KR100817156B1 - 자기적 성질이 뛰어난 방향성 전기강판의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 자기적 성질이 뛰어난 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로서, 중량%로, Si:2.5∼4%, C:0.02~0.07%, sol-Al:0.025~0.04%, N:0.002~0.01%, P:0.01∼0.04%, S:0.001∼0.01%, 나머지는 Fe 와 불가피하게 첨가되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판 슬라브를 1250℃이하로 가열하여 열간압연하고, 열연판소둔, 냉간압연, 탈탄소둔과 질화를 동시에 처리하고 2차재결정소둔하는 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서, Mn을 0.03%이상 0.1%이하로 하고, 하기식과 같이 Free sol-Al의 양을 C 함량에 의해 제한함으로써 우수한 자기적 성질을 확보할 수 있는 효과가 있다.

1.43*C(wt%) - 0.006 ≤ Free sol-Al ≤ 1.43*C(wt%) - 0.03

방향성 전기강판, 저Mn, 슬라브저온가열

Description

자기적 성질이 뛰어난 방향성 전기강판의 제조방법{A METHOD FOR GRAIN-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET WITH GOOD MAGNETIC PROPERTIES}

도 1은 Mn 함량에 따른 시편내부의 AlN 석출물 분포를 도시한 사진,

도 2는 free sol-Al과 C의 값이 다른 여러성분계의 따른 자속밀도값(B8)의 분포를 도시한 그래프이다.

본 발명은 자기적 성질이 뛰어난 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세히는 중량%로, Si:2.5∼4%, C:0.02~0.07%, sol-Al:0.025~0.04%, N:0.002~0.01%, P:0.01∼0.04%, S:0.001∼0.01%, 나머지는 Fe 와 불가피하게 첨가되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판 슬라브를 1250℃이하로 가열하여 열간압연하고, 열연판소둔, 냉간압연, 탈탄소둔과 질화를 동시에 처리하고 2차재결정소둔하는 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서, Mn을 0.03%이상 0.1%이하로 하고, Free sol-Al의 양을 C 함량에 의해 제한하는 것을 특징으로 하는 자기적 성질이 뛰 어난 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.

방향성 전기강판이란 결정립의 방위가 (110)[001]방향으로 배향된 집합조직을 가진 전기강판으로서, 압연방향으로 극히 우수한 자기적 특성을 갖기 때문에 변압기, 대형전동기, 발전기 및 기타 전자기기 등의 철심 재료로 사용된다.

방향성 전기강판은 자속밀도와 철손이 뛰어난 것이 요구되고 있다. 자속밀도는 자장의 강도가 800Amp/m에서 측정하는 B8의 값이 사용되고 철손은 주파수 50Hz에서 1.7 Tesla(테슬러)에서의 kg당 손실(Watt)로 나타낸다. 자속밀도는 클수록, 철손은 작을수록 특성이 우수하다. 자속밀도 값이 크면 철심을 적게 쓸 수 있으므로 전자기기의 소형화가 가능하고, 철손값이 작으면 에너지손실이 줄어든다.

N.P.Goss에 의해 냉간압연법에 의한 방향성 전기강판 제조법이 발명된 이래 개량을 거듭하여 많은 진보가 있었다. 방향성 전기강판의 제조방법이 발명된 이래, 최근까지 거의 50여년간 방향성 전기강판의 제조는 슬라브를 분괴 또는 연주공정을 거쳐 슬라브로 만든 다음 슬라브를 열간압연을 위해 1400℃ 전후의 높은 온도로 재가열한 다음 열간압연을 하는 공정을 거쳤다. 열간압연판을 열처리하고 최종두께까지 중간소둔을 포함한 2회 냉간압연 혹은 중간소둔없이 최종두께까지 냉간압연한 다음 1차재결정을 겸한 탈탄소둔을 하고, 2차재결정을 일으키는 고온소둔을 실시한 다음 코팅하는 것이 일반적인 프로세스이다.

그러나, 1960년대 말부터, 일본특허공보소46-937, 소46-4085, 소 46-26621등 일본의 고베제강이 슬라브 저온가열에 대한 특허를 출원하였고, 1990년대 초반부터 이를 개선한 특허들이(대한민국 특허공고 1989-882, 1990-7447, 1993-1330, 1993- 1332, 1995-4710) 다수 출원되어서 기술이 개량되었다.

즉, 기존의 고온슬라브 가열방식은 재료의 회수율이 낮고, 제조원가가 비싼 반면, 저온 슬라브 가열을 특징으로 하는 이들 방법은 재료의 회수율이 좋고, 후 공정에서도 재료의 손실이 매우 적은 장점이 있고, 고온의 열간압연을 필요로 하지 않아서 열 원단위가 낮아 제조원가를 획기적으로 절감할 수 있다.

저온슬라브 가열 방식은, 열간압연 공정에서 입성장 억제제를 제어하는 고온슬라브 가열방식과는 다르게, AlN만을 입성장 억제제로 이용하고, 열간압연 후에 입성장 억제제를 제어하는 방법을 이용한다. 통상 저온슬라브가열방식은 한국특허공고 1995-579, 일본특허 평7-17953등과 같이 1차재결정을 겸한 탈탄소둔후, 암모니아가스를 이용하여 질화하는 방식을 채택하고 있다. 이는 탈탄소둔후에 별도로 질화소둔로를 설치하여 소둔처리해야하므로 비용이 많이 드는 단점이 있다. 저온가열방식에서 품질편차의 가장 큰 문제점은 AlN석출물의 제어이다.

고온슬라브 가열방식에서는 AlN의 분포를 열간압연에서 제어하는데 비해, 저온슬라브 가열방식에서는 냉간압연후, 소둔공정에서 분위기에 암모니아가스를 첨가하여 제어하므로 고온가열방식에 비해 불균일하다. AlN의 분포 및 크기가 불균일하면 2차재결정소둔에서 작은 입자들이 큰 입자들 속으로 녹아들어 전체 시스템의 계면 에너지를 낮추어 점차적으로 큰 입자의 표면에 재석출하는 방식으로 성장하게 된다. 이러한 작은 입자에서 큰 입자로의 변환을 Ostwald ripening이라 하며, AlN의 분포 및 크기가 불균일하면 이러한 Ostwald ripening에 의해 석출물이 빨리 성장하고, 승온과정에서 입성장억제력이 빨리 약화되므로 저온에서 2차재결정이 일어 나고 자성이 나빠지게 된다.

본 발명은 상술한 종래의 문제점을 극복하기 위한 것으로서, 본 발명의 목적은 탈탄소둔과 질화를 동시에 처리하는 저온가열 방향성 전기강판제조법에서 Mn, C, sol-Al, N의 적정범위를 한정함으로써, 제조원가를 절감하고, 자기적 성질을 개선한 방향성 전기강판의 제조방법을 제공하는데 있다.

본 발명은 상기 목적을 달성하기 위한 것으로서, 중량%로, Si:2.5∼4%, C:0.02~0.07%, sol-Al:0.025~0.04%, N:0.002~0.01%, P:0.01∼0.04%, S:0.001∼0.01%, 나머지는 Fe 와 불가피하게 첨가되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판 슬라브를 1250℃이하로 가열하여 열간압연하고, 열연판소둔, 냉간압연, 탈탄소둔과 질화를 동시에 처리하고 2차재결정소둔하는 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서, Mn을 0.03%이상 0.1%이하로 하고, 하기식과 같이 Free sol-Al의 양을 C 함량에 의해 제한하는 것을 특징으로 한다.

1.43*C(wt%) - 0.006 ≤ Free sol-Al ≤ 1.43*C(wt%) - 0.03

또한, 상기 열간압연 마지막 3패스의 누적압하율을 80%이상으로 하는 것을 특징으로 한다.

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이하 본 발명의 구성을 상세히 설명한다. 아울러, 하기에서 설명되는 %는 모두 중량%이다.

본 발명에서 Si는 비저항치를 증가시켜 철손을 낮추는 역할을 하는 원소로서, 그 함량이 2.5%미만인 경우에는 철손특성이 나빠지고, 4% 보다 과잉 첨가되면 강이 취약해져 냉간압연성이 극히 나빠지므로, 2.5~4%로 첨가한다.

C는 (Al,Si,Mn)N석출물의 미세 고용 분산, 압연조직형성, 냉간압연시 가공에너지 부여 등의 역할을 하는 원소로서, 0.02~0.07%로 한다. 0.02%이하이면 최종제품의 중심부분에 미세결정립이 형성되어 자기적 성질이 나빠지고, 0.07%이상이면 C의 첨가에 따라 열간압연시 오스테나이트 상이 많아져서 석출물의 제어가 힘들고 1차재결정립이 미세해져서 집합조직형성이 자성에 나쁘게 되며, 탈탄하는데 시간이 많이 걸려 생산성을 저해하고, 긴 탈탄시간으로 표면층의 산화층을 제어하기가 어려워 최종제품의 코팅품질을 저해한다.

산 가용성Al(sol-Al)은 N과 함께 AlN 석출물을 형성하여 입성장억제력을 확보하는 원소로서, 0.025~0.04%로 한다. 산가용성Al이 0.025%이하이면 미세한 AlN이 석출하고 0.04%이상이면 AlN이 지나치게 조대하여져 1차재결정립억제효과가 없다.

N의 양은 20ppm이상 100ppm이하로 한다. N의 양이 100ppm이상이면 압연성을 해치고 (Al,Si,Mn)N이 조대해져 자성이 나빠지고 N의 양이 20ppm이하이면 2차재결 정이 일어나지 않는다.

슬라브에서 단계에서 sol-Al은 첨가된 N과 (Al,Si,Mn)N으로 석출물을 구성하게 되고, 이 때 여분으로 남은 sol-Al을 free sol-Al이라고 한다. Free sol-Al은 다음과 같이 계산된다.

Free sol-Al= sol-Al[%]- 27/14*N[%]

Free sol-Al의 양은 0.008이상 0.04이하로 한다. 0.08미만이면 억제력이 약하며, 0.04%이상이면 (Al,Si,Mn)N이 조대해져 자성에 불리하다.

Free sol-Al은 암모니아에 의한 질화시 첨가되는 N과 결합하여 (Al,Si,Mn)N이 된다. Free sol-Al의 양은 다음과 같이 C함량에 따라 제한한다.

1.43*C(wt%) - 0.006 ≤ Free sol-Al ≤ 1.43*C(wt%) - 0.03

Free sol-Al의 양을 상기 수학식 2에서 나타낸 바와 같이 탄소함량과 연계하여 관리하는 이유는 다음과 같다. 오스테나이트 영역은 1200℃부근에서 최대가 되고 온도가 낮을수록 줄어든다. 석출물의 분포가 변하는 것은 열간압연영역에서 상변태와 관련이 깊다. C는 오스테나이트 형성원소이므로, C가 포함되어 있으면 열간 압연시 오스테나이트 영역을 통과하게 된다. 오스테나이트상은 원자공극의 크기가 페라이트상에 비해 크므로 고용한도가 크다. 탄소가 많이 함유되면 오스테나이트분율이 높아지고 (Al,Si,Mn)N석출물이 열연과정에서 고용되었다 석출되므로 미세한 (Al,Si,Mn)N가 많아지게 되며 석출물의 크기가 미세한 것에서부터 조대한 것까지 범위가 매우 넓게 존재하게 되므로 C첨가에 의한 오스테나이트분율을 고려해야만 한다. 일반적으로 free sol-Al이 많아지면 (Al,Si,Mn)N이 조대해지므로, free sol-Al이 많은 경우에는 상대적으로 C함량을 증대시킬 수 있다. 방향성 전기강판에서 C는 조직을 균일하게 하고, 냉간압연시 고용탄소의 확산을 이용하여 집합조직을 개선시킬 수 있으므로, 적당량의 탄소가 필수적이다. 따라서, 이러한 탄소의 자성개선효과와 (Al,Si,Mn)N의 균일한 석출물분포를 동시에 고려해야 하므로 상기 수학식 2와 같은 관계식에 따라 Free sol-Al과 C 양을 연계하여 관리한다.

Mn은 비저항증가원소로서 철손을 감소시키는 효과가 있고, 그 양은 0.03~0.1%로 한다. Mn이 0.1% 이상 첨가되면 열간압연시 오스테나이트 영역이 넓어져서 (Al,Si,Mn)N석출물이 미세하게 되어 자성에 좋지 않고, 0.03%미만이 되면 미세한 MnS가 석출하여 자성에 좋지 않다.

P는 1차재결정의 입성장을 억제하는데 부분적으로 유용한 원소로서, 0.01∼0.04%첨가한다. 0.01%이하이면 효과가 없고, 0.04%이상이면 취성이 증가하여 압연성을 해친다.

S는 Mn과 함께 MnS석출물을 형성하는 원소로써, 그 양은 0.001~0.01%로 한다. Mn을 0.001%이하로 관리하려면 제강의 비용이 증가하고, 0.01%이상이면 MnS석 출물이 형성되어 1차재결정립이 미세해져서 2차재결정의 발달에 불리하다.

상기와 같이 조성된 강슬라브는, 바람직하게는 열간압연성과 자기적특성 확보 측면을 고려하여 1250℃ 이하로 재가열한다. 1250℃를 초과하면 (Al,Si,Mn)N의 미세석출로 자성이 나빠진다.

열간압연 마지막 3패스의 누적압하율은 80%이상으로 한다. 누적압하율이 80%이하이면 자성에 좋지 않다.

냉간압연을 실시하여 최종두께로 만든 다음 암모니아가스가 포함된 수소 및 질소의 습윤분위기하에서 탈탄소둔 및 질화를 겸하여 1차재결정소둔을 실시한다.

그 후, 소둔분리제를 슬러리 상태로 하여 코타롤로 도포하고 700℃이하의 온도에서 건조한 다음 권취하여 대형코일로 만든다.

상기 소둔분리제의 도포후에는, 최종 마무리 고온소둔을 실시하는데, 전 구간을 25% 이하의 질소함유 수소분위기로 하고 700∼1200℃구간의 승온율을 15℃/hr이상 유지하면서 1200±10℃의 온도에서 20시간 이상 균열한 후 냉각한다.

그 후, 최종적으로 인산염, 콜로이달실리카 및 무수크롬산 등으로 구성된 코팅제를 도포한다.

방향성 전기강판은 2차재결정에 의해 {110}<001>집합조직, 소위 Goss조직이라고 불리는 결정립으로 형성된다. 2차재결정을 일으키는 고온소둔은 실온에서 1200℃까지 일정한 승온속도로 코일을 가열하는 것이다. 통상 시간당 15℃로 승온 한다. 방향성 전기강판의 자기적성질은 자화용이축인 <001>방향이 압연방향으로 평행하게 배열된 정도, 즉, 배향성에 의해 결정된다. 2차재결정의 구동력은 1차재결정립의 결정립계에너지이다. 따라서, 2차재결정이 일어날려면 2차재결정이 일어나는 온도까지 1차재결정립의 성장이 억제되어야 하고, 이때 필요한 것이 (Al,Si,Mn)N와 같은 석출물이다. 통상 시간당 15℃정도의 느린 승온속도로 되어 있는 고온소둔은 5일 이상이 걸리는 장시간의 소둔이다. 고온소둔시 미러지수로 {110}[001] 결정립이 2차재결정을 일으키는 구간은 950℃에서 1200℃이며 950℃이하의 온도에서는 2차재결정을 일으키는 (Al,Si,Mn)N 석출물이 미세하고 균일하게 분포되어 있어서 1차재결정립의 성장을 억제해야 한다. 그리고 2차재결정이 일어나는 구간에서는 서서히 (Al,Si,Mn)N가 조대화되면서 억제력을 천천히 잃어야 우수한 자성을 확보할 수 있다. (Al,Si,Mn)N석출물의 분포상태가 자성에 매우 중요하며, 석출물이 미세하고 균일할수록 억제력이 강하다. 억제력이 약하면 2차재결정이 낮은 온도에서 일어나게 되고, 낮은 온도에서 2차재결정이 일어나면 배향성이 좋지않아서 자성이 나쁘다. 가장 바람직한 석출물의 형상은 미세하고 균일한 것이다. 특히 석출물 크기가 고른 것은 매우 중요하다. 석출물 크기가 불균일하면 소위, Oswald repening이라고 불리는 현상에 의해 작은 석출물은 빨리 소멸되고 큰 석출물은 성장하게 되어 전체적으로 입성장억제력이 저하된다. 석출물의 분포가 고르지 못하면 고온소둔의 승온중 낮은 온도에서 2차재결정이 일어나게 되고, <001>축의 배향성이 좋지않게되어 자성이 나빠진다.

저온 슬라브가열방식의 전기강판제조방법에서는 1차재결정립 성장억제제로서 (Al,Si,Mn)N석출물을 단독으로 이용한다. Al함량중 산화물을 이루는 Al을 제외한 고용Al또는 (Al,Si,Mn)N으로 존재하는 Al은 산에 잘 녹아서 산가용성 Al 또는 sol-Al로 부른다. Sol-Al은 프로세스중에서 (Al,Si,Mn)N를 형성하기 때문에 total Al보다 sol-Al이 중요하다. 제강단계에서 sol-Al함량이 0.025~0.030wt%인데 비해, N함량은 0.002~0.01%이다. Al의 원자량이 27이고 N의 원자량 14이므로 N함량이 0.008%이면 (Al,Si,Mn)N석출물을 형성하는데 필요한 Al양은 0.008%*27/14=0.015%이다. 이를 고려하면 현 성분계에서는 제강의 N이 전부 (Al,Si,Mn)N을 형성하는데 사용된다 하더라도 sol-Al이 과잉으로 존재한다. 이를 free sol-Al이라고 부르며 그 양은 Free sol-Al= sol-Al[%]- 27/14*N[%]으로 계산된다. 일본특허공보 3287488을 참조하면, free sol-Al양을 0.01이상으로 하여 자성개선을 시도하고 있으나, 이 기술만으로는 (Al,Si,Mn)N석출물을 제대로 제어하기가 힘들고, 석출물이 코일의 길이방향과 폭방향으로 불균일하게 생성되어 자성편차가 발생한다. Free sol-Al의 양이 0.04% 이상이면 (Al,Si,Mn)N이 조대해져 오히려 자성에 불리하다.

Free sol-Al의 양은 탄소함량과 연계하여 관리하여야 하는데 그 이유는 다음과 같다. 오스테나이트 영역은 1200℃부근에서 최대가 되고 온도가 낮을수록 줄어든다. 석출물의 분포가 변하는 것은 열간압연영역에서 상변태와 관련이 깊다. C는 오스테나이트 형성원소이므로, C가 포함되어 있으면 열간압연시 오스테나이트 영역을 통과하게 된다. 오스테나이트상은 원자공극의 크기가 페라이트상에 비해 크므로 고용한도가 크다. 탄소가 많이 함유되면 오스테나이트분율이 높아지고 (Al,Si,Mn)N석출물이 열연과정에서 고용되었다 석출되므로 미세한 (Al,Si,Mn)N가 많아지게 되 며 석출물의 크기가 미세한 것에서부터 조대한 것까지 범위가 매우 넓게 존재하게 되므로 C첨가에 의한 오스테나이트분율을 고려해야만 한다. 일반적으로 free sol-Al이 많아지면 (Al,Si,Mn)N이 조대해지므로, free sol-Al이 많은 경우에는 상대적으로 C함량을 증대시킬 수 있다. 방향성 전기강판에서 C는 조직을 균일하게 하고, 냉간압연시 고용탄소의 확산을 이용하여 집합조직을 개선시킬 수 있으므로, 적당량의 탄소가 필수적이다. 따라서, 이러한 탄소의 자성개선효과와 (Al,Si,Mn)N의 균일한 석출물분포를 동시에 고려해야 하므로 상기 수학식 2와 같은 관계식에 따라 Free sol-Al과 C 양을 연계하여 관리한다.

본 발명의 또 다른 특징은 Mn함량과 열간압연의 압하배분이다. Mn함량이 높으면 오스테나이트 함량이 높아지므로 Mn함량을 0.03%이상 0.1%이하로 한다. 도 1을 참조하면, Mn함량이 0.07%와 0.13%인 시편을 탈탄소둔과 질화를 동시에 처리한 후 고온소둔단계에서 950℃에서 추출한 시편의 (Al,Si,Mn)N 석출물의 분포를 나타냈다. 도시된 바와 같이 Mn함량이 0.03~0.1% 범위보다 높으면 열간압연시 오스테나이트상의 분율이 많아지므로 위에서 설명한 바와 같이 (Al,Si,Mn)N의 석출분포가 불균일해진다.

열간압연은 조압연과 마무리압연으로 나누어진다. 두께 150mm이상의 슬라브를 조압연을 통해 30~60mm두께로 압연하고 마무리압연으로 통상 열연판 두께인 2.0~2.3mm로 압연한다. 마무리압연은 6개 혹은 7개의 스탠드로 구성된 탠덤압연기를 통해 연속적으로 처리한다. 통상 방향성 전기강판의 마무리 열간압연에서는 압연기부하를 줄이기 위해 앞쪽의 스탠드에서 압연을 많이 하는데, 이는 자성에 좋지 않은 것으로 확인되었다. 본 발명에서는 마무리압연의 마지막 3개 스탠드의 각각의 압하율을 더한 누적압하율이 80%이상일 경우 자성에 좋은 것으로 실험결과 확인되었다. 이는 높은 온도에서는 오스테나이트분율이 크고, 낮은 온도에서는 오스테나이트 분율이 작으므로, 페라이트 분율이 큰 낮은 온도에서 압연을 많이 하여 석출물을 균일하게 가져가는 효과가 있다. 또한, 두께가 얇은 뒤쪽 스텐드에서 압연을 많이 하면 열간압연시 표면마찰에 의한 전단응력효과가 커서 표면층에 Goss방위의 결정립이 많이 생기는 집합조직 개선효과도 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

<실시예 1>

제 2도에 표시한 바와 같이 무게비로 free sol-Al 함량과 C함량을 다양하게 변화시킨 여러가지 성분계를 진공용해하였다. 진공용해한 시료의 성분은 무게비로 Si:3.15%, Mn:0.07%, N:0.002~0.01%, sol-Al:0.025~0.04%, P:0.3%, S: 0.006%이다. 진공용해한 잉고트를 1150℃로 슬라브 가열후 2.3mm두께로 열간압연하였다. 이 때 열간압연은 6패스로 이루어지는데 35mm - 18mm - 12mm - 8mm - 5mm - 4mm - 2.3mm로 마지막 3패스의 누적압하율은 100%이다. 열간압연후 1100℃에서 3분간 열연판소둔후 0.3mm로 냉간압연하였다. 865℃에서 3분간 수소와 질소와 암모니아를 혼합한 습윤분위기에서 1차재결정과 탈탄 및 질화를 동시에 수행하였다. 탈탄판에 MgO를 도포한 다음 1200℃까지 15℃/시간의 승온속도로 고온소둔하여 2차재결정을 발달시 킨 후 자성을 측정하였다.

도 2를 참조하면, free sol-Al과 C의 값이 다른 여러성분계의 따른 자속밀도 값 B8을 각 점으로 나타냈다. 도시된 바와 같이, 발명의 범위에 속한 평행사변형으로 표시된 부분의 내부의 자속밀도값이 우수한 것으로 나타났다.

<실시예 2>

무게비로 Si 3.1%, sol-Al 0.031%, C:0.05%, N 0.006%, P: 0.025%, S:0.007%, Mn함량을 표1과 같이 변화시켜서 진공용해한 잉고트를 1150℃로 1시간 가열한 후 2.3mm로 열간압연한 뒤, 실시예 1과 같이 후속공정처리하고 자성을 측정하였다.

상기 표 1에 나타난 바와 같이, Mn 함량이 0.03% 이하인 비교재1과 0.1% 이상인 비교재2 및 비교재3은 Mn 함량을 0.03~0.1%의 범위로 제어한 발명재1과 발명재2에 비하여 자속밀도는 낮았으며, 철손은 상대적으로 높았다. 따라서 Mn 함량을 0.03~0.1%의 범위로 제어함으로써 자속밀도를 향상시키고 철손을 저감시킬 수 있는 것을 알 수 있다.

<실시예 3>

무게비로 Si 3.1%, sol-Al 0.031%, C:0.05%, N 0.006%, Mn함량을 0.07%, P: 0.025%, S:0.007%인 진공용해한 잉고트를 1150℃로 1시간 가열한 후 2.3mm로 열간압연하였는데 이 때 마무리 열간압연의 초기두께를 40mm에서 2.3mm까지 6패스로 압연할 때 부하배분을 표2와 같이 변화시킨 후, 실시예 1과 같이 후속공정처리하고 자성을 측정하였다. 마지막 3패스의 누적압하율이 80%이상인 조건에서 우수한 자성을 얻었다.

상기 표 2에 나타난 바와 같이, 마지막 3패스의 누적압하율이 80% 이하인 비교재4 및 비교재5는 마지막 3패스의 누적압하율이 80% 이상인 발명재3 및 발명재4에 비하여 자속밀도는 낮았으며, 철손은 상대적으로 높았다. 따라서 마지막 3패스의 누적압하율을 80% 이상으로 제어함으로써 자속밀도를 향상시키고 철손을 저감시킬 수 있는 것을 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따른 자기적 성질이 뛰어난 방향성 전기강판의 제조방법은 전기강판의 Free sol-Al과 C, Mn함량을 적절히 배분하여 1차재결정립 성장억제제로 이용되는 (Al,Si,Mn)N석출물을 균일하게 분포시키고, 오스테나이트와 페라이트가 공존하는 구역에서 열간압연시, 페라이트분율이 높은 구역에서 열간압연율을 크게하여 미세석출물의 분포를 억제시키고 집합조직을 개선함으로써 우수한 자기적 성질을 확보할 수 있는 효과가 있다.

Claims (4)

1. 중량%로, Si:2.5∼4%, C:0.02~0.07%, sol-Al:0.025~0.04%, N:0.002~0.01%, P:0.01∼0.04%, S:0.001∼0.01%, 나머지는 Fe 와 불가피하게 첨가되는 불순물로 이루어지는 방향성 전기강판 슬라브를 1250℃이하로 가열하여 열간압연하고, 열연판소둔, 냉간압연, 탈탄소둔과 질화를 동시에 처리하고 2차재결정소둔하는 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서,

   Mn을 0.03%이상 0.1%이하로 하고, 하기식과 같이 Free sol-Al의 양을 C 함량에 의해 제한하는 것을 특징으로 하는 자기적 성질이 뛰어난 방향성 전기강판의 제조방법.

   1.43*C(wt%) - 0.006 ≤ Free sol-Al ≤ 1.43*C(wt%) - 0.03
2. 제1항에 있어서,

   상기 열간압연 마지막 3패스의 누적압하율을 80%이상으로 하는 것을 특징으로 하는 자기적 성질이 뛰어난 방향성 전기강판의 제조방법.
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