KR101634479B1 - 방향성 전기 강판의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명에 따라, 이하의 (1) 식으로부터 산출되는 Tα 를 사용하여, 1 패스째를 (Tα － 100) ℃ 이상, 압하율：30 ％ 이상의 조 열연을 실시하고, 추가로 이하의 (2) 식으로부터 산출되는 Tγmax 를 사용하여, 임의의 1 패스를 (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에서, 압하율：40 ％ 이상의 마무리 열연을 실시함으로써, 우수한 자기 특성을 발현하는 오스테나이트-페라이트 변태 이용형의 방향성 전기 강판의 제조 방법을 제공할 수 있다:
Tα [℃] = 1383.98 － 73.29 [％Si] ＋ 2426.33 [％C] ＋ 271.68 [％Ni]····(1)
Tγmax [℃] = 1276.47 － 59.24 [％Si] ＋ 919.22 [％C] ＋ 149.03 [％Ni]····(2)
단, [％A] 는 A 원소의 강 중 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

Description

방향성 전기 강판의 제조 방법{METHOD FOR MANUFACTURING GRAIN ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET}
본 발명은 강의 결정립이 밀러 지수로 판면으로 {110｝면이, 또 압연 방향으로 ＜001＞ 방향이 각각 집적된, 이른바 방향성 전기 강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
방향성 전기 강판은, 2 차 재결정 어닐링을 실시하고, 그 결정립을 {110｝＜001＞ 방위 (이후, 고스 방위라고 한다) 에 집적시킴으로써, 우수한 자기 특성을 나타내는 것이 알려져 있다 (예를 들어, 특허문헌 1 참조). 이 방향성 전기 강판의 자기 특성의 지표로는, 자장의 강도：800 A/m 에 있어서의 자속 밀도 B8 이나, 여자 (勵磁) 주파수：50 Hz 의 교류 자장으로 1.7 T 까지 자화 (磁化) 했을 때의 강판 1 ㎏ 당의 철손 W17/50 이 주로 사용되고 있다.
또, 방향성 전기 강판을 제조할 때에는 인히비터로 불리는 석출물을 이용하고, 최종 마무리 어닐링 중에 입계 이동도 차를 둠으로써, 고스 방위만을 우선 성장시키는 것이 일반적인 기술로서 이용되고 있다.
예를 들어, 특허문헌 1 에는 AlN, MnS 를 이용하는 방법이, 또 특허문헌 2 에는 MnS, MnSe 를 이용하는 방법이 각각 개시되어 있고, 모두 공업적으로 실용화되어 있다.
그러나, 이들 인히비터를 사용하는 방법은, 인히비터의 균일 미세 분산이 이상 (理想) 상태이고, 그 달성을 위해서 열연 전의 슬래브를 1300 ℃ 이상의 고온에서 가열해야 한다. 이와 같은 고온 슬래브 가열에 수반하여, 슬래브 결정 조직에는 과도한 조대화가 일어난다. 이 때, 슬래브 조직의 방위는, 열연 안정 방위인 {100｝＜011＞ 방위로 성장하기 쉽기 때문에, 상기와 같은 슬래브 조직의 조대화는, 결과적으로 2 차 재결정의 입자 성장을 크게 저해하여, 자기 특성을 크게 열화시키는 원인이 된다.
여기에, 상기 조대 슬래브 조직의 저감을 목적으로 하여, 예를 들어, 특허문헌 3 에는, 조 (粗) 압연의 1 패스째를, 1280 ℃ 이상의 온도역에 있어서 고 (高) 압하함으로써, α 입계로부터의 핵 발생을 촉진하여 균일 재결정 조직을 얻는 기술이 개시되어 있다.
또, 특허문헌 4 에는, 열연판 표층의 재결정을 목적으로 하여, 열연판 표층의 전단 변형량을 증가시키기 위해, 표면 조도가 4 ∼ 8 ㎛ Ra 의 롤을 사용하여, 1050 ∼ 1150 ℃ 의 온도 범위에서 압하율 40 ∼ 60 ％ 의 열연을 실시하는 기술이 개시되어 있다.
또한 특허문헌 5 에는, C 를 0.01 ∼ 0.06 wt ％ 함유하는 규소강 슬래브에 대해, 마무리 열연의 1 패스째에 40 ％ 이상의 고압하를 실시하고, 후반은 1 패스 당 30 ％ 이하의 경 (輕) 압하를 실시함으로써, 열연판 표층에 존재하는 고스 방위립을 증가시켜, 이른바 스트럭쳐 메모리 기구를 사용함으로써, 1 차 재결정 어닐링 후에도 표층에 고스 방위립을 증가시켜, 첨예한 2 차 재결정립만을 성장시키는 기술이 개시되어 있다.
일본 특허공보 소40-15644호 일본 특허공보 소51-13469호 일본 공개특허공보 평3-10020호 일본 공개특허공보 평2-101121호 일본 공개특허공보 소61-34117호
그러나, 특허문헌 3 에서는, 조 열연에 있어서 1280 ℃ 이상에서의 고압하 압연을 규정하고 있는데, 원래 기술 사상으로는 α 단상역에서의 고압하 압연이고, 성분에 따라서는 1280 ℃ 이상에서도 (α＋γ) 2 상역이 되어, 충분한 균일 재결정 조직을 얻을 수 없다는 문제가 있었다.
또, 특허문헌 4 에서는, 마무리 열연 제어에 의해 열연판 표층의 전단 변형은 증가하지만, 원래 재결정되기 어려운 것은 전단 변형이 도입되기 어려운 판 두께 중심층으로, 이 부위에서의 재결정을 촉진시키는 점에 문제가 남아 있었다.
또한 특허문헌 4 및 5 에 있어서는, 주로 고 γ 상 분율의 온도역을 고압하로 하는 것을 주안으로 하고 있는 것으로 추찰되지만, 최대 γ 상 분율 온도역은 소재 성분에 따라 크게 변화되기 때문에, 어느 성분에 따라서는 최대 γ 상 분율 온도역을 벗어난 온도역에 의해 고압하되기 때문에, 자성 개선 효과가 불충분해지는 문제가 있었다.
그래서 발명자들은, 상기한 과제를 해결하기 위해서 예의 검토를 실시하였다. 그 결과, 방향성 전기 강판에 있어서의 공지 성분인 Si, C, Ni 첨가량이 α 단상 상출 (相出) 온도 (Tα) 및 최대 γ 상 분율 온도 (Tγmax) 에 미치는 관계를 알아냄과 함께, 열간 압연의 조압연 공정의 1 패스째에 대해, α 단상 상출 온도로부터 구한 (Tα － 100) ℃ 이상의 온도에서 고압하 압연을 실시하고, 또한 열간 압연의 마무리 열연 공정 중의 어느 1 패스에 대해, 최대 γ 상 분율 온도로부터 구한 (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에 있어서 고압하 압연을 실시하는 것이 중요한 것을 알아내었다.
즉, 발명자들은, 상기한 열간 압연을 실시함으로써, 열연판에 있어서의 페라이트립이 미세화되고, 또 γ 상이 미세하고 균일하게 상출됨으로써 열연판 조직이 미세화되는 것, 및 그 열연판 조직의 미세화에 수반하여 1 차 재결정판의 집합 조직을 양호하게 제어할 수 있는 것을 함께 알아내었다.
본 발명은, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 열간 압연 중, 조압연 공정의 1 패스째, 및 마무리 압연 공정 중의 적어도 어느 1 패스에 있어서 소재 성분에 기초하는 소정의 온도역에서 고압하 압연을 실시함으로써, 2 차 재결정 후에 우수한 자기 특성을 발현하는 오스테나이트 (γ)-페라이트 (α) 변태 이용형의 방향성 전기 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또, 본 발명은, 상기 기술에 더하여, 1 차 재결정 어닐링의 승온 과정에 있어서 소정 온도역의 승온 속도를 제어하는 것이나, 자구 (磁區) 세분화 처리를 실시함으로써, 더욱 방향성 전기 강판의 자기 특성을 향상시킬 수 있다.
즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.
1. 질량％ 로, Si：3.0 ％ 이상 4.0 ％ 이하, C：0.020 ％ 이상 0.10 ％ 이하, Ni：0.005 ％ 이상 1.50 ％ 이하, Mn：0.005 ％ 이상 0.3 ％ 이하, 산 가용성 Al：0.01 ％ 이상 0.05 ％ 이하 및 N：0.002 ％ 이상 0.012 ％ 이하를 함유하고, 추가로 S 및 Se 중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 합계로 0 % 초과 0.05 ％ 이하 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 슬래브를 슬래브 가열 후, 열간 압연하고, 이어서 열연판 어닐링을 실시하거나 또는 실시하지 않고, 1 회 혹은 중간 어닐링을 사이에 두는 2 회 이상의 냉간 압연을 실시함으로써 최종 판 두께로 한 후, 1 차 재결정 어닐링을 실시하고, 다시 2 차 재결정 어닐링을 실시하는 일련의 공정으로 이루어지는 방향성 전기 강판의 제조 방법으로서, 상기 열간 압연의 조압연 공정에 있어서, 하기 (1) 식으로부터 산출한 α 단상 상출 온도를 Tα 로 할 때, 1 패스째를 (Tα － 100) ℃ 이상의 온도에서, 압하율이 30 ％ 이상인 조압연을 실시하고,
또한 그 열간 압연의 마무리 압연 공정에 있어서, 하기 (2) 식으로부터 산출한 최대 γ 상 분율 온도를 Tγmax 로 할 때, 적어도 1 패스를 (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에서, 압하율이 40 ％ 이상인 마무리 압연을 실시하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
Tα [℃] = 1383.98 － 73.29 [％Si] ＋ 2426.33 [％C] ＋ 271.68 [％Ni]····(1)
Tγmax [℃] = 1276.47 － 59.24 [％Si] ＋ 919.22 [％C] ＋ 149.03 [％Ni]····(2)
단, [％A] 는 A 원소의 강 중 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
2. 상기 강 슬래브가, 질량％ 로 추가로, Sn：0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Sb：0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Cu：0.005 ％ 이상 1.5 ％ 이하 및 P：0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 1 에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.
3. 상기 1 차 재결정 어닐링에 있어서의 500 ℃ ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도를 50 ℃/s 이상으로 하는 상기 1 또는 2 에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.
4. 상기 냉간 압연 후의 어느 단계에 있어서, 강판에 대해 자구 세분화 처리를 실시하는 상기 1 ∼ 3 중의 어느 하나에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.
5. 상기 2 차 재결정 후의 강판에, 전자빔 조사에 의한 자구 세분화 처리를 실시하는 상기 1 ∼ 3 중의 어느 하나에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.
6. 상기 2 차 재결정 후의 강판에, 연속 레이저 조사에 의한 자구 세분화 처리를 실시하는 상기 1 ∼ 3 중의 어느 하나에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.
7. (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에 있어서, 적어도 1 패스의 변형 속도가 6.0 s-1 이상의 마무리 열연을 실시하는 상기 1 ∼ 6 중의 어느 하나에 기재된 방향성 전기 강판의 제조 방법.
본 발명에 따른 방향성 전기 강판의 제조 방법에 의하면, 제품판에 있어서 고스 방위에 강하게 집적하도록 1 차 재결정판의 집합 조직을 제어할 수 있기 때문에, 2 차 재결정 어닐링 후에, 종래보다 더 우수한 자기 특성을 갖는 방향성 전기 강판을 제조하는 것이 가능해진다. 특히, 본 발명에 따른 방향성 전기 강판은, 일반적으로 제조가 곤란한 판 두께：0.23 ㎜ 와 같은 얇은 강판이라도, 2 차 재결정 어닐링 후의 철손 W17/50 이 0.85 W/㎏ 이하라는 우수한 철손 특성을 달성할 수 있다.
도 1 은, 마무리 어닐링판 자기 특성에 미치는 조 열연 및 마무리 열연 1 패스째 온도 및 압하율의 영향을 나타내는 그래프이다 (소재 No.3).
도 2 는, 마무리 어닐링판 자기 특성에 미치는 조 열연 및 마무리 열연 1 패스째 온도 및 압하율의 영향을 나타내는 그래프이다 (소재 No.15).
도 3 은, 마무리 어닐링판 자기 특성에 미치는 조 열연 및 마무리 열연 1 패스째 온도 및 압하율의 영향을 나타내는 그래프이다 (소재 No.20).
이하, 본 발명에 대해 구체적으로 설명한다. 또한, 강판 성분에 관한 「％」표시는 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미하는 것으로 한다.
Si：3.0 ％ 이상 4.0 ％ 이하
Si 는, 강의 전기 저항을 증대시키고, 철손의 일부를 구성하는 와전류손을 저감시키는 데에 매우 유효한 원소이다. 강판에 Si 를 첨가해 간 경우, 함유량이 11 ％ 까지는 전기 저항이 단조롭게 증가하지만, 함유량이 4.0 ％ 를 초과하고 나서, 가공성이 현저하게 저하된다. 한편, 함유량이 3.0 ％ 미만에서는, 전기 저항이 지나치게 작아져 양호한 철손 특성을 얻을 수 없다. 그 때문에, Si 는 3.0 ％ 이상 4.0 ％ 이하의 범위로 하였다.
C：0.020 ％ 이상 0.10 ％ 이하
C 는, 열연 및 열연판 어닐링의 균열시에 오스테나이트-페라이트 변태를 이용함으로써, 열연 조직의 개선을 도모하기 위해 필요한 원소이지만, C 함유량이 0.10 ％ 를 초과하면, 탈탄 처리의 부하가 증대할 뿐만 아니라, 탈탄 자체가 불완전해져, 제품판에 있어서 자기 시효를 일으키는 원인도 된다. 한편, C 함유량이 0.020 ％ 를 만족하지 않으면 열연 조직의 개선 효과가 작아, 원하는 1 차 재결정 집합 조직을 얻는 것이 곤란해진다. 그 때문에, C 는 0.020 ％ 이상 0.10 ％ 이하의 범위로 하였다.
Ni：0.005 ％ 이상 1.50 ％ 이하
Ni 는 오스테나이트 생성 원소이기 때문에, 오스테나이트 변태를 이용함으로써 열연판 조직을 개선하고, 자기 특성을 향상시키기 때문에 유용한 원소이다. 그러나, 함유량이 0.005 ％ 미만에서는, 자기 특성의 향상 효과가 작고, 한편, 함유량이 1.50 ％ 초과에서는, 가공성이 저하되기 때문에 통판성이 나빠지는 것 외에, 2 차 재결정이 불안정해져 자기 특성이 열화되므로, Ni 는 0.005 ∼ 1.50 ％ 의 범위로 하였다.
Mn：0.005 ％ 이상 0.3 ％ 이하
Mn 은, 2 차 재결정 어닐링의 승온 과정에 있어서, MnS 및 MnSe 가 정상립 성장을 억제하는 데에 있어서의 인히비터의 기능을 하기 때문에, 방향성 전기 강판에 있어서는 중요한 원소이다. 여기서, Mn 함유량이 0.005 ％ 를 만족하지 않으면 인히비터의 절대량이 부족하기 때문에, 정상립 성장의 억제력이 부족해진다. 한편, Mn 함유량이 0.3 ％ 를 초과하면, 열간 압연 전의 슬래브를 가열하는 과정에서, Mn 을 완전 고용시키기 위해서 고온의 슬래브 가열이 필요해질 뿐만 아니라, 인히비터가 조대 석출되어 버리기 때문에, 정상립 성장의 억제력이 부족하다. 그 때문에, Mn 은 0.005 ％ 이상 0.3 ％ 이하의 범위로 하였다.
산 가용성 Al：0.01 ％ 이상 0.05 ％ 이하
산 가용성 Al 은, 2 차 재결정 어닐링의 승온 과정에 있어서, AlN 이 정상립 성장을 억제하는 데에 있어서의 인히비터의 기능을 하기 때문에, 방향성 전기 강판에 있어서는 중요한 원소이다. 여기서, 산 가용성 Al 의 함유량이 0.01 ％ 를 만족하지 않으면 인히비터의 절대량이 부족하기 때문에, 정상립 성장의 억제력이 부족해진다. 한편, 산 가용성 Al 의 함유량이 0.05 ％ 를 초과하면 AlN 이 조대 석출되어 버리기 때문에, 역시 정상립 성장의 억제력이 부족하다. 그 때문에, 산 가용성 Al 은 0.01 ％ 이상 0.05 ％ 이하의 범위로 하였다.
N：0.002 ％ 이상 0.012 ％ 이하
N 은, Al 과 결합하여 인히비터를 형성하지만, 함유량이 0.002 ％ 미만에서는, 인히비터의 절대량이 부족하여, 정상립 성장의 억제력이 부족해진다. 한편, 함유량이 0.012 ％ 를 초과하면, 냉간 압연시에 블리스터로 불리는 공공 (空孔) 을 생성시켜 강판의 외관이 열화된다. 그 때문에, N 은 0.002 ％ 이상 0.012 ％ 이하의 범위로 하였다.
S 및 Se 중에서 선택한 1 종 또는 2 종의 합계：0 % 초과 0.05 ％ 이하
S 및 Se 는 Mn 과 결합하여 인히비터를 형성하지만, 함유량이 0.05 ％ 를 초과하면, 2 차 재결정 어닐링에 있어서, 탈 S, 탈 Se 가 불완전해지기 때문에, 철손 열화를 일으킨다. 그 때문에, S 및 Se 중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 합계량으로 0.05 ％ 이하로 하였다. 또한, 이들 원소는, 그 하한에 특별히 제한은 없지만, 그 첨가 효과를 발휘하기 위해서는 0.01 ％ 정도 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
이상, 본 발명의 기본 성분에 대해 설명했지만, 본 발명에서는, 그 외에도 필요에 따라, 이하에 나타내는 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.
Sn：0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Sb：0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Cu：0.005 ％ 이상 1.5 ％ 이하 및 P：0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하
Sn, Sb, Cu 및 P 는, 자기 특성 향상에 유용한 원소이지만, 각각의 함유량이 상기 범위의 하한값을 만족하지 않으면 자기 특성의 개선 효과가 부족하고, 한편, 각각의 함유량이 상기 범위의 상한값을 초과하면, 2 차 재결정이 불안정해져 자기 특성이 열화된다. 따라서, Sn：0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Sb：0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Cu：0.005 ％ 이상 1.5 ％ 이하 및 P：0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하의 범위에서 각각 함유할 수 있다.
상기 조성을 갖는 강 슬래브를 슬래브 가열하여, 열간 압연을 실시한다.
여기서, 본 발명의 큰 특징은, 상기 열간 압연의 조압연 공정 (본 발명에 있어서, 간단히 조 열연이라고도 한다) 및 마무리 압연 공정 (본 발명에 있어서, 마무리 열연이라고도 한다) 에 있어서, Si, C, Ni 첨가량으로부터 구한 α 단상 상출 온도를 Tα 로 했을 때, 및 최대 γ 상 분율 온도를 Tγmax 로 했을 때, 조 열연의 1 패스째에 대해서는, 표면 온도를 (Tα － 100) ℃ 이상으로 하여 고압하 압연을 실시하고, 또한 마무리 열연의 공정 중, 적어도 1 패스에 대해서는, 표면 온도를 (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역으로 하여 고압하 압연하는 것이다.
여기서, 본 발명의 완성에 이른 실험에 대해 설명한다. 표 1 에 나타내는 강 조성 슬래브에 대해, 가공 포머스터 시험기를 사용하여 승온 과정에 있어서의 열 팽창률을 측정하고, 그 기울기 변화로부터 Tα 를 구하였다. 즉, α 상 (bcc 구조) 이 γ 상 (fcc 구조) 에 비해 격자의 충전율이 낮기 때문에, 급격한 열 팽창률의 변화에 의해 α 단상의 상출을 확인할 수 있다.
Figure 112014103275401-pct00001
또, Tγmax 에 대해서는, 먼저, 열역학 계산 소프트 (Thermo-Calc) 를 사용하여, 당해 성분이 최대 γ 상 분율이 되는 온도를 개산 (槪算) 한다. 이어서, 재현 열 사이클 시험기를 사용하여 개산 온도 ± 30 ℃ 의 범위에 대해 5 ℃ 마다 각 30 분의 균열 처리 후, 급랭을 실시함으로써 조직을 동결한다. 그 때의 강판 조직을 광학 현미경을 사용한 조직 관찰에 의해, 약 130 ㎛ × 100 ㎛ 범위의 펄라이트 분율을 실측하고, 5 시야의 평균값을 γ 상 분율로 하였다.
그 후, 시험 온도와 γ 상 분율의 실측 결과의 관계를 플롯하여, 당해 플롯을 곡선 근사함으로써 γ 상 분율의 극대값을 구하고, 극대값을 취하는 온도를 Tγmax 로 하였다.
이상의 순서로 Tγmax 를 구한 결과를 표 1 에 병기한다. 동 표의 결과에 기초하여 중회귀 계산에 의해, Si, C, Ni 첨가량과 Tα 및 Tγmax 의 관계를 구하면 이하의 2 식, 즉 (1) 식 및 (2) 식과 같이 된다.
Tα [℃] = 1383.98 － 73.29 [％Si] ＋ 2426.33 [％C] ＋ 271.68 [％Ni]····(1)
Tγmax [℃] = 1276.47 － 59.24 [％Si] ＋ 919.22 [％C] ＋ 149.03 [％Ni]····(2)
단, [％A] 는 A 원소의 강 중 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
다음으로, 표 1 중, No.3, 15 및 20 에 나타내는 강 조성 슬래브에 대해, 열연 조건을 변경하는 실험을 실시하였다. 여기서, Tα 및 Tγmax 에 대해서는, 상기 (1) 식 및 (2) 식으로부터 구해지는 값을 사용하였다. No.3 소재에 대해서는, Tα = 1321 ℃, Tγmax = 1177 ℃, No.15 소재에 대해서는, Tα = 1323 ℃, Tγmax = 1144 ℃, No.20 소재에 대해서는, Tα = 1266 ℃, Tγmax = 1116 ℃ 이다.
표 1 에 나타낸 각 슬래브에 대해, 1400 ℃ 의 온도로 가열한 후, 조 열연-1 패스째 온도와 압하율 및 마무리 열연-1 패스째 온도와 압하율을 여러 가지 조건에서 실시하고, 판 두께가 2.6 ㎜ 두께가 될 때까지 열연하여, 1050 ℃ 에서 40 s 의 열연판 어닐링을 실시하였다. 그 후, 판 두께가 1.7 ㎜ 두께가 될 때까지 1 차 냉연을 실시하고, 1100 ℃ 에서 60 s 의 중간 어닐링을 실시하였다. 다시 판 두께가 0.23 ㎜ 의 두께가 될 때까지 냉간 압연하여, 800 ℃ 에서 120 s 의 탈탄 어닐링을 겸한 1 차 재결정 어닐링을 실시하였다. 그 후, 강판 표면에 MgO 를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포하고, 1150 ℃ 에서 50 h 의 순화 어닐링을 겸한 2 차 재결정 어닐링을 실시하여, 각각의 조건하에서의 시험편을 얻었다.
도 1 ∼ 3 에 표 1 중의 No.3, 15 및 20 소재의 자기 특성을 나타낸다. 도 1 ∼ 3 으로부터, (Tα － 100) ℃ 이상의 온도에서, 1 패스째의 압하율 ≥ 30 ％ 의 조 열연을 실시하고, 또한 (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에 있어서 1 패스째의 압하율 ≥ 40 ％ 의 마무리 열연을 실시함으로써, 양호한 자기 특성을 발현하는 것을 알 수 있다.
또한, 본 발명에 있어서, 조 열연의 1 패스째의 온도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 고온 슬래브 가열 후의 공랭을 고려하여, 1350 ℃ 정도가, 또 압하율의 상한은 접촉각의 관점에서 60 ％ 정도가 바람직하다. 또한 조 열연은, 총 패스가 2 ∼ 7 패스 정도에서 실시하지만, 2 패스째 이후의 온도 및 압하율은 특별히 한정되지 않고, 온도는 (Tα ― 150) ℃ 이상 정도, 압하율은 20 ％ 이상 정도이면 된다.
한편, 마무리 열연의 압하율의 상한은, 접촉각의 관점에서 80 ％ 정도가 바람직하다. 또한 마무리 열연은, 총 패스가 4 ∼ 7 패스 정도에서 실시하지만, 발명자들의 추가적인 검토의 결과, 2 패스째 이후여도, (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에서 압하율 ≥ 40 ％ 의 마무리 열연으로 하면, 어느 타이밍의 패스에서도 본 발명의 효과가 얻어지는 것을 알 수 있었다. 따라서, 본 발명에서는, 마무리 열연 공정에 있어서, 적어도 1 패스를 (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에서 압하율이 40 ％ 이상인 마무리 압연으로 하면 된다.
상기의 조건을 만족시켜 조 및 마무리 열연을 실시함으로써 상기 서술한 바와 같은 집합 조직 개선 효과가 발현되고, 제품판에 있어서 양호한 자기 특성을 발현할 수 있다. 또, (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에 있어서 1 패스의 변형 속도 6.0 s-1 이상의 마무리 열연을 실시함으로써, 본 발명의 특징인 마무리 열연 중에서의 γ 상의 미세 상출이 현저해져, 1 차 재결정판 집합 조직의 개선 효과 및 2 차 재결정판의 자기 특성 개선 효과가 현저해진다.
또한 본 발명에서는, 필요하다면, 열연판 어닐링함으로써 열연판 조직의 개선을 실시할 수 있다. 이 때의 열연판 어닐링은, 균열 온도：800 ℃ 이상 1200 ℃ 이하에서, 균열 시간：2 s 이상 300 s 이하의 조건에서 실시하는 것이 바람직하다.
열연판 어닐링의 균열 온도가 800 ℃ 미만에서는, 열연판 조직의 개선이 완전하지 않고, 미재결정부가 잔존하기 때문에, 원하는 조직을 얻을 수 없을 우려가 있다. 한편, 균열 온도가 1200 ℃ 초과에서는, AlN, MnSe 및 MnS 의 용해가 진행되어, 2 차 재결정 과정에서 인히비터의 억제력이 부족하여, 2 차 재결정되지 않게 된 결과, 자기 특성의 열화를 일으키게 된다. 그 때문에, 열연판 어닐링의 균열 온도는 800 ℃ 이상 1200 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또, 균열 시간을 2 s 미만으로 하면, 고온 유지 시간이 짧기 때문에, 미재결정부가 잔존하여, 원하는 조직을 얻을 수 없게 될 우려가 있다. 한편, 균열 시간을 300 s 초과로 하면, AlN, MnSe 및 MnS 의 용해가 진행되어, 2 차 재결정 과정에서 인히비터의 억제력이 부족하여, 2 차 재결정되지 않게 되어, 자기 특성의 열화를 일으키게 된다.
따라서, 열연판 어닐링의 균열 시간은 2 s 이상 300 s 이하로 하는 것이 바람직하다.
열연판 어닐링 후 또는 열연판 어닐링을 실시하지 않고, 강판을 1 회 혹은 중간 어닐링을 사이에 두는 2 회 이상의 냉간 압연에 의해 최종 마무리 두께까지 압연함으로써, 본 발명에 따른 방향성 전기 강판을 얻을 수 있다.
본 발명에 있어서, 중간 어닐링에 관련된 조건은 종래 공지된 조건에 따르면 되는데, 균열 온도：800 ℃ 이상 1200 ℃ 이하, 균열 시간：2 s 이상 300 s 이하로 하고, 중간 어닐링 후의 냉각 과정에 있어서는, 800 ∼ 400 ℃ 구간에서의 냉각 속도를 10 ℃/s 이상 200 ℃/s 이하의 급랭 처리로 하는 것이 바람직하다.
여기에, 상기한 균열 온도가 800 ℃ 미만에서는, 미재결정 조직이 잔존하기 때문에, 1 차 재결정판 조직에 있어서 정립 조직을 얻기 어려워져, 원하는 2 차 재결정립 성장이 불가능하여, 자기 특성의 열화를 일으킬 우려가 있다. 한편, 균열 온도가 1200 ℃ 초과에서는, AlN, MnSe 및 MnS 의 용해가 진행되어, 2 차 재결정 과정에서 인히비터의 억제력이 부족해져, 2 차 재결정되지 않게 되는 결과, 자기 특성의 열화를 일으킬 우려가 있다.
따라서, 최종 냉간 압연 전의 중간 어닐링의 균열 온도는 800 ℃ 이상 1200 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또, 균열 시간을 2 s 미만으로 하면, 고온 유지 시간이 짧으므로, 미재결정부가 잔존하기 때문에, 원하는 조직이 잘 형성되지 않게 된다. 한편, 균열 시간을 300 s 초과로 하면, AlN, MnSe 및 MnS 의 용해가 진행되어, 2 차 재결정 과정에서 인히비터의 억제력이 부족하여, 2 차 재결정되지 않게 되기 때문에, 자기 특성의 열화를 일으킬 우려가 있다.
따라서, 최종 냉간 압연 전의 중간 어닐링의 균열 시간은 2 s 이상 300 s 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 최종 냉간 압연 전의 중간 어닐링 후의 냉각 과정에 있어서, 800 ∼ 400 ℃ 구간에서의 냉각 속도를 10 ℃/s 미만으로 하면, 카바이드의 조대화가 진행되기 쉬워지고, 그 후의 냉간 압연으로부터 1 차 재결정 어닐링까지의 집합 조직의 개선 효과가 약해져, 자기 특성이 열화되기 쉬워진다. 한편, 800 ∼ 400 ℃ 구간에서의 냉각 속도를 200 ℃/s 초과로 하면, 경질의 마루텐사이트상이 생성되기 쉬워져, 1 차 재결정판 조직에 있어서 원하는 조직을 얻을 수 없어, 자기 특성의 열화를 일으킬 우려가 있다.
따라서, 최종 냉간 압연 전의 중간 어닐링 후의 냉각 과정에 있어서의 800 ∼ 400 ℃ 구간에서의 냉각 속도는, 10 ℃/s 이상 200 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서는, 최종 냉간 압연에 있어서의 압하율을 80 ％ 이상 92 ％ 이하로 함으로써, 보다 양호한 1 차 재결정판의 집합 조직을 얻을 수 있다.
최종 냉간 압연에 의해 최종 판 두께까지 압연된 강판에, 바람직하게는, 균열 온도：700 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 1 차 재결정 어닐링을 실시한다. 또, 1 차 재결정 어닐링은, 예를 들어 습수소 분위기 중에서 실시하면, 강판의 탈탄을 겸하여 실시할 수도 있다.
여기에, 1 차 재결정 어닐링에 있어서의 균열 온도가 700 ℃ 미만에서는, 미재결정부가 잔존하여, 원하는 조직을 얻을 수 없을 우려가 있다. 한편, 균열 온도가 1000 ℃ 초과에서는, 고스 방위립의 2 차 재결정이 일어날 가능성이 있다.
따라서, 1 차 재결정 어닐링은 700 ℃ 이상 1000 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기의 조건을 만족하는 통상적인 1 차 재결정 어닐링을 실시함으로써, 상기 서술한 바와 같은 집합 조직 개선 효과를 달성한다. 그러나, 1 차 재결정 어닐링의 균열 온도에 이를 때까지의 500 ℃ ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도가 50 ℃/s 이상이 되는 1 차 재결정 어닐링을 실시함으로써, 추가로 1 차 재결정판의 집합 조직의 S 방위 ({12 4 1} ＜014＞ ) 강도 비율이나 고스 방위 비율을 높일 수 있고, 따라서, 2 차 재결정 후의 자속 밀도를 높이면서 결정 입경을 저감시켜 철손 특성을 개선시키는 것이 가능해진다.
여기서, 1 차 재결정 어닐링의 온도역은, 냉간 압연 후에 있어서의 조직의 회복에 상당하는 온도역을 급열하여, 재결정시키는 것이 1 차 재결정 어닐링의 목적이기 때문에, 조직의 회복에 상당하는 500 ℃ ∼ 700 ℃ 에서의 승온 속도가 중요하여, 당해 범위를 규정하는 것이 바람직하다. 구체적으로는, 그 온도역의 승온 속도가 50 ℃/s 미만에서는, 당해 온도에서의 조직의 회복을 충분히 억제할 수 없으므로, 승온 속도를 50 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 승온 속도의 상한에 제한은 없지만, 설비적인 면에서 300 ℃/s 로 하는 것이 바람직하다.
또, 1 차 재결정 어닐링은, 일반적으로 탈탄 어닐링을 겸하는 경우가 많아, 적정한 산화성 분위기 (예를 들어 PH2O/PH2 ＞ 0.1) 에서 실시하면 된다. 또한, 높은 승온 속도가 요구되는 상기 500 ℃ ∼ 700 ℃ 사이에 대해서는, 설비 등의 제약에 의해 산화성 분위기의 도입이 곤란한 경우를 생각할 수 있지만, 탈탄의 관점에서 주로 800 ℃ 근방에서의 산화성 분위기가 중요해지기 때문에, 500 ℃ ∼ 700 ℃ 사이에 대해서는 PH2O/PH2 ≤ 0.1 의 범위여도 문제는 없다.
이들 어닐링이 곤란한 경우에는 별도로 탈탄 어닐링 공정을 실시해도 된다.
본 발명에서는, 1 차 재결정 어닐링 후부터 2 차 재결정 어닐링 개시까지의 동안에, 강 중에 N 을 150 ∼ 250 ppm 의 범위에서 함유시키는 질화 처리를 실시하는 것도 가능하다. 이를 위해서는, 1 차 재결정 어닐링 후, NH3 분위기 중에서 열처리를 실시하거나, 질화물을 어닐링 분리제 중에 함유시키거나, 2 차 재결정 어닐링 분위기를 질화 분위기로 하거나 하는 공지된 기술을 적용할 수 있다.
그 후, 필요하면 강판 표면에 MgO 를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포하고, 이어서 2 차 재결정 어닐링을 실시할 수 있다. 이 2 차 재결정 어닐링의 어닐링 조건에 대해서도 특별히 제한은 없고, 종래 공지된 어닐링 조건에서 실시하면 된다. 또한, 이 때의 어닐링 분위기를 수소 분위기로 하면, 순화 어닐링도 겸하여 실시할 수 있다. 그 후, 절연 피막 도포 공정 및 평탄화 어닐링 공정을 거쳐, 원하는 방향성 전기 강판을 얻는다. 이 때의 절연 피막 도포 공정 및 평탄화 어닐링 공정의 제조 조건에도 특별한 규정은 없고, 통상적인 방법에 따르면 된다.
상기의 조건을 만족하여 제조된 방향성 전기 강판은, 2 차 재결정 후에 매우 높은 자속 밀도를 갖고, 아울러 낮은 철손 특성을 갖는다.
그러나, 높은 자속 밀도를 갖는다는 것은, 2 차 재결정 과정에 있어서, 고스 방위 근방의 방위만이 우선 성장한 것을 나타내고 있다. 즉, 고스 방위 근방이 될수록, 2 차 재결정립의 성장 속도는 증대되는 것이 알려져 있으므로, 고자속 밀도화한다는 것은, 잠재적으로 2 차 재결정 입경이 조대화되는 것을 나타내고 있어, 히스테리시스손 저감의 관점에서는 유리하지만, 와전류손 저감의 관점에서는 불리해지는 경우가 있다. 이와 같은 철손 저감이라는 최종 목표에 대한 상반되는 사상을 유리하게 해결하기 위해서, 본 발명에서는 자구 세분화 처리를 실시할 수 있다.
자구 세분화 처리를 실시함으로써, 2 차 재결정 입경의 조대화에 의한 와전류손의 증대가 개선되어, 히스테리시스손의 저감과 함께, 전술한 방향성 전기 강판의 실시형태보다 더 매우 양호한 철손 특성을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에서는, 종래 공지된 모든 내열형, 혹은 비내열형의 자구 세분화 처리 방법을 모두 적용할 수 있지만, 특히, 2 차 재결정 후의 강판 표면에 대해, 전자빔 혹은 연속 레이저를 사용한 자구 세분화 처리를 실시하면, 강판 판 두께 내부까지 자구 세분화 효과를 침투시킬 수 있으므로, 에칭법 등의 다른 자구 세분화 처리보다 더욱 낮은 철손 특성을 얻을 수 있다.
실시예
[실시예 1]
표 2 에 나타내는 강 조성 슬래브를 1420 ℃ 의 온도에서 가열한 후, 1280 ℃ 에서 조 열연 1 패스째를 압하율 40 ％ 로 실시하고, 1180 ℃ 에서 마무리 열연 1 패스째를 압하율 50 ％ 로 실시하여, 판 두께：2.6 ㎜ 까지 열간 압연하였다. 그 후, 1050 ℃ 에서 40 s 의 열연판 어닐링을 실시하였다. 그 후, 판 두께：1.6 ㎜ 까지 냉간 압연을 실시하고, 1080 ℃ 에서 80 s 의 중간 어닐링을 실시한 후, 판 두께：0.23 ㎜ 까지 냉간 압연하여, 820 ℃ 에서 120 s 의 탈탄을 겸한 1 차 재결정 어닐링을 실시하였다. 그 후, 강판 표면에 MgO 를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 1150 ℃ 에서 50 h 의 순화를 겸한 2 차 재결정 어닐링을 실시하였다.
표 2 에 이하의 (1), (2) 식으로부터 산출한 Tα, Tγmax, 및 마무리 어닐링판 자기 측정의 결과를 병기한다.
Tα [℃] = 1383.98 － 73.29 [％Si] ＋ 2426.33 [％C] ＋ 271.68 [％Ni]····(1)
Tγmax [℃] = 1276.47 － 59.24 [％Si] ＋ 919.22 [％C] ＋ 149.03 [％Ni]····(2)
단, [％A] 는 A 원소의 강 중 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
Figure 112014103275401-pct00002
표 2 로부터 조 열연의 1 패스째에 대해, (Tα － 100) ℃ 이상의 온도 범위에 있어서 고압하를 실시하고, 또한 마무리 열연의 1 패스째에 대해, (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도 범위에 있어서 고압하를 실시한 소재에 대해서는, 우수한 자기 특성을 얻을 수 있었다. 한편, No.1, No.4 의 소재에 대해, 우수한 자기 특성을 얻을 수 없었던 원인은, 성분으로부터 산출되는 최대 γ 상 분율 온도역에 대해, 마무리 열연 1 패스째 온도가 고온측이었기 때문에 페라이트립의 재결정립 미세화 및 γ 상의 균일 상출이 충분하지 않았기 때문인 것으로 추정된다.
이상의 결과로부터, 강 슬래브 성분에 기초하여, 상기 (1), (2) 식을 사용하여 Tα, Tγmax 를 산출하고, 조 열연 1 패스째에 대해, (Tα － 100) ℃ 이상의 온도 범위에 있어서 30 ％ 이상의 고압하를 실시하고, 또한 마무리 열연 1 패스째에 대해, (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도 범위에 있어서 40 ％ 이상의 고압하를 실시함으로써, 자기 특성이 우수한 방향성 전기 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.
[실시예 2]
표 3 에 나타내는 강 조성 슬래브를 1420 ℃ 의 온도에서 가열한 후, 1280 ℃ 에서 조 열연 1 패스째를 압하율 40 ％ 로 실시하고, 1180 ℃ 에서 마무리 열연 1 패스째를 압하율 50 ％ 로 실시하여, 판 두께：2.6 ㎜ 까지 열간 압연하였다. 그 후, 1050 ℃ 에서 40 s 의 열연판 어닐링을 실시하였다. 그 후, 판 두께：1.8 ㎜ 까지 냉간 압연을 실시하고, 1080 ℃ 에서 80 s 의 중간 어닐링을 실시한 후, 판 두께：0.27 ㎜ 까지 냉간 압연하여, 820 ℃ 에서 120 s 의 탈탄을 겸한 1 차 재결정 어닐링을 실시하였다. 그 후, 강판 표면에 MgO 를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포한 후, 1150 ℃ 에서 50 h 의 순화를 겸한 2 차 재결정 어닐링을 실시하였다.
표 3 에 상기 (1), (2) 식으로부터 산출한 Tα, Tγmax, 및 마무리 어닐링판 자기 측정의 결과를 병기한다.
Figure 112014103275401-pct00003
표 3 으로부터, 조 열연의 1 패스째에 대해, (Tα － 100) ℃ 이상의 온도 범위에 있어서 고압하를 실시하고, 또한 마무리 열연의 1 패스째에 대해, (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도 범위에 있어서 고압하를 실시한 소재에 대해서는, 우수한 자기 특성이 얻어지고 있다.
이상의 결과로부터, 강 슬래브 성분에 기초하여, 상기 (1), (2) 식으로부터 Tα, Tγmax 를 산출하고, 조 열연 1 패스째에 대해, (Tα － 100) ℃ 이상의 온도 범위에 있어서 30 ％ 이상의 고압하를 실시하고, 또한 마무리 열연 1 패스째에 대해, (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도 범위에 있어서 40 ％ 이상의 고압하를 실시함으로써, 자기 특성이 우수한 방향성 전기 강판이 얻어지는 것을 알 수 있다.
[실시예 3]
상기 서술한 실시예 1 및 2 는, 1 차 재결정 어닐링에 있어서의 500 ℃ ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도를 20 ℃/s 로 실시한 결과이다. 그래서, 실시예 1 의 No.2 (발명예) 의 조건에서 판 두께：0.23 ㎜ 의 두께까지 냉간 압연한 샘플을 사용하고, 1 차 재결정 어닐링에 있어서의 500 ℃ ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도를 표 4 에 나타내는 값으로 하여, 추가로 자구 세분화 처리 수법을 바꾸는 시험을 실시하였다.
여기에, 에칭 홈은 판 두께：0.23 ㎜ 의 두께까지 냉간 압연한 강판의 편면 에 대해, 폭：150 ㎛, 깊이：15 ㎛, 압연 방향 간격：5 ㎜ 의 홈을 압연 직각 방향으로 형성하였다. 한편, 전자빔은 마무리 어닐링 후의 강판의 편면에 대해, 가속 전압：100 kV, 조사 간격：5 ㎜, 빔 전류：3 mA 의 조건에서 압연 직각 방향으로 연속 조사하였다. 레이저는, 마무리 어닐링 후의 강판의 편면에 대해, 빔 직경：0.3 ㎜, 출력：200 W, 주사 속도：100 m/s, 조사 간격：5 ㎜ 의 조건에서 압연 직각 방향으로 연속 조사하였다.
표 4 에 자기 특성의 측정 결과를 병기한다.
Figure 112014103275401-pct00004
표 4 에 나타낸 바와 같이, 1 차 재결정 어닐링에 있어서의 500 ℃ ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도를 증가시킴에 따라, 양호한 철손 특성을 나타내는 것을 알 수 있다. 또, 모든 승온 속도에 대해, 자구 세분화 처리를 실시함으로써 매우 양호한 철손 특성을 나타내는 것을 알 수 있다.
[실시예 4]
실시예 1, 2 및 3 은, 마무리 열연의 1 패스째에, (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에서, 변형 속도：8.0 s-1 로 하여 실험을 실시한 결과이다. 그래서, 실시예 1 의 No.3 (발명예) 의 소재에 대해, 마무리 열연 중의 어느 하나의 1 패스의 변형 속도만을 변경하는 실험을 실시하였다.
표 5 에 나타내는 바와 같은 압하율 및 압연 속도를 사용하고, 적어도 1 패스의 마무리 열연을 (Tγmax ± 50) ℃ 내에 상당하는 1150 ℃ 에 있어서 실시함으로써, 변형 속도를 조정하고, 그 후 2.0 ㎜ 까지 열간 압연하였다. 이어서, 1100 ℃, 60 s 의 열연판 어닐링을 실시하였다. 추가로 0.23 ㎜ 까지 냉간 압연하고, 820 ℃, 120 s 의 탈탄을 겸한 1 차 재결정 어닐링을 실시하였다. 그 후, 강판 표면에 MgO 를 주성분으로 하는 어닐링 분리제를 도포하여, 1150 ℃, 50 h 의 순화를 겸한 2 차 재결정 어닐링을 실시하였다. 표 5 에 마무리 어닐링판 자기 측정의 결과를 병기한다.
Figure 112014103275401-pct00005
표 5 에 나타낸 바와 같이, (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에 있어서, 적어도 1 패스의 변형 속도를 6.0 s-1 이상으로 한 마무리 열연을 실시함으로써, 양호한 철손 특성을 나타내는 것을 알 수 있다.

Claims (11)

  1. 질량％ 로, Si：3.0 ％ 이상 4.0 ％ 이하, C：0.020 ％ 이상 0.10 ％ 이하, Ni：0.005 ％ 이상 1.50 ％ 이하, Mn：0.005 ％ 이상 0.3 ％ 이하, 산 가용성 Al：0.01 ％ 이상 0.05 ％ 이하 및 N：0.002 ％ 이상 0.012 ％ 이하를 함유하고, 추가로 S 및 Se 중에서 선택한 1 종 또는 2 종을 합계로 0 % 초과 0.05 ％ 이하 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 슬래브를 1300 ℃ 이상으로 슬래브 가열 후, 열간 압연하고, 이어서 열연판 어닐링을 실시하거나 또는 실시하지 않고, 1 회 혹은 중간 어닐링을 사이에 두는 2 회 이상의 냉간 압연을 실시함으로써 최종 판 두께로 한 후, 1 차 재결정 어닐링을 실시하고, 다시 2 차 재결정 어닐링을 실시하는 일련의 공정으로 이루어지는 방향성 전기 강판의 제조 방법으로서,
    상기 열간 압연의 조압연 공정에 있어서, 하기 (1) 식으로부터 산출한 α 단상 상출 온도를 Tα 로 할 때, 1 패스째를 (Tα － 100) ℃ 이상의 온도에서, 압하율이 30 ％ 이상인 조압연을 실시하고,
    또한 그 열간 압연의 마무리 압연 공정에 있어서, 하기 (2) 식으로부터 산출한 최대 γ 상 분율 온도를 Tγmax 로 할 때, 적어도 1 패스를 (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에서, 압하율이 40 ％ 이상인 마무리 압연을 실시하는 방향성 전기 강판의 제조 방법:
    Tα [℃] = 1383.98 － 73.29 [％Si] ＋ 2426.33 [％C] ＋ 271.68 [％Ni]····(1)
    Tγmax [℃] = 1276.47 － 59.24 [％Si] ＋ 919.22 [％C] ＋ 149.03 [％Ni]····(2)
    단, [％A] 는 A 원소의 강 중 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 강 슬래브가, 질량％ 로 추가로, Sn：0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Sb：0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Cu：0.005 ％ 이상 1.5 ％ 이하 및 P：0.005 ％ 이상 0.50 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 1 차 재결정 어닐링에 있어서의 500 ℃ ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도를 50 ℃/s 이상으로 하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
  4. 제 2 항에 있어서,
    상기 1 차 재결정 어닐링에 있어서의 500 ℃ ∼ 700 ℃ 사이의 승온 속도를 50 ℃/s 이상으로 하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 냉간 압연 후의 어느 단계에 있어서, 강판에 대해 자구 세분화 처리를 실시하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
  6. 제 1 항 내지 제 4 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 2 차 재결정 후의 강판에, 전자빔 조사에 의한 자구 세분화 처리를 실시하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
  7. 제 1 항 내지 제 4 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 2 차 재결정 후의 강판에, 연속 레이저 조사에 의한 자구 세분화 처리를 실시하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
  8. 제 1 항 내지 제 4 항 중의 어느 한 항에 있어서,
    (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에 있어서, 적어도 1 패스의 변형 속도가 6.0 s-1이상의 마무리 열연을 실시하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
  9. 제 5 항에 있어서,
    (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에 있어서, 적어도 1 패스의 변형 속도가 6.0 s-1 이상의 마무리 열연을 실시하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
  10. 제 6 항에 있어서,
    (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에 있어서, 적어도 1 패스의 변형 속도가 6.0 s-1 이상의 마무리 열연을 실시하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
  11. 제 7 항에 있어서,
    (Tγmax ± 50) ℃ 의 온도역에 있어서, 적어도 1 패스의 변형 속도가 6.0 s-1 이상의 마무리 열연을 실시하는 방향성 전기 강판의 제조 방법.
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