KR19990004252A - 저온 슬라브 가열방식의 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법 - Google Patents

저온 슬라브 가열방식의 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 변압기, 전동기, 발전기 및 기타 전자 기기 등의 철심재료로 사용되는 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이며, 그 목적은 탈탄 및 질소부화를 동시에 수행함으로써 제조공정이 혁신적으로 단축됨과 동시에 2차재결정이 안정화되는 저온 스라브 가열 방식의 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법을 제공함에 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조 방법에 있어서, 중량%로, C:0.01-0.04%, Si:2.90-3.30%, Mn:0.15-0.30%, 산가용성 Al:0.010-0.040%, N:0.003-0.010%, P:0.015%이하, S:0.006%이하, Cu:0.30-0.70%, Ni:0.03-0.07%, Cr:0.03-0.07% 및 잔부 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어지는 강 스라브를 1130-1320℃의 온도에서 1-10시간 가열하고, 이어 열간압연, 열연판소둔한 후, 1회 냉간압연하여 냉연판을 만든 다음; 이슬점이 30-70℃이고 함질소 가스 분위기에서 700-950℃의 온도로 30초-10분간 탈탄소둔겸 질화처리하고; 이어 MgO를 주성분으로 하는 용착방지제를 도포한 후, 마무리 고온소둔하는 것을 포함하여 이루어지는 저온 스라브 가열 방식의 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것을 그 기술적 요지로 한다.

Description

저온 슬라브 가열 방식의 고자속밀도 방향성전기강판의 제조방법
본 발명은 변압기, 전동기, 발전기 및 기타 전자 기기 등의 철심재료로 사용되는 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로써, 보다 상세하게는 탈탄 및 질소부화를 동시에 수행함으로써 제조공정이 혁신적으로 단축됨과 동시에 2차재결정이 안정화되는 저온 스라브 가열 방식의 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 방향성 전기강판은 결정립의 방위가 (110)[001]방향으로 정열된 집합조직('고스조직' 이라고도 함)을 가지고 있으며, 냉간압연방향으로 우수한 자기적특성을 갖고 있어 주로 변압기나 발전기의 철심으로 사용되고 있다.
방향성 전기강판의 자기적특성은 주로 자속밀도와 철손으로 나타내는데, 이중 자속밀도는 통상 1000A/m의 자장에 의해 철심내에 유기되는 자속밀도(B10)를 나타내며, 자속밀도가 높으면 철심재료를 적게 사용하더라도 같은 성능을 발휘할 수 있어 전기 기기를 소형화할 수 있는 장점이 있다. 또한, 철손은 일정한 주파수 50Hz의 교류에 의해 1.7Tesla의 자속밀도가 얻어지도록 할 때 철심내에서 열등으로 낭비되는 에너지손실을 의미하는 것으로서, 철손(W17/50)값이 작아지면 전기 기기의 에너지 효율이 높아진다. 따라서, 전기 기기의 소형화 및 에너지 절약차원에서 자속밀도가 높고, 철손이 낮은 방향성 전기강판의 필요성이 커지고 있다.
한편, 방향성 전기강판의 (110)[001]집합조직은 2차재결정 현상을 이용하여 얻어지는 것으로, 보통의 1차재결정에 의해 생긴 미세한 결정립들중에서 특정방위의 결정립, 소위 고스(Goss)방위라 불리는 (110)[001]의 방위를 가진 결정립(통상 '2차재결정의 핵'이라 함)이 강판 전체로 이상 성장한 것이다. 이러한 2차재결정이 완전히 일어나고, 그 방향성이 우수할 때 고자속밀도가 얻어진다고 알려져 있다.
2차재결정을 안정화하기 위해서는 1차재결정립들의 크기가 균일함과 동시에 1차재결정립들의 방위(이하, '1차재결정립 집합조직'이라 함)가 2차재결정의 핵에 잘 잠식될 뿐만 아니라, 2차재결정의 성장과정에서 2차재결정이 이상적인 [001]방향을 고수하여 성장하여야 한다. 즉, 우수한 방향성을 갖는 2차재결정립을 발달시키는데 유리한 것이어야 하는 것으로 알려져 있다.
이를 위해서는 적절한 합금설계 및 이에 따른 적절한 공정제어 특히, 2차재결정이 일어나기 전까지 1차재결정립의 성장을 억제하는 것이 필요하다. 즉, 1차재결정립의 성장 억제제(이하, '입성장 억제제'라 함)로 이용하는 MnS, MnSe, AlN, 및 Cu2S등과 같은 석출물의 양 및 크기 그리고, 분포를 잘 제어하여 수백 내지 2000Å 크기의 미세한 석출물 등이 가능한 많이 균일하게 분포되도록 함으로써 입성장억제력을 확보하는 것이 필요하다.
이러한 석출물분포제어를 위해, 제강단계에서 적정량의 석출물 형성원소를 첨가하고 연속주조후 슬라브내에 형성된 조대한 석출물을 고온의 스라브가열에 의해 완전히 고용시킨 다음, 후속되는 열간압연공정에서 석출물들이 미세하고 균일하게 분포되도록 제어하는 재래식 방향성 전기강판의 제조방법이 알려져 있다.
이러한 재래식 방향성 전기강판의 제조공정은 상기한 바와 같이 석출물의 고용을 위해 열간압연전 1400℃정도의 고온에서 5시간정도의 스라브가열을 실시해야하기 때문에, 여러 가지 문제가 발생하고 있다. 즉, 고온의 스라브 가열과정중 슬라브 표면에서 공기와의 산화반응으로 Si 및 Fe가 복합된 파얄라이트라는 산화물이 형성되는데, 이 산화물은 융점이 낮아 스라브 표면온도가 1330℃정도만 되어도 표면에서부터 쇳물(슬래그)로 녹아 내리는 현상이 발생한다. 이때, 녹아 내리는 쇳물은 외측으로 흘러내리도록 설계되어 있지만, 일부는 가열로내의 지지대 등에 축적되어 작업종료시 응고되어 스케일제거 등을 위한 내부보수가 필요하게 되며 연속작업을 특징으로 하는 제철소에서 작업성불량, 생산성감소, 원가상승 등의 상당한 비용부담이 되고 있다. 따라서, 슬라브가 녹지 않는 온도인 1320℃이하의 온도에서 슬라브를 가열하는 것이 가능하다면 매우 큰 이익을 기대할 수 있다.
스라브 가열온도를 낮추기 위한 노력은 선진 제조사를 중심으로 총력적으로 경주되고 있으며, 그 주요방법은 크게 두 가지로 대별된다. 즉, 저온스라브 가열시에도 입성장억제제인 석출물의 고용이 가능하도록 강성분계를 조정하는 방법과 스라브 가열시 석출물의 고용을 제어하지 않고 후속공정에서 부가적인 석출물 관리를 통하여 저온스라브 가열이 가능한 방법들이 알려져 있다.
이러한 종래기술로, 다까하시 노부유기 등의 발명자가 대한민국 특허공개공보 89-8334호에 제안한 기술이 있다. 상기 제안은 제조공정중 강판내에 질소를 부하하여 AlN등의 석출물을 보강함으로써 저온스라브가열이 가능한 고자속밀도 방향성 전기강판을 제조하는 것이다. 그러나, 이 제안에 의하면, 탈탄소둔후 질소부화(또는 침질)소둔을 추가적으로 실시해야 하기 때문에 추가로설비가 필요하며, 만약 그렇지 않고 기존설비를 이용할 경우 2회의 소둔을 행해야 하는 등 제조공정이 복잡하고 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
이에, 본 발명자는 제조공정의 단축과 더불어 제조원가의 상승을 막기 위해 여러 각도로 연구한 결과, 탈탄소둔과 질화소둔을 한꺼번에 행하므로서 상술한 종래문제를 해결할 수 있다는 근거 하에 본 발명을 제안하기에 이르렀다.
즉, 본 발명은 저온스라브 재가열이 가능함과 동시에 단축된 제조공정으로 고자속밀도 방향성 전기강판을 안정하게 제조할 수 있는 방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조 방법에 있어서, 중량%로, C:0.01-0.04%, Si:2.90-3.30%, Mn:0.15-0.30%, 산가용성 Al:0.010-0.040%, N:0.003-0.010%, P:0.015%이하, S:0.006%이하, Cu:0.30-0.70%, Ni:0.03-0.07%, Cr:0.03-0.07% 및 잔부 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어지는 강 스라브를 1130-1320℃의 온도에서 1-10시간 가열하고, 이어 열간압연, 열연판소둔, 1회 냉간압연하여 냉연판을 만든 다음; 이슬점이 30-70℃이고 함질소 가스분위기에서 700-950℃의 온도로 30초-10분간 탈탄소둔겸 질화처리하고; 이어 MgO를 주성분으로 하는 용착방자제를 도포한 후, 최종 마무리소둔하는 것을 포함하여 구성된다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다.
본 발명은 탈탄소둔과 질화처리를 동시에 행하(이하, '동시탈탄질화소둔'이라 함)고, 안정적인 2차재결정을 확보하는 데, 그 특징이 있다.
본 발명에 의하면, 통상 0.045-0.065% 정도의 탄소를 함유하는 기존 AlN계 고자속밀도 방향성 전기강판을 동시탈탄질화소둔하면 적정량의 질소부화는 가능하나 단시간내에 충분한 탈탄이 이루어지지 않으므로, 탄소 함량의 제어가 필요하다.
그런데, 탄소의 양을 통상에 비해 적게 첨가하게 되면 열간압연판의 미세조직이 불균일해지게 되며, 결과적으로 동시탈탄질화소둔후 1차재결정 미세조직도 불균일해지기 때문에 적정량의 질소부화로 입성장억제력이 확보되더라도 2차재결정 발달이 불안정하게 되어 고자속밀도 특성을 얻지 못하는 문제점이 나타났다.
본 발명자들은 탄소저감에 따른 1차재결정립의 미세조직이 불균일하게 분포되는 것을 방지하기 위해 수많은 실험을 행한 결과, Cu, Ni, Cr의 적정한 첨가량에 따라 적정량의 질소를 부화하면 균일한 1차재결정조직이 얻어짐을 발견하였다.
이하, 본 발명의 강성분을 구체적으로 설명하면 다음과 같다.
먼저, 강스라브중의 C는 0.01%미만 함유되는 경우 스라브 가열시 결정립들이 조대 성장하여 최종 고온소둔시 2차재결정의 발달이 불안정해지므로 좋지 않으며, 0.04%를 초과하면 탈탄공정인 동시탈탄질화소둔시 장시간이 소요되어 바람직하지않다.
Si는 전기강판의 기본성분으로 소재의 비저항치를 증가시켜 철손을 낮추는 역할을 하지만, 첨가 함량이 2.9%미만에서는 철손특성이 나쁘고, 첨가 함량이 3.3%초과할 경우에는 냉간압연성이 열화하므로 바람직하다.
Mn은 스라브에 오스테나이트를 형성하여 AlN의 고용을 용이하게 하는 원소로 0.15%미만으로 첨가된 경우 오스테나이트의 형성량이 너무 적게 되므로 좋지 않으며, 0.30%을 초과하는 경우 압연시 압연부하가 너무 증가되어 판형상이 불균일해지므로 좋지 않다.
산가용성Al 및 N은 AlN 석출물의 형성에 필요한 원소로서 산가용성Al은 0.010%미만의 경우 2차재결정의 방향성이 열화되어 자속밀도가 저하되며, 0.04%를 초과하면 2차재결정의 발달이 불안정해지므로 좋지 않다.
N은 0.003%미만의 경우 AlN의 양이 부족하게 되며, 0.010%를 초과하게 되면 제품에 블리스터(Blister) 형태의 결함이 발생하기 쉬워지므로 바람직하지 않다.
P는 통상보다 많은 경우 냉간압연시 판파단을 초래할 수 있으므로 제강에서 비용상승을 유발하지 않고 제어할 수 있는 양인 0.015%이하로 제한한다.
S은 과도하게 첨가하면 스라브 중심부의 S편석이 심해지며, 이를 군질화하기 위해서는 본 발명범위 이상의 온도로 스라브를 가열해야 하므로 0.06%이하로 첨가하도록 하는 것이 바람직하다.
Cu, Ni, Cr은 탄소저감에 따른 열연판의 미세조직을 균질하게 할뿐만 아니라 동시탈탄질화소둔판의 1차재결정 미세조직을 균일하게 하기 위해 첨가하는 중요한 성분이다. 그 첨가량은 각각 0.3-0.7%, 0.03-0.07%, 0.03-0.07%로서, 이중 어느 한 원소라도 그 첨가량의 하한치 미만으로 첨가된 경우는 동시탈탄질화소둔후의 1차재결정 미세조직 균일화 효과가 미약하게 되어 2차재결정이 불안정하게 일어나 자기적 특성이 열화된다. 또한, 각 성분범위의 상한치를 초과하게 되는 경우 그 효과는 크지 않으며 오히려 탈탄을 어렵게 하거나(Cu, Cr) 고가의 합금(Ni) 첨가에 따른 원가상승이 유발되므로 바람직하지 않다.
본 발명의 강성분은 이상과 같고, 그 나머지 Fe로 구성되어 있다. 이 외에 제강시 원재료로부터 혼입되는 불가피한 원소(B, Ti, Nb, V)들의 경우 미량(80ppm이하)으로 함유되어도 무방하다. 또한, 상기와 같은 규소강 소재는 통상의 여하한 용해법, 조괴법, 연주법 등을 이용하여 제조한 경우에도 본 발명의 소재로 사용할 수 있다.
이와 같은 강성분으로 조성되는 규소강 스라브의 두께가 너무 얇은 경우 열간압연 생산성이 떨어지고 너무 두꺼우면 스라브 가열시간이 길어져야 하므로 150-350mm로 제어하는 것이 보다 바람직하다.
상기와 같은 규소강 스라브를 열간압연전 가열하는데, 가열온도가 1130℃ 미만의 경우 열간압연시 롤하중(Roll Force)이 과다하게 되어 판형상제어가 어렵게 되므로 바람직하지 않으며, 1320℃를 초과하는 경우 너무 온도가 높아 산화스케일양이 늘어나게 될 뿐만 아니라, 슬래그의 용융이 일어날 수 도 있으므로 본 발명의 슬라브 가열온도 범위에서 제외하였다. 이때의 가열은 스라브 내부까지의 균열과 경제성을 고려하여 1-10시간 가열하는 것이 좋다.
이후 통상의 방법으로 열간압연하는데, 이때의 열연판의 두께는 후속의 최종 냉간압연 두께를 고려하여 1.5-2.6mm로 하는 것이 좋다.
상기와 같이 열간압연한 후 예비소둔하는데, 이때의 후속 되는 동시탈탄소둔 후 적절한 입도의 1차재결정조직형성과 AlN를 질화석출물의 조대화방지 측면을 고려하여 850-1150℃에서 30초-10분간 실시하며, 이때 상기 석출물의 유실을 억제하기 위해 질소분위기를 사용하는 것이 바람직하다. 만일 본 발명의 예비소둔범위미만의 온도 및 시간에서 예비소둔하는 경우 1차재결정입도가 미세해져 2차재결정을 고온에서 발달시키지 못하게 되는 결과 우수한 자속밀도를 얻을 수 없게 되며, 본 발명범위를 초과하는 온도 및 시간에서 예비소둔하는 경우 AlN의 조대화로 2차재결정이 불안정해지므로 바람직하지 않다.
상기 예비소둔판은 1회냉간압연을 하는데, 이때 냉연판의 두께는 0.23-0.35mm 두께로 만드는 것이 좋다. 그 이유는 최종냉연판의 두께가 0.23mm미만의 경우는 2차재결정이 잘 발달되지 않으며, 0.35mm 을 초과하는 경우 와류 철손특성이 나빠지므로 바람직하지 않기 때문이다.
상기와 같이 냉간압연된 냉연판은 700-950℃ 온도에서 30초-10분간 이슬점이 30-70℃인 함질소의 혼합가스 분위기를 사용하여 동시탈탄질화소둔하는 것이 바람직하다. 그 이유는 소둔온도가 700℃미만이거나 그 시간이 30초미만의 경우 탈탄과 질소부화가 불충분하게 되고, 950℃를 초과하는 경우 1차재결정조직이 너무 조대해져 2차재결정이 불안정하게 되어 우수한 자속밀도를 얻을 수 없기 때문이다. 또한, 소둔시간이 10분을 초과하는 경우 소둔시간이 길어 비경제적이므로 좋지 않다.
그리고, 분위기 가스는 질소부화를 위해 함질소 가스 분위기이면 가능하나, 보다 바람직하게는 공업적으로 탈탄량과 질소부화량의 제어가 용이한 암모니아+수소+질소의 혼합가스 분위기를 사용하는 것이 좋다.
이때 분위기 가스의 이슬점은 너무 낮은 경우 탈탄능 감소로 인해 소둔시간을 늘여야 하므로 좋지 않으며, 지나치게 높은 경우 강판 표면산화층이 불균일하게 형성되어 후속되는 고온소둔시 형성되는 유리질피막(Glass Flim)이 불량하게 형성되므로 30-70℃의 범위로 한정한다.
상기와 같이 동시탈탄질화소둔을 할 때, 잔류탄소량은 30ppm이하로 낮추는 것이 필요하다. 즉, 잔류탄소량이 30ppm을 초과하는 경우 후속되는 고온소둔시 형성되는 2차 재결정의 방향성이 열화되어 우수한 자속밀도를 얻을 수 없으며 변압기등의 제품으로 사용중 자기시효가 일어나 철손특성이 열화되기 때문이다.
이와 같이 본 발명에서 동시탈탄질화소둔에 의해 부화되는 질소는 후속마무리 고온소둔시 저온영역에서 강중의 잉여 산가용성 Al, Cu, Mn, Si등과 반응하여 추가적인 석출물을 형성하게 되는데, 이들 석출물의 양 및 크기 등 분포상태에 따라 얻어지는 입성장억제력이 변화하게 된다.
따라서, 적절한 입성장억제력을 확보하기 위해서는 강판내 총질소량이 130∼82.9×(1+ [Cu% +10×(Ni% +Cr%)]2)ppm의 범위로 하는 것이 좋다. 즉, 130ppm미만의 경우는 필요한 최소한의 석출물이 형성되지 않아 입성장억제력이 부족하게되어 2차재결정이 불안정하게 되므로 바람직하지 않다. 또한, 총질소량이 82.9×(1+ [Cu% +10×(Ni% +Cr%)]2)ppm을 초과하는 경우 1차재결정조직이 불균일하게 형성될 뿐만 아니라 고온소둔 승온중 석출물의 조대화가 진전되어 고온까지 입성장억제력이 유지되지 않기 때문에 2차재결정 발달이 불안정해 지는 결과, 우수한 자속밀도가 얻어지지 않게 되므로 바람직하지 않다. 이때, 총질소량의 상한값이 Cu, Ni, Cr의 함량과 관계되어 결정되는데, 이는 Cu, Ni, Cr이 1차재결정조직을 균일하게 분포시키는 작용을 하기 때문이다.
상기와 같이 동시탈탄질화소둔한 후, 최종 마무리소둔을 하는데, 이때 승온율은 2차재결정을 완전히 일으키고, 방향성을 향상시키기 위해 10-15℃/hr의 범위로 제어하여 1150-1250℃까지 승온하고, 이 온도에서 1-30시간 균열하는 것이 필요하다. 이때, 마무리 고온소둔의 온도가 1150℃미만이거나 균열시간이 1시간미만의 경우는 양호한 유리질피막형성과 불순물제거가 어려워지며, 1250℃를 초과하는 온도나 30시간을 초과하는 시간의 경우는 비경제적이므로 본 발명의 범위에서 제외하였다.
그리고, 고온소둔의 분위기 가스로는 유리질피막 형성과 2차재결정 완료후 N, S등 잔류불순물을 제거하기 위해 건조한 수소 또는 수소 및 질소의 혼합가스를 사용하는 것이 바람직하다.
상기 고온소둔에 의해 무기질의 유리질피막이 형성된 강판표면에는 절연성향상과 자구미세화에 의한 철손개선의 목적으로 고온소둔후 통상의 장력부여 코팅을 하여도 좋다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.
[실시예]
중량비로 C:0.019%, Si:3.20%, Mn:0.24%, 산가용성 Al:0.018%, N:0.0055%, S:0.005%, P:0.015% 및 Cu, Ni, Cr은 하기표 1과 같이 첨가량을 달리하고, 나머지 Fe로 조성된 250mm두께의 스라브를 제조하였다. 이 스라브를 1150℃의 온도에서 4시간 30분동안 가열한 후 열간압연을 행하여 2.0mm 두께의 열연판을 만들었다. 이어 950℃ 에서 3분간 질소가스분위기 중에서 예비소둔한 후 산세하고, 1회압연으로 0.285mm두께의 최종냉연판을 만들었다. 이 후 900℃에서 3분간 이슬점이 45℃인 습윤 암모니아+수소+질소 혼합가스 분위기를 사용하여 탈탄 및 질소부화 그리고, 1차재결정 조직을 형성시키기 위한 동시탈탄질화소둔을 실시하였다.
이때, 강판의 총질소량을 하기표 1과 같이 변화시키기 위해 분위기 가스로는 부피%로 0.005-10%의 범위에서 농도를 달리한 암모니아(NH3) 및 5-80%의 범위에서 농도를 달리한 수소(H2)와 나머지 질소(N2)로 이루어진 혼합가스를 사용하였다. 이어서 MgO를 주성분으로 하는 융착방지제를 강판표면에 도포한 다음 마무리 고온소둔 하였다. 이때, 상기 마무리 고온소둔은 2차재결정을 일으키기 위해 20℃/hr의 승온속도로 1200℃까지 승온하고 15시간 균열후 냉각하는 열처리 사이클로 행하였으며 승온중 분위기가스로는 25%N2+75%H2를 사용하였다. 1200℃로 승온한 이후에는 순수소 가스를 사용하였다.
상기와 같이 Cu, Ni, Cr의 첨가량 및 총질소량을 변화한 시편들에 대하여 강판의 잔류탄소량, 총질소량, 동시탈탄질화소둔 후의 1차재결정 미세조직의 균일성여부, 2차재결정 발달율, 그리고, 자속밀도를 조사하여 하기표 1에 나타내었다.
여기서, 1차재결정 미세조직의 균일성 여부는 동시탈탄질화소둔한 시편의 단면을 연마후 3%의 나이탈(Nital)로 에칭하여 광학현미경으로 관찰함으로써 판정하였다. 이때의 판정방법은 시편 1mm2당 등방정의 결정립과 두께방향으로 성장된 결정립의 면적을 비교하여 등방정의 결정립의 면적이 크면 균일, 그렇지 않으면 불균일로 하였다. 그리고, 2차재결정발달율은 마무리 고온소둔한 강판의 표면을 약80℃로 데운 20%염산용액으로 부식하여 노출한 매크로(Macro)조직을 관찰하여 측정하였다. 또한, 자속밀도는 단판자성측정기로 B10(1000A/m의 여자력에서 유기되는 자속밀도)을 측정한 값이다.
[표 1]
상기표1에 나타나 있듯이, Cu, Ni, Cr의 첨가량을 본 발명범위내로 하고, 또한, 동시탈탄질화소둔후 총질소량을 130~82.9×(1+ [Cu% +10×(Ni% +Cr%)]2)의 범위 내로 제어한 발명재(1-8)의 경우는 균일한 1차재결정 조직 및 적절한 크기와 양으로 분포된 AlN 등의 석출물이 얻어져, 2차재결정이 완전히 일어날 뿐만 아니라, 그 방향성도 향성되어 우수한 자속밀도값을 나타냈다.
반면, 동시탈탄질화소둔 후 층 질소량이 130ppm미만인 비교재(1,3,5)의 경우 적절한 양으로 입성장억제력이 얻어지지 않아 2차재결정이 불안정하게 일어나게 되어 열등한 자속밀도 값이 얻어졌다.
또한, 총질소량을 본 발명범위내로 제어한 경우라도 Cu, Ni, Cr의 3원소중 어느 하나라도 본 발명범위 미만으로 첨가한 비교재(7-9)는 1차재결정조직이 불균일하게 형성되어 2차재결정이 불안정하게 일어나는 결과, 저조한 자속밀도값을 나타내었다.
또한, Cu, Cr의 첨가량이 본 발명범위를 초과하는 비교재(10-11)은 2차재결정이 완전히 일어나지만, 탈탄성이 열화되고(잔류탄소량 30ppm초과) 그 방향성이 열화되어 우수한 자속밀도를 얻을 수 없었다.
상술한 바와같이, 본 발명에 의하면 저온스라브 가열이 가능하고, 우수한 자속밀도를 얻을 수 있으며 특히, 종래기술과 비교하여 제조공정이 단축되는 유용한 효과가 있는 것이다.

Claims (9)

  1. 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조 방법에 있어서, 중량%로, C:0.01-0.04%, Si:2.90-3.30%, Mn:0.15-0.30%, 산가용성 Al:0.010-0.040%, N:0.003-0.010%, P:0.015%이하, S:0.006%이하, Cu:0.30-0.70%, Ni:0.03-0.07%, Cr:0.03-0.07% 및 잔부 Fe와 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어지는 강 스라브를 1130-1320℃의 온도에서 1-10시간 가열하고, 이어 열간압연, 열연판소둔한 후, 1회 냉간압연하여 냉연판을 만든다음; 이슬점이 30-70℃이고 함질소 가스 분위기에서 700-950℃의 온도로 30초-10분간 탈탄소둔겸 질화처리하고; 이어 MgO를 주성분으로 하는 용착방지제를 도포한 후, 마무리 고온소둔하는 것을 포함하여 이루어짐을 특징으로 하는 저온 스라브 가열 방식의 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강 스라브의 두께는 150-350mm임을 특징으로 하는 저온 스라브 가열 방식의 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 열간압연은 열연판의 두께가 1.5-2.6mm가 되도록 행함을 특징으로 하는 저온 스라브 가열 방식의 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 예비소둔은 850-1150℃의 온도에서 30초-10분간 질소가스 분위기에서 행함을 특징으로 하는 저온 스라브 가열 방식의 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 냉연판의 두께는 0.23-0.35mm임을 특징으로 하는 저온 스라브 가열 방식의 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  6. 제 1항에 있어서, 상기 탈탄소둔은 잔류탄소량이 30ppm이하가 되도록 행함을 특징으로 하는 저온슬라브 가열방식의 고자속밀도 방향성전기강판의 제조방법
  7. 제 1항에 있어서, 상기 함질소 분위기 가스는 암모니아+수소+질소의 혼합가스임을 특징으로 하는 저온스라브 가열방식의 고자속밀도 방향성전기강판의 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서, 상기 질화처리는 총질소량이 130∼82.9×(1+ [Cu% +10×(Ni% +Cr%)]2)ppm이 되도록 행함을 특징으로 하는 저온슬라브 가열방식의 고자속밀도 방향성전기강판의 제조방법.
  9. 제 1항에 있어서, 상기 마무리 고온소둔은 건조한 수소 또는 수소 및 질소의 혼합가스 분위기에서 10-15℃/hr의 속도로 1150-1250℃까지 승온하고, 1-30시간 균열함을 특징으로 하는 저온슬라브 가열방식의 고자속밀도 방향성전기강판의 제조방법.
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