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KR20240098854A - 방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

방향성 전기강판 및 그 제조방법 Download PDF

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KR20240098854A
KR20240098854A KR1020220180994A KR20220180994A KR20240098854A KR 20240098854 A KR20240098854 A KR 20240098854A KR 1020220180994 A KR1020220180994 A KR 1020220180994A KR 20220180994 A KR20220180994 A KR 20220180994A KR 20240098854 A KR20240098854 A KR 20240098854A
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KR
South Korea
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steel sheet
electrical steel
grain
less
annealing
Prior art date
Application number
KR1020220180994A
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English (en)
Inventor
고현석
한민수
전경훈
박경렬
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Abstract

방향성 전기강판 제조방법이 제공된다.
본 발명의 방향성 전기강판 제조방법은, 강 슬라브를 제조하는 단계; 상기 강 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 상기 열연판을 소둔하는 단계; 상기 열연판 소둔된 강판을 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 상기 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 상기 1차 재결정 소둔된 냉연판에 소둔분리제를 도포하고 건조하는 단계 및 소둔분리제가 도포된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함한다.

Description

방향성 전기강판 및 그 제조방법{Grain oriented electrical steel sheet and method for the same}
본 발명은 Goss 방위의 집적도가 우수하고, 표면의 조도가 낮아 자구 이동이 원활한 방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
방향성 전기강판이란 3.2% Si성분을 함유한 것으로서, 결정립의 방위가 (110)[001]방향으로 정열된 집합조직을 가지고 있다. 이는 변압기, 전동기, 발전기 및 기타 전자 기기 등의 철심 재료로 주로 사용되며, 압연방향으로 극히 우수한 자기적 특성을 이용한 것이다.
최근에는 고 자속밀도급의 방향성 전기강판이 상용화되면서, 철손이 작은 재료가 요구되고 있다. 이는 주로 네 가지의 기술적 방법으로 접근할 수 있는데, i) 방향성 전기강판의 자화용이 축을 포함하고 있는 {110} <001> 결정립 방위를 압연방향으로 정확하게 배향하는 방법, ii) 재료의 박물화 방법, iii) 화학적, 물리적 방법을 통해 마그네틱 도메인을 미세화하는 자구미세화 방법, iv) 표면처리등과 같은 화학적 방법에 의한 표면 물성 개선 또는 표면장력 부여 방법 등이 있다.
상기 마지막 방법은 방향성 전기강판 표면의 성질을 적극적으로 개선함으로써 소재의 자성을 개선하는 방법이다. 그 대표적인 예로서, 탈탄 소둔 과정에서 필연적으로 생성되는 산화층 및 코일의 융착방지제인 MgO 슬러리의 화학적 반응을 통해 생성되는 포스테라이트(Mg2SiO4), 즉 베이스 코팅층을 제거하는 방법을 들 수 있다. [참고문헌: Y. Ushigami et al., "Recent Development of low-loss Grain-Oriented Silicon Steel", JMMM, pp307-314, 254-255 (2003)]
상기 베이스 코팅층을 제거하는 기술은 이미 베이스 코팅층이 형성된 통상의 제품을 황산 또는 염산으로 강제적으로 제거하는 방법 및 상기 베이스 코팅층이 생성되는 과정에서 이를 제거 또는 억제하는 기술 (이하, 글라스리스/Glassless 기술)이 제안되었다(특허문헌 1).
현재까지 상기 글라스리스 기술의 주요 연구 방향은, 소둔 분리제인 MgO에 염화물을 첨가한 후 고온 소둔공정에서 표면에칭 효과를 이용하는 기술, 그리고 소둔분리제로 Al2O3 분말을 도포한 뒤 고온 소둔공정에서 베이스 코팅층 자체를 형성시키지 않는 기술의 두 가지 방향으로 진행되었다.
이러한 기술의 궁극적인 방향은, 결국 전기강판 제조에 있어서 베이스 코팅층을 의도적으로 방지함으로써, 자성열화를 초래하는 표면 피닝 사이트 (Pinning Site)를 제거하고, 궁극적으로는 방향성 전기강판의 자성을 개선하는 것이다.
이상과 같이 위에서 제안된 두 가지 글라스리스 방법, 즉 포스테라이트층 생성을 억제하는 방법과 고온소둔 공정에서 베이스 코팅층을 모재로부터 분리하는 기술 모두 탈탄소둔 공정시 수소, 질소 가스와 이슬점 변화를 통해 로내 산화능 (PH2O/PH2)을 매우 낮게 제어해야 한다는 공정상의 문제점을 가지고 있다 (특허문헌 2). 산화능을 낮게 제어하는 이유는 탈탄시 모재 표면에 형성되는 산화층을 최소한으로 하여 베이스코팅층 형성을 최대한 억제하려 함에 있다. 또한 로내 산화능이 낮을 경우 생성되는 산화층이 대부분 실리카(SiO2) 산화물로 철계 산화물 생성을 억제할 수 있어 고온소둔 후 표면에 철계 산화물을 잔류시키지 않는 장점도 있다. 그러나 이러한 경우 탈탄 불량에 의한 적정 1차 재결정립 크기를 확보하기 어렵고, 또한 고온 소둔시 2차 재결정립 성장에도 문제를 발생시킬 수 있기 때문에 탈탄성을 적절히 확보하면서 산화층을 얇게 하기 위해서는 탈탄 공정이 통상재 처리공정 보다 시간이 길어져야 하고 이로 인해 생산성이 저하되었다(특허문헌 3). 또한 얇은 산화층으로 인하여 후속 침질소둔에 의한 침질량이 줄어들게 되어 통상의 약 200ppm의 침질량을 확보하기 위하여 NH3 Gas를 과다하게 투입하여야 하므로, 이 또한 생산성을 저하시키는 원인이 될 수 있다.
미국 등록특허 4543134호 일본 특허 특공평 6-63036호 일본 특개평 6-256848호
본 발명은 자속밀도가 우수하고, 생산성 면에서 우수한 포스테라이트 제거 공정(이하 “베이스코팅 프리/Base coating Free” 공정이라 함)이 도입된 방향성 전기강판의 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명 명세서의 전반적인 사항으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일측면은,
중량%로, Si: 2~4%, C: 0.01~0.07%, Al: 0.02~0.04%, N: 0.01% 이하, P: 0.01~0.05%, Mn: 0.2% 이하(0% 제외), S: 0.015% 이하(0%를 제외함), Cu: 0.0005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 상기 열연판을 소둔하는 단계; 상기 열연판 소둔된 강판을 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 상기 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 상기 1차 재결정 소둔된 냉연판에 소둔분리제를 도포하고 건조하는 단계 및 소둔분리제가 도포된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법에 있어서,
상기 1차 재결정 소둔후, 강판 내 잔류하는 탄소의 함량은 150ppm 이내, 강판의 산화량은 500ppm 이내, 침질량을 120~180ppm 범위로 제어하고, 강판의 표면에 형성되는 산화층의 두께를 0.1~2.0㎛ 범위를 만족하도록 1차 재결정 소둔공정을 제어하고, 그리고 상기 2차 재결정 소둔 단계에서, 강판 표면에 형성된 포스테라이트(Mg2SiO4) 피막을 제거하는, 방향성 전기강판 제조방법에 관한 것이다.
상기 슬라브는 Se: 0.015% 이하를 더 포함할 수 있다.
상기 소둔분리제는, 활성화도 400~3000초의 MgO 중량부에 대하여, 옥시클로라이드 물질 10~20 중량부 및 설페이트계 산화방지제 1~5 중량부를 포함하여 조성될 수 있다.
상기 옥시클로라이드 물질은 안티몬 옥시클로라이드(SbOCl) 및 비스무스 옥시클로라이드(BiOCl) 중에서 선택되는 1종 이상일 수가 있다.
상기 설페이트계 산화방지제는 안티몬 설페이트(Sb2(SO4)3), 스트론튬 설페이트(SrSO4) 및 바륨 설페이트(BaSO4) 중에서 선택되는 1종 이상일 수가 있다.
상기 제조된 방향성 전기강판의 표면 조도가 Ra로 0.2㎛ 이하를 만족할 수 있다.
자기장의 field sweeping 속도 (dH/dt)를 최대 150Oe/초까지 변화하면서 각각의 sweeping 속도에서의 상기 제조된 전기강판의 자화곡선의 면적을 측정하여 구한 steinmetz 지수값(α)의 평균값의 범위가 0.5~0.7을 만족할 수 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
중량%로, Si: 2~4%, C: 0.01~0.07%, Al: 0.02~0.04%, N: 0.01% 이하, P: 0.01~0.05%, Mn: 0.2% 이하(0% 제외), S: 0.015% 이하(0%를 제외함), Cu: 0.0005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 자기장의 field sweeping 속도 (dH/dt)를 최대 150Oe/초까지 변화하면서 각각의 sweeping 속도에서의 강판의 자화곡선의 면적을 측정하여 구한 steinmetz 지수값(α)의 평균값의 범위가 0.5~0.7을 만족하는, 방향성 전기강판에 관한 것이다.
상술한 본 발명의 일 구현 예에 따르면, 1차 재결정 소둔 공정에서 생성되는 산화층과 소둔분리제에 존재하는 산화 마그네슘(MgO)이 2차 재결정 소둔 공정에서 화학적 반응을 통해 생성되는 포스테라이트(Mg2SiO4) 피막을 형성하 후, 이를 균일하게 제거함으로써 방향성 전기강판의 표면 성질을 제어할 수 있다.
또는 이러한 공정에서, 표면의 산화층을 균일하고 얇게 제어하기 위하여, 강중의 탄소를 완전히 제거하지 않고 최대 150ppm까지 잔류시켜 소둔시간을 줄임으로써 생산성을 높일 뿐만 아니라, 2차 재결정 형성 과정 중의 표면 포스테라이트층의 박리를 원활히 진행시켜 최종 제품판의 자성을 향상시킬 수 있다.
나아가, 상기 포스테라이트 피막이 제거된 방향성 전기강판은 자구이동의 제한하는 주된 요소인 피닝 포인트가 배제될 수 있으며 방향성 전기강판의 철손을 구성하는 요소중에서 이력손실에 의한 영향을 줄일 수 있는 효과도 있다. 다만 과다하게 제거된 피닝 포인트와 향상된 Goss 방위의 집적도로 인하여 자구의 폭이 커지는 효과가 발생되어 자구이동에 의한 철손이 증가하는 효과가 발생되어, 통상의 방향성 전기강판에 비하여 철손을 구성하는 요소의 비율이 바뀌는 효과를 가져옴에 유의해야 한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법의 개략적인 공정 순서도이다.
도 2은 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 인가 자기장의 주파수에 따른 M-H loop의 면적변화를 나타낸 그림이다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 방향성 전기강판의 제조 방법의 공정 순서도를 개략적으로 나타낸다. 도 1의 방향성 전기강판의 제조 방법의 순서도는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다. 따라서 방향성 전기강판의 제조 방법을 다양하게 변형할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법은 중량%로, Si: 2~4%, C: 0.01~0.07%, Al: 0.02~0.04%, N: 0.01% 이하, P: 0.01~0.05%, Mn: 0.02~0.2%, S: 0.015% 이하(0%를 제외함), Cu: 0.0005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는강 슬라브를 제조하는 단계; 강 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 1차 재결정 소둔된 냉연판에 소둔분리제를 도포하고 건조하는 단계; 및 소둔분리제가 도포된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계을 포함한다.
먼저, 본 발명에서는, 중량%로, Si: 2~4%, C: 0.01~0.07%, Al: 0.02~0.04%, N: 0.01% 이하, P: 0.01~0.05%, Mn: 0.2% 이하(0% 제외), S: 0.015% 이하(0%를 제외함), Cu: 0.0005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 제조한다(S10).
이하, 본 발명의 방향성 전기강판 제조를 위한 강 슬라브의 조성성분 및 그 함량 제한사유를 설명하며, 여기에서 각 원소의 함량은 중량%를 기준으로 한 것이다.
Si: 2~4%
Si은 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철손(core loss)을 낮추는 역할을 한다.
Si의 함량이 너무 낮을 경우 비저항이 감소하게 되어 와전류손이 증가하여 철손특성이 열화되고, 탈탄질화 소둔시 페라이트와 오스테나이트간 상변태가 활발하게 되어 1차 재결정 집합조직이 심하게 훼손될 수 있다. 또한 고온소둔시 페라이트와 오스테나트간 상변태가 발생하게 되어 2차 재결정이 불안정해질 뿐만 아니라 {110}고스 집합조직이 심하게 훼손될 수 있다.
한편 Si의 함량이 너무 많을 경우, 1차 재결정 소둔시 SiO2 및 Fe2SiO4 산화층이 과하고 치밀하게 형성되어 탈탄거동을 지연시켜 페라이트와 오스테나이트간 상변태가 1차 재결정 소둔 처리 동안 지속적으로 일어나게 되어 1차 재결정 집합조직이 심하게 훼손된다. 또한 상술한 치밀한 산화층 형성에 따른 탈탄거동 지연 효과로 질화거동이 지연되어 (Al,Si,Mn)N 및 AlN 등의 질화물이 충분히 형성되지 못하여, 2차 재결정 소둔시 2차 재결정에 필요한 충분한 결정립 억제력을 확보할 수 없게 된다. 그러므로 Si의 함량을 전술한 범위로 조절할 수 있다.
C: 0.01~0.07%
C은 페라이트 및 오스테나이트간 상변태를 야기하는 원소로서 취성이 강해 압연성이 좋지 않은 전기강판의 압연성 향상을 위해 필수적인 원소이나, 최종제품에 잔존하게 될 경우 자기적 시효효과로 인해 형성되는 탄화물이 자기적 특성을 악화시키는 원소이기 때문에 적정한 함량으로 제어될 수 있다.
C의 함량이 너무 낮을 경우, 페라이트 및 오스테나이트간 상변태가 제대로 이루어지지 않기 때문에 슬라브 및 열간압연 미세조직의 불균일화를 야기하게 된다. 또한 열연판소둔 열처리 중 페라이트 및 오스테나이트간 상변태가 과부족하게 되면, 슬라브 재가열시 재고용된 석출물들이 조대하게 석출되어 1차 재결정 미세조직이 불균일하게 되고, 2차 재결정 소둔시 결정립 성장 억제제의 부족에 따른 2차 재결정 거동이 불안정하게 된다.
한편 C의 함량이 너무 많을 경우, 통상의 1차 재결정 공정에서는 충분히 탈탄시킬 수 없으므로 이를 제거하는 것이 용이하지 않게 되는 문제가 생길 수 있다. 나아가 탈탄이 충분히 되지 않으면, 최종제품을 전력기기에 적용시 자기시효에 의한 자기적 특성의 열화현상을 초래할 수 있다. 그러므로 C의 함량을 전술한 범위로 조절할 수 있다. 특히 본 발명의 1차 재결정 형성 과정중에서는 표면의 산화층 두께를 얇게 만드는 과정이 중요하기 때문에 C 의 함량을 통상 대비하여 줄여 최대 700ppm을 초과하지 않는 범위에서 설정할 필요가 있다고 하겠다.
Al: 0.02~0.04%
Al은 열간압연과 열연판소둔시에 미세하게 석출된 AlN이외에도 냉간압연 이후의 소둔공정에서 암모니아 가스에 의해서 도입된 질소이온이 강 중에 고용상태로 존재하는 Al, Si, Mn과 결합하여 (Al,Si,Mn)N 및 AlN형태의 질화물을 형성함으로써 강력한 결정립 성장 억제제의 역할을 수행한다.
Al의 함량이 너무 낮은 경우, 형성되는 개수와 부피가 상당히 낮은 수준이기 때문에 억제제로의 충분한 효과를 기대할 수 없을 수 있다.
Al의 함량이 너무 많은 경우, 조대한 질화물을 형성함으로써 결정립 성장 억제력이 떨어지게 된다. 그러므로 Al의 함량을 전술한 범위로 조절할 수 있다.
N: 0.01% 이하(0%를 제외)
N은 Al과 반응하여 AlN을 형성하는 중요한 원소이다.
N의 함량이 너무 많은 경우, 열간압연 이후의 공정에서 질소확산에 의한 블리스터(Blister)라는 표면 결함을 초래하고, 슬라브 상태에서 질화물이 너무 많이 형성되기 때문에 압연이 어려워져 다음 공정이 복잡해지고 제조단가가 상승하는 원인이 될 수 있다.
한편 (Al,Si,Mn)N 및 AlN등의 질화물을 형성하기 위해 추가로 필요한 N은 후술할 1차 재결정 소둔 단계(S40)에서 암모니아 가스를 이용하여 강 중에 질화 처리를 실시하여 보강할 수 있다. 그러므로 N의 함량을 전술한 범위로 조절할 수 있다.
P : 0.01~0.05%
P는 저온가열 방식의 방향성 전기강판에서 1차 재결정립의 성장을 촉진시키므로 2차 재결정 온도를 높여 최종 제품에서 {110}<001> 방위의 집적도를 높인다. 1차 재결정립이 너무 과대할 경우에는 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.
P의 함량이 너무 많으면, 1차 재결정립의 크기가 오히려 감소되어 2차 재결정이 불안정해질 뿐만 아니라 취성을 증가시켜 냉간압연성을 저해할 수 있다. 그러므로 P의 함량을 전술한 범위로 조절할 수 있다.
Mn: 0.2% 이하(0% 제외)
Mn은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 와전류손을 감소시킴으로써 전체 철손을 감소시키는 효과도 있으며, Si과 함께 질화처리에 의해서 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성함으로써 1차 재결정립의 성장을 억제하여 2차 재결정을 일으키는데 중요한 원소이다. 0.20%를 초과 첨가시에는 강판 표면에 Mn을 너무 많이 첨가하면, 강판 표면의 산화층에 Fe2SiO4이외에 (Fe, Mn) 및 Mn 산화물이 다량 형성되어 고온소둔 중에 형성되는 베이스코팅 형성을 방해하여 표면품질을 저하시키게 되고, 2차 재결정 소둔 공정에서 페라이트와 오스테나이트간 상변태를 유발하기 때문에 집합조직이 심하게 훼손되어 자기적 특성이 크게 열화될 수 있다. 그러므로 Mn의 함량을 전술한 범위로 조절할 수 있다.
S: 0.015% 이하(0%를 제외함)
S는 Mn과 반응하여 MnS을 형성하는 중요한 원소이다.
본 발명에서 AlN 석출물에 의한 억제력의 세기는 통상의 방향성 전기강판에 비하여 작기 때문에 MnS와 같은 석출물에 의한 보조적인 억제력의 추가가 중요하다. S의 첨가는 MnS 석출물을 형성하여 AlN의 부족한 억제력을 보강해주는 역할을 한다. 본 발명에서는 재가열온도 1200℃에서 MnS 석출물의 완전고용을 위하여 S 함량을 0.015% 이하로 제한할 필요가 있다.
Cu: 0.0005~0.1%,
Cu는 부족한 억제력을 보충하기 위하여 CuS 석출물을 형성하는 원소이기 때문에 일정량 첨가하는 것이 유리하다. 그러나 슬라브 재가열 과정중에 완전고용하고, 과도한 석출물 형성으로 2차 재결정을 방해하지 않기 위하여 0.1% 이하로 제한할 필요가 있다.
Se: 0.015% 이하
본 발명의 슬라브는 필요에 따라 Se를 포함할 수도 있다.
Se은 S와 유사하게 Mn과 반응하여 MnSe을 형성하는 중요한 원소이다. 본 발명에서 AlN 석출물에 의한 억제력의 세기는 통상의 방향성 전기강판에 비하여 작기 때문에 MnS과 함께 MnSe과 같은 석출물에 의한 보조적인 억제력의 추가가 중요하다. 본 발명에서는 재가열온도 1200℃에서 MnSe 석출물의 완전고용을 위하여 S 함량을 0.015% 이하로 제한할 필요가 있다.
본 발명에서는 잔여 성분으로, Fe 및 기타 불가피한 성분을 포함한다. 본 발명의 일 실시예에서 전술한 합금 성분 외에 원소의 추가를 배제하는 것은 아니며, 본 발명의 기술 사상을 해치지 않는 범위 내에서 다양하게 포함될 수 있다. 추가 원소를 더 포함하는 경우 잔부인 Fe를 대체하여 포함한다.
다음으로, 단계(S20)에서는 강 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조한다. 이 때 열연판의 두께는 2.0 내지 2.8 mm가 될 수 있다.
그리고, 단계(S30)에서는 통상의 방향성 전기강판 제조와 동일한 방법으로 열연판 소둔을 실시한다.
이후, 단계(S40)에서는 열연판을 냉간 압연하여 냉연판을 제조한다. 이 때 냉연판의 두께는 0.15 내지 0.35mm가 될 수 있다.
이어, 단계(S50)에서는 냉연판을 1차 재결정 소둔한다.
냉간 압연판이 탈탄 및 침질을 위해 습윤분위기로 제어되고 있는 가열로를 통과할 때, 냉간 압연판의 조성 중 산소친화도가 가장 높은 Si가 가열로 내 수증기에서 공급되는 산소와 반응하여 가장 먼저 표면에 실리카 산화물(SiO2)이 형성된다. 이후에 산소가 냉간 압연판 내로 침투하여 Fe계 산화물이 생성된다. 이렇게 형성된 실리카 산화물은 후속하는 2차 재결정 소둔공정에서 다음과 같은 화학 반응식 1을 통하여 강판 표면에 포스테라이트(Mg2SiO4) 피막(베이스 코팅층)을 형성한다.
[반응식 1]
2Mg(OH)2 + SiO2 → Mg2SiO4 + 2H2O
상기 화학 반응식과 같이, 실리카 산화물이 고체상태의 마그네슘 슬러리와 반응함에 있어 완전한 화학적 반응을 이루기 위해서는 두 고체 사이를 연결해 주는 촉매역할의 물질이 필요하며, 여기서는 파야라이트(Fe2SiO4)가 이를 담당한다. 따라서 베이스 코팅을 가지고 있는 통상의 방향성 전기강판의 경우 실리카 산화물 형성량뿐만 아니라 적절량의 파야라이트 형성이 중요하였다.
한편 전기강판 1차 재결정 소둔(탈탄소둔)후 산화층의 형상은 검은색 부분의 산화물이 금속 매트릭스 (matrix)에 박혀있는 형태로 되어 있다. 이 층은 로의 온도, 분위기, 로점(Dew Point)등을 제어하여 베이스 코팅이 잘 형성되도록 하기 위해 3 내지 6㎛의 층을 형성하도록 하여 왔다.
그러나 글라스리스 공정은 궁극적으로 소재의 자구이동을 방해하는 베이스 코팅층을 고온소둔 공정 전단부에 최소한으로 형성한 후 후단부에 제거하는 개념을 가지고 있으므로 통상적으로 1차 재결정 소둔 공정에서 최소한의 실리카 산화물을 형성시킨 후 수산화 마그네슘 (Mg(OH)2)으로 치환된 소둔분리용 슬러리와 반응시켜 포스테라이트층을 형성한 후 모재로부터 분리를 유도한다.
따라서 통상의 글라스리스 제조 공정의 경우, 탈탄 및 침질시 이슬점, 균열온도 그리고 분위기 가스제어를 통해서 소재의 표면에 실리카 산화물층을 적게 형성시키고 파야라이트도 아주 소량 생성시키는 것이 유리하다. 그 이유는 실리카 산화물과 마그네슘간의 반응을 촉진시키는 물질인 파야라이트는 철계 산화물로서 베이스 코팅 형성시 철계 산화물 언덕 (이하, Fe mound)을 형성하고 글라스리스계 첨가물이 기체화됨에 의해 모재로 부터 탈락되지 않고 소재 표면에 그대로 붙어 있는데, 이러한 경우 글라스리스 공정이 목표하고 있는 표면이 미려한 제품을 얻을 수 없을 뿐만 아니라 자성도 매우 열위하게 되기 때문이다.
글라스리스 제조공정이 가지고 있는 제조상의 문제점 때문에 통상의 글라스리스 공정에서는 1차 재결정 소둔시 산화능을 낮게 제어하여 산화층을 적게 생성하고, 또한 생성되는 산화층의 조성은 대부분 실리카 산화물로 유도한다. 반면 이러한 산화능 저하에 따른 소재의 탈탄성 저하 문제는 탈탄처리 시간을 늘려 줌으로서 해결하고 있다. 이로 인해 1차 재결정 소둔 공정에서의 생산성이 저하될 뿐만 아니라 낮은 산화량과 극미량의 잔류 탄소(30ppm 이하)량을 동시에 형성하는 이슬점 온도 및 로온도의 엄밀한 제어를 요구하게 된다.
즉, 강중의 탄소량을 30ppm 이내로 탈탄시키기 위하여는 로내의 산화능을 높여야 하며, 이로 인하여 표면의 산화층이 두꺼워지는 현상이 일어난다. 두꺼워진 산화층은 FeCl2 gas의 내부 침투를 어렵게 하여 경면도를 저하시키는 주요 원인이기 때문에 탈탄을 완료하면서도 경면도를 우수하게 유지하는 것은 로내의 산화능을 낮춘 상태에서 긴 시간동안 탈탄소둔을 실시할 필요가 있다고 하겠다.
이때, 본 발명에서는 강판 중의 탄소량을 30ppm 이내로 탈탄하지 않고 150ppm 이내로만 제어함과 동시에, 산화량을 500ppm 이하로 제어함으로써 표면 산화층 두께를 얇고 치밀하게 생성시킴으로써, FeCl2 gas의 내부 침투에 의한 산화막 제거의 효과를 원활히 하여 경면도를 향상시킴을 특징으로 한다. 바람직하게는, 상기 산화량을 300ppm이하로 낮추어 산화막 제거를 용이하게 하는 것이 유리하다고 할 수 있으나, 산화량이 너무 낮을 경우에는 강중의 Carbon이 제거되지 않고 150ppm 이상의 다량으로 잔존하게 되어, 1200도의 고온소둔 이후에도 제거되지 않음으로써 자성을 열화시키는 원인이 될 수도 있다.
이때, 본 발명에서는 상기 강판의 표면에 형성되는 산화층의 두께를 0.1~2.0㎛ 범위로 제어함이 바람직하다. 앞서와 같이, 산화층 두께가 너무 얇으면 탈탄에 지나치게 시간이 소요되어 비경제적이며, 너무 두꺼우면 상술한 화학 반응식 1을 촉진시켜 포스테라이트층의 형성을 촉진시키므로 바람직하지 않다.
한편 상기 최대 150ppm까지 잔류한 탄소는 고온 소둔 중의 1000~1100℃ 구간에서 산화층 박리가 일어나 후에 외부로 추가적인 탈탄이 일어나 최종 제품에서는 30ppm이하의 탄소가 존재하게 된다.
또한 본 발명에서는 비교적 낮은 구간에서 표면산화층 박리가 일어나 2차 재결정이 형성되기 위하여 억제력의 총 세기는 통상의 전기강판에 비하여 낮게 관리하는 것이 유리하기 때문에, 1차 재결정 형성 과정중에 형성되는 침질량은 150ppm 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
이어, 단계(S60)에서는 1차 재결정 소둔된 냉연판에 소둔분리제를 도포하고 건조한다. 구체적으로 소둔분리제는 MgO, 옥시클로라이드 물질 및 설페이트계 산화방지제를 포함할 수 있다.
MgO는 소둔분리제의 주 성분으로서, 전술한 화학 반응식 1과 같이, 표면에 존재하는 SiO2와 반응하여 포스테라이트(Mg2SiO4) 피막을 형성한다.
MgO의 활성화도는 400 내지 3000초가 될 수 있다. MgO의 활성화도가 너무 큰 경우에는 2차 재결정 소둔 후 표면에 스피넬계 산화물(MgOAl2O3)을 남기는 문제가 발생할 수 있다. MgO의 활성화도가 너무 작은 경우에는 산화층과 반응하지 않아 베이스 코팅층을 형성하지 못할 수 있다. 따라서, 전술한 범위로 MgO의 활성화도를 조절할 수 있다.
옥시클로라이드 물질은 후속하는 2차 재결정 소둔 공정(S70)에서 열적 분해가 이루어진다. 옥시 클로라이드 물질은 안티몬 옥시클로라이드(SbOCl) 및 비스무스 옥시클로라이드(BiOCl) 중에서 선택되는 1종 이상이 될 수 있다. 예컨데, 안티몬 옥시클로라이드는 280℃ 부근에서 하기 화학 반응식 1와 열적 분해가 일어날 수 있다.
[반응식 2]
2SbOCl → Sb2 (s) + O2 (g) + Cl2(g)
옥시크로라이드 형태의 염화물의 경우, 열적 분해를 통해서만 Cl기가 생성되며, 이에 따라, 안티모니 옥시크로라이드를 수용액상에서 슬러리 상태로 제조한 후 도포, 건조하는 과정에서 조도와 광택도 및 궁극적으로 철손 감소를 저해할 수 있는 철계 산화물을 적게 발생시킨다.
이렇게 분리된 염소(Cl) 가스는 코일에 작용하는 최종 소둔을 위한 가열로 내 압력에 의해 코일밖으로 빠져나가지 않고 다시 표면 쪽으로 확산해서 들어가면서 편석층과 산화층의 경계 면에서 하기 반응식 3과 같이 염화철 (FeCl2)을 형성한다. 즉, 후술하는 단계(S70) 중 900℃ 부근에서 마그네슘 슬러리와 산화실리카 반응에 의해 최표면에는 상기 반응식 1에 의해 베이스 코팅이 형성된다. 이후 1025~1100℃ 부근에서 편석층과 산화층계면에서 형성되었던 상기 염화철 (FeCl2)이 분해되기 시작하며, 이렇게 분해된 염소 가스가 소재 최표면으로 빠져나오면서 위에 형성되었던 포스테라이트(Mg2SiO4) 피막(베이스 코팅)을 소재로부터 박리되어 지는 것이다.
[반응식 3]
Fe(편석층) + Cl2 → FeCl2 (편석층과 산화층 계면)
본 발명에서 상기 옥시클로라이드 물질은 MgO 100 중량부에 대하여, 10 내지 20 중량부 포함될 수 있다. 옥시클로라이드 물질의 양이 너무 적으면, 충분한 FeCl2를 형성할만한 Cl을 공급할 수 없게 되어, 단계(S70) 후 조도 및 광택도를 향상하는데 한계가 발생할 수 있다. 옥시클로라이드 물질의 양이 너무 많으면 베이스 코팅 형성 자체를 방해하여 표면뿐만 아니라 야금학적으로 2차 재결정에 영향을 줄 수 있다. 따라서 전술한 범위로 옥시클로라이드 물질의 양을 조절할 수 있다.
상기 설페이트계 산화방지제는 MgO와 SiO2 반응으로부터 생성되는 포스테라이트 층을 얇게 형성하기 위하여 투입된다. 구체적으로 설페이트계 산화방지제는 안티몬 설페이트(Sb2(SO4)3), 스트론튬 설페이트(SrSO4) 및 바륨 설페이트(BaSO4) 중에서 선택되는 1종 이상이 될 수 있다.
상기 설페이트계 산화방지제는 MgO 100 중량부에 대하여, 1 내지 5 중량부 포함될 수 있다. 설페이트계 산화방지제의 양이 너무 적으면, 조도 및 광택 향상에 기여를 하지 못할 수 있다. 설페이트계 산화방지제의 양이 너무 많으면, 베이스 코팅 형성 자체를 방해할 수 있다. 따라서 전술한 범위로 설페이트계 산화방지제의 양을 조절할 수 있다.
소둔분리제는 원활한 도포를 위해 물을 800 내지 1500 중량부 더 포함할 수 있다. 전술한 범위에서 원활한 도포가 이루어질 수 있다.
단계(S60)에서 소둔분리제의 도포량은 6~20 g/m2가 될 수 있다. 소둔분리제의 도포량이 너무 적으면, 베이스 코팅 형성이 원활하게 이루어지지 않을 수 있다. 소둔분리제 도포량이 너무 많으면, 2차 재결정에 영향을 줄 수 있다. 따라서 소둔분리제의 도포량을 전술한 범위로 조절할 수 있다.
단계(S60)에서 소둔분리제를 건조하는 온도는 300~700℃가 될 수 있다. 온도가 너무 낮으면 소둔분리제가 쉽게 건조되지 못할 수 있으며, 온도가 너무 높으면, 2차 재결정에 영향을 줄 수 있다. 따라서 소둔분리제의 건조 온도를 전술한 범위로 조절할 수 있다.
그리고 본 발명에서는 단계(S70)에서 소둔분리제가 도포된 냉연판을 2차 재결정 소둔한다. 구체적으로, 700~1200℃의 승온 과정은 10 내지 50 부피%의 수소 및 50 내지 90 부피%의 질소를 포함하는 분위기에서 수행하고, 1200℃ 도달 후에는 100 부피%의 수소를 포함하는 분위기에서 2차 재결정 소둔을 행할 수 있다.
즉, 단계(S70) 중 900℃ 부근에서 마그네슘 슬러리와 산화실리카 반응에 의해 최표면에는 상기 반응식 1에 의해 베이스 코팅이 형성된다. 즉, 단계(S70)에서 산화층의 소둔분리제인 MgO와 반응하여 산화층의 상부는 포스테라이트층으로 변하고 하부는 실리콘 산화물로 존재하며, 편석층은 실리콘 산화물 하부에 위치하여 금속 모재와 경계면을 형성한다. 이후 1000~1100℃ 부근에서 편석층과 산화층 계면에서 형성되었던 염화철 (FeCl2)이 분해되기 시작하며 이렇게 분해된 염소 가스가 소재 최표면으로 빠져나오면서 위에 형성되었던 포스테라이트 피막(베이스 코팅)을 소재로부터 박리시켜 제거한다.
이러한 박리가 일어나는 시기는 2차 재결정이 일어나는 시기와 유사하며, 이 과정을 잘 일치시킴으로써 자성이 우수한 방향성 전기강판을 제조할 수 있게 된다. 즉, 얇은 산화층 두께로 인하여 FeCl2 gas에 의한 박리가 비교적 빠른 시기에 일어나게 된다면, 모재의 표면은 이슬점 온도가 -40도 이하인 H2 gas에 노출되게 된다. 이때 Goss 방위의 결정립은 낮은 표면에너지로 인하여 선택적 성장을 위한 보조적인 에너지를 얻게 되는 효과가 발생하게 된다. 본 발명에서는 통상의 방향성 전기강판에서와 달리 AlN에 의한 억제력의 세기가 약하기 때문에 이러한 Goss 결정립의 성장에 도움이 되는 보조적인 에너지의 기여가 반드시 필요하다고 할 수 있다.
상술한 본 발명의 방향성 전기강판 제조 방법에 의해 제조된 전기강판은, 표면조도 Ra가 0.1㎛ 이하로서 표면 광택도가 우수하다.
또한 상술한 본 발명의 일실시예에 따른 방향성 전기강판의 제조 방법에 의하면, 단계(S40)의 1차 재결정 형성 과정중의 산화층 두께는 통상재 대비 50% 이하로 얇게 형성하여 2차 소둔 단계(S70)에서 포스테라이트 층이 제거가 용이하고 따라서 모재의 자구이동이 용이한 금속 광택형 방향성 전기강판을 얻을 수 있다. 이에 따라 방향성 전기강판의 철손을 구성하는 요소중에서 이력손실에 의한 영향을 줄일 수 있는 장점을 얻을 수 있다. 그러나, 과다하게 제거된 피닝 포인트와 향상된 Goss 방위의 집적도로 인하여 자구의 폭이 커지는 효과가 발생되어 자구이동에 의한 철손이 증가하는 효과가 발생되어, 통상의 방향성 전기강판에 비하여 철손을 구성하는 요소의 비율이 바뀌는 효과를 가져오게 되기 때문에, 이러한 전체 철손을 구성하는 이력손실, 고전적 와류손실과 이상와류손을 통상의 제품과 구분하여 분류할 필요가 있다고 하겠다.
본 발명에서는 이러한 철손의 합리적인 구분을 위하여 국부적인 영역의 자구(magnetic domain) 이동에 의한 자화곡선을 분석하여 철손 구성요소의 특징을 구분하고자 하였다. 일반적으로 에너지 손실은 그 매커니즘에 따라 intrinsic 철손 (이력손실, 외부자기장 cycle 의 속도에 의존하지 않음), Eddy current 철손 (와류손), 자구벽 철손 (Anomalous 철손)으로 구분되며, 와류손과 자구벽 철손은 주파수의 제곱 및 1/2제곱에 비례한다고 알려져 있으나, 정확한 지수는 물질의 상태에 따라 달라질 수 있다. 본 발명에서는 하기 관계식 1과 같이 Steinmetz 모델(P. Steinmetz Trans. Amer. Electr. Eng. (1892))을 이용하여 자기장의 주파수에 의한 철손의 영향을 표면의 광택도와 제품의 자속밀도에 의한 영향으로 구분하여 설명하고자 한다.
[관계식 1]
전체 macro 영역이 아닌 micro 영역에 대해 직접적인 자구관찰을 수행하고, 이로부터 자기장 sweep 속도(Ω)에 대한 이력곡선 분석 후 Steinmetz law 확인을 통하여 표면 광택도 변화에 의한 철손변화를 micro 영역에서 결정된 지수변화를 통해 관찰할 수 있다.
즉, 본 발명에서는 자기장의 field sweeping 속도 (dH/dt)를 최대 150Oe/초까지 변화하면서 각각의 sweeping 속도에서의 상기 제조된 전기강판의 자화곡선의 면적을 측정하여 구한 steinmetz 지수값(α)의 평균값의 범위가 0.5~0.7을 만족할 수 있다. 만일 상기 지수값(α)이 0.5 미만이면 자구벽이 존재하지 않거나 이동하지 않는 물질이지만 방향성 전기강판의 경우에는 자구가 존재하기 때문에 해당하지 않으며, 0.7을 초과하면 자구이동에 의한 자구벽 철손 기여가 줄어들고 표면의 거칠기 증가에 의한 이력손이 증가하는 문제가 발생할 수 있다. 본 발명의 경우에는 표면의 자구이동을 방해하는 Pinning Site 가 없기 때문에 이력손이 자구벽 철손에 비하여 상대적으로 작은 값을 가지게 된다. 그러므로 지수값(α)는 0.7을 초과하지 않는다.
이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
(실시예)
중량%로 Si:3.2%, C:0.053%, Mn:0.1%, Al:0.028%, N: 0.0048%, S: 0.005, Cu 0.004%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 제조하였다. 이어, 상기 제조된 강 슬라브를 1150℃에서 2시간동안 재가열한 후에 열간압연하여 2.2 mm의 열연판을 제조하였으며, 이후, 열연판 소둔을 한 후 최종두께인 0.22mm 두께로 냉간압연을 하였다.
이어, 냉간압연된 강판을 1차 재결정 소둔을 실시하였으며, 구체적으로, 균열온도는 850℃, 61 부피%의 수소와 38 부피%의 질소 및 1 부피%의 건조한 암모니아 가스 혼합 분위기에 180초간 유지하여 동시 탈탄, 질화처리하였다. 이때, 소둔로에 유입되는 습윤상태의 HN gas의 이슬점 온도를 조절함으로써 강판내의 잔류 탄소량을 조절할 수 있으며, 탈탄과정에서 형성되는 산소량을 조정하여 1차 재결정된 강판을 제조하였다. 그리고 이때의 1차 재결정 소둔된 강판 내 탄소함량, 산화량 및 산화층 두께를 측정하여 그 결과를 하기 표 1에 나타내었다.
이후, 상기 1차 재결정 소둔된 강판 상에, 활성화도 500초의 MgO 100g, SbOCl 5g, Sb2(SO4)3 2.5g 및 물 1000g을 혼합하여 제조된 소둔분리제를 10g/m2 도포한 후 건조하였다.
이어, 상기 소둔분리제가 도포된 강판을 2차 재결정 소둔을 실시하였으며, 구체적으로, 2차 재결정 소둔시 1차 균열온도는 700℃, 2차 균열온도는 1200℃로 하였고, 1200℃에서의 균열시간은 15시간으로 하여 처리하였다. 그리고 최종소둔시의 분위기는 1200℃까지는 75 부피%의 질소 및 25 부피%의 수소 혼합분위기로 하였고, 1200℃ 도달 후에는 100부피% 수소분위기에서 유지한 후 노냉하였다.
상기 2차 재결정이 완료된 전기 강판에 대한 철손과 자속밀도의 자기적 특성을 측정하여, 그 결과를 하기 하기 표 1에 나타내었다. 구체적으로, 상기와 같이 제조된 전기 강판을 1.7T, 50Hz 조건에서 자기 특성을 평가하였다. 전기강판의 자기 특성은 통상 W17/50과 B8을 대표치로 사용한다. W17/50은 주파수 50Hz의 자기장을 1.7Tesla까지 교류로 자화시켰을 때 나타나는 전력 손실을 의미한다. 여기서, Tesla는 단위면적당 자속(flux)를 의미하는 자속밀도의 단위이다. B8은 전기강판 주위를 감은 권선에 800 A/m 크기의 전류량을 흘렸을때, 전기강판에 흐르는 자속 밀도 값을 나타낸다.
또한 상기 2차 재결정이 완료된 전기 강판의 표면 조도를 측정하여, 그 결과를 하기 표 1에 나타내었다.
그리고 금속 인산염 용액 100g에 대하여 콜로이달 실리카 50 ~250g, 산화크롬 5 ~15g, 초미립 고체실리카 5 ~15g로 이루어진 장력코팅제로서 SRA후 철손개선율과 절연이 우수한 조성물을 상기 2차 재결정이 완료된 전기강판 표면에 도포하여 철손을 측정함으로써, 자구미세화 효과의 표면조도에 의한 영향을 분석하였다.
아울러, 자구관찰용 현미경을 이용하여 각 제품판에 대하여 자화곡선 면적을 측정하여 관계식 1의 steinmetz 지수값(α)의 평균값(10 point)을 구하여 하기 표 1에 나타내었다. 자화곡선 면적의 측정방법으로는 자기장의 field sweeping 속도 (dH/dt)를 최대 150Oe/초까지 변화하면서 각각의 sweeping 속도에서의 자화곡선의 면적을 측정하였다.
1차 재결정 소둔후 2차 재결정 소둔후 철손(W/Kg) 비고
잔류탄소
(중량)		 산화량
(중량%)		 산화층두께(㎛) 표면조도
(Ra:㎛)		 자속밀도
(B8)		 Steinmetz 지수
(α)		 장력코팅 미도포 장력코팅
도포		 철손개선율(%)
0.0025 0.0644 2.37 1.4 1.90 0.755 1.02 0.97 1.9 비교예1
0.0038 0.0552 2.05 0.9 1.95 0.724 1.00 0.93 7.0 비교예2
0.0016 0.0781 2.78 1.7 1.93 0.831 0.94 0.89 5.3 비교예3
0.0085 0.0385 1.15 0.1 1.95 0.615 1.05 0.85 19.0 발명예1
0.0065 0.0416 1.00 0.2 1.97 0.587 0.98 0.77 21.4 발명예2
0.0110 0.0327 0.95 0.1 1.96 0.678 0.99 0.87 12.1 발명예3
상기 표 1에 나타난 바와 같이, 비교예 1-3은 모두 산화량이 500ppm을 초과 하고, 2차 재결정후 얻어진 강판의 표면 조도가 높을 뿐만 아니라, Steinmetz 지수(α)값이 0.7을 초과하는 것을 볼 수 있다. 또한 장력코팅을 도포하기 전후의 철손개선율이 10% 미만인 것을 알 수 있다.
이에 반하여, 본 발명예 1-3은 잔류탄소가 비교적 높은 150ppm 이하에서, 산화량을 500ppm 이하로 낮추어 산화층의 두께를 2㎛ 이내로 줄일 수 있음을 알 수 있다. 따라서 발명예 1-3의 전기 강판은 2차 재결정이 완료된 최종 제품의 표면 조도가 0.2㎛ 이하로 낮을 뿐만 아니라, Steinmetz 지수(α)값이 0.7 이하인 것을 볼 수 있다.
또한 본 발명예 1-3의 장력코팅을 도포하기 전후의 철손개선율이 10% 이상인 것을 알 수 있는데, 이는 표면의 낮은 조도로 인하여 비교적 높았던 이상와류손이 장력을 부여함에 따라 급격히 낮아진 효과로 볼 수 있다. 이러한 철손 개선율의 증가는 Steinmetz 지수값이 0.7 이하의 측정값을 가지는 결과(지수값이 낮을수록 자구이동에 의한 철손이 증가함)의 결과와 잘 일치하는 것을 알 수 있다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (10)

  1. 중량%로, Si: 2~4%, C: 0.01~0.07%, Al: 0.02~0.04%, N: 0.01% 이하, P: 0.01~0.05%, Mn: 0.2% 이하(0% 제외), S: 0.015% 이하(0%를 제외함), Cu: 0.0005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 상기 열연판을 소둔하는 단계; 상기 열연판 소둔된 강판을 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 상기 냉연판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 상기 1차 재결정 소둔된 냉연판에 소둔분리제를 도포하고 건조하는 단계 및 소둔분리제가 도포된 냉연판을 2차 재결정 소둔하는 단계를 포함하는 방향성 전기강판의 제조 방법에 있어서,
    상기 1차 재결정 소둔후, 강판 내 잔류하는 탄소의 함량은 150ppm 이내, 강판의 산화량은 500ppm 이내, 침질량을 120~180ppm 범위로 제어하고, 강판의 표면에 형성되는 산화층의 두께를 0.1~2.0㎛ 범위를 만족하도록 1차 재결정 소둔공정을 제어하고, 그리고 상기 2차 재결정 소둔 단계에서, 강판 표면에 형성된 포스테라이트(Mg2SiO4) 피막을 제거하는, 방향성 전기강판 제조방법.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 슬라브는 Se: 0.015% 이하를 더 포함하는, 방향성 전기강판 제조방법.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 소둔분리제는, 활성화도 400~3000초의 MgO 중량부에 대하여, 옥시클로라이드 물질 10~20 중량부 및 설페이트계 산화방지제 1~5 중량부를 포함하는, 방향성 전기강판 제조방법.
  4. 제 3항에 있어서, 상기 옥시클로라이드 물질은 안티몬 옥시클로라이드(SbOCl) 및 비스무스 옥시클로라이드(BiOCl) 중에서 선택되는 1종 이상인, 방향성 전기강판 제조방법.
  5. 제 3항에 있어서, 상기 설페이트계 산화방지제는 안티몬 설페이트(Sb2(SO4)3), 스트론튬 설페이트(SrSO4) 및 바륨 설페이트(BaSO4) 중에서 선택되는 1종 이상인, 방향성 전기강판 제조방법.
  6. 제 1항에 있어서, 상기 제조된 방향성 전기강판의 표면 조도가 Ra로 0.2㎛ 이하인, 방향성 전기강판 제조방법.
  7. 제 1항에 있어서, 자기장의 field sweeping 속도 (dH/dt)를 최대 150Oe/초까지 변화하면서 각각의 sweeping 속도에서의 상기 제조된 전기강판의 자화곡선의 면적을 측정하여 구한 steinmetz 지수값(α)의 평균값의 범위가 0.5~0.7을 만족하는, 방향성 전기강판 제조방법.
  8. 중량%로, Si: 2~4%, C: 0.01~0.07%, Al: 0.02~0.04%, N: 0.01% 이하, P: 0.01~0.05%, Mn: 0.2% 이하(0% 제외), S: 0.015% 이하(0%를 제외함), Cu: 0.0005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 자기장의 field sweeping 속도 (dH/dt)를 최대 150Oe/초까지 변화하면서 각각의 sweeping 속도에서의 강판의 자화곡선의 면적을 측정하여 구한 steinmetz 지수값(α)의 평균값의 범위가 0.5~0.7을 만족하는, 방향성 전기강판.
  9. 제 8항에 있어서, 상기 전기강판은 Se: 0.015% 이하를 더 포함하는, 방향성 전기강판.
  10. 제 8항에 있어서, 상기 전기강판은 표면 조도가 Ra로 0.2㎛ 이하인, 방향성 전기강판.






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* Cited by examiner, † Cited by third party
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JPH0663036A (ja) 1992-08-19 1994-03-08 Toshiba Corp Ｘ線断層像撮影装置
JPH06256848A (ja) 1993-03-04 1994-09-13 Nippon Steel Corp 鉄損の極めて低い鏡面方向性電磁鋼板の製造方法

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