KR100240989B1 - 고자속밀도급 방향성 전기강판의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 변압기, 발전기 및 기타 전자기기 등의 철심재료로 사용되는 고자속 밀도급 전기강판의 제조방법에 관한 것이며, 그 목적은 최종 제품에서의 자성편차를 감소시킬 뿐만 아니라 자기적 특성이 보다 우수한 고자속 밀도급 방향성 전기강판의 제조방법을 제공하고자 하는데 있다.

본 발명은 중량%로, Si: 2-4%, C: 0.02-0.1%, Mn: 0.1-0.32%, S: 0.007% 이하, Cu: 0.05-0.6%, P: 0.016% 이하, Al: 0.007-0.030%, N: 0.008-0.012%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 1250-1320℃의 온도에서 재가열후 열간압연을 행하고, 탈탄소둔을 포함한 2회의 냉간압연을 행한 다음, 400-600℃의 온도에서 중간소둔을 실시한 후 MgO를 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포한 다음 권취하여 이후 최종 마무리 고온소둔처리를 행함을 포함하는 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서, 상기 열간압연된 열연판을 950-1100℃의 온도범위에서 3-6분간 열처리하고; 최종마무리소둔은 120-150℃/hr의 승온속도로 400℃까지 가열한 후 다시 10-20℃/hr의 속도로 승온하여 400-700℃의 온도범위에서 가열하고 이어서 15-25℃/hr의 속도로 승온하여 700-1200℃의 온도범위에서 가열한 다음 1200℃에서 10시간이상 균열처리한 후 냉각함을 특징으로 하는 고자속밀도급 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것을 그 기술적 요지로 한다.

Description

고자속밀도급 방향성 전기강판의 제조방법

본 발명은 변압기, 발전기 및 기타 전자기기 등의 철심재료로 사용되는 고자속밀도급 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 저온스라브 가열방식에 의한 고자속밀도급 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.

방향성 전기강판에 요구되는 특성은 높은 자속밀도와 낮은 철손이다. 자속밀도가 높으면 철심재료를 적게 사용하더라도 같은 성능을 발휘할 수가 있으므로 높은 자속밀도의 방향성 전기강판을 쓰면 전기기기를 소형화할 수가 있다. 철손이란 철심재료에 의한 전기기기의 에너지손실이다. 따라서, 자속밀도가 높고 철손이 낮은 방향성 전기강판을 제조하는 방법의 개발이 절실히 요구된다.

일반적으로 방향성 전기강판은 결정립의 방위가 밀러지수로 압연면이 {110}면, 압연방향이 〈001〉축인 결정립으로 정렬된 집합조직(Goss 조직)을 갖는데, 이 고스조직으로 우수한 자기적 특성을 발휘한다.

상기 고스조직은 2차재결정 현상을 이용하여 얻어지게 되며, 2차재결정은 보통의 재결정(1차재결정)에 의해 생긴 미세한 결정립중에서 특정방위의 핵, 즉(110)[001]의 고스방위를 가지는 핵만을 강판전체에 선택적으로 성장시키므로서 이루어지게 된다.

이때, 2차 결정립 성장의 적정한 제어를 위해 MnS, Cu₂S, AlN과 같은 입성장 억제제가 필요한데, 이들 석출물들은 그 크기가 수백에서 2000°A 정도로 소둔시 압연조직들의 입성장을 억제하는 역할을 한다. 다시말하면, 마무리 소둔시의 2차재결정에 필요한 입계에너지의 구동력을 강화시키기 위해 입자를 최대한 적게 성장시켜야 마무리소둔 중 900℃ 이하에서는 2차재결정이 일어나지 않게 되며, 그 온도 이상에서 MnS, AlN 석출물 등의 억제력이 약화될 때 한꺼번에 입자들이 성장하게 되며 여러 입자 중(110)[001] 고스결정방위를 가진 결정립이 가장 먼저 성장하여 2차재결정을 완성하게 된다. 따라서, 고배향성의 2차재결정을 형성하기 위해서는 억제력이 커야 하는데, 이를 위해 석출물 입자를 미세하고 균일하게 석출시키거나 억제력이 큰 억제제를 이용할 필요가 있다.

결국, 방향성 전기강판은 상기 2차재결정을 어떻게 고스방위로 형성시키는가에 따라 자기적 특성이 크게 달라지게 된다.

한편, 방향성 전기강판은 자기적 특성상 크게 두가지로 나눌 수 있다.

즉, 자속밀도 B₁₀기준 1,80-1.86 테스라(Tesla)수준의 특성을 갖는 재래식 방향성 전기강판과 자속밀도 B₁₀값이 1.89 테스라 이상의 보다 고효율의 특성을 갖는 고자속밀도 방향성 전기강판으로 나눌 수 있는데 이들은 초기입성장 억제제를 근간으로 한 성분조성과 제조방법 등에서 다소 차이가 있다.

먼저, 재래식 방향성 전기강판의 경우에는 통상 2회의 냉간압연을 거치며, 특히 입성장억제제로는 주로 MnS, Cu₂S 등을 사용하기 때문에 강중 Mn과 S 등을 고용화하기 위해서 고온에 의한 스라브 가열을 필요로 한다.

이에 반하여 고자속밀도급 방향성 전기강판의 제조공정은 통상 1회의 냉간압연을 거치며, 특히 일반적으로 2-4%의 규소와 적정입성장 억제제로 대부분 AlN과 MnS를 함유하는 것을 특징으로 한다.

구체적으로 종래의 고자속밀도급 방향성 전기강판의 제조방법은 AlN 뿐만 아니라 일부 MnS를 입성장억제제로 사용하기 때문에 (고온가열에 의한 스라브 재가열 및 열간압연)-(예비소둔)-(냉간압연)-(탈탄소둔)-(융착방지제도포)-(최종마무리고온소둔)-(장력코팅처리) 등의 공정을 거쳤다.

그러나 재래식 방향성 전기강판이든 고자속 밀도급 방향성전기강판이든 간에 현재 방향성 전기강판의 복잡한 제조공정중 제조상의 난문제를 안고 있는 공정이 고온에서 행하는 스라브 재가열공정이다. 이 스라브 재가열공정은 입성장 억제제로 사용되는 MnS나 AlN 등의 석출물들을 고용시킨 후 미세하게 석출시켜야만 하기 때문에 1400℃ 정도의 고온에서 5시간 가량의 가열이 불가피하게 된다. 이때, 스라브 표면에서는 가열로내의 산소와 산화반응으로 1300℃ 정도의 저융점산화물인 파이야라이트(Fayalite)가 형성되어 스라브 표면으로부터 녹아 내리게 되며, 이때 녹아내리는 스라그들을 스라그 배출구를 통하여 일부 가열로 바깥으로 배출되나, 대부분 가열로 로상의 내화물등과 반응하여 내화물은 침식시키고 또한 가열로 내의 스라브를 이동시키는 빔(Beam)과 그 주위에 고착되어 이동을 방해하여 일정량 작업종료후 가열로 내부의 수리가 불가피하여 연속작업을 특징으로 하는 제철소에서는 작업성불량, 생산성 감소, 원가상승 등의 엄청난 경제적 부담을 안고 있다.

따라서, 최근 이러한 문제점을 해결하기 위하여 방향성 전기강판 제조시 스라브 재가열온도의 하향화 시도가 추진되고 있다.

우선, 저온 재가열로 안정적인 재래식 방향성 전기강판의 제조를 목적으로 하여 고온 재가열에 따른 문제점을 해결하고자 했던 기술이 국내특허출원 제 93-23751 호에 제시되어 있다. 그러나 상기 방법은 기본적인 자기특성을 확보할 수는 있지만 자속밀도 B₁₀값으로 1.89 테스라 이상급의 고자속밀도급 방향성 전기강판의 제조는 특성상 미흡한 실정이었다.

반면에 자속밀도값을 B₁₀기준으로 1.89 테스라 이상급의 고자속밀도 방향성 전기강판용으로 제시된 기술들이 국내특허공개 제89-8334호, 제89-13200호, 제92-9999호, 제92-14941호, 제92-102728호 및 국내특허공고 제89-882호 등에 제안되어 있는데, 이들은 주로 열연작업중의 재가열온도를 스라브가 녹지 않는 최고온도(1320℃)이하에서 조업을 기본으로 성분계의 조정 및 제조공정을 제어하여 제조공정중의 입성장억제력을 결정하는 석출물관리기법을 기초로 한 내용들이다. 그러나, 상기 방법들은 목표재가열온도를 1320℃ 이하 구체적으로는 1150℃에서 처리하고 높은 자속밀도값을 확보하기 위한 입성장억제제인 N 성분을 보충하기 위해서 탈탄소둔 공정후 소재내에 질소를 함침시키는 침질화 소둔공정이 필수적이기 때문에 제철소 일반강의 재가열온도인 1250~1280℃ 보다 오히려 낮은 온도로 관리됨에 따라 상호 작업간섭이 있고 침질반응을 위한 추가설비의 설치가 불가피하여 원가부담이 되고, 특히 재가열온도가 낮은 상태에서도 1회 강압연법으로 처리됨에 따라 최종제품에서 처리 로트별 자성편차가 심하게 나타나 실수율 저하 등의 불가피하여 안정적인 생산에는 아직까지 문제점이 있는 실정이다.

이외에도 저온 스라브 가열방식에 의한 고자속밀도급 방향성 전기강판 제조시 용존 Al 량을 0.018-0.030ppm 수준으로 상향시키고, 최종 재가열 형성공정인 마무리 소둔공정의 가열형태를 엄격히 제어하는 고작속밀도의 방향성 전기강판을 제조하는 방법도 제안되어 있으나, 현재의 열연가열로 제조조건상 억제제의 석출이 불완전하여, 동일코일에서 자기적 특성편차가 커져 제품실수율이 저하된다. 또한, 냉간 압연전의 산세공정에서 무소둔처리를 하는 제조공정 특성상 산세가 되지 않아 재산세를 거쳐야 하는 등의 문제가 발생하고 있어 현재 제품의 상용화에는 문제점이 있다.

따라서, 본 발명자들은 상기한 종래의 문제점을 해결하기 위하여 저온스라브 가열 방식에 의한 방향성 전기강판의 성분계 및 제조조건에 대하여 연구 및 실험을 거듭하고, 그 결과에 의거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로서, 본 발명은 종래의 고자속밀도급 방향성 전기강판의 성분계에 추가적인 Al 투입하지 않은 스라브를 저온재가열하고 열간압연후 열연판소둔을 적절히 행하고, 최종 마무리 소둔공정을 최적조건으로 제어하여 AlN 입성장 억제제를 균일하고 미세화되도록 하여 1차재결정립을 최적화하는 한편 2차재결정온도를 상향시키므로서, 최종제품에서의 자성편차를 감소시킬 뿐만 아니라 자기적 특성이 보다 우수한 고자속밀도급 방향성 전기강판의 제조방법을 제공하고자 하는데 그 목적이 있다.

이하, 본 발명을 설명한다.

본 발명은 중량%로, Si: 2-4%, C: 0.02-0.1%, Mn: 0.1-0.32%, S: 0.007% 이하, Cu: 0.05-0.6%, P: 0.016% 이하, Al: 0.007-0.030%, N: 0.008-0.012%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 1250-1320℃의 온도에서 재가열후 열간압연을 행하고, 탈탄소둔을 포함한 2회의 냉간압연을 행한 다음, 400-600℃의 온도에서 중간소둔을 실시한 후 MgO를 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포한 다음 권취하여 이후 최종 마무리 고온소둔처리를 행함을 포함하는 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서, 상기 열간압연된 열연판을 950-1100℃의 온도범위에서 3-6분간 열처리하고; 최종마무리소둔은 120-150℃/hr의 승온속도로 400℃까지 가열한 후 다시 10-20℃/hr의 속도로 승온하여 400-700℃의 온도범위에서 가열하고 이어서 15-25℃/hr의 속도로 승온하여 700-1200℃의 온도범위에서 가열한 다음 1200℃에서 10시간이상 균열처리한 후 냉각함을 특징으로 하는 고자속밀도급 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.

이하 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 방향성 전기강판 제조시 가장 큰 문제인 스라브 재가열온도를 하향화시키기 위한 본 발명의 출발소재에 함유되는 성분계를 설명하면 다음과 같다.

Si는 소재의 전기저항을 높여서 에너지 손실을 줄이기 위해 소재에 첨가된다. 그러나 Si 함량이 2% 이하이면 첨가효과가 미약하고 (110)[001] 집합조직의 발달을 저해하여, 4%이상이면 냉간압연이 불가능하다.

C는 0.1% 이상이면 제조공정중 탈탄이 어려워서 최종제품의 자기시효현상을 일으키게 되며 고자속방향성제품의 자성확보를 위한 적정한 열간 압연조직을 형성하게 되고 냉각 압연시 높은 가공에너지를 부여하므로 최소 0.020% 이상 첨가되어야 한다.

Mn은 소강중의 S와 결합하여 MnS를 형성하여 열간압연시 크랙을 방지하며, 석출물로서 2차 재결정시의 보조억제제 역할을 한다. 그러나 Mn함량이 0.32% 이상첨가시 탈탄소둔시 형성되는 Mn산화물에 의해 고온소둔시 형성되는 포스테라이트 절연피막의 밀착성이 악화되므로 그 이상의 과잉함유는 억제함이 바람직하다.

S는 Cu나 Mn과 유화석출물을 형성하여 보조억제제의 역할을 하나, 0.007% 이상이면 edge crack이 발생하기 쉽고 용접성이 나빠진다.

Cu는 석출물중에서 가장 저온에서 S와 결합하여 Cu₂S의 석출물을 형성하여 AlN의 입성장 억제력을 보충하고 1차재결정립을 안정화시켜 2차재결정을 용이하게 한다. Cu는 0.05% 이하이면 Cu첨가에 의한 1차재결정 성장 억제력의 효과가 거의 없고, 0.6% 이상이면 석출물이 조대화하게 되어 역기 1차재결정 성장억제력이 약화되어 자성에 나쁜 영향을 미친다.

Al성분은 N과 함께 AlN의 석출물을 형성하여 강한 입성장 억제력을 확보하므로 본 발명에 따른 고자속밀도급의 자기적 특성의 확보를 위해서는 가장 중요한 성분이다. 그러나, Al성분의 제어는 총량적인 관리가 아닌 용존상태로 용강중에 존재하는 Al량이 중요한데 이때 Al함량이 0.007% 이하에서는 고배향성의 2차재결정에 필요한 충분한 억제력을 갖지 못하기 때문에 결정립크기가 불균일해지고 자속밀도가 낮고 철손이 나빠지며, 0.030% 이상에서는 억제력이 너무 강해(110)[001]방위의 2차재결정 형성자체를 어렵게 하여 공정관리중 AlN 석출물의 관리가 미흡하게 되어 자기적 특성이 급격히 열화된다.

본 발명에 부합되는 Al 함량이 0.007-0.03%로 하향조정되는 한편 넓은 범위로 관리할 수 있는 것은 종래의 기술, 예를들면 국내특허출원 제93-23751호에 제시된 기술에 비해 열연판소둔을 통해서 효과적인 미세석출이 가능하기 때문이다. 따라서 현 제강조업조건상 성분적중률이 낮으나 본 발명에서는 성분범위를 확대하여도 후공정인 열연판 소둔공정을 통하여 처리할 수 있으므로 제강과정에서의 제품화율을 향상시킬 수 있어 많은 원가부담을 감소시킬 수 있는 특징이 있다.

N은 용존 Al과 반응석출물을 형성하여 1차재결정의 입성장 억제제로 작용하므로 2차 재결정에 있어서 필수적인 성분이다. N의 함량이 0.008% 이하에서는 AlN석출물이 부족하게 되고, 0.012% 이상첨가시에는 강판표면에 브리스터라는 결함이 생겨 제품의 표면특성을 열화시키므로 과잉함유를 억제함이 바람직하다.

본 발명에 따른 상기 성분계는 방향성 전기강판 제조시 가장 큰 문제인 스라브 재가열온도를 하향화시키는 필수조건으로 상기 성분계를 사용하면 스라브 가열온도를 통상 일반강의 재가열온도인 1250℃에서 작업을 행하여도 우수한 자기적 특성의 확보가 가능하다. 이때, 재가열온도가 1350℃를 넘으면 전기강판 스라브가 용융하는 온도이므로 제철소에서 가장 경제적이고 용이한 재가열온도인 1250-1320℃로 제한함이 좋고, 보다 바람직하게는 1280-1320℃로 하는 것이다.

본 발명에 의한 제조공정상 중요한 특징은 저온재가열이 가능한 성분계의 2차 재결정온도를 향상시키기 위한 최적의 억제제관리와 1차 재결정립 최적화를 위한 최적의 억제제관리에 있다. 본 발명기 기본 입성장 억제제는 AlN이며, 일부의 SiN, Cu₂S가 역할을 보조한다. 국내특허출원 제93-23751호와 같은 종래의 기술에서는 입성장 억제제 석출물들을 모두 열간압연에서 완료하려고 하지만, 열간압연만으로 억제제들을 완벽하게 석출시키는 것은 현재조업조건상 이것을 불가능하여 결정립성장 억제력의 한계로 고배향성의 제품을 얻을 수가 없었다. 더욱이 보다 강한 억제제 확보를 위한 Al 추가첨가 역시 현재 열연조업조건상 완전한 미세석출이 불가능하여 국부적으로 자성편차가 심한 단점이 있었다.

따라서, 강한 억제력을 확보하기 위해서는 억제제들이 미세하고 균일하게 분포되도록 함이 필수적인데 이를 위해서 본 발명에서는 공정조건중 열간압연에서 석출하기 못한 AlN 등을 열연판소둔을 통하여 석출시켜 그 석출물량을 증가시키는 한편 열연판소둔온도를 적정하게 조절하여 그 크기를 미세하게 만들도록 함에 특징이 있다. 이때, 열연판소둔 공지의 고온재가열법에 의한 고자속방향성 전기강판보다는 낮은 온도에서 하는 것이 바람직하다. 즉, 열연판 소둔은 1200℃ 이상 고온작업시 온도 상승으로 인한 AlN 석출물의 크기가 필요이상으로 과성장하여 억제제로서의 역할을 하지 못하기 때문에 1200℃ 이하, 바람직하게는 950-1100℃의 범위에서 실시함이 좋다. 이러한 열연판소둔은 본 발명에서 가장 중요한 공정으로 종래 열연공정에서 미처 석출하지 못한 AlN을 미세하게 석출시켜 2차재결정에 필요한 억제력을 제강작업중 추가적인 Al의 추가 투입없이 향상시키므로서 고배향성의 전기강판제조를 가능케한다. 또한, 열연판소둔은 산화성분위기에서 3-6분간 보다 바람직하게는 4-5분간 행함이 좋다. 그리고, 상기 열연판소둔후 냉각방식은 수냉이 바람직한데, 이는 AlN의 조대화를 방지하고 다음공정인 산세공정에서 표면의 스케일을 쉽게 제거할 수 있도록 하기 위함이다.

본 발명에 따른 소강 성분계는 MnS의 석출이 거의 없으므로 열간 압연시 AlN이 많이 석출된다. 이후, 고자속밀도의 자기적 특성을 얻기 위해 열연판소둔을 통하여 보다 미세하고 균일하게 석출물을 얻고 산세를 한 후 1차 냉간 압연을 실시하게 된다. 상기 열열판소둔을 행함을서 냉간압연시 이물등에 의한 판파단 개선 및 표면흠의 개선 등 추가적인 효과도 나타난다. 이때, 1차 냉간압연에 의한 강판의 두께는 0.55-0.75mm의 범위로 함이 바람직하다. 또한, 중간두께인 상기 강판을 탈탄소둔을 행하여 탄소량을 줄이고 표면산화층을 형성한 다음, 최종두께로 2차 냉간압연을 실시한다. 상기 탈탄소둔은 820-870℃, 바람직하게는 820-850℃의 습수소 분위기에서 행하고, 최종두께는 통상 약 0.3mm 정돌 행한다. 이어서, 2차 소둔(중간소둔)을 실시하는데, 상기 중간소둔은 400-600℃의 비교적 저온에서 약 4분 이내로 실시되어 냉간압연후의 가공조직을 회복시키게 되며, 이와함께 MgO를 주성분으로 하는 융착도포제를 도포한다.

종래의 방향성 전기강판 제조시 중간소둔과정에서 1차재결정이 일어나나 본 발명의 경우에는 1차재결정과 2차재결정이 동시에 후속되는 마무리 고온소둔공정에서 일어나게 되는데 이는 저온재가열법의 특징중 하나이다.

상기와 같이 소둔분리제를 도포한 후 도포된 강판을 권취하여 이후 최종 마무리 고온소둔처리를 행하게 되는데 본 발명에 따른 최종소둔의 적절한 제어는 방향성 전기강판의 고자속밀도를 확보하는데 필수적인 요건이다.

즉, 본 발명에서는 권취인 최종제품에서 자성편차 감소를 위하여 마무리 고온소둔공정에서 2차 소둔판조직의 회복 및 1차재결정구간의 승온율을 조정하여, 1차재결정립을 최대한 크게 성장시키고, 2차재결정시(110)〈001〉 고스집합조직에 쉽게 흡수되는 (111)〈112〉 집합조직을 많이 생성시켜서, 2차재결정시 결정립을 크게 성장시키는데 그 특징이 있다. 이렇게 1차 재결정립 크기를 크게하고 2차재결정시 고스집합조직의 핵으로 성장하는 (110)〈001〉고스집합조직중에서도 방향성이 더욱 우수한 고스핵만이 우선적으로 성장하므로, 방향성이 우수한 보다 향상된 특성의 고자속밀도급 방향성 전기강판의 제조가 가능하게 되는 것이다.

구체적으로 최종 마무리 소둔시 400℃까지는 시간당 120-150℃로 승온하고 회복에서 1차재결정형성이 이루어지는 구간인 400-700℃에서 승온속도를 10-20℃로 가열한 후, 2차재결정형성구간인 700-1200℃까지의 승온속도를 15-25℃로 행하고, 이후 1200℃까지 가열하여 10시간이상 고온균열하여 순화처리한 후 냉각하는 소둔처리를 행한다.

상기 마무리 소둔공정중 회복에서 1차 재결정이 시작되는 400-700℃의 구간에서는 승온속도가 10-20℃로 가열하여야만 하는데 승온속도가 20℃이상인 경우는 전 코일에서 회복의 진행이 불균일하여져 1차재결정의 입도분포가 불균일해지므로 2차재결정이 빨리 일어날 수 있는 구동력을 제공한 뿐 아니라 1차재결정시(110) 집합조직을 많이 생성시킬 수 있어 2차재결정립의 크기가 감소하고, 또한 2차재결정개시온도가 낮아지므로 자성에 악영향을 줄 수 있고 또한 시간당 10℃ 이하의 승온속도는 고자속밀도급의 자성은 확보되지만 생산성이 너무 낮은 단점이 있다. 또한, 상기 회복에서 1차재결정이 시작되는 구간에서 승온속도는 10-15℃/hr의 범위가 보다 바람직하다.

또한, 상기와 같이 승온후 다시 700-1200℃ 부근에서 승온속도를 15-25℃로 하여 가열하면 1차재결정립이 크고 균일하게 되며, 이에 따라 2차 재결정 개시온도가 통상의 870-950℃ 보다 훨씬 높은 950-1000℃ 구간에서 일어나게 되어 2차 재결정시 고배향성의 (110)[001]결정립들이 우선적으로 성장하여 자기적 특성이 우수한 고자속밀도급 방향성 강판이 제조될 수 있다.

이하 실시예를 통하여 본 발명에 대해 구체적으로 설명한다.

[실시예 1]

중량비로 Si: 3.1%, C: 0.03%, Mn: 0.2%, S: 0.006%, N: 0.009%, P: 0.008%, Cu: 0.4% Al: 0.017%인 전기강판을 200mm 두께의 스라브로 제조하여 1300℃에서 3시간 재가열후 열간 압연을 하여 2.3mm 두께의 열연판을 만들었다. 그 다음 열연판소둔조건을 표 1에서와 같이 변화시켜 소둔을 행한 후 850℃의 습수소분위기에서 탈탄소둔을 거쳐 0.30mm 두께로 최종 냉간압연을 행하였다. 이어 550℃에서 회복소둔과 MgO를 도포하여 마무리소둔 공정에 투입하여 최종 마무리 고온소둔을 120℃의 승온속도로 400℃ 까지 가열한 후, 다시 시간당 10℃의 승온속도로 400-700℃ 구간을 가열하고, 시간당 20℃의 승온속도로 700-1200℃ 구간을 가열하여 1200℃에서 10시간동안 균열후 냉각하는 열사이클을 이용하였다. 이때 분위기가스는 1200℃까지의 승온시는 75%수소+25%질소이고 그후는 100% 수소분위기에서 행하였다.

열연판소둔온도에 따른 자기적 특성을 조사하여 표 1에 나타냈다.

[표 1]

상기 표 1에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따른 열연판소둔 조건을 만족하는 발명예(1)(2)의 경우에는 자속밀도B₁₀기준으로 1.90 테스라 이상으로 우수한 값을 나타내고, 철손손실을 나타내는 철손값이 W_17/50기준으로 1.09 이하로 낮은 반면, 열연판을 소둔하지 않은 비교예(1)과 810℃의 낮은 온도에서 소둔한 비교예(2)의 경우에는 재래식 방향성 전기강판 수준인 1.86 정도이며, 1200℃ 이상에서 열연소둔한 비교예(3)의 경우에는 2차재결정형성 자체가 불안정하여져 부분적 미세립발생으로 자기적 특성이 열하됨을 알 수 있었다.

[실시예 2]

실시예 1과 같이 열연판을 제조한 다음 950℃에서 4분간 열연판소둔을 실시한 후, 1차 냉간압연하여 0.65mm 두께로 조정한 후 850℃의 습윤분위기에서 탈탄소둔을 거쳐 0.30mm 두께로 최종 냉간압연을 행하였다. 이어 550℃에서 중간소둔, MgO 도포후 최종 마무리 고온소둔처리를 행하였다. 마무리 고온소둔조건은 표 2와 같이 회복에서 1차재결정 형성구간인 400-700℃ 구간의 승온속도를 변화시켰으며 700-1200℃ 승온속도는 20℃/hg로 고정하였고, 1200℃에서 10시간 균열후 냉각하는 열사이클을 이용하였다. 이때 분위기 가스는 승온중 75%수소 + 25%질소이고 그 외는 100% 수소분위기에서 행하였다.

소둔후 400-700℃에서의 승온속도에 따른 자기적 특성을 조사하여 표 2에 나타냈다.

[표 2]

상기 표 2에 나타난 바와 같이 회복소둔후 400-700℃ 구간에서 승온속도가 본 발명의 조건범위를 만족하는 발명예(b)(c)의 경우에는 자속밀도B 기준으로 1.90 테스라 이상으로 우수한 값을 나타내고, 철손값은 W_17/50기준으로 1.06 이하로 낮은 손실을 나타내었으나, 승온속도를 10℃ 이하인 비교예(a)의 경우에는 생산성이 나빠졌으며, 승온속도가 30℃ 이상인 비교예(d)(e)의 경우에는 자속밀도는 재래식방향성전기강판 수준인 1.85 Tesla 정도를 나타내고 있음을 알 수 있다.

Claims (1)

1. 중량%로 Si: 2~4%, C: 0.02~0.1%, Mn: 0.1~0.32%, S: 0.007% 이하, Cu: 0.05~0.6%, P: 0.016% 이하, Al: 0.007~0.030%, N: 0.008~0.012%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 1250~1320℃의 온도에서 재가열후 열간압연을 행하여 열연판을 얻고, 이어서 탈탄소둔을 포함한 2회의 냉간압연을 행한 다음, 400~600℃의 온도에서 중간소둔을 실시한 후 MgO를 주성분으로 하는 소둔분리제를 도포한 다음 권취하여 이후 최종 마무리 고온소둔처리를 행함을 포함하는 방향성 전기강판의 제조방법에 있어서, 상기 열간압연후 얻은 열연판을 탈탄소둔을 포함한 2회의 냉간압연전에 950-1100℃의 산화성분위기에서 3-6분간 열처리하는 열연판 소둔단계를 포함하고, 상기 탈탄소둔은 800-870℃의 습윤분위기에서 수행되며, 상기 최종 마무리 고온소둔처리는 120-150℃/hr의 승온속도로 400℃까지 가열한 다음, 다시 10-20℃/hr의 승온속도로 400-700℃까지 가열하고 이어서 15-25℃/hr의 승온속도로 700-1200℃ 까지 가열한 후 1200℃에서 10-15시간 균열처리한 후 냉각시켜 수행됨을 특징으로 하는 고자속밀도급 방향성 전기강판의 제조방법.