KR101053304B1 - 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로 보다 상세하게는 성분을 조절하고 제조방법을 개선함으로써 종래 유사한 성분계에서는 전혀 기대할 수 없었던 정도로 자성을 획기적으로 개선한 방향성 전기강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.

본 발명의 방향성 전기강판은 Sn : 0.03~0.07중량%, Sb : 0.01~0.05중량%, P : 0.01~0.05중량%와 Bi : 0.1중량% 이하를 필수적으로 포함하는 것을 특징으로 하며, 한가지 바람직한 제조방법은 Sn : 0.03~0.07중량%, Sb : 0.01~0.05중량%, P : 0.01~0.05중량%와 Bi : 0.1중량% 이하를 필수적으로 포함하는 강 슬라브를 열간압연, 열연판소둔 및 냉간압연을 실시하여 강판을 제조하는 단계; 상기 냉간압연된 강판에 대하여 800~950℃의 온도범위에서 탈탄소둔 및 질화소둔을 실시하는 단계; 및 상기 탈탄소둔 및 질화소둔된 강판에 대하여 최종소둔 하는 단계;를 포함하여 이루어지고, 상기 최종소둔 단계가 1차 균열하는 단계, 승온하는 단계, 2차 균열하는 단계로 이루어질 때, 상기 승온단계의 승온속도를 초기에는 18~75℃/hr의 속도로 승온한 후 900~1020℃의 온도범위에서 승온속도를 10~15℃/hr의 속도로 변경하여 승온하는 것을 특징으로 한다.

방향성 전기강판, 고스방위, 철손, 재결정, 탈탄소둔

Description

자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법{GRAIN ORIENTED ELECTRICAL STEEL HAVING EXCELLENT MAGNETIC PROPERTIES AND MANUFACTURING METHOD FOR THE SAME}

본 발명은 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로 보다 상세하게는 성분을 조절하고 제조방법을 개선함으로써 종래 유사한 성분계에서는 전혀 기대할 수 없었던 정도로 자성을 획기적으로 개선한 방향성 전기강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.

전기강판이라 함은 전기 기계나 전기기구의 소재로 사용되는 규소강판을 의미하는 것으로서, 크게 나누어 방향성 전기강판과 무방향성 전기강판을 들 수 있다. 그 중 방향성 전기강판은 고스(Goss)가 발견하고 제안한 바대로 결정면의 방위가 {110}면이고, 압연방향의 결정방위는 <001>축에 평행하는 일명 고스집합조직을 가지는 결정립들로 구성되는 강판을 의미한다. 이러한 강판은 압연방향으로 자기 특성이 우수하다는 특징을 가진다.

도 1(참고문헌:Arai kenichi et.al, "Recent Development of Electrical Steel Sheets", 일본철강협회, 1995,pp 15)을 참조하여 강판의 결정방위가 방향성 전기강판의 자기적 성질에 미치는 영향을 개략적으로 설명한다. 도 1은 강판의 실제 결정방위가 상기 고스 방위로부터 벗어난 정도와 철손과의 관계를 단결정을 이용하여 시험한 결과를 나타낸다. 도면의 그래프로부터 알 수 있듯이 고스방위로부터 약 2도(β각의 절대값을 의미, β각에 대해서는 후술함) 정도 벗어난 경우에 가장 낮은 철손을 나타내고 있다. 그러므로 통상적으로 방향성 전기강판을 제조할 때에는 상기 고스 방위로부터 벗어난 각도가 가급적이면 2도에 가깝도록 제조하고 있다. 다만, 다결정 소재인 전기강판의 방위는 각 결정립의 방위가 상기 고스방위로부터 벗어난 정도(β각)의 절대값에 대하여 결정립의 면적을 고려한 면적가중평균을 구함으로써 구할 수 있다. 이하, 기재의 편의를 위해 상기 '고스방위로부터 벗어난 정도 중 β각의 절대값에 대하여 구한 면적가중평균'을 단순히 '고스방위로부터 벗어난 정도'라고만 표시하기로 한다.

이때, 고스방위로부터 벗어난 정도는 도 2로부터 알 수 있듯이, α, β 및 γ각으로 표시되는데, 통상적으로는 β각을 조절하는 것이 전기강판의 자기적 성질 제어에 효과적이라고 알려져 있다. 따라서, 본 명세서에서는 상기 β각에 대하여 고스방위로부터 벗어난 정도를 상술한 바와 같이 '고스방위로부터 벗어난 정도'로 간단히 표시하는 것이다.

강판의 방위가 고스방위에 가깝도록 강판을 제조하기 위해서는 모든 결정의 방위가 상기 고스방위에 일치할 필요가 있다. 그러나, 슬라브를 압연하여 제조하는 전기강판은 그 제조과정상 필연적으로 다결정계 조직을 가질 수 밖에 없으며, 그 결과 결정의 방위는 결정마다 다르게 분포하기 때문에 이를 고스방위에 가깝도록 일치시키기 위해서는 특별한 작업이 필요하다.

즉, 압연된 다결정계 조직의 강판에는 고스방위에 가까운 결정도 일부 포함되어 있기는 하지만, 대부분 고스방위에서 크게 벗어난 방위를 가진 결정이 포함되어 있기 때문에, 이들을 그대로 사용할 경우에는 철손과 같은 자기적 특성이 뛰어난 전기강판을 얻는 것이 곤란해진다. 그러므로, 통상적으로는 상기 다결정계 조직의 강판을 재결정화하여 고스 조직에 가까운 결정만 존재하도록 하는 재결정 과정을 거치게 된다. 상기 재결정화시 우선적으로 성장하는 결정의 방위는 재결정 온도에 의해 결정되는 것이므로 재결정 온도를 잘 제어할 경우에는 고스 방위에 가까운 결정들이 우선적으로 성장할 수 있게 된다. 그 결과, 재결정화 전에는 고스방위에 가까운 결정의 분율이 매우 작았지만, 재결정화가 이루어지고 난 후에는 고스 방위에 가까운 결정의 분율이 대부분을 차지하게 된다. 이러한 재결정을 먼저 일어나는 1차 재결정(후술)과 구별하기 위하여 2차 재결정이라 한다.

이때, 상기 재결정화 전에는 결정들이 균일한 크기로 분포하도록 하는 1차 재결정이 이루지게 된다. 상기 1차 재결정은 통상 냉간압연 이후 실시되는 탈탄소 둔 직후 또는 탈탄소둔과 함께 이루어지게 되는데, 상기 1차 재결정에 의해서 균일하고 적절한 입도의 결정립들이 형성되게 된다. 물론 상기 결정립들의 방위는 골고루 분산되어 있어서 방향성 전기강판에서 최종적으로 취득하고자 하는 고스방위의 비율은 매우 낮다.

상술하였듯이, 상기 1차 재결정된 강판은 이후 고스방위를 갖추기에 적절한 온도에서 2차 재결정됨으로써 자성이 우수한 고스방위를 갖춘 강판으로 제조될 수있다. 그런데, 상기 1차 재결정된 강판 중 각각 다른 방위를 가진 결정립들의 크기가 다를 경우에는 비록 고스방위를 갖추기에 적절한 온도에서 2차 재결정이 일어난다 하더라도, 소위 사이즈 어드밴티지(size advantage) 즉, 큰 결정립이 작은 결정립보다 안정한 효과에 의해 방위에 관계없이 큰 결정립이 우세하게 성장할 가능성이 높아지게 되며 그 결과 고스 방위에서 벗어난 결정립의 비율이 높아지게 되는 결과가 빚어진다.

따라서, 결정립들은 1차 재결정시 균일하고도 적절한 크기로 분포되어 있어야 한다. 결정립의 크기가 너무 미세할 경우에는 미세한 결정립으로 인한 결정 계면적의 증가로 인하여 계면에너지가 증가되게 되어 결정립이 불안정하게 될 우려가 될 있다. 이러할 경우에는 2차 재결정이 과다하게 낮은 온도에서 일어나 고스방위를 갖추지 못한 결정립들이 다량 생성되는 바람직하지 못한 결과를 초래할 우려가 있다. 이러한 적절한 결정립 크기는 첨가되는 원소(억제제)의 종류에 따라 달라지 게 된다(후술함).

또한, 상기 1차 재결정된 결정립들이 적절한 온도에서 재결정되어야 방향성 전기강판에 적합한 고스방위를 가진 결정립들이 우세하게 형성된다. 따라서, 상기 온도까지 결정립을 승온할 필요가 있는데, 승온과정에서 불가피하게 낮은 온도 범위를 경유할 수 밖에 없고 이러한 낮은 온도 범위에서 재결정이 이미 일어나 버린다면 고스방위가 우세한 결정립을 얻을 수는 없게 된다. 따라서, 적절한 2차 재결정 온도까지는 재결정이 일어나지 않도록 결정립의 성장을 억제하는 수단이 필요하게 된다. 강판의 내부에서 이러한 역할을 하는 수단은 첨가된 성분의 편석이나 석출 등에 의해 구현될 수 있게 되는데, 이러한 역할을 하는 첨가원소를 억제제(inhibitor)라 한다.

상기 억제제는 적절한 2차 재결정온도에 도달하기 전까지는 석출물이나 편석의 형태로 결정립계 부근에 존재함으로써 결정립이 더이상 성장하는 것을 억제하고 있다가 적절한 온도(2차 재결정 온도)에 도달하면 용해되거나 분해되어 결정립의 자유로운 성장을 조장하는 역할을 수행한다.

상기와 같은 억제제로 널리 이용되었던 것은 MnS나 MnSe 등과 같은 원소를 들 수 있다.

그 예로서 일본특허공개공보 소51-13469호를 들 수 있는데, 상기 문헌에서는 방향성 전기강판을 슬라브 가열, 열간압연, 열연판소둔, 1차 냉간압연, 중간소둔, 2차 냉간압연, 탈탄소둔 및 최종소둔의 과정을 통하여 제조하고 억제제로서 MnSe와 Sb를 이용한다. 또한, 일본특허공개공보 소30-3651호에는 억제제로서 MnS를 이용하고 중간소둔을 포함한 2회의 냉간압연으로 방향성 전기강판을 제공하는 기술이 개시되어 있다. MnS계의 억제제를 사용하는 또 한가지 예로서 일본특허공개공보 소40-15644호를 들 수 있는데, 이 방법에서는 MnS와 AlN을 억제제로 사용하며 80% 이상의 높은 압연율로 1회 냉간압연하여 자속밀도가 높은 제품을 얻고 있다.

그런데, 상기와 같이 MnS를 억제제로 이용하는 방법들은 MnS를 형성하기 위해서 슬라브를 아주 높은 온도로 재가열하여야 한다는 문제가 있다. 즉, 슬라브 내에 존재하는 MnS 등은 편석의 형태 등과 같이 조대한 석출물로 존재하는 경우가 많으므로 방향성 전기강판의 제조에 이용되는 억제제의 역할을 수행할 수가 없다. 따라서, 이들을 재고용시킨 후 미세하게 분포시킬 필요가 있는데, 그러하기 위해서는 슬라브를 이들의 재고용이 일어날 수 있는 온도까지 가열하여야 하는 것이다. 그런데, MnS의 재고용온도는 열역학적인 평형상태를 고려한다하더라도 1300℃ 이상으로서 매우 높은 온도이며, 실제적으로 공업적으로 이용가능하도록 충분히 빠른 속도로 용해되기 위해서는 이보다 훨씬 높은 온도인 약 1400℃까지 가열할 필요가 있는 것이다.

상기와 같이 높은 온도로 슬라브를 가열할 경우에는 슬라브 가열에 에너지 소모가 심해지고, 슬라브의 표면이 용융되어 버리는 문제가 발생하여 가열로의 보수비가 많이 들 뿐만 아니라 가열로의 수명이 단축되는 문제가 초래될 수 있었다.

따라서, 슬라브의 재가열온도를 감소시킬 수 있는 억제제의 도입이 필요하게 되었다. 이러한 요구에 발맞추어 제공된 억제제가 바로 질화물계 억제제이다. 상기 질화물계 억제제의 장점은 통상의 과정으로 냉연판을 제조한 후 탈탄 소둔과 동시에 또는 탈탄소둔을 거친 이후 상기 냉연판을 질소분위기에 둠으로써 질소가 강판내부로 침투하기 용이한 조건을 형성시킴으로써 침투한 질소가 강판 중의 질화물 형성원소와 반응하여 질화물을 형성하고 상기 질화물이 억제제의 역할을 하게 되는 것이다. 상기 질화물로는 AlN, (Al,Si)N 등과 같은 원소를 들 수 있다.

냉연판의 탈탄 소둔과 동시 또는 그 이후 적절한 온도에서 질화를 실시하면 되므로 가열온도는 통상의 열연시 재가열온도와 유사한 온도로 하면 된다. 방향성 전기강판의 제조분야에서는 이러한 가열패턴을 '저온가열'이라 한다.

상술한 저온가열에 의한 방향성 전기강판을 제조하는 방법의 한가지 방식으로는 일본특허공개공보 평1-230721호, 일본특허공개공보 평1-283324호, 대한민국 공개특허공보 97-48184 및 대한민국 공개특허공보 97-28305호를 들 수 있는데, 이들 방법에서는 질소분위기를 형성하기 위하여 암모니아 가스를 사용하고 있다. 상 기 암모니아 가스는 약 500℃ 이상의 온도에서 수소와 질소로 분해되는 성질이 있는데, 상기 성질을 이용하여 질소를 공급하는 것이다.

그런데, 상기와 같은 질화법을 이용하는 저온가열 방식 역시 질소만으로는 자성 향상에는 한계가 있다는 단점이 있었다.

방향성 전기강판의 자성을 더욱 향상시키기 위한 방법으로는 상술한 억제제의 역할을 하는 다른 원소를 첨가하여 2차 재결정시 고스 방위로 성장하는 결정립의 분율을 더욱 상승시키는 수단, 1차 재결정시 고스 방위를 가진 결정의 분율을 높여 2차 재결정시 고스 방위를 가진 결정립의 분율을 높이는 수단, 2차 재결정시 사이즈 어드밴티지에 의해 고스방위를 가지지 못한 큰 결정립이 성장하는 것을 방지하기 위해 1차 재결정된 결정립의 크기를 균일하게 분포하게 하는 수단 등을 사용하는 방법 등이 있다.

이러한, 수단을 구현하기 위해 종래 제안된 방법으로는 강판의 성분을 개선하는 방법을 들 수 있다. 즉, 강판에 Sn, Sb, P 등과 같은 원소들을 첨가할 경우에는 전기강판의 자성이 크게 향상될 수 있는데, 그 이유는 다음과 같다.

즉, Sb와 Sn은 1차 재결정 집합조직에서 {110}<001> 방위를 가지는 결정립의 분율을 증가시키는 효과가 있을 뿐만 아니라 황화물을 균일하게 석출하게 하는 효 과가 있다. 또한, Sb와 Sn의 첨가량이 일정 수준 이상으로 될 경우에는 탈탄소둔시의 산화반응을 억제하는 효과를 얻을 수 있기 때문에 탈탄소둔시 온도를 보다 상승시킬 수 있으며, 그 결과 방향성 전기강판의 1차 피막 형성을 용이하게 할 수 다. 또한, 이들 원소는 결정립계에서 석출되어 결정립 성장을 억제할 수 있기 때문에 2차 재결정 입경을 작게할 수 있다는 장점을 얻을 수 있다. 따라서, 2차 재결정립 미세화에 의한 자구 미세화의 효과도 얻을 수 있다.

또한, P는 1차 재결정시 집합조직을 개선하는 효과가 있다고 보고되고 있다. 즉, 1차 재결정시 고스 방위를 가진 결정립의 분율을 높이는 효과를 가진다.

방향성 전기강판에 상기와 같은, Sn, Sb, P 등의 원소를 첨가하는 특허로는 일본특허공개공보 평2-294428호, 일본특허공개공보 2006-241503호, 일본특허공개공보 2007-254829호, 일본특허공개 2007-051338호, 일본특허공개 평11-335794호 등을 들 수 있다.

이들 중 상기 일본특허공개공보 평2-294428호에는 P : 0.0007~0.045wt%를 첨가한 고자속밀도 방향성 전기강판이 개시되어 있으며, 또한, 상기 일본공개특허공보 2006-241503호에는 다른 성분과 함께 P : 0.015~0.07중량%를 포함하고 필요에 따라 Sb : 0.005~0.2wt% 및 Sn : 0.01~0.5wt% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 더 첨가하여 안정된 자기특성을 가지는 규소강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다.

상기 일본특허공개공보 2007-254829호에는 필요에 따라 Sn, Sb, P 중 일종 이상을 0.02~0.30wt% 함유하는 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법이 기재되어 있으며, 상기 일본특허공개공보 2007-051338호에는 P : 0.2wt% 이하를 첨가하고 필요에 따라 Sb : 0.001~0.02 및 Sn : 0.002~0.1wt% 중에서 선택되는 1종 이상의 원소를 더 포함하는 45° 방향의 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법이 개시되어 있다.

또한, 일본공개특허공보 평11-335794호에는 전기강판의 성분계에 Sn, Sb, P, B, Bi, Mo, Te, Ge 등의 원소 중에서 선택된 1종 이상의 원소를 0.0005~2.0wt% 첨가한 전기강판의 제조방법이 개시되어 있다.

상술한 바와 같이 상기 선행문헌들에서는 Sn, Sb, P 등의 원소를 첨가하는 구성은 기재되어 있으나, 이들의 범위가 대체로 매우 광범위하게 기재되어 있으며 이들 원소들을 필요에 따라 1종 또는 2종 이상 포함하는 정도로만 기재되어 있는 것이 일반적이다. 즉, 현재까지의 연구성과에 따르면 상기 Sn, Sb 및 P의 첨가에 의해 자성이 향상될 수 있다는 정도만 개시되어 있을 뿐 그 적절한 함량 및 이들 원소들의 상호관계에 의한 상승 작용에 대한 규명은 전혀 기재되어 있지 않아 상기 원소들의 적절한 첨가를 통한 자성 향상을 위한 구체적인 방안의 제공은 아직까지 미흡한 실정이다.

그리고, 상기 Sn, Sb, P는 종래의 억제제만 포함된 전기강판에 비하여 1차 재결정 및 2차 재결정 거동이 달라지게 되는데, 상술한 종래기술들은 이에 대한 해결방안을 전혀 제공하지 않고 있다. 즉, 이러한 원소들을 첨가할 경우에는 이들을 첨가하지 않은 강재에 비하여 1차 재결정립 크기가 작아지고 2차 재결정에 대한 억제력은 높아지게 되는데, 이러한 점에 착안한 소둔 작업 제어방법은 종래기술에 전혀 개시되어 있지 않은 문제가 있다.

또한, 상기 사항과는 별도로 종래 전기강판의 제조시 2차 재결정은 슬라브의 열간압연 - 열연판소둔 - 냉간압연 - 탈탄소둔 - 최종소둔으로 이루어지는 일련의 과정 중 최종소둔 공정에서 일어나게 되는데 상기 2차 재결정을 위한 승온 및 유지과정이 과다하여 생산성이 저하하는 문제가 있다.

즉, 최종소둔은 권취된 강판을 고온에서 가열하는 것이기 때문에, 강판과 강판이 부착되어버릴 우려가 있으므로 최종소둔전 강판 표면에 MgO를 주성분으로 하는 소둔 분리제를 도포하게 되는데, 상기 MgO는 수분과 함께 페이스트 형태로 도포되게 되므로 페이스트에 포함된 수분을 제거하기 위한 1차 균열과정과 상기 1차 균열과정이후에 2차 재결정이 일어나는 온도로 강판을 가열하는 승온 과정 이후 적절한 온도에서 강판을 유지하는 2차 균열과정으로 나뉘게 된다.

상기 1차 균열과정에서 MgO와 공존하던 수분은 제거되고 강판 중의 Si 성분 이 반응에 참여하여 MgO와 SiO2의 복합 산화물 피막층이 강판 표면에 형성되게 된다.

상술하였듯이 2차 재결정의 온도에 따라 우선 성장하는 방위가 달라지게 되므로 상기 2차 재결정의 온도는 정밀하게 제어되어야 한다. 즉, 상기 MnS나 AlN 등과 같은 억제제가 강판 내에 재고용되면 2차 재결정이 일어나게 되므로 상기 억제제들은 가급적 좁은 온도 범위에서 갑자기 제거되는 것이 가장 바람직하다. 그런데, 승온을 급격히 할 경우에는 상기 억제제가 넓은 온도범위에서 제거될 우려가 있으므로 여러가지 방위의 결정립들이 함께 성장하게 되어 고스 방위에 가까운 결정립이 우세한 자성이 우수한 방향성 전기강판을 얻는 것은 곤란해진다. 그러므로, 종래에는 상기 2차 재결정이 일어나는 온도까지 강판을 매우 느린 승온 속도로 승온하는 것이 일반적이었는데, 특히 10~17℃의 승온 속도를 사용하는 것이 일반적이었다. 이러한 느린 승온 속도는 2차 균열온도까지의 승온에 필요한 시간을 과다하게 소모하여 생산성 저하의 원인이 되었다.

또한, 종래 사용되어 왔던 억제제 중 상기 AlN이나 MnS 등은 2차 재결정시 고스 방위를 가진 결정립의 분율을 높이는 것까지만 유용할 뿐 최종 방향성 전기강판의 자성확보에는 오히려 유해하므로 2차 재결정이 일어난 후에는 제거되는 것이 바람직하다. 전기강판을 분위기가 제어된 고온에서 유지할 경우에는 이들 성분들이 제거될 수 있으므로 상기 2차 균열을 고온에서 실시하게 된다. 상기 2차 균열 을 실시하면 상술한 N, S 성분들이 감소할 뿐만 아니라 아일랜드(island) 결정립들도 감소하게 되기 때문에 상기 과정은 매우 유용한 공정이다. 다만, 대부분의 전기강판에서는 억제제인 AlN과 MnS 등을 다량 형성시키기 위해 강중에 상기 N과 S를 다량 용해한 후 1차 및 2차 재결정 작업을 실시하기 때문에 상기 다량 함유된 N과 S의 제거에 필요한 2차 균열 시간이 과다해지는 원인이 되며, 결국 생산성 저하로 이어지게 된다.

본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 본 발명의 일측면에 따르면 상기 Sn, Sb, P의 함량을 적절한 범위로 제어하고, 이들간의 상호관계를 최적화하며 추가적인 자성향상원소를 첨가함으로써 자성이 더욱 향상된 방향성 전기강판이 제공된다.

본 발명의 다른 하나의 측면에 따르면, 상술한 우수한 특성을 가진 본 발명의 전기강판을 제조할 때 발생하기 쉬운 생산성 저하의 문제를 해결한 방향성 전기강판의 제조방법이 제공된다.

본 발명의 또다른 하나의 측면에 따르면, 상술한 성분계에 적합한 가열 패턴을 가지는 방향성 전기강판의 제조방법이 제공된다.

상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 방향성 전기강판은 Sn : 0.03~0.07중량%, Sb : 0.01~0.05중량%, P : 0.01~0.05중량%와 Bi : 0.1중량% 이하를 필수적으로 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 P+0.5Sb가 0.0370~0.0630인 것이 바람직하다.

(단, 여기서 P와 S는 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)

또한, 상기 전기강판은 Si : 2.0~4.0중량%, 산가용성 Al : 0.020~0.040중량% 및 Mn : 0.01~0.20중량% 를 더 포함하는 것이 유리하다.

그리고, 상기 전기강판의 결정립의 방위가 고스방위로부터 벗어난 정도가 3도 이내인 것이 좋다.

또한, C : 0.04~0.07중량%, N : 10~55ppm 및 S : 0.0010~0.0055중량%를 더 포함하는 강 슬라브로부터 제조되는 것이 효과적이다.

본 발명의 또다른 일측면으로서 상기 전기강판을 제조하는 한가지 바람직한 방법은 Sn : 0.03~0.07중량%, Sb : 0.01~0.05중량%, P : 0.01~0.05중량%와 Bi : 0.1중량% 이하를 필수적으로 포함하는 강 슬라브를 열간압연, 열연판소둔 및 냉간압연을 실시하여 강판을 제조하는 단계; 상기 냉간압연된 강판에 대하여 800~950℃의 온도범위에서 탈탄소둔 및 질화소둔을 실시하는 단계; 및 상기 탈탄소둔 및 질화소둔된 강판에 대하여 최종소둔 하는 단계;를 포함하여 이루어지고, 상기 최종소둔 단계가 1차 균열하는 단계, 승온하는 단계, 2차 균열하는 단계로 이루어질 때, 상기 승온단계의 승온속도를 초기에는 18~75℃/hr의 속도로 승온한 후 900~1020℃의 온도범위에서 승온속도를 10~15℃/hr의 속도로 변경하여 승온하는 것을 특징으 로 한다.

이때, 상기 P+0.5Sb가 0.0370~0.0630인 것이 바람직하다.

(단, 여기서 P와 S는 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)

그리고, 상기 강 슬라브는 Si : 2.0~4.0중량%, 산가용성 Al : 0.020~0.040중량%, Mn : 0.01~0.20중량%, C : 0.04~0.07중량%, N : 10~55ppm 및 S : 0.0010~0.0055중량%를 더 포함하는 것이 바람직하다.

그리고, 상기 강 슬라브를 재가열하는 단계는 재고용되는 질소의 함량이 10~40ppm이 되도록 가열온도를 제어하는 것이 유리하다.

또한, 상기 강슬라브의 가열온도는 1050~1250℃인 것이 효과적이다.

그리고, 상기 2차 균열온도는 1150~1250℃인 것이 좋다.

본 발명에 따르면, 첨가되는 성분 원소들의 함량을 최적화하고 이들간의 상승작용을 최대한 이용함으로써 자성이 향상된 우수한 방향성 전기강판을 제조할 수 있으며, 상기 방향성 전기강판을 제조할 때 흔히 발생하기 쉬운 생산성 저하의 문제가 극복될 수 있다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명의 발명자들은 상기 종래의 Sn, Sb, P 를 첨가하는 전기강판의 성분계를 가지는 강판의 Sn, Sb, P 량들에 대한 보다 자세한 고찰과 이들 성분을 함께 제어할 경우 발생하는 자성 향상 효과에 대하여 깊이 연구한 결과, 이들의 범위와 그 관계를 적절히 제어하고, 상기 Sn, Sb, P 성분에 더하여 Bi를 추가로 첨가할 경우 종래에 기대하였던 효과보다 현저하게 뛰어난 임계적 효과를 가질 수 있음을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다.

도 3에 그 개념을 나타내었다. 도 3은 Sn, Sb 또는 P 함량에 대하여 전기강판의 철손이 변화하는 것을 개념적으로 나타낸 그래프이다. 도면의 가로축은 Sn, Sb 또는 P의 함량이며 세로축은 철손을 나타낸다.

도 3에서 볼 수 있듯이, 종래기술에서 설정된 상기 Sn, Sb 또는 P 함량 범위에 따르면 적정 범위내에서 극소점을 가지는 연속적인 선의 형태를 나타내는 것으로 알려져 있었으나, 본 발명에서는 상기 종래기술의 함량 범위내에서 특정한 조건 을 가질 경우 철손이 획기적으로 향상될 수 있음을 발견한 것이다. 즉, 도 3을 참조하면 종래에 제공된 Sn, Sb 또는 P 함량범위내에서는 큰 차이 없이 그 효과들이 연속적인 선을 나타낼 것으로 예상될 것이나, 본 발명자들의 실험결과에 따르면 상기 성분들이 일정한 함량을 가지는 범위 내에서는 그 효과가 종래에는 예측할 수 없었을 정도로 현저하게 향상되는 것이다.

또한, 이러한 특정 성분범위에서의 향상된 효과는, 해당 원소의 함량만 제어해서 얻을 수 있는 것이 아니라, 이들 세 원소가 동시에 첨가되어야 얻을 수 있는 것이다. 즉, 예를 들어 단순히 Sb의 함량을 종래 기술에서 제시된 범위내에서 변화시킨다고 도 3에 기재한 것과 같은 현저한 효과를 얻을 수 있는 것이 아니라, Sn과 P가 동시에 적정함량으로 존재할 경우에만 도 3에 기재된 현저한 효과를 얻을 수 있는 것이다. 따라서, 이들은 동시에 첨가되어야 하며 각각의 적절한 범위가 동시에 제어되어야 본 발명에서 추구하는 임계적 효과가 얻어질 수 있는 것이다. 이를 뒷받침하는 결과로서, Sn을 첨가하지 않고 Sb와 P만을 첨가할 경우 2차 재결정된 강판에서 국부적으로 작은 결정립들이 존재하는 것이 관찰되었는데, 이러한 국부적으로 작은 결정립들은 고스방위가 아닌 다른 방위의 결정립들의 흔적으로 판단되며 그 결과 자기적 특성을 열화시킬 우려가 있다. 그러나, Sn, Sb, P를 모두 첨가할 경우 균일한 2차 재결정립을 얻을 수 있었으며 또한, 1차 재결정된 강판에서 집합조직(RD//[001])이 강하게 발달하는 것을 확인할 수 있었다.

또한, 이들 중 특히, P와 Sb는 서로의 함량범위를 함께 제어할 경우 또다른 임계적 상승효과를 유발할 수 있으므로 P와 Sb의 함량은 하나의 수식으로 제어될 필요가 있었다.

그 결과, 본 발명에서는 전기강판의 성분 중 상기 Sn, Sb, P의 함량을 아래와 같이 제어하고 또한 하기하는 수식으로 표현된 P와 Sb의 함량 관계를 적절한 범위로 제어할 뿐만 아니라, 상기 Sn, Sb, P에 의한 효과를 보다 상승시키기 위하여 보조적인 성분을 첨가하는 것을 특징으로 한다.

1) Sn : 0.03~0.07중량%

2) Sb : 0.01~0.05중량%

3) P : 0.01~0.05중량%

4) P+0.5Sb : 0.0370~0.0630 (여기서 P와 S는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다)

5) Bi : 0.1중량% 이하

이하, 각 원소의 함량을 정한 이유에 대하여 설명한다.

Sn : 0.03~0.07중량%

Sn은 {110}<001> 방위의 2차 핵의 숫자를 증가시켜서 2차 결정립의 크기를 감소시키는 역할을 하는데, 그 결과 Sn을 첨가하면 철손을 향상시킬 수 있다. 또한 Sn은 결정립계에 편석을 통해서 결정립 성장을 억제하는데 중요한 역할을 하며, 이는 AlN 입자가 조대화 되고, Si 함량을 증가함에 따라 결정립 성장을 억제하는 효과가 약화되는 것을 보상한다. 따라서, 결과적으로 상대적으로 높은 Si함유량을 가지고도 {110}<001> 2차 재결정 집합조직의 성공적인 형성이 보증될 수 있다. 즉, {110}<001> 2차 재결정 구조의 완성도를 전혀 약화시키지 않고서도 Si 함유량을 증가시킬 뿐만 아니라 최종 두께를 감소시킬 수 있다. 이러한 Sn의 함량은 이미 상술한 바와 같이 다른 성분의 함량을 적절히 조정한 범위내에서 0.03~0.07중량%인 것이 바람직하다. 즉, 상술한 바와 같이 Sn의 함량범위를 상기 0.03~0.07중량%로 제어할 때, 종래에서는 예측할 수 없었던 불연속적이고 현저한 철손 감소 효과를 확인할 수 있었으므로 Sn의 범위는 상술한 범위로 제어하는 것이 바람직하다. 또한, Sn 함량이 과할 경우에는 취성이 증가된다는 문제도 있을 수 있으므로 Sn을 상술한 범위로 제어할 경우에는 취성향상에도 효과적이다.

Sb : 0.01~0.05중량%

Sb는 결정립계에 편석하여 1차 재결정립의 과도한 성장을 억제하는 작용이 있다. Sb를 첨가하여 1차 재결정단계에서 입성장을 억제함으로써 판의 두께 방향에 따른 1차 재결정립크기의 불균일성을 제거하고, 동시에 2차 재결정을 안정적으로 형성시킴으로써 자성이 보다 더 우수한 방향성 전기강판을 만들 수 있다. 특히, 이러한 Sb의 효과는 Sb를 0.01~0.05중량% 만큼 함유할 때 종래 문헌에서는 예 측할 수 없었을 정도로 크게 향상될 수 있다. 상기와 같이, Sb는 결정립계에 편석하여 1차 재결정립의 과도한 성장을 억제하는 작용이 있으나 0.01중량%이하이면 그 기능이 제대로 발휘되기 어렵고, 0.05중량% 이상이 함유되면 1차 재결정립의 크기가 지나치게 작아져 2차 재결정 개시온도가 낮아져 자기특성을 열화시키거나 또는 입성장에 대한 억제력이 지나치게 커져 2차 재결정이 형성되지 않을 수도 있기 때문이다.

P : 0.01~0.05중량%

P는 저온가열 방식의 방향성 전기강판에서 1차 재결정립의 성장을 촉진시키므로 2차 재결정온도를 높여 최종 제품에서 {110}<001> 방위의 집적도를 높인다. 1차 재결정립이 너무 과대할경우에는 2차 재결정이 불안해지지만 2차 재결정이 일어나는 한 2차 재결정온도를 높이기 위해 1차 재결정립이 큰 것이 자성에 유리하다. 한편 P는 1차 재결정된 강판에서 {110}<001> 방위를 갖는 결정립의 수를 증가시켜 최종제품의 철손을 낮출 뿐만 아니라, 1차 재결정판에서 {111}<112> 집합조직을 강하게 발달시켜 최종제품의 {110}<001> 집적도를 향상시키므로 자속밀도도 높아지게 된다. 또한 P는 2차 재결정소둔시 약 1000℃의 높은 온도까지 결정립계에 편석하여 석출물의 분해를 지체시켜 억제력을 보강하는 작용도 가지고 있다. 이러한 P의 함량을 0.01~0.05중량%로 제한할 경우에는 종래 문헌에서는 전혀 예측할 수 없었던 현저한 효과를 얻을 수 있다. P의 효과가 제대로 발휘되려면 0.01중량% 이상이 필요하고, P가 0.05중량% 이상이 되면 1차 재결정립의 크기가 오히려 감소되어 2차 재결정이 불안정해질 뿐만 아니라 취성을 증가시켜 냉간압연성을 저해하기 때문이다.

P+0.5Sb : 0.0370~0.0630 (P와 S는 각 원소의 함량(중량%)을 의미)

또한, 본 발명의 발명자들의 실험결과에 따르면 각각의 원소를 첨가하는 경우 외에도 상기 P+0.5Sb의 함량을 상술한 범위로 제어할 경우에 더욱 철손향상 효과가 뛰어났다. 그 이유는 대체로 상기 원소들이 함께 첨가되어 상승효과를 거둘 수 있으며, 또한, 상승효과가 상기 수식 범위를 충족할 때 다른 수치범위에 비하여 불연속적으로 최대화 되기 때문인 것으로 판단된다. 따라서, 각각의 성분범위를 제어하는 외에도 상기 P+0.5Sb를 상술한 범위로 제어하는 것이 보다 바람직하다.

Bi : 0.1중량% 이하

또한, 본 발명에서는 상기 유리한 조성에 더하여 Bi를 0.1중량% 이하 첨가하는 것이 바람직하다. 본 발명자들의 연구결과 상기 Bi는 보조 억제제로 작용하여 2차 재결정 개시온도를 증가시키고 2차 재결정을 안정적으로 형성시키기 때문에 상기 Bi를 첨가할 경우에는 자기적 특성이 보다 우수한 방향성 전기강판을 제조할 수가 있다.

다만, 0.1중량%를 초과하여 첨가하면 강판의 소둔시 생성되는 피막의 열화를 피할 수 없으며 자성 또한 열화되기 때문에 상기 Bi의 함량의 상한은 0.1중량%로 제한한다.

또한, 각 첨가성분의 함량이 부족하여도 전혀 첨가하지 않는 성분에 비하여 자성이 불량해 지는 것은 아니나, 첨가에 의한 유리한 효과를 얻기 어렵기 때문에, 상기 유리한 효과를 얻기 위해서는 Bi를 0.005중량% 이상 첨가하는 것이 보다 바람직하다.

따라서, 본 발명의 전기강판은 Sn : 0.03~0.07중량%, Sb : 0.01~0.05중량%, P : 0.01~0.05중량%, Bi : 0.1중량% 이하를 필수적으로 포함하는 전기강판이다. 또한, 성분을 상기 범위로 제한하는 외에도 P+0.5Sb를 0.0370~0.0630 (여기서 P와 S는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다)의 범위로 제한하는 것이 보다 바람직한 것이다.

그리고, 본 발명자들의 연구결과에 따르면 우수한 철손을 확보하기 위해서는 상기와 같은 성분을 포함하는 본 발명의 유리한 전기강판의 결정방위가 고스방위로부터 벗어난 정도가 3도 이내로 되도록 하는 것이 보다 바람직하다.

다만, 전기강판에는 상술한 성분 이외에도, Si, Mn, Al 등과 같이 전기강판에서 통상 사용되는 성분들과 기타 불가피하게 포함되는 불순성분이 추가적으로 포함되나 이들의 성분은 통상의 전기강판에서 포함되는 종류의 성분과 그 함량범위로 부터 용이하게 유추하여 본 발명의 전기강판에 적용할 수 있으므로, 반드시 그 성분을 한정할 필요는 없으며, 상기 Sn, Sb 및 P와 이들간의 관계를 상술한 범위로 한정하는 것이 중요하다.

다만, 본 발명의 성분계에 적합한 Si, Mn, Al 등의 보다 바람직한 예를 이하에서 표시하고 그 이유에 대하여 간략히 설명한다.

Si : 2.0~4.0중량%

Si은 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철심손실(core loss) 즉, 철손을 낮추는 역할을 한다. Si함량이 2.0%미만인 경우 비저항이 감소하여 철손특성이 열화되며, 4.0중량%이상으로 과잉 함유시에는 강의 취성이 커져 냉간압연이 극히 어려워지고 2차재결정형성이 불안정해진다. 그러므로 Si은 2.0~4.0중량%로 정한다.

산가용성 Al : 0.020~0.040중량%

Al은 최종적으로 AlN, (Al,Si)N, (Al,Si,Mn)N 형태의 질화물로 되어 억제제로 작용하는 성분으로서, 그 함량이 0.02% 이하인 경우에는 억제제로의 충분한 효과를 기대할 수 없고, 너무 높은 경우에는 Al계통의 질화물이 너무 조대하게 석출, 성장하므로 억제제로의 효과가 부족해진다. 그러므로 Al의 함량을 0.020~0.040중량%로 정한다.

Mn :0.01~0.20중량%

Mn은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과도 있으며, Si과 함께 질화처리에 의해서 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성함으로서 1차재결정립의 성장을 억제하여 2차재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 그러나 0.20중량% 이상 첨가시에는 열연도중 오스테나이트 상변태를 촉진하므로 1차 재결정립의 크기를 감소시켜 2차 재결정을 불안정하게 한다. 그러므로 Mn은 0.20중량% 이하로 한다. 또한, Mn는 오스테나이트 형성 원소로서 열연 재가열시 오스테나이트 분율을 높여 석출물들의 고용량을 많게 하여 재석출시 석출물 미세화와 MnS 형성을 통한 1차 재결정립이 너무 과대하게 하지 않는 효과가 있으므로 0.01중량% 이상 포함하는 것이 필요하다. 따라서 Mn은 0.01 중량% 이상 0.2 중량% 이하로 한정한다.

C는 냉간압연 후 탈탄소둔과정에서 제거되는 것이며, N과 S는 2차 균열처리시 분위기제어를 통하여 최대한 제거되는 것이 바람직하므로 상기 전기강판의 성분계에서는 불순물로 간주된다. 다만, 이들 성분은 냉간압연이 될 때까지는 여러가지 이유로 인하여 강판내에 존재하기 때문에 전기강판을 제조하기 위한 강 슬라브, 열연강판 및 냉연강판(냉간압연 직후의 강판)에서는 소정 범위로 포함될 수 있으며, 본 발명에서는 하기하는 범위내로 제어되는 것이 보다 바람직하다.

C : 0.04~0.07중량%

C는 본 발명에서 대상으로 하는 방향성 전기강판의 자기적 특성 향상에 크게 도움이 되지 않는 성분이므로 가급적 제거하는 것이 바람직하다. 그러나, 압연과정에서는 일정수준 이상 포함되어 있을 경우 강의 오스테나이트 변태를 촉진하여 열간압연시 열간압연 조직을 미세화시켜서 균일한 미세조직이 형성되는 것을 도와주는 효과가 있으므로 상기 C는 0.04중량% 이상으로 포함되는 것이 바람직하다. 그러나 함량이 과다하면 조대한 탄화물이 생성되고 탈탄시 제거가 곤란해 진다. 따라서 최초에는 상기 범위로 포함되는 것이 바람직하다.

N : 10~55ppm

상기 N은 Al 등과 반응하여 결정립을 미세화 시키는 원소이다. 이들 원소들이 적절히 분포될 경우에는 상술한 바와 같이 냉간압연이후 조직을 적절히 미세하게 하여 적절한 1차 재결정 입도를 확보하는데 도움이 될 수 있으나 그 함량이 과도하면 1차 재결정립이 과도하게 미세화되고 그 결과 미세한 결정립으로 인하여 2차 재결정시 결정립 성장을 초래하는 구동력이 커져서 바람직하지 않은 방위의 결정립까지 성장할 수 있으므로 바람직하지 않다. 또한, N 함량이 과다하면 최종소둔과정에서 제거하는데도 많은 시간이 소요되므로 바람직하지 않다. 따라서, 상기 질소 함량의 상한은 55ppm으로 정한다. 다만 후술하는 바와 같이 슬라브 재가열시 고용되는 질소의 함량이 10ppm 이상이 되어야 할 것이므로 재고용될 수 있는 비율을 감안하여 상기 질소 함량의 하한은 10ppm으로 정한다.

S : 0.0010~0.0055%

S는 0.0055%이상 함유 되면 열간압연 슬라브 가열시 재고용되어 미세하게 석출하므로 1차 재결정립의 크기를 감소시켜 2차 재결정 개시온도를 낮추어 자성을 열화시킨다. 또한 최종소둔공정의 2차균열구간에서 고용상태의 S를 제거하는데 많은 시간이 소요되므로 방향성 전기강판의 생산성을 떨어뜨린다. 한편 S함량이 0.0055% 이하로 낮은 경우에는 냉간압연전의 초기 결정립크기가 조대해지는 효과가 있으므로 1차 재결정공정에서 변형밴드에서 핵생성되는 {110}<001> 방위를 갖는 결정립의 수가 증가된다. 그러므로 2차 재결정립의 크기를 감소시켜 최종제품의 자성을 향상시키므로 S는 0.0055% 이하로 정한다. S는 MnS를 형성하여 1차 재결정립크기에 어느정도 영향을 주므로 0.001중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 따라서 S의 범위를 0.0010~0.0055%로 한정한다.

물론 상술한 성분 외에도 방향성 전기강판에 포함되는 다양한 성분들이 본 발명의 전기강판의 합금성분으로 포함될 수 있는 것은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 이해할 수 있을 것이다. 통상 알려진 성분의 조합과 그 적용은 당연히 본 발명의 권리범위에 속하는 것이다.

상술한 본 발명의 전기강판은 본 발명이 속하는 기술분야에서 널리 알려진 전기강판 제조방법에 의해 제조될 수도 있지만, 하기하는 제조방법을 통하여 제조하는 것이 보다 바람직하다. 이하, 보다 바람직한 제조방법에 대하여 설명한다. 이하에서 특별히 설명하지 않는 조건은 통상의 조건에 준하는 것으로 하면 된다.

냉간압연된 강판을 제조하는 과정까지는 통상의 제조과정에 따라 제조하면 된다. 즉, 강슬라브를 열간압연한 후 열연판소둔하고 이후 냉간압연하는 과정은 현재 본 발명이 속하는 기술분야에서 널리 알려진 방법 중 하나를 적절히 선택하고, 필요한 경우 거기에 적절한 변형을 가하여 적용함으로써 실시가능하다. 또한, 산세 등의 통상의 전기강판의 열연 및 냉연과정에서 요구되는 부가적인 공정도 당연히 포함되어 적용될 수 있는 것이다.

다만, 강 슬라브를 열간압연하기 위해서 재가열할 때에는 재가열 온도를 적절히 조절하여 고용되는 N과 S가 불완전 용체화 되도록 하는 것이 바람직하다. 특히, N의 함량의 경우에는 10~40ppm이 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 즉, 본 발명의 발명자들의 연구결과에 따르면 총 N의 함량을 적절한 범위로 제어하는 것이 중요한 것이 아니라 재가열시 재고용되어 냉각시 석출되는 질화물의 양을 제어하는 것이 중요하기 때문에 재가열시 고용되는 N의 함량을 적절한 범위가 되도록 제어한다. 즉, 석출되는 질화물의 양에 따라 결정립의 미세화 정도가 달라지게 되는데, 결정립이 너무 미세화 될 경우에는 고스 방위에 유사하지 않은 방위를 가지는 결정립까지 성장해 버릴 가능성이 크고 반대로 결정립이 너무 조대화되면 2차 재결정시 바람직하지 않은 결정립이 제거되지 못할 가능성이 있기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 상기 고용되는 N의 함량을 10~40ppm 정도의 범위로 정하는 것이 바람직하 다. 상기 고용되는 N의 함량을 제어하기 위한 슬라브 재가열 온도는 강중에 포함된 Al 함량을 고려하여 설정될 수 있는데, 본 발명에서 바람직하게 포함될 수 있는 Al 함량을 고려하면 상기 재가열 온도는 1050~1250℃인 것이 보다 바람직하다.

이후, 냉간압연까지의 과정은 상술한 바와 같이 통상의 방법을 적절히 선택하여 적용하면 되므로 자세한 설명을 생략한다. 다만, 본 발명의 대상인 방향성 전기강판을 제조하기 위한 열연강판의 두께는 통상 1.8~3.5mm 이며 냉연강판의 두께는 0.18~0.35mm인 것이 일반적이며, 열연판소둔을 위해서는 1000~1200℃까지 가열하여 850~950℃에서 균열처리한 후 냉각하는 방법을 취하는 것이 보다 바람직하다. 상기와 같은 과정을 겪을 경우 열간압연후 또는 열연판소둔후의 석출물 평균크기는 300~3000Å 이다.

냉간압연된 강판은 이후, 탈탄소둔과 재결정 소둔을 겪게 되는데 이에 대하여 상세히 설명한다.

냉간압연된 판은 암모니아+수소+질소의 혼합가스 분위기에서 탈탄 및 질화소둔을 겪는다. 상기와 같은 탈탄 및 질화소둔 방식은 종래의 질화소둔 방식을 적용함으로써 용이하게 적용될 수 있다. 질화소둔은 탈탄과 동시에 이루어질 수도 있으며 탈탄이 종료한 후 별도의 과정으로 이루어질 수도 있다. 탈탄을 먼저 실시하 고 이후에 질화소둔을 실시하는 방법에 의하면 Si₃N₄나 (Si,Mn)N 등과 같은 석출물이 형성되게 되는데, 이러한 석출물은 열적으로 불안정하여 쉽게 분해되고 그 결과 억제제로서의 역할을 잘 수행하지 못하므로 AlN 이나 (Al,Si)N 등의 석출물로 변화시켜주기 위해 장시간 고온에서 유지할 필요가 있지만, 탈탄과 질화소둔을 동시에 실시하면 상기 AlN이나 (Al,Si)N이 동시에 형성되므로 긴 처리시간을 요하지 않는다는 장점이 있다. 따라서, 탈탄과 질화소둔을 동시에 실시하는 방법이 보다 바람직하다. 그러나, 여기서 유의할 점은 탈탄 이후에 질화소둔 실시하는 방법 역시 본 발명의 유리한 특성을 갖춘 전기강판을 제조하는데 여전히 유효하게 사용할 수 있다는 것이다. 즉, 상술한 동시탈탄질화 방법은 제조에 보다 간편하고 유용할 뿐 본 발명의 전기강판이 상기 동시 탈탄질화에 의해 제조된 것으로만 한정되지는 않는 것이다.

본 발명의 발명자들의 연구결과에 따르면 본 발명에서 제안하는 범위로 Sn, Sb, P를 제어할 경우에는 종래의 성분계에 비하여 크기 인자가 다르게 작용하므로 이를 고려하는 것이 보다 바람직하다. 즉, 성분을 상술한 범위로 제어할 경우에는 1차 재결정립의 크기를 미세하게 할 뿐만 아니라 동일한 1차 재결정의 크기 조건하에서는 2차 재결정이 잘 일어나지 않도록 하는 효과도 발생하게 된다. 1차 재결정립의 크기가 미세화되면 2차 재결정이 잘 일어나는 효과를 가지나 이들 원소는 동일한 결정립도 하에서는 2차 재결정이 잘 일어나지 않도록 하는 효과도 가지므로 이들 효과들 중 어떠한 효과가 더욱 우세하게 작용하는지에 따라 전체적으로 2차 재결정이 용이하게 일어나는지 아니면 종래의 경우보다 용이하지 않게 일어나는지를 결정한 후 이를 탈탄소둔 조건에 적용할 필요가 있는 것이다. 본 발명의 발명자들의 연구결과에 따르면 상기 1차 재결정의 미세화에 따른 2차 재결정 구동력 증가효과가 더욱 우세하기 때문에 상기 원소를 첨가할 경우에는 1차 재결정된 조직의 크기가 너무 미세화되지 않도록 탈탄소둔 온도(즉, 1차 재결정 온도)를 조절하는 것이 보다 바람직하다. 따라서 탈탄소둔온도는 통상의 경우보다 10~30℃정도 높은 온도인 800~950℃ 정도로 설정할 필요가 있다. 온도가 낮을 경우에는 충분한 탈탄소둔 효과가 발생하지 않을 뿐만 아니라 결정립이 미세한 상태로 유지되어 2차 재결정시 바람직하지 못한 방위의 결정이 성장할 우려가 있으며, 반대로 온도가 너무 높으면 1차 재결정된 결정립이 과다하게 성장될 우려가 있다. 본 발명의 성분계에서 바람직한 1차 재결정립의 크기는 18~25㎛ 정도이다. 또한, Sn, Sb, P를 함유하지 않는 성분계에 비하여 이슬점이 2~4℃ 정도 낮도록 50~70℃ 정도로 하는 것이 산화층 관리에 유리하며 최종 제품의 결정립 방위제어나 철손향상에 보다 유리하다.

상기 탈탄소둔을 거친 강판은 이미 설명하였듯이 MgO를 기본성분으로 하는 소둔분리제를 도포한 후 권취하고 장시간 최종소둔함으로써 고스방위의 결정립이 우세하게 분포하는 전기강판으로 제조되게 된다. 그 상세한 과정은 상기 권취된 강판에 도포된 소둔분리제의 수분을 제거하기 위해 1차 균열과정을 거치고 이후 이 미 1차 재결정된 강판을 2차 재결정시키기 위해 승온하는 승온과정과, 이후 재결정을 더욱 진행시키는 동시에 강중의 불순물을 제거하기 위한 2차 균열과정을 거친다. 이때, 좁은 온도에서 순간적으로 억제제가 재용해되고 그에 따라 결정립 성장의 장벽이 없어지면서 2차 재결정이 좁은 온도범위에서 시작하도록 하기 위해서는 승온 속도를 매우 느리게 제한하여 승온을 행하였으며, 이후 불순물을 제거하기 위한 2차 균열시간을 장시간으로 설정하였다. 이러한 종래의 조업방식은 생산성 저하의 큰 원인이 되었으므로 본 발명자들은 이러한 문제를 해결하기 위하여 다각도로 원인을 분석한 결과 1차 균열후 승온시 승온속도를 2단계로 나누어 적용하는 것이 바람직하다는 것을 확인할 수 있었다.

즉, 승온시 억제제가 용해되는 온도이하의 온도까지는 빠르게 승온하더라도 2차 재결정이 일어나지 않으므로 2차 재결정 거동에 별 영향을 미치지 않으므로 빠른 승온속도를 적용하고 2차 재결정이 일어나는 온도부터는 종래와 유사한 느린 냉각속도로 승온하면 동일한 2차 재결정 효과를 얻을 수 있으면서도 소요시간이 감소되어 생산성 향상에 효과적인 것이다. 본 발명에서는 승온속도를 달리 적용하는 기준온도를 900~1020℃로 정한다. 즉, 1차 균열 후에는 빠른 승온속도로 강판을 승온하다가 상기 온도 범위에서 2차 재결정을 고려한 느린 승온속도로 승온속도를 변경하는 것이다. 본 발명에서는 상기 초기의 빠른 승온속도구간의 승온속도를 18~75℃/hr로 정하고 2차 재결정을 고려한 느린 승온속도를 10~15℃/hr로 정한다. 또한, 본 발명에서는 이미 설명하였듯이 억제제로서 작용하는 질소의 재고용되는 양을 제한하고 전체 S의 함량도 0.0055중량% 이하로 제한함으로써 이들 성분의 제거에 소요되는 시간도 종래 방법에 비하여 보다 짧게 할 수 있다는 장점이 있다.

이때, 상기 1차 균열온도와 2차 균열온도는 통상의 균열온도에서 크게 벗어나지 않는 범위로 제어하면 되므로 특별히 제한하지 않는다. 다만, 통상적인 1차 균열온도의 예로서는 650~850℃의 온도범위를 들 수 있으며, 통상적인 2차 균열온도의 예로서는 1150~1250℃의 범위를 들 수 있으며, 이들 온도범위는 강판의 성분이 달라지거나 본 발명의 핵심적인 특징 외의 다른 사소한 부분을 변경함에 따라 약간씩 변경하여 적용될 수 있다.

종합하면, 본 발명의 전기강판 제조방법은 상기 유리한 본 발명의 조성을 가진 강 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연, 열연판소둔 및 냉간압연을 실시하여 강판을 제조하는 단계; 상기 냉간압연된 강판에 대하여 800~950℃의 온도범위에서 탈탄소둔 및 질화소둔을 실시하는 단계; 및 상기 탈탄소둔 및 질화소둔된 강판에 대하여 최종소둔 하는 단계;를 포함하여 이루어지고, 상기 최종소둔 단계가 1차 균열하는 단계, 승온하는 단계, 2차 균열하는 단계로 이루어질 때, 상기 승온단계의 승온속도를 초기에는 18~75℃/hr의 속도로 승온한 후 900~1020℃의 온도범위에서 승온속도를 10~15℃/hr의 속도로 변경하여 승온하는 것을 특징으로 한다.

이하, 첨부한 도면과 하기하는 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기로 한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

Sn, Sb, P 첨가량에 따른 철손 변화 검토

중량%로 Si:3.26%, C:0.055%, Mn:0.12%, Sol. Al:0.026%, N: 0.0042%, S: 0.0045%, 그리고 Sn,Sb,P함량을 표 1처럼 변화시키고 나머지 성분으로는 Fe와 기타 불가피하게 포함된 불순물의 성분으로 이루어진 성분계를 가지는 방향성 전기강판의 슬라브를 재고용되는 N의 양이 25ppm이 되는 온도 1170℃ 에서 210분 가열한 후 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1120℃까지 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 후 0.30mm 두께로 냉간압연하였다. 냉간압연된 판은 875℃로 유지된 노속에 노점온도가 63℃인 75%의 수소와 25%의 질소의 혼합분위기와 1%의 건조한 암모니아 가스를 동시에 투입하여 180초간 유지하여 동시 탈탄, 질화처리하였다.

이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔시 1차 균열온도는 700℃, 2차 균열온도는 1200℃로 하였고, 승온구간의 승온조 건은 700~950℃의 온도구간에서는 45℃/hr, 950~1200℃의 온도구간에서는 15℃/hr로 하였다. 한편 1200℃에서의 균열시간은 15시간으로 하여 처리하였다. 최종소둔시의 분위기는 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달후에는 100% 수소분위기에서 유지한 후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성은 표 1과 같다.

(표 1-1)

(표 1-2)

(표 1-3)

(표 1-4)

상기 표 1에 기재된 결과를 보다 구체적으로 확인하기 위하여 다른 성분들은 고정한 상태에서 Sn, Sb 및 P를 각각 변화시키면서 철손이 변하는 것을 확인한 결과를 도 4 내지 도 6에 나타내었다. 그 중 도 4는 Sb와 P를 고정한 상태에서 Sn 함량을 변화시킨 결과를 플롯한 그래프이다. 도 4에서 볼 수 있듯이, Sb와 P 함량이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어날 경우에는 P함량에 따라 철손이 특별한 임계적 변화없이 연속적인 거동을 나타내고 있었으나, 본 발명에서 규정하는 대로 Sb : 0.025, P 0.035중량%인 경우와 Sb : 0.025, P : 0.04중량%에서는 Sn이 0.03~0.07중량%일 때 철손이 급격히 개선되는 특별한 지점이 나타남을 확인할 수 있었다. 따라서, Sb와 P가 공존하는 조건하에서 Sb를 0.03~0.07중량%로 제어할 때 철손 개선이 임계치를 넘어서는 효과를 얻을 수 있음을 확인할 수 있었다.

또한, 도 5는 Sn과 P 성분을 고정한 상태에서 Sb 성분에 따라 철손이 변화하는 것을 플롯한 그래프인데, Sn과 P가 본 발명에서 규정하는 범위를 만족할 때 Sb 함량을 0.01~0.05중량% 범위로 제어할 때 종래에는 기대하기 어려웠던 현저한 철손 개선 효과가 나타남을 확인할 수 있었다.

도 6 역시 Sn과 Sb를 고정한 상태에서 P 함량에 따라 철손을 변화하는 것을 플롯한 그래프인데, Sn과 Sb가 본 발명에서 규정하는 범위를 만족할 때 P 함량을 0.01~0.05중량% 범위로 제어할 때에는 철손이 불연속적으로 개선된 것을 나타내고 있었다.

따라서, 본 발명에서 규정하는 범위대로 Sn, Sb, P를 제어할 때에는 종래에 예상할 수 있었던 범위를 뛰어넘는 현저한 철손개선효과가 있음을 확인할 수 있었다.

그 뿐만 아니라 도 7은 Sn을 0.05중량%로 고정하였을 때, P와 Sn의 관계에 따른 철손의 변화를 나타낸 도면이며, 도 8은 상기 도 7의 P와 Sn의 관계를 P+0.5Sb수식에 대입하였을 때 철손이 개선되는 효과를 나타낸 것인데, 상기 P+0.5Sb가 본 발명에서 규정하는 0.0370~0.0630로 변화하였을 때에는 철손이 현저히 개선되는 것을 확인할 수 있었다.

슬라브 재가열시 고용 질소량의 제어 효과 검토

중량%로 Si:3.23%, C:0.058%, Mn:0.12%, Sol. Al:0.025%, P: 0.032%, N:0.0053%및 S: 0.0042%, Sb: 0.032%, Sn:0.045%, P: 0.038%, 잔부 Fe와 불가피하게 함유되는 일부의 불순물을 포함하는 방향성 전기강판의 슬라브를 재가열할 때 재고용되는 N의 양을 표 2처럼 변화시켜 재가열한 후 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1100℃까지 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 후 0.30mm 두께로 냉간압연하였다. 냉간압연된 판은 875℃로 유지된 노속에 이슬점온도가 65℃인 75%의 수소와 25%의 질소의 혼합분위기와 1%의 건조한 암모니아 개스를 동시에 투입하여 180초간 유지하여 동시 탈탄, 질화처리하였다.

이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔시 1차 균열온도는 700℃, 2차 균열온도는 1200℃로 하였고, 승온구간의 승온조건은 700~950℃의 온도구간에서는 45℃/hr, 950~1200℃의 온도구간에서는 15℃/hr로 하였다. 최종소둔시의 분위기는 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 15시간 유지한 후 노냉하였다. 각 각의 조건에 대하여 측정한 자기특성은 표 2와 같다.

(표 2)

슬라브 가열시 재고용되는 N양(wt%)	자속밀도 (B10, Tesla)	철손 (W17/50, W/kg)	구 분
0.0004	1.758	1.32	비교재 109
0.0015	1.949	0.94	발명재 25
0.0027	1.942	0.95	발명재 26
0.0037	1.939	0.96	발명재 27
0.0048	1.915	1.02	비교재 110

상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 슬라브 재가열시 재고용되는 N의 양이 본 발명의 범위를 충족시키는 발명재 25~27은 비교재 109 및 110에 비하여 자성이 훨씬 우수하다는 사실을 알 수 있다.

강판두께가 철손에 미치는 영향 규명

강판 두께가 철손에 미치는 영향을 규명하기 위하여 다음과 같은 실험을 행하였다.

중량%로 Si:3.23%, C:0.058%, Mn:0.12%, Sol. Al:0.025%, N:0.0050%및 S: 0.0045%, Sb: 0.032%,%, Sn:0.045%, P: 0.038%, 잔부 Fe와 불가피하게 함유된 일부 불순물을 포함하는 성분계1과 Si:3.25%, C:0.054%, Mn:0.11%, Sol. Al:0.025%, N:0.0050%및 S: 0.0045%, Sn, Sb, P를 포함하지 않고 잔부 Fe와 및 불가피하게 함유되는 일부 불순물을 함유하는 성분계2의 방향성 전기강판의 슬라브를 재고용되는 N의 양이 23ppm이 되는 온도 1150℃ 에서 210분 가열한 후 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1100℃까지 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 후 0.35mm, 0.30mm, 0.27mm, 0.23mm, 두께로 냉간압연하였다. 냉간압연된 판은 875℃로 유지된 노속에 노점온도가 63℃인 75%의 수소와 25%의 질소의 혼합분위기와 1%의 건조한 암모니아 개스를 동시에 투입하여 180초간 유지하여 동시 탈탄, 질화처리하였다.

이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔시 1차 균열온도는 700℃, 2차 균열온도는 1200℃로 하였고, 승온구간의 승온조건은 700~950℃의 온도구간에서는 45℃/hr, 950~1200℃의 온도구간에서는 15℃/hr로 하였다. 최종소둔시의 분위기는 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 15시간 유지한 후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성은 표 3과 같다.

(표 3)

구분	냉간압연두께	자속밀도 (B10, Tesla)	철손 (W17/50, W/kg)	구 분
성분계1	0.35	1.758	1.01	발명재 28
성분계1	0.30	1.949	0.94	발명재 29
성분계1	0.27	1.942	0.88	발명재 30
성분계1	0.23	1.939	0.79	발명재 31
성분계1	0.20	1.915	0.77	발명재 32
성분계2	0.35	1.758	1.10	비교재111
성분계2	0.30	1.949	1.03	비교재112
성분계2	0.27	1.942	0.98	비교재113
성분계2	0.23	1.939	0.90	비교재114
성분계2	0.20	1.915	0.87	비교재115

상기 표 2에 나타낸 바와 같이 Sb, Sn, P를 첨가한 성분계인 성분계1의 결과가 첨가하지 않은 성분계인 성분계2에 비하여 월등히 향상된 철손을 가지고 있음을 확인할 수 있었다. 또한, 성분계에 관계없이 강판의 두께가 얇아짐에 따라 철손도 향상됨을 확인할 수 있었고 그 결과 본 발명에서 정의하는 성분계를 가지는 발명재들은 강판의 두께에 따라 철손을 예상할 수 있었으며 두께에 따른 철손 예상치를 하기 수학식 1과 같이 정할 수 있었다.

철손[W/kg]≤0.46679+1.71622*두께[μm]

결정 방위 측정

중량%로 Si:3.18%, C:0.0556%, Mn:0.11%, Sol. Al:0.026%, N:0.0046%및 S: 0.0045%, Sb: 0.028%,%, Sn:0.046%, P: 0.037% 그리고 잔부를 이루는 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 방향성 전기강판의 슬라브를 재고용되는 N의 양이 21ppm이 되는 온도 1150℃ 에서 210분 가열한 후 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1100℃까지 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 후 0.30mm 두께로 냉간압연하였다. 냉간압연된 판은 875℃로 유지된 노속에 노점온도가 63℃인 75%의 수소와 25%의 질소의 혼합분위기와 1%의 건조한 암모니아 개스를 동시에 투입하여 180초간 유지하여 동시 탈탄, 질화처리하였다.

이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔시 1차 균열온도는 700℃, 2차 균열온도는 1200℃로 하였고, 승온구간의 승온조건은 700~950℃의 온도구간에서는 45℃/hr, 950~1200℃의 온도구간에서는 15℃/hr로 하였다. 최종소둔시의 분위기는 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 15시간 유지한 후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성 및 beta각(TD를 축으로 [001]방위와 RD간의 각도)의 면적 가중 평균은 표 4와 같다.

(표 4)

Sn 함량 (중량 %)	P 함량 (중량 %)	Sb 함량 (중량 %)	자속밀도 B10[T]	철손 W17/50[W/kg]	[P+0.5Sb]함량 함량 (중량 %)	Beta angle(TD를 축으로 [001]방위와 RD간의 각도)	비고
0.03	0.035	0.025	1.951	0.93	0.0475	2.1	발명재33
0.03	0.04	0.025	1.942	0.95	0.0525	2.3	발명재34
0.04	0	0.026	1.917	1	0.0125	3.1	비교재116
0.05	0	0.024	1.924	1	0.0125	3.2	비교재117
0.05	0.025	0.029	1.945	0.94	0.0375	2.2	발명재35
0.05	0.03	0.028	1.947	0.93	0.0425	2.2	발명재36
0.05	0.035	0.031	1.963	0.91	0.0475	2.1	발명재37
0.05	0.075	0.025	1.923	1.01	0.0875	3.6	비교재118

상기 표 4에 나타낸 바와 같이 Sb,Sn,P함량이 본 발명의 범위로 제어된 발명재의 경우 결정방위가 고스방위로부터 벗어난 정도가 3도 이내에 있고 그 결과 자성도 우수함을 알 수 있다. 즉, 본 발명에 따른 전기강판은 2차 재결정 방위를 제어함으로써 자성이 우수한 방향성 전기강판을 만들수 있다는 것을 확인할 수 있었다.

1차 재결정 방법을 달리한 경우

본발명의 보다 바람직한 방법인 동시 탈탄질화 소둔이 아닌, 탈탄 후 질화 소둔시 철손에 미치는 영향을 규명하기 위하여 다음과 같은 실험을 행하였다.

중량%로 Si:3.23%, C:0.058%, Mn:0.12%, Sol. Al:0.025%, N:0.0050%및 S: 0.0045%, Sn:0.045%, P: 0.038%,를 함유하고 Sb를 0, 0.005, 0.025, 0.035, 0.060% 함유하며 잔부 Fe와 불가피하게 함유된 일부 불순물을 포함하는 방향성 전기강판의 슬라브를 재고용되는 N의 양이 27ppm이 되는 온도 1170℃ 에서 210분 가열한 후 재가열한후 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1120℃까지 가열한 후 920℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 후 0.30mm, 두께로 냉간압연하였다. 냉간압연된 판은 860℃로 유지된 노속에 노점온도가 62℃인 75%의 수소와 25%의 질소의 혼합분위기에서 탈탄 1차 재결정 소둔을 행하였다. 그 후 질소 함유량을 200±20ppm을 함유하는 질화 처리를 행하였다. 이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔시 1차 균열온도는 700℃, 2차 균열온도는 1200℃로 하였고, 승온구간의 온도구간에서는 15℃/hr로 하였다. 최종소둔시의 분위기는 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달후에는 100%수소분위기에서 15시간 유지한 후 노냉하였다. 그 뒤 통상의 장력코팅 의 도포와 평탄화 처리를 행하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성은 표 5와 같다.

(표 5)

Sb함량	자속밀도 (B10, Tesla)	철손 (W17/50, W/kg)	구 분
0	1.758	1.03	비교재119
0.0005	1.904	0.99	발명재38
0.025	1.945	0.93	발명재39
0.035	1.939	0.94	발명재40
0.055	1.911	1.00	비교재120

상기 표 5에 나타낸 바와 같이 Sb, Sn, P를 적정량 첨가한 성분계인 발명재의 결과가 적정량 첨가하지 않은 성분계인 비교재에 비하여 월등히 향상된 철손을 가지고 있음을 확인할 수 있었다. 또한, 즉 탈탄 후 질화 방법에 의한 1차 재결정 소둔에서도 본 발명의 성분범위에서 철손이 임계적으로 향상됨을 알 수 있었다.

Bi 첨가에 따른 철손 변화 검토

중량%로 Si:3.15%, C:0.058%, Mn:0.1%, Sol. Al:0.03%, N: 0.0049%, S: 0.004%, Sn: 0.05%, Sb: 0.032%, P: 0.04%의 조성에 Bi를 하기 표 6에 기재된 함량으로 첨가하고 나머지 Fe와 기타 불가피하게 포함된 불순물의 성분으로 이루어진 성분계를 가지는 방향성 전기강판의 슬라브를 1170℃ 에서 210분 가열한 후 열간압연하여 2.3mm 두께의 열연판을 제조하였다. 이 열연판을 1120℃까지 가열한 후 910℃에서 90초간 유지하고 물에 급냉하여 산세한 후 0.30mm 두께로 냉간압연하였다. 냉간압연된 판은 875℃로 유지된 노속에 노점온도가 62℃인 75%의 수소와 25%의 질소의 혼합분위기와 1%의 건조한 암모니아 개스를 동시에 투입하여 180초간 유지하여 동시 탈탄, 질화처리하였다.

이 강판에 소둔분리제인 MgO를 도포하여 코일상으로 최종소둔하였다. 최종소둔시 1차 균열온도는 700℃, 2차 균열온도는 1200℃로 하였고, 승온구간의 승온조건은 700~950℃의 온도구간에서는 45℃/hr, 950~1200℃의 온도구간에서는 15℃/hr로 하였다. 한편 1200℃에서의 균열시간은 15시간으로 하여 처리하였다. 최종소둔시의 분위기는 1200℃까지는 25%질소+75%수소의 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달후에는 100% 수소분위기에서 유지한 후 노냉하였다. 각각의 조건에 대하여 측정한 자기특성은 표 6과 같다.

(표 6)

Bi 함량 (중량 %)	철손 (W17/50, W/kg)	구 분
0.002	0.93	발명재41
0.007	0.93	발명재42
0.015	0.91	발명재43
0.023	0.91	발명재44
0.200	0.96	비교재121

표 6에서 볼 수 있듯이, Bi의 첨가량이 본 발명에서 규정하는 범위를 충족하는 경우를 편의상 발명재로 규정하였으며, 이를 벗어나는 경우를 비교재로 규정하였다. 상기 표 6에서, 발명재41 내지 발명재43은 Bi를 본 발명에서 제한하는 범위로 첨가한 경우를, 비교재121은 Bi의 함량이 과다한 경우를 나타낸다. 발명재의 경우에는 Bi를 첨가함에 따라 철손이 감소함을 확인할 수 있었다. 그러나, Bi 첨가량이 과다한 비교재121의 경우는 오히려 철손이 증가하여 불리하게 작용함을 확인할 수 있었다.

따라서, 상기 Bi는 0.1중량% 이하로 첨가되는 것이 유리하다는 것을 확인할 수 있었다.

도 1은 단결의 방위가 고스방위에서 벗어난 정도(도2의 베타각)에 따라 철손이 변화하는 현상을 나타낸 그래프,

도 2는 고스방위 중 알파(α), 베타(β), 감마(γ) 각도를 나타내고 상기 각도에서 벗어난 정도를 개념적으로 설명하기 위한 개념도,

도 3은 Sn, Sb, P 성분을 첨가함에 따라 철손이 개선되는 현상이 일정 함량 범위내에서는 종래 예측되었던 정도를 넘어서는 것을 나타내는 것을 나타내는 그래프,

도 4는 Sb와 P 함량을 고정한 채로 Sn 함량을 변화하였을 때 철손이 개선되는 현상을 나타내는 그래프,

도 5는 Sn과 P 함량을 고정한 채로 Sb 함량을 변화하였을 때 철손이 개선되는 현상을 나타내는 그래프,

도 6은 Sn과 Sb 함량을 고정한 채로 P 함량을 변화하였을 때 철손이 개선되는 현상을 나타내는 그래프,

도 7은 Sn 함량을 고정한 채로 P와 Sb를 변화하였을 때 철손이 개선되는 현상을 나타내는 그래프, 그리고

도 8은 상기 도 7의 현상을 P+0.5Sb의 관계식을 이용하여 표현한 그래프이다.

Claims (11)

1. Sn : 0.03~0.07중량%, Sb : 0.01~0.05중량%, P : 0.01~0.05중량%와 Bi : 0.1중량% 이하(0%는 제외)를 필수적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.
2. 제 1 항에 있어서, 상기 P, Sb는 P+0.5Sb=0.0370~0.0630을 만족하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.

   (단, 여기서 P와 Sb는 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, Si : 2.0~4.0중량%, 산가용성 Al : 0.020~0.040중량% 및 Mn : 0.01~0.20중량%를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.
4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 전기강판의 결정립의 방위가 고스방위로부터 벗어난 정도 중 β각의 절대값에 대하여 구한 면적가중평균이 3도 이내이고, 상기 β각은 TD를 축으로 [001]방위와 RD 간의 각도인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.
5. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, C : 0.04~0.07중량%, N : 10~55ppm 및 S : 0.0010~0.0055% 를 더 포함하는 강 슬라브로부터 제조되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판.
6. Sn : 0.03~0.07중량%, Sb : 0.01~0.05중량%, P : 0.01~0.05중량%와 Bi : 0.1중량% 이하(0%는 제외)를 필수적으로 포함하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;

   상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연, 열연판소둔 및 냉간압연을 실시하여 강판을 제조하는 단계;

   상기 냉간압연된 강판에 대하여 800~950℃의 온도범위에서 탈탄소둔 및 질화소둔을 실시하는 단계; 및

   상기 탈탄소둔 및 질화소둔된 강판에 대하여 최종소둔 하는 단계;를 포함하여 이루어지고,

   상기 최종소둔 단계가 1차 균열하는 단계, 승온하는 단계, 2차 균열하는 단계로 이루어질 때, 상기 승온단계의 승온속도를 초기에는 18~75℃/hr의 속도로 승온한 후 900~1020℃의 온도범위에서 승온속도를 10~15℃/hr의 속도로 변경하여 승온하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.
7. 제 6 항에 있어서, 상기 P, Sb는 P+0.5Sb=0.0370~0.0630을 만족하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.

   (단, 여기서 P와 Sb는 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)
8. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, 상기 강 슬라브는 Si : 2.0~4.0중량%, 산가용성 Al : 0.020~0.040중량%, Mn : 0.01~0.20중량%, C : 0.04~0.07중량%, N : 10~55ppm 및 S : 0.0010~0.0055%를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.
9. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, 상기 강 슬라브를 재가열하는 단계는 재고용되는 질소의 함량이 10~40ppm이 되도록 가열온도를 제어하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.
10. 제 9 항에 있어서, 상기 강슬라브의 가열온도는 1050~1250℃인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.
11. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, 상기 2차 균열온도는 1150~1250℃인 것을 특징으로 하는 방향성 전기강판의 제조방법.

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