%, Mn:0.20% 이하, N:0.0060% 이하, C:0.005% 이하 및 S:0.0055% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 본 발명의 일 실시예에서 방향성 전기강판 기재(10)의 합금 성분과 무관하게 금속 산화물 층(20)의 두께 및 평균 자구 폭의 비율(DWL/DWS)에 의해 효과가 발생하는 것이며, 방향성 전기강판 기재(10)는 일반적으로 사용되는 방향성 전기강판 기재(10)를 제한 없이 사용할 수 있다. 이하에서는 보충적으로 방향성 전기강판 기재(10)의 합금 성부에 대해 설명한다.
Si : 2.5 내지 4.0 중량%
실리콘(Si)은 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철손(core loss)을 낮추는 역할을 한다. Si함량이 너무 적은 경우 비저항이 감소하게 되어 와전류손이 증가하여 철손특성이 열화되고, 2차 재결정 소둔시 페라이트와 오스테나트간 상변태가 발생하게 되어 2차 재결정이 불안정해질뿐만 아니라 집합조직이 심하게 훼손된다. 한편 Si 함량이 너무 많을 경우 냉간 압연이 어려워 질 수 있다. 따라서, Si를 2.5 내지 4.0 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 2.3 내지 3.7 중량% 포함할 수 있다.
Al : 0.020 내지 0.040 중량%
알루미늄(Al)은 열간압연과 열연판소둔시에 미세하게 석출된 AlN이외에도 냉간압연이후의 1차 재결정 소둔공정에서 암모니아 가스에 의해서 도입된 질소이온이 강중에 고용상태로 존재하는 Al, Si, Mn과 결합하여 (Al,Si,Mn)N 및 AlN형태의 질화물을 형성함으로써 강력한 결정립 성장 억제제의 역할을 수행하게 된다. Al이 너무 적으면, 억제력이 약하고, Al이 너무 많으면, 조대한 질화물을 형성함으로써 결정립 성장 억제력이 떨어지게 된다. 그러므로 Al의 함량을 0.02 내지 0.04 중량% 로 한정한다. 더욱 구체적으로 0.025 내지 0.035 중량% 포함할 수 있다.
Mn : 0.20 중량% 이하
망간(Mn)은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 와전류손을 감소시킴으로써 전체 철손을 감소시키는 효과도 있으며, Si과 함께 질화처리에 의해서 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N 및 (Mn, Cu)S 석출물을 형성함으로써 1차재결정립의 성장을 억제하여 2차재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 그러나, Mn이 너무 많이 포함되면, Mn 산화물이 다량 형성되어 2차 재결정 소둔 공정에서 페라이트와 오스테나이트간 상변태를 유발하기 때문에 집합조직이 심하게 훼손되어 자기적 특성이 크게 열화될 수 있다. 그러므로 Mn은 0.20 중량% 이하로 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.15 중량% 이하로 포함할 수 있다.
N : 0.0060 중량% 이하
질소(N)은 Al 및 Si과 반응하여 (Al,Si,Mn)N를 형성하는 중요한 원소로서 슬라브 내에 0.0060 중량% 이하로 포함할 수 있다. 질소가 너무 많이 포함되면 열연이후의 공정에서 질소확산에 의한 Blister라는 표면결함을 초래하고, 슬라브 상태에서 질화물이 너무 많이 형성되기 때문에 압연이 어려워져 다음 공정이 복잡해지고 제조단가가 상승하는 원인이 될 수 있다. 한편 (Al,Si,Mn)N 질화물을 형성하기 위해 추가로 필요한 N은 냉간압연이후의 소둔공정에서 암모니아 가스를 이용하여 강중에 질화처리를 실시하여 보강할 수 있다. 또한, 2차 재결정 과정에서 N이 일부 제거되므로, 최종 제조되는 방향성 전기강판 내에는 질소가 0.0060 중량% 이하로 포함될 수 있다.
C: 0.005 중량% 이하
탄소(C)은 페라이트 및 오스테나이트간 상변태를 일으켜 결정립을 미세화시키고 연신율을 향상시키는데 기여하는 원소로서, 취성이 강해 압연성이 좋지 않은 전기강판의 압연성 향상을 위해 필수적인 원소이나, 최종 제조되는 방향성 전기강판 기재(10)에 잔존하게 될 경우 자기적 시효효과로 인해 형성되는 탄화물을 제품판 내에 석출시켜 자기적 특성을 악화시키는 원소이기 때문에 적정한 함량으로 제어되어야 한다. 슬라브 내에서 C는 0.04 내지 0.07 중량% 포함할 수 있다. C가 너무 적게 함유되게 되면 페라이트 및 오스테나이트간 상변태가 제대로 작용하지 않기 때문에 슬라브 및 열간압연 미세조직의 불균일화를 야기하게 된다. 한편 탄소가 너무 많으면 1차 재결정 소둔 중 충분한 탈탄을 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 이로 인해 야기되는 상변태현상으로 인해 2차재결정 집합조직의 심하게 훼손되게 되고, 나아가 최종제품을 전력기기에 적용시 자기시효에 의한 자기적 특성의 열화현상을 초래하게 된다. 따라서 슬라브 내 C는 0.04 내지 0.07 중량% 포함할 수 있다. 한편, 전술한 탈탄을 통해 탄소가 제거되므로, 최종 제조되는 방향성 전기강판 기재(10) 내에는 C를 0.005 중량% 이하로 포함할 수 있다.
S : 0.0055 중량% 이하
황(S)는 너무 많이 함유 되면 MnS의 석출물들이 슬라브내에서 형성되어 결정립성장을 억제하게 되며, 주조시 슬라브 중심부에 편석하여 이후 공정에서의 미세조직을 제어하기가 어렵다. 또한 본 발명에서는 MnS를 결정립성장 억제제로서 사용하지 않기 때문에 S가 불가피하게 들어가는 함량 이상으로 첨가하여 석출이 되는 것은 바람직하지 않다. 따라서 S의 함량은 0.0055 중량% 이하로 할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0050 중량% 이하로 포함할 수 있다.
방향성 전기강판 기재는 P:0.02 내지 0.075 중량% 및 Cr: 0.05 내지 0.35 중량% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
P : 0.02 내지 0.075 중량%
인(P)는 결정립계에 편석하여 결정립계의 이동을 방해하고 동시에 결정립 성장을 억제하는 보조적인 역할이 가능하며, 미세조직측면에서 {110}<001>집합조직을 개선하는 효과가 있다. P의 함량이 너무 적으면 첨가효과가 없으며, 너무 많이 첨가하면 취성이 증가하여 압연성을 크게 나빠질 수 있다. 따라서, P를 더 포함하는 경우, 0.02 내지 0.075 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.025 내지 0.05 중량% 포함할 수 있다.
Cr : 0.05 내지 0.35 중량%
크롬(Cr)은 비저항을 증가시킴으로써 와류손을 줄이고, 동시에 탈탄 침질공정에서 산화를 촉진하여 이후 코팅 밀착성을 개선하는 효과가 있다. Cr이 너무 적은 경우 첨가효과가 낮고, 너무 많이 첨가하면 자속밀도가 열화되고 침질 및 순화소둔 억제 작용이 있다. 따라서, Cr을 더 포함하는 경우, 0.05 내지 0.035 중량%로 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.10 내지 0.25 중량% 포함할 수 있다.
전술한 성분 이외에 본 발명은 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 성분 이외에 유효한 성분의 첨가를 배제하는 것은 아니다. 추가 성분이 포함되는 경우, 잔부인 Fe를 대체하여 포함한다.
도 2에 개시되어 있듯이, 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판(100)은 금속 산화물 층(20) 상에 존재하는 절연피막(30)을 더 포함할 수 있다.
절연피막(30)에 대해서는 널리 알려져 있으므로, 구체적인 설명은 생략한다. 구체적으로 실리카를 주성분으로 하는 절연피막(30)이 존재할 수 있다. 더욱 구체적으로 실리카 및 금속 인산염을 포함하는 절연피막(30)이 존재할 수 있다.
전기강판(100)의 일면 및 타면 중 어느 한 면에만 열 영향부(40)가 존재할 수 있다. 열 영향부(40)는 레이저, 플라즈마 또는 전자빔을 조사하여 형성될 수 있다. 더욱 구체적으로 레이저를 조사하여 형성될 수 있다.
도 1 및 도 2에 개시되어 있듯이, 열 영향부(40)는 전기강판 기재(10), 금속 산화물 층(20), 절연피막(30)이 존재하는 경우, 절연피막(30)에 걸쳐 존재할 수 있다. 전기강판 기재(10)의 경우 열 영향부(40)는 Kerr 현미경을 활용하여 자구 형태가 규칙적이지 않은 배열을 가지고 있는 영역을 확인함으로써 열 영향부(40)가 아닌 다른 전기강판 기재(10)와 구분이 가능하다.
금속 산화물 층(20) 내에서 열 영향부(40)는 주사 전자현미경을 통하여 금속 산화물 층의 손상 부위를 확인하여 구분이 가능하다.
도 3에서는 열 영향부(40)의 형상에 대해 개략적으로 나타낸다. 도 3에 개시되어 있듯이, 열 영향부(40)는 압연방향과 교차하는 방향으로 연장되는 선 형상으로 존재할 수 있다. 더욱 구체적으로 열 영향부(40)는 압연 방향과 85 내지 90°각도를 형성할 수 있다.
도 4에 개시되어 있듯이, 열 영향부(40)는 복수개 존재하며, 열 영향부 간의 압연 방향으로의 평균 간격은 3 내지 7mm일 수 있다. 열 영향부(40)의 간격을 조절함으로써, 철손을 추가적으로 개선할 수 있다.
열 영향부(40)의 압연방향 폭은 50 내지 500㎛ 이고, 전기강판 기재(10) 내에서 깊이는 10내지 200 ㎛ 일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서 방향성 전기강판은 철손(W17/50)이 0.85 W/kg 이하이고, 여자전력이 2.0 VA/kg일 수 있다. 더욱 구체적으로 철손(W17/50)이 0.83 W/kg 이하이고, 여자전력이 1.8 VA/kg 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법은 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 1차 재결정 소둔된 강판을 2차 재결정 소둔하는 단계; 및 2차 재결정 소둔된 강판의 일면에 자구 미세화 처리하는 단계를 포함한다.
이하에서는 각 공정별로 상세히 설명한다.
먼저, 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조한다. 슬라브의 합금 성분에 대해서는 전술한 방향성 전기강판 기재(10)에서 설명하였으므로, 반복되는 설명은 생략하다. 슬라브의 합금 성분은 C 함량을 제외하고 방향성 전기강판 기재(10)의 합금 성분과 실질적으로 동일하다.
슬라브는 열간압연 전 가열할 수 있다. 슬라브를 가열할 경우 고용되는 N 및 S가 불완전 용체화되는 소정의 온도 범위에서 할 수 있다. 만약 N 및 S가 완전용체화될 경우 열연판 소둔 열처리후 질화물이나 황화물이 미세하게 다량 형성됨으로써 후속공정인 냉간압연이 어려워 질 수 있고, 또한 1차 재결정립 크기가 상당히 미세하게 되기 때문에 적절한 2차재결정을 발현할 수 없게 될 수도 있다. 즉, 재고용되는 N이 탈탄 질화 소둔공정에서 형성되는 추가적인 AlN의 크기와 양을 좌우하게 되며, AlN의 크기가 동일할 경우 양이 너무 많으면 결정립 성장 억제력이 증가하여 고스집합조직으로 이루어져있는 적합한 2차 재결정 미세조직을 얻을 수가 없게 된다. 반대로 양이 너무 적으면 1차 재결정 미세조직의 결정립 성장 구동력이 증가하게 되어 상술한 현상과 유사하게, 적절한 2차 재결정 미세조직을 얻을 수가 없게 된다. 슬라브 가열을 통해 소강내에 재고용되는 N의 함량은 20 내지 50 ppm이 될 수 있다. 재고용되는 N의 함량은 소강내에 함유되어 있는 Al의 함량을 고려해야 하며, 이는 결정립 성장 억제제로 사용되는 질화물이 (Al,Si,Mn)N 및 AlN이기 때문이다.
슬라브를 1280℃ 초과하여 가열하게 되면 강판에 저융점의 규소와 기지금속인 철의 화합물인 Fayalite가 생성되면서 강판의 표면이 녹아내려 열연작업성이 매우 어려워지고 녹아내린 쇳물로 인한 가열로 보수가 증가하게 된다. 상술한 이유 즉 가열로 보수 및 냉간압연과 1차재결정 집합조직의 적절한 제어가 가능한 불완전 용체화를 하기 위해서는 1250℃ 이하의 온도로 슬라브를 가열할 수 있다.
열간압연된 열연판내에는 응력에 의해서 압연방향으로 연신된 변형조직이 존재하게 되며 열연중에 AlN, (Mn. Cu)S 등이 석출하게 된다. 그러므로, 냉간압연전에 균일한 재결정 미세조직과 미세한 석출물분포를 갖기 위해서는 다시 한번 슬라브 가열온도 이하까지 열연판을 가열하여 변형된 조직을 재결정시키고 또한 충분한 오스테나이트상을 확보하여 상기 석출물들의 결정립 성장 억제제의 고용을 촉진할 필요가 있다. 따라서 열간압연 이후, 열연판을 소둔하는 열연판 소둔 단계를 더 포함할 수 있다. 열연판 소둔온도는 오스테나이트 분율을 최대로 가져가기 위해서 900 내지 1200℃까지 가열하고, 균열 열처리를 실시한 후 냉각할 수 있다. 열연판 소둔 후 열연판 내의 석출물 평균크기는 200 내지 3000Å의 범위를 가질 수 있다.
다음으로, 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조한다.
냉간압연하는 단계는 리버스(Reverse) 압연기 혹은 탠덤(Tandem) 압연기를 이용하여 0.10mm 내지 0.50mm의 두께로 냉간압연을 실시하며, 중간에 변형된 조직의 풀림열처리를 하지 않고 초기 열연두께에서 바로 최종제품의 두께까지 압연하는 1회 강냉간 압연으로 할 수 있다. 1회 강냉간압연으로 {110}<001>방위의 집적도가 낮은 방위들은 변형방위로 회전하게 되고 {110}<001>방위로 가장 배열이 잘된 고스결정립들만 냉간압연판에 존재하게 된다. 따라서 2회 이상의 압연방법에서는 집적도가 낮은 방위들도 냉간압연판에 존재하게 되어 2차 재결정 소둔시에 같이 2차 재결정하게 되어 자속밀도와 철손이 열위해 질 수 있다. 따라서, 냉간압연은 1회 강냉간압연으로 수행할 수 있다. 더욱 구체적으로 냉간압연율이 87% 이상으로 압연할 수 있다.
다음으로, 냉연판을 1차 재결정 소둔한다.
1차 재결정 소둔 과정 중 탈탄 및 질화할 수 있다. 먼저 질화에 대해 설명한다. 질화는 1차 재결정 소둔 과정 중 분위기 가스로 질화 가스를 투여하여 할 수 있다. 질화 가스로는 암모니아 가스를 포함할 수 있다. 질화를 통해 강판에 질소이온을 도입하여 억제제인 (Al,Si,Mn)N, AlN 등을 석출하는데 있어서, 도움을 줄 수 있다.
탈탄 및 질화는 탈탄 후 질화, 질화 후 탈탄 또는 질화 및 탈탄을 동시에 수행할 수 있다.
탈탄은 분위기 중 이슬점을 69.0 내지 72.5℃로 조절함으로써, 수행할 수 있다. 탈탄은 이슬점 온도가 높을수록 효율적이나, 본 발명의 일 실시예에서는 후술하는 자구미세화 처리와 관련하여 전술한 범위로 이슬점을 조절할 수 있다. 이슬점 온도가 너무 낮으면, 금속 산화물 층(20)이 적절히 형성되지 못할 수 있다. 금속 산화물 층(20) 형성 관점에서는 이슬점의 온도가 높을수록 유리하나, 이 경우, 금속 산화물 층의 밀착성 감소로 탈락됨으로써 표면결함과 자성열위가 나타날 수 있어, 이슬점 온도의 상한을 적절히 조절할 필요가 있다. 더욱 구체적으로 이슬점 온도는 69.5 내지 71.5℃가 될 수 있다.
1차 재결정 소둔 온도는 800 내지 950℃가 될 수 있다. 강판의 소둔온도가 너무 낮으면 탈탄 및 질화에 시간이 많이 걸리게 되며, 금속 산화물 층(20)이 적절히 형성되기 어렵다. 소둔 온도가 너무 높으면, 1차 재결정립들이 조대하게 성장하여 결정성장 구동력이 떨어져서 안정된 2차재결정이 형성되지 않을 수 있다. 소둔시간은 본 발명의 효과를 발휘하는데 크게 문제가 되지 않지만 생산성을 감안하여 5분 이하의 시간 동안 처리할 수 있다.
1차 재결정 소둔 이후, 강판은 산소 함량이 800 내지 1100ppm일 수 있다. 산소 함량은 1차 재결정 소둔 시 이슬점 온도, 소둔 온도 및 시간에 따라 조절될 수 있다. 이 때 산소량은 강판을 전체를 3mmX3mm 크기로 절사하여 전체를 녹여 측정하게 되며, 따라서 산소량이란 강판 전체에 대한 평균 함량을 의미한다. 산소량은 1차 재결정 소둔 시 이슬점 온도, 소둔 온도 및 시간에 따라 조절될 수 있다. 더욱 구체적으로 산소량은 820 내지 1070ppm일 수 있다.
1차 재결정 소둔 된 강판에 소둔 분리제를 도포하는 단계를 더 포함할 수 있다. 소둔 분리제는 일반적으로 알려진 소둔 분리제를 제한없이 사용할 수 있다. 2차 재결정 소둔 과정에서 코일상으로 장시간 소둔하며, 이 과정에서 강판끼리 접합되는 것을 방지하기 위해 소둔 분리제를 도포한다. 소둔 분리제의 성분이 산화층의 산소 및 Si와 결합하여 금속 산화물 층(20)을 형성하게 된다. 구체적으로 소둔 분리제로서, 마그네슘 산화물, 알루미늄 산화물 및 망간 산화물 중 1종 이상을 포함하는 소둔 분리제를 사용할 수 있다. 더욱 구체적으로 MgO를 포함하는 소둔 분리제를 사용할 수 있다.
다음으로, 1차 재결정 소둔된 강판을 2차 재결정 소둔한다. 2차 재결정 소둔 과정에서 강판의 {110}면이 압연면에 평행하고, <001>방향이 압연방향에 평행한 {110}<001> 집합조직을 형성하여 자기특성이 우수한 방향성 전기강판이 제조된다. 2차 재결정 소둔의 목적은 크게 보면 2차 재결정에 의한 {110}<001> 집합조직 형성, 1차 재결정 소둔 과정에서 형성된 산화층과 소둔 분리제의 반응에 의한 금속 산화물 층(20) 형성으로 절연성 부여, 자기특성을 해치는 불순물의 제거이다. 2차 재결정 소둔은 2차 재결정이 일어나기 전의 승온구간에서는 질소와 수소의 혼합가스로 유지하여 입자성장 억제제인 질화물을 보호함으로써 2차 재결정이 잘 발달할 수 있도록 하고, 2차 재결정이 완료된 후에는 100% 수소분위기에서 장시간 유지하여 불순물을 제거할 수 있다.
2차 재결정 소둔 한 이후, 절연피막 조성물을 도포하여 절연피막을 형성할 수 있다. 이 과정에서 판 형상 교정을 위해 평탄화 소둔을 거칠 수 있다. 절연피막 조성물로는 특별히 제한되지 않으며, 실리카를 포함하는 절연피막 조성물을 사용할 수 있다. 또는 실리카 및 금속 인산염을 포함하는 절연피막 조성물을 사용할 수 있다.
다음으로, 2차 재결정 소둔된 강판의 일면에 자구 미세화 처리한다. 자구 미세화 처리 방법으로는 특별히 제한되지 않으나, 본 발명의 일 실시예에서는 홈 또는 그루브 형성이 아닌 열 영향부(40)를 형성하여 자구 미세화 처리할 수 있다. 열 영향부(40) 형성 방법으로는 특별히 제한되지 않으며, 레이저, 플라즈마 또는 전자빔을 조사하여 형성할 수 있다. 더욱 구체적으로 레이저를 조사할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서 자구 미세화 처리 시 인입에너지를 적절히 조절함으로써, 철손 및 여자 전력을 동시에 향상시킬 수 있다. 인입에너지는 6.5 내지 10J/m일 수 있다. 이 때 인입에너지는 강판에 가해지는 레이저 에너지를 레이저 조사선 길이(강판 폭 전체로 조사한 경우, 강판 폭 길이)로 나눈 값을 의미한다. 즉, 1개의 열 영향부(40)를 형성하는 총 에너지를 열 영향부(40)의 길이로 나눈 값을 의미한다. 인입에너지가 너무 작으면, 자구 미세화 효과를 충분히 얻기 어렵다. 인입에너지가 너무 크면, 열 영향부(20)가 다량 형성되어 여자전력 및 투자율이 열위해 질 수 있다. 더욱 구체적으로 인입에너지는 7 내지 9J/m이다.
인입에너지는 1차 재결정 소둔 이후 형성되는 산화층의 산소량과 연계하여 조절할 수 있다. 즉, 산화층의 산소량이 작을 시, 인입에너지를 낮추어도 충분한 자구 미세화 효과를 얻을 수 있다. 반대로 산화층의 산소량이 크면, 인입에너지를 높여야 충분한 자구 미세화 효과를 얻을 수 있으며, 반대로 인입에너지를 높이더라도 여자전력 및 투자율이 비교적 작게 영향을 받게 된다. 더욱 구체적으로 산화층 내 산소 함량 및 인입에너지간의 관계가 하기 식 2를 만족할 수 있다.
[식 2]
35.8×산소량(wt%)+2.5 ≤인입에너지 (J/m)≤ 35.8×산소량(wt%)+7
자구 미세화 처리는 강판의 일면에만 처리할 수 있으며, 타면에는 자구 미세화 처리하지 않을 수 있다.
자구 미세화 처리시 열 영향부(20)의 형상에 대한 내용은 전술한 열 영향부(20)에서 설명하였으므로, 중복되는 설명은 생략한다. 즉, 레이저, 플라즈마, 전자빔 조사 시, 교차하는 방향으로 연장되는 선 형상으로 조사하며, 평균 간격은 3 내지 7mm 일 수 있다.
강판에 레이저를 조사하는 경우를 예로 들면, 레이저의 강판 압연 수직 방향의 빔 길이가 5 내지 15mm이고, 강판 압연 방향의 빔 폭이 10 내지 200㎛일 수 있다.
이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실험예 1
중량%로, Si:3.5%, C:0.06%, Mn:0.12%, S:0.0045%, N:0.0050%, Al:0.03%, P:0.03%, Cr:0.11%를 포함하고 잔부 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 함유하는 강 성분을 진공용해한 후 잉곳을 만들고, 이어서 1150℃의 온도로 가열한 다음 두께 2.6mm로 열간압연하였다. 열연판은 1100℃의 온도로 가열한 후 950℃에서 180초간 유지하고 물에 급냉하였다. 열연 소둔판은 산세한 후 0.27mm 두께로 1회 강냉간압연하고, 냉간압연된 판은 870℃의 온도로 습한 수소와 질소 및 암모니아 혼합가스분위기 속에서 180초간 유지하여 질소함량이 200ppm이 되도록 동시 탈탄 질화 소둔열처리하였다. 이 과정에서 분위기의 이슬점을 조정하여 강판 내의 평균 산소 함량을 다양하게 조절하였다. 이는 표 1에 정리하였다.
이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 2차 재결정 소둔하였다. 2차 재결정 소둔은 1200℃까지는 25v% 질소 및 75v% 수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달후에는 100v% 수소분위기에서 10시간 이상 유지후 노냉하였다. 이후 실리카를 주성분으로 하는 절연코팅 조성물을 도포한 후 열처리를 진행하여 절연피막을 형성하였다
레이저 자구미세화 장치를 사용하여 인입에너지를 조정하면서 자구미세화를 진행하였다.
단판 자성측정장치를 활용하여 1.7Tesla 50Hz 조건에서 철손과 여자전력을 측정하였으며, 비터법을 활용하여 조사면과 비조사면의 자구패턴을 촬영하고 평균 자구폭을 산출하였고 그 결과를 하기 표 1에 정리하였다.
이슬점
(℃)		 산소 함량
(ppm)		 인입에너지
(J/m)		 금속산화층
최대
Al분율
(wt%)		 금속
산화층
두께
(μm)		 자구폭 비율
(DWL/DWS)
 철손
(W17/50, W/kg)
 여자전력
(Ss 17/50, VA/kg)
 비고
70.2 858 6 0.83 2.0 2.10 0.901 1.53 비교재1
70.0 837 7 0.89 1.9 1.75 0.838 1.63 발명재1
70.0 831 8 0.91 1.9 1.60 0.823 1.70 발명재2
69.8 822 9 0.94 1.7 1.30 0.817 1.77 발명재3
70.0 846 11 0.86 1.8 1.00 0.833 2.32 비교재2
70.8 924 6 0.61 2.6 2.00 0.872 1.63 비교재3
71.0 947 8 0.57 2.7 1.70 0.827 1.58 발명재4
71.0 949 9 0.55 2.6 1.60 0.823 1.71 발명재5
71.1 955 10 0.54 2.7 1.25 0.812 1.78 발명재6
71.2 974 11 0.49 2.9 1.05 0.809 2.12 비교재4
71.0 931 12 0.61 2.5 1.00 0.811 2.34 비교재5
72.0 1056 6 0.23 3.2 2.10 0.912 1.53 비교재6
72.2 1069 8 0.19 3.6 1.78 0.823 1.69 발명재7
72.2 1068 9 0.2 3.7 1.60 0.815 1.66 발명재8
72.2 1055 10 0.25 3.6 1.30 0.808 1.75 발명재9
72.0 1028 11 0.35 3.1 1.01 0.803 2.24 비교재7
72.0 1059 12 0.23 3.3 1.05 0.811 2.47 비교재8
68.8 750 8 1.3 1.1 1.00 0.901 2.20 비교재9
73.0 1150 9 0.05 4.4 2.10 0.904 2.30 비교재10
표 1에서 나타나는 것과 같이, 인입에너지 및 1차 재결정 소둔 과정에서 이슬점이 적절히 조절된 발명재는 자구폭 비율(DWL/DWS)이 적절히 조절되어, 철손 및 여자전력이 동시에 우수함을 확인할 수 있다.
반면, 인입에너지가 너무 작은 비교재 1, 3 및 6은 자구폭 비율이 너무 크고, 적절한 철손을 얻을 수 없음을 확인할 수 있다. 반대로 인입에너지가 너무 큰 비교재 2, 4, 5, 7 및 8은 자구폭 비율이 너무 작아, 여자전력이 열위함을 확인할 수 있다.비교재 9 및 비교재 10의 경우 산화량이 지나치게 높거나 낮아 이후 금속 산화물 층이 적절하게 형성되지 않아, 2차 재결정립의 성장이 원활하지 않고 표면결함이 과다하여 인입에너지가 적절히 조절되더라도, 마찬가지로 철손 또는 여자전력이 열위함을 확인할 수 있다.
본 발명은 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.
[부호의 설명]
10: 방향성 전기강판 기재, 20 : 금속 산화물 층,
30 : 절연 피막, 40: 열 영향부,
100 : 방향성 전기강판

Claims (13)

  1. 방향성 전기강판 기재 및 상기 방향성 전기강판 기재의 양면 상에 존재하는 금속 산화물을 포함하고,
    상기 금속 산화물 층 내의 최대 Al 분율이 0.15 내지 1.0 중량%이고,
    상기 전기강판 기재의 일면 및 타면 중 평균 자구 폭이 작은 면의 평균 자구 폭(DWS)에 대한 평균 자구 폭이 큰 면의 평균 자구 폭(DWL)의 비율(DWL/DWS)이 1.2 내지 1.8인 방향성 전기강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 금속 산화물층의 두께는 1.5 내지 4㎛인 방향성 전기강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 방향성 전기강판 기재는 중량%로, Si:2.5 내지 4.0%, Al:0.020 내지 0.040%, Mn:0.20% 이하, N:0.0060% 이하, C:0.005% 이하 및 S:0.0055% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 방향성 전기강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 방향성 전기강판 기재는 P:0.02 내지 0.075 중량% 및 Cr: 0.05 내지 0.35 중량% 중 1종 이상을 더 포함하는 방향성 전기강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 방향성 전기강판은 상기 금속 산화물 층 상에 존재하는 절연피막을 더 포함하는 방향성 전기강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 금속 산화물 층 내의 최대 Al함량(중량%)과 상기 자구 폭 비율(DWL/DWS) 간의 관계가 하기 식 1을 만족하는 방향성 전기강판.
    [식 1]
    0.23×CAl,Max+1.0 ≤ DWL/DWS ≤ 0.23×CAl,Max + 1.8
    (식 1에서 CAl,Max는 금속 산화물 층 내의 최대 Al 분율(중량%)을 의미한다.)
  7. 제1항에 있어서,
    상기 전기강판의 일면 및 타면 중 어느 한 면에만 열 영향부가 존재하는 방향성 전기강판.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 열 영향부는 압연방향과 교차하는 방향으로 연장되는 선 형상으로 존재하는 방향성 전기강판.
  9. 제7항에 있어서,
    열 영향부는 복수개 존재하며, 열 영향부 간의 평균 간격은 3 내지 7mm 인 방향성 전기강판.
  10. 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계;
    상기 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계;
    상기 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계;
    1차 재결정 소둔된 강판을 2차 재결정 소둔하는 단계; 및
    2차 재결정 소둔된 강판의 일면에 자구 미세화 처리하는 단계를 포함하고,
    상기 1차 재결정 소둔하는 단계에서 분위기의 이슬점이 69 내지 72.5℃ 이고,
    상기 자구 미세화 처리하는 단계에서 인입에너지가 6.5 내지 10J/m인 방향성 전기강판의 제조 방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 1차 재결정 소둔된 강판은 산소 함량이 800 내지 1100ppm 인 방향성 전기강판의 제조 방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 1차 재결정 소둔된 강판의 산소 함량 및 인입에너지간 하기 식 2를 만족하는 방향성 전기강판의 제조 방법.
    [식 2]
    35.8×산소량(wt%)+2.5 ≤인입에너지 (J/m)≤ 35.8×산소량(wt%)+7
  13. 제10항에 있어서,
    상기 자구 미세화 처리하는 단계에서, 상기 강판에 레이저를 조사하고, 상기 레이저의 강판 압연 수직 방향의 빔 길이가 5 내지 15mm이고, 강판 압연 방향의 빔 폭이 10 내지 200㎛ 인 방향성 전기강판의 제조 방법.
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