KR19990023587A - 자기특성이 우수한 전자강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 교류 자심으로서의 용도로 제공하기 적합한 뛰어난 자기특성을 갖는 전자강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 복잡한 공정을 거치지 않고, 동시에 낮은 비용으로 {100}1방위에 고도로 집적한 집합조직을 갖는 전자강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이며, 본 발명에 의한 제품은 비저항이 15μΩ㎝이상으로, {100}1 집적도의 {111}uvw 집적도에 대한 비가 2.0이상이고, 결정입자직경이 10㎛이상, 500㎛이하의 자기특성이 우수한 전자강판이며, Si를 0.1∼3.5wt% 함유하는 경우는, {100}1 집적도를 10이상으로 한정하고, P를 0.2∼1.2wt%함유하는 경우는, 그 비는 3이상으로 한정하며, 성분 조정된 강슬래브를 열간압연의 최종단계 부근에서 강한 압하를 실시하고, 열간압연 종료온도를 750∼1150℃로 제어함으로써 {100}1방위에 고도로 집적한 집합조직의 열연판을 얻을 수 있는 것을 특징으로 한다.

Description

자기특성이 우수한 전자강판 및 그 제조방법

본 발명은 교류 자심으로서의 용도로 제공하기 적합한 뛰어난 자기특성을 갖는 전자강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

전자강판(규소강판)은 사용할 때에 있어서 자화방향의 전자특성이 뛰어난 집합조직을 갖는 것이 바람직하다. 적합한 집합조직은 사용형태에 따라서 다르지만, EI코어와 같이 직교하는 2방향으로 자화방향을 갖는 경우에는, 압연면의 방위가 {100}이고 동시에 압연방향(RD)의 방위가 1인 이른바 입방집합조직이 가장 바람직하다.

이러한 집합조직을 얻기 위해서, 이제까지 다양한 방법이 제안되고 있다.

예를 들면 일본국 특개평 5-306438호 공보에 기재되어 있는 용탕초급냉법, 일본국 특개평 5-271774호 공보에 기재되는 크로스압연법, 문헌 Growth of(110)[001]-Oriented Grains in High-Purity Silicon Iron-A Unique Form of Secondary(TRANSACTIONS OF THE METALLURGICAL SOCIETY OF AIME, VOL 218, 1960 p.1033-1038)에 기재되는 3차재결정법 및 일본국 특개소 62-262997호 공보에 기재되는 주상 결정성장법 등이 그것이다.

그러나, 상기 각 방법 중, 초급냉법 이외는 모두 냉간압연과 소둔에 의존하고 있기 때문에 복잡한 공정을 필요로 하고, 예를 들면 일본국 특개평 4-346621호 공보에 기재되어 있다. 또 초급냉법에 있어서도 특수한 냉각롤을 필요로 한다. 따라서 어쨌든 제조비용이 높아지는 문제가 있었다.

한편, 고가인 전자강판으로서 방향성 규소강판이 알려져 있지만, 이 방향성 규소강판은 그 열연판의 표층 근방에 극히 일부의 {110}1방위 이른바 고스(Goss)방위를 갖는 집합조직으로 되어 있고, 이 고스방위입자를 이용하여 2차 재결정시키고 있다. 그 자기특성은 압연방향(RD방향)에서는 뛰어나지만, 그것과 직각방향(TD방향)에서는 뒤떨어지는 문제점이 있다.

Si이외의 합금원소에 있어서는 자기특성, 기계적 특성 특히 가공성 및 합금비용의 어떠한 특성에서 Si보다도 뛰어난 원소도 있지만, 종합적으로는 Si보다 나은 것은 없다는 것이 일반적 견해였다. 그러나, 발명자들이 Si이외의 합금원소에 대해서 전자강판으로의 적용을 예의 검토하여, Fe-P계의 조성에 의해 전자강판으로서 규소강판을 능가하는 특성이 얻어지는 것을 규명하고, 우선 일본국 특개평 9-41101호 공보에서 제안하였다.

본 발명은 복잡한 공정을 필요로 하지 않으며 동시에 저비용으로, {100}1방위에 고도로 집적한 집합조직을 갖는 전자강판과 그 제조방법을 제안하는 것을 목적으로 한다.

도 1은 최종 스탠드에 있어서, 압하율(1패스)(R), 압연종료온도(T_F) 및 Si함유량[Si]가 {100}1 집적도에 미치는 영향을 나타내는 그래프이다.

도면의 주요부분에 대한 부호의 설명

R : 최종 스탠드의 압하율 T_F: 압연종료온도

발명자들은 비저항값이 15μΩ·㎝이상이 되는 강에 열간 마무리압연에 있어서, 종래 통상의 공정에서 채용되고 있는 조건보다도 고온·강한 압하 조건을 이용함으로써, 충분한 왜곡을 부여하여 집합조직을 개선할 수 있어, 소기한 목적의 달성에 있어서 극히 유효하다는 지견을 얻었다.

본 발명은 상기의 지견에 입각하는 것이다.

즉, 본 발명의 요지구성은 다음과 같다.

1. 비저항이 15μΩ·㎝이상이고,

{100}1 집적도/{111}uvw직접도가 2.0이상이고, 결정입자직경이 10㎛이상, 500㎛이하인 자기특성이 양호한 전자강판.

2. 제 1에 있어서, 강판의 조성은 Si를 0.1∼3.5wt%를 포함하고 동시에,

{100}1 집적도가 10이상인 전자강판.

3. 제 1에 있어서, 강판의 조성은 P를 0.2∼1.2wt%를 포함하고 동시에,

{100}1 집적도가 3이상인 전자강판.

4. 제품의 비저항값이 15μΩ·㎝이상이 되도록 성분 조정한 강슬래브를 열간압연하여 전자강판을 제조하는 방법에 있어서, 열간압연 최종단 부근에서 강한 압하를 실시하여, 열간압연 종료온도를 750℃∼1150℃로 하는 상기 1의 전자강판의 제조방법.

5. 제 4에 있어서, 강한 압하의 조작이라는 것은, 특정적으로는 열간압연 최종 패스를 압하율 30%이상으로 압연하는 조작 및 또 더하여, 열간압연에 있어서 마무리압연을 1패스로 실시하는 조작을 말한다. 혹은 또 4에 있어서, 강한 압하의 조작이라는 것은, 열간압연 최종 3패스의 누적 압하율을 50%이상으로 하고, 최종 패스의 압하율을 10%이상으로 하는 조작을 말한다.

6. 제 4에 있어서, 제품의 비저항값이 15μΩ·㎝이상이 되도록 성분 조정한 강슬래브는 특정적으로는 Si를 0.1∼3.5wt%포함하는 강슬래브를 말하고 또는 P를 0.2∼1.2wt%포함하는 강슬래브를 말한다.

7. 제 4에 있어서, 상기 슬래브가 750∼1150℃에서 페라이트-오스테나이트 변태하는 성분으로 이루어지고, 압연종료 온도가 Ar₁-100∼Ar₁＋50℃인 전자강판의 제조방법이다.

8. 제 4에 있어서, 상기 슬래브가 750∼1150℃에서 페라이트단상인 성분으로 이루어지고, 압연종료온도가 1010＋100×[Si]-5×최종 스탠드 압하율(%)이상인 전자강판의 제조방법이다.

일반적으로 강슬래브(10∼500㎜두께)는 900∼1450℃로 재가열되고, 열간압연에 의해 0.8∼4.0㎜두께의 열연판으로 한다. 통상은 슬래브에서 중간두께(15∼50㎜)의 시트바라는 상태를 거쳐, 열연판이 된다. 슬래브에서 시트바까지의 열간압연을 조압연, 시트바에서 열연판까지의 열간압연을 마무리압연이라 한다. 또한, 슬래브 재가열을 수반하지 않는 직송압연(direct rolling), 시트바를 직접 주조하여 마무리압연에 제공하는 경우도 있다. 본 발명에서 말하는 열간압연 최종단계 부근이라는 것은 열간 마무리압연의 최종 패스에서 몇 패스전까지의 단계를 말한다.

또, Ar₁(℃)는 강의 냉각과정에 있어서, (페라이트＋오스테나이트)상에서 페라이트단상이 되는 온도이다.

본 발명에서는 열간 마무리압연을 고온 동시에 강한 압하의 조건하에서 실시함으로써, 그 후 냉간압연공정 및 소둔공정을 특수한 조건에서 실시하는 일 없이, 통상의 조건에서 실시함으로써, 입방집합조직을 갖는 자기특성이 우수한 강판을 제공할 수 있다. 이 강판은 종래에 비해 대폭으로 낮은 비용으로 제조할 수 있다.

이하, 본 발명을 이루는 기초가 된 Si함유강의 실험결과에 대해서 설명한다. 진공소형 용해로에서, Si:1.23wt%, C:0.002wt%, O:0.003wt%, Mn:0.21wt% 및 Al:0.23wt%를 함유하는 조성이 되는 50㎏강괴를 용해하여, 열간조압연에 의해 판두께:5㎜로 압연하였다. 이 슬래브조성에서는 비저항은 28μΩ·㎝이고, Ar₁변태점은 960℃이다. 이 강판을 1150℃에서 25분간 가열후, 롤직경이 700㎜ø의 압연기로, 주속:800m/min, 압하율:80%, 압연종료온도:965℃로 압연하고, 판두께:0.1㎜의 열연판으로 하였다. 이 열연판에 코일감기처리를 가정한 650℃ 및 2시간의 열처리를 실시한 후, 산세정, 이어서 냉간압연을 실시하여 판두께 0.35㎜의 냉연판으로 하였다. 또한 이 강판을 탈지후, 850℃에서 20초간 유지하는 재결정 소둔을, 수소:35% 및 질소:65%의 건조분위기 속에서 실시하였다.

이 강판에 대해서, 집합조직의 집적도와 자기특성을 조사하였다. 여기에서 특정 방위의 집적도는 그 방위를 갖는 결정입자의 존재빈도가 완전히 랜덤한 방위분포를 갖는 조직에 대해서, 어느 정도인지를 나타내고 있고, 다음과 같이 구할 수 있다. 즉, 강판시료의 판면에 평행의 어느 판두께 부분을 연마하여, 그 연마면에 대하서 X선회절의 슐츠법으로, (110), (200) 및 (211)의 불완전 극점도를 수치데이터로서 측정한다. 이 측정 데이터를 H. J. Bunge저서의 Texture Analysis Materials Science에 기재되어 있는 급수전개법을 이용하여, 3차원 방위 분포함수로 변환한다. 이 분포함수는 완전 랜덤 분포라면, 어떤 방위도 존재 빈도가 1이 되도록 정규화되어 있고, 특정 방위의 집적도를 구하는 데에는 그 방위에서 분포함수의 값을 채용하면 좋다. 이 값이 바로 랜덤 분포에 대한 집적도의 배수가 된다. 또한 강판을 그 표면에서 판두께 방향으로 10등분한 각각의 위치에서 X선회절의 슐츠법으로, (110), (200) 및 (211) 극점도를 구하고, 3차원 방위 분포밀도를 각각 산출하여 평균하였다. 또, 자기특성은 길이방향을 압연방향(이하, L방향으로 나타냄)으로 한 시료 및 길이방향을 압연방향과 직각(이하, C방향으로 나타냄)으로 한 시료를 각각 채취하여, 에프스타인 측정을 실시하였다.

그 결과, {100}1 집적도가 18.7로 높고 또 자기특성도 W_15/50에서 2.87W/㎏, B₅₀에서 1.842T로 이제까지 없던 뛰어난 특성의 강판이 얻어졌다.

또한, 압연온도:700℃의 조건에서 압연한 강판에 대해서도 동일하게 조사한 결과, {100}1 집적도가 저하하고 있는 것이 판명되었다.

즉, 압연종료온도가 지나치게 낮으면, 전단 왜곡에 기인한 변형에 의해 {110}1방위의 집합조직이 형성되고, 그 후의 공정을 거쳐 제조된 강판의 {100}1 집적도가 저하하여, C방향의 자속밀도가 악화되기 때문에 {100}/1 집적도가 높은 강판을 얻을 수 없다. 또한 압연종료온도를 높게 하여도, 압하율이 작으면, {100}1입자의 재결정에 필요한 충분한 양의 왜곡을 부여할 수 없기 때문에, 그 후의 공정을 거쳐 제조된 강판인 {100}1 집적도가 저하하기 때문에, {100}1 집적도가 높은 강판을 역시 얻을 수 없는 것이다.

다음에 본 발명을 달성하는 기초가 된 P함유강의 실험결과에 대해서 설명한다.

진공소형 용해로에서 P:0.56wt%, C:0.003wt%, Si:0.01wt%, Mn:0.03wt% 및 Al:0.05wt%를 함유하는 조성, 즉 P를 함유하고 나머지는 Fe 및 불순물의 조성이 되는 50㎏강괴를 용해하여, 열간조압연에 의해 판두께:5㎜로 압연하였다. 이 슬래브조성에서는 비저항은 20μΩ·㎝이고, 페라이트-오스테나이드 변태점, Ar₁은 970℃이다. 이 강판을 1100℃에서 30분간 가열후, 롤직경이 700㎜ø의 압연기에서, 주속:800m/min, 압하율:86%, 압연종료온도:950℃로 압연하고, 판두께:0.7㎜의 열연판으로 하였다.

이 열연판에 1분간의 소둔을 실시한 뒤, 그 집합조직과 자기특성을 조사한 결과, {100}1 집적도가 5.8로 높고, 또 철손실은 W_15/50에서 6.2W/㎏로 중급 규소강판과 같지만, 자속밀도는 B₅₀에서 1.816T로 이제까지는 없던 우수한 특성의 열연강판을 얻을 수 있었다. 또한, 강판시료의 판면에 평행한 판두께 중앙부분을 연마하여 X선회절 측정하여, 3차원 방위분포 함수를 산출하였다.

또한 압연종료온도:700℃의 조건에서 압연한 동일 조성의 강판에 대해서도 동일하게 조사한 결과, {100}1방위로의 집적도가 저하하고 있는 것이 판명되었다.

또한 상기에서 얻어진 열연판을 0.5㎜로 냉간압연하고, 850℃에서 1분간의 소둔을 실시한 뒤, 그 집합조성과 자기특성을 조사한 결과, 열간압연에 있어서 압연종료온도가 950℃이었던 경우에는 {100}1 집적도가 5.5로, 열연판 단계에서의 집적도가 거의 유지되고 있고, 또 철손실은 W_15/50에서 4.6W/㎏, 자속밀도는 B₅₀에서 1.821T로, 같은 정도의 철손실의 종래 무방향성 전자강판과 비교하면, 현격하게 높은 자속밀도를 갖는 전자강판이 얻어졌다.

한편, 열간압연에 있어서 압연종료온도가 700℃였던 경우는, 냉연판에 있어서도 {100}1 집적도가 저하하고 있었다.

또한, 상기와 동일한 강종(鋼種)을 열간압연 조건도 동일하고, 압연종료온도가 950℃로 하고, 다만 판두께를 1.25㎜로 한 열연판을 만들어, 이것을 압하율 30, 40, 60, 80, 90, 92%에서 각각 0.88, 0.75, 0.50, 0.25, 0.12, 0.10㎜의 두께로 냉간압연하고, 850℃에서 1분간의 소둔을 실시하였다. 그 집합조직과 자기특성을 조사한 결과, {100}1 집적도 및 C방향의 자속밀도 B₅₀은 표 1과 같이 되었다.

즉, 압하율을 40∼90%로 함으로써, {100}1 집적도가 열연판보다도 더욱 높아져 7이상이 됨과 동시에 C방향의 자속밀도 B₅₀이 1.86T이상의 극히 자속밀도가 높은 전자강판이 얻어졌다.

본 발명은 상기의 실험 사실에 기초한 것이고, 성분조성에 더하여 열간압연조건이 중요하게 된다.

즉, 열간압연종료시에 강판의 온도가 충분히 높고 동시에 압하율도 충분히 높은 경우에 한하여, 적합한 집합조직을 얻을 수 있는 것이다.

또한 적절한 압하율의 냉간압연을 실시함으로써, 이 집합조직이 강화되는 것이다. 이 이유에 대해서는 완전하게 해명되고 있지 않지만, 열간압연에 대해서는 특정 조건하에서의 압연 변형시의 재결정에 있어서, 정입방방위의 결정입자가 우선적으로 출현하기 때문이라고 생각된다. 또, 냉각압연 및 소둔에서 집합조직의 집적도 향상에 대해서는, 종래 지견에 의하면 강한 압하에 의해 집합조직이 파괴되어 집적도가 저하한다고 생각되어 왔지만, 그와는 반대로 집적도가 향상하고 있고 이것은 열연판의 특수한 집합조직과 관련되어 있다고 생각되지만, 명확히 설명할 수는 없다.

또, 페라이트 단상에 있어서 Si량과 열연조건의 영향을 조사하기 위해 Si를 1.9wt%, 3.0wt% 및 3.4wt%함유하는 규소강 슬래브를 1250℃로 가열후, 열간조압연에 의해 판두께:1.4∼10㎜로 한 뒤, 다양한 조건하에서 판두께:1.0㎜로 마무리압연하고, 이어서 코일감기처리를 가정한, 650℃에서 2시간의 열처리를 실시한 뒤, 산세정 그리고 냉간압연에서 판두께 0.35㎜의 냉연판으로 하였다. 또한 냉연판을 탈지후, 850℃에서 20초간 유지하는 재결정 소둔을 수소:35% 및 질소:65%의 건조분위기 속에서 실시하였다. 또한 비저항은 각각 34, 49, 53μΩ·㎝이었다.

이렇게 하여 얻어진 강판에 대해서 상술한 바와 같이 구해진 3차원 방위 분포밀도의 판두께 방향의 평균값을 정리하여 도 1에 나타낸다.

동일 도면에 나타난 바와 같이, 페리아트단상강의 경우에 원하는 조직을 얻기 위해서는 최종 스탠드의 압하율(1패스)(R), 압연종료온도(T_F) 및 Si함유량[Si]에 대해서 소정의 관계식, 즉 다음 수학식

1150≥T_F≥1010＋100×[Si]－5×R

의 관계를 만족시키는 것이 중요하고, 이러한 관계식을 만족하는 조건하에서 열간 마무리압연을 실시함으로써 비로소 소기한 목적이 달성되는 것이다.

본 발명에 있어서 강슬래브의 성분조성은 제품의 비저항값이 보통 강보다도 높고, 구체적으로는 15μΩ·㎝이상의 값으로 하는 것을 요한다. 이 값이하에서는 와전류 손실이 커지고, 전자강판으로서의 이용이 불가능해진다. 이러한 비저항을 부여하는 특정적인 조성의 예에 대해서는 이하에 나타낸다.

Si는 비저항을 증대시키고, 와전류 손실을 저감시키는 효과가 있다. 여기에서 Si함유량이 0.1wt%에 만족하지 않으면, 이 효과가 충분하게는 나타나지 않고, 한편 3.5wt%를 넘으면, 자속밀도의 저하가 클뿐만 아니라, 가공성의 악화도 초래한다. 따라서, Si함유량은 0.1∼3.5wt%의 범위로 한정하였다.

P는 비저항을 증대시켜 와전류 손실을 저감시키는 효과가 있다. 즉 P의 첨가량이 증가함과 동시에 자속밀도는 약간 저하하지만, 동일 비저항 레벨에서 P와 Si를 비교하면, P는 Si보다도 자속밀도의 저하가 적은 점에서 유리하다. 여기에서 P의 함유량이 0.2wt%미만에서는 상기의 효과가 충분히 나타나지 않고, 한편 1.2wt%를 넘으면, Fe₃P 등이 주로 입계를 따라 석출하기 때문에, 급격하게 자속밀도가 저하하고 동시에 철손실이 증대하는 외, 가공성의 악화도 초래한다. 따라서, P함유량은 0.2∼1.2wt%의 범위로 한정한다.

Al:2.0wt%이하, Mn:2.0wt%이하

Al 및 Mn은 모두 P 및 Si와 동일하게 비저항을 증대시키는 효과가 있고, 본 발명에는 바람직한 성분이지만, Al 및 Mn함유량은 2.0wt%를 넘으면 비용의 상승을 초래한다.

따라서, Al 및 Mn의 각 함유량은 모두 2.0wt%이하의 범위내가 바람직하다.

C 및 O에 대해서는 그 후의 냉간압연성이나 펀칭성의 관점에서 모두 0.01wt%이하로 억제하는 것이 바람직하다.

또한 C는 자기특성을 악화시키기 때문에, 그 함유량을 극히 적게하는 것이 유리하고, 더욱 바람직한 것은 0.005wt%이하로 한다. 동일하게 O의 함유량이 많으면, 열간압연에 있어서 {100}1방위에 집적한 집합조직의 형성에 악영향을 미치고, 나아가서는 제품의 집합조직 그리고 자기특성을 악화시키기 때문에, 0.005wt%이하로 억제하는 것이 더욱 바람직하다.

Sb:0.1wt%이하, Sn:0.1wt%이하

Sb와 Sn은 모두 집합조직을 개선하고, 자기특성을 향상시키는 데에 유용한 성분이기 때문에, 필요에 따라서 Sb와 Sn의 적어도 1종을 적정 첨가할 수 있다.

결정의 집적도에 관하여, {100}1 집적도/{111}uvw 집적도는 2.0이상이다.

여기에서 {100}1 집적도는 3차원 방위밀도인 {100}1방위에서의 값이며, {111}uvw강도는 3차원 방위밀도인 {111}uvw방위의 적산 평균값이다.

상기 비가 2.0이상인 이유는, 이 이하라면 특성을 악화시키는 {111}uvw방위입자의 비율이 커져 좋은 특성을 얻을 수 없기 때문이다.

결정입자의 크기에 관하여, 각각의 결정입자직경은 10㎛이상, 500㎛이하이다.

이 경우, 결정립의 현출은 예를 들면 나이탈(초산과 에틸알콜의 혼합액)로 에칭하고, 입자직경은 현미경 관찰에 의해 평균입자면적을 측정하여, 그 원 상당 직경으로 하였다.

이 결정입자직경의 상한, 하한의 한정이유는 결정입자직경이 10㎛미만이 되면, 이력손실이 증대하여 자기특성이 악화하고, 500㎛를 넘으면, 제품에서 펀칭성이 악화하기 때문에, 결정입자직경은 10∼500㎛의 범위로 한다.

또한 집합조직에 대해서 설명하면, 본 발명은 {100}1방위에 집적하고 있는 조직을 특징으로 하고, Si함유강은 이 효과를 소재로서 충분히 살리기 위해서는 {100}1 직접도를 10이상으로 하는 것이 중요하다. 또한 Si함유강은 자기특성상 불리한 {111}uvw방위로의 집적이 강해지기 때문에, 상술한 바와 같은 집적도가 필요하게 된다.

또, P함유강에서는 {100}1 집적도를 3이상으로 하는 것이 중요하다. P함유강에서는 {111}uvw방위로의 집적은 특별히 강하지 않기 때문에, 상기의 집적도로 충분하다.

본 발명의 전자강판은 다음 방법에 의해 제조할 수 있다. 즉, 제품의 비저항이 15μΩ·㎝이상의 값을 부여하는 강조성으로 성분 조정한 슬래브를 열간압연하여 전자강판을 제조하는 데에 있어서, 열간압연 최종단 부근에서 소정의 온도범위 하에서 강한 압하를 실시한다. 강한 압하는 통상의 열간압연에 비해 압하율이 높은 압연을 실시하는 것이다. 즉, 열연의 도중까지는 재결정을 일으키지 않고서, 열연의 최종단 부근에서 강한 압하에 의해, 일거에 재결정시킨다. 이것은 본 발명의 가장 중요한 특징의 하나이다. 이에 의해 강판 속에 충분한 왜곡이 도입되고, 압연조직이 효과적으로 개선되어 바람직한 집합조직을 얻을 수 있다. 즉, 통상의 압연의 경우 조직에 비해 {100}1 근방의 집적도가 높다는 특징이 있는 조직이 얻어지고, 열연 단계에 있어서 이 조직이 제품의 전자강판의 특성을 우수하게 한다. 따라서, 열간압연 후의 냉간압연 조건이나 소둔조건을 엄밀하게 제어하지 않고서도 우수한 전자특성의 제품을 얻을 수 있다. 또한 특정적인 압하 조건의 예는 후술한다.

열간 마무리압연에 있어서 후단 스탠드에서의 압하율은 구체적으로는 최종 1패스에서의 압하율을 30%이상으로 하거나, 또는 최종 1패스에서의 압하율을 10%이상 동시에 최종 3패스에서의 전체 압하율을 50%이상으로 할 필요가 있다.

본 발명에서는 열간 마무리압연의 후단에 있어서 강판에 충분한 양의 왜곡에너지를 부여하는 것이 중요한 점으로써, 최종 1패스의 압하율이 30%미만이거나 또는 최종 1패스에서의 압하율이 10%이상 30%미만인 경우에 최종 3패스의 전체 압하율이 50%미만인 경우에는, 강판속에 충분한 왜곡을 도입할 수 없고, 압연조직을 효과적으로 개선할 수 없기 때문에, 이 압연조직의 상태에서 냉간압연 및 소둔을 통상의 조건에서 실시하여도 자기특성의 개선을 기대할 수 없기 때문이다.

따라서, 본 발명에서는 열간 마무리압연에 있어서 최종 1패스에서의 압하율을 30%이상, 또는 최종 3패스의 전체 압하율을 50%이상(다만, 최종 1패스에서의 압하율이 10%이상)으로 한정하였다. 또한 마무리압연을 1패스 압하율을 30%이상에서 완료시키는 것이 특히 바람직하다.

또, 최종 1패스에서의 압하율 및 최종 3패스에서의 전체 압하율은 각각 80% 및 90%를 넘으면, 강판의 통판성 및 제조비용 면을 악화시키는 경향이 있기 때문에, 최종 1패스에서의 압하율 및 최종 3패스에서의 전체 압하율의 상한은 각각 80% 및 90%로 하는 것이 바람직하다.

상기 열간압연 최종단계 부근의 소정의 온도에 관해서, 열간압연의 종료온도는 750∼1150℃로 한다. 750℃미만에서는 {100}1 집적도가 10미만이고, 한편 1150℃을 넘으면, 가열로 송출에서 압연까지에 시간적 제약을 받을 뿐만 아니라, 고온에서의 가열을 필요로 하여 비용 상승을 초래하기 때문에, 압연온도는 750∼1150℃의 범위로 한정하였다.

여기에서, 압연종료시에 있어서 강판의 온도 및 압하율은 성분에 따라서 최적 범위가 존재하고, 이에 따라서 제어하는 것이 유리하다.

이 이유로서, 압연 종료시에 있어서 강의 상(相)상태가 중요하다고 생각된다. 즉 압연종료시에 γ단상인 것은 그 후의 방위분포가 랜덤화하여, 그 후 공정을 거쳐 제조된 강판의 집합조직 등에 영향을 미치고, {100}1 집적도 및 자속밀도가 악화하기 때문에, 압연종료시에는 α단상 또는 (α＋γ)2상영역으로 하는 것이 중요하다.

750∼1150℃의 온도영역에 있어서 페라이트-오스테나이트 변태를 생기게 하는 강은, 열간압연 종료온도가 Ar₁-100℃에 만족하지 않으면, 그 후 공정을 거쳐 제조된 강판의 {100}1 집적도가 10미만이 되고, 한편 Ar₁＋50℃를 넘으면 집합조직이 램덤화하기 때문에, Ar₁-100℃∼Ar₁＋50℃의 온도범위에서 압연을 종료시키는 것이 바람직하다.

또, 750∼1150℃의 온도영역에서 페라이트단상의 강은 상기 압연온도 및 압하율을 만족하는 것 만으로는, 반드시 충분히 만족한 특성을 얻을 수 없다. 이 이유는 Si량이 높아지면, {100}1방위의 집합조직의 형성에 필요한 고온에서의 열간압연 왜곡량이 증대하기 때문이고, 따라서 이 경우에는 최종 스탠드의 압하율(1패스)(R)(%), 압연종료온도(T_f)(℃)와 Si함유량[Si](%)이 다음 수학식,

1150≥T_F≥1010＋100×[Si]－5×R

의 관계를 만족하는 조건하에서 열간 마무리압연을 실시하는 것이 중요하다.

또한 상기 열간 마무리압연후에 냉간압연 이어서 소둔을 실시함으로써, 자기특성이 뛰어난 냉연전자강판이 얻어진다. 구체적으로는 냉간압연에 있어서는 열연에서 얻어진 적합한 집합조직을 손상하지 않도록 바람직하게는 더욱 집합조직을 향상시키도록 그 압하율을 선정한다. 냉연압하율이 90%를 넘으면, 집합조직이 어지럽고 집적도가 저하해가기 때문에, 바람직하게는 90%이하로 한다. 냉연압하율이 낮아져도 열연판보다도 자기특성이 나쁘지는 않지만, 보다 향상시키기 위해서는 바람직하게는 40%이상의 압하율로 한다. 냉연압하율을 40∼90%의 범위에서 선택하면, {100}1 집적도가 높고, 자기특성으로서는 W_15/50이 2∼3W/㎏인 때에 B₅₀이 1.80T이상, 또 W_15/50이 3∼4W/㎏인 때에 B₅₀이 1.86T이상이면, 더욱 뛰어난 성능이 얻어진다.

또한, 열연판 소둔은 필요에 따라서 실시할 수 있고, 그 온도의 상한은 제조비용의 관계에서 1100℃이하, 또는 변태를 갖는 A₁변태점이하로 한다. 한편, 600℃미만에서는 소둔의 효과가 없기 때문에 600℃를 하한으로 하는 것이 바람직하다.

또한 마무리 소둔의 조건도 특별히 한정할 필요는 없지만, 750∼1100℃의 온도영역에서 10초이상 2시간이하로 하는 조건이 권장된다. 특히, 변태를 갖는 강에서는 소둔온도가 A₁변태점을 넘으면, 집합조직이 랜덤화하여 원하는 집합조직을 얻을 수 없기 때문에, A₁변태점이하로 하는 것이 바람직하다.

상기한 점은 본 발명의 실시형태의 한 예를 나타낸 것에 지나지 않으며, 청구의 범위에서 다양한 변경을 더할 수 있다.

(실시예 1)

진공 소형 용해로에서 표 2에 나타나는 성분조성의 100㎏ 강괴를 용해하여, 1150℃로 가열후, 열간조압연에 의해 1.5∼8.0㎜두께의 판으로 하였다. 이 판을 1100℃로 가열후, 압연종료온도를 700, 750, 950, 1050℃로 제어하고, 800m/min의 압연속도로 1패스에서 1.0㎜로 마무리하고, 그 후 750℃, 2시간의 열처리를 실시하였다. 이 열처리는 코일감기에서의 자기재결정을 가정한 처리이다. 이어서, 열연판을 산세정후, 냉간압연으로 판두께 0.35㎜까지 압연하여, 850℃에서 1분간 마무리 소둔을 실시하였다.

이렇게 하여 얻어진 각 강판에 대해서, X선해석으로 (110), (200), (211)극점도를 구하여, 상기한 급수전개법을 이용하여 3차원 방위해석을 실시하고, 3차원 방위분포밀도를 구하였다. 또한 L방향 및 C방향의 시료를 반량씩 조합시켜 자기측정을 실시하고, 1.5T여자 시의 철손치:W_15/50및 여자자장:500A/m시의 자속밀도:B₅₀를 구하였다. 또 자속밀도에 대해서는 L방향 및 C방향의 각각의 B₅₀을 측정하여, L방향과 C방향의 차△B₅₀을 구하였다.

얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.

No.1, 5 및 8은 압연온도가 지나치게 낮은 비교예, 또 No.2 및 6은 압하율이 본 발명의 범위외의 비교예이지만, 모두 {100}1 집적도가 10미만이고, 자기특성 특히 자속밀도가 떨어지고, L방향과 C방향과의 차도 크다.

또 No.11 및 12는 Si함유량이 본 발명의 범위외의 비교예로, 압연조건이 적정범위(No.12)에 있어도 자속밀도가 떨어지고 있고, L방향과 C방향과의 차도 크다.

이에 대해, No. 3, 4, 7, 9 및 10의 발명은 모두 {100)1 집적도는 10이상이고, L방향과 C방향과의 차가 작아 뛰어난 자기특성이 얻어지고 있다.

(실시예 2)

진공소형 용해로에서 Si:0.53wt%를 함유하고, 나머지는 실질적으로 Fe의 조성이 되는 강(표 4의 강종:A) 및 Si:1.21wt%를 함유하고, 나머지는 실질적으로 Fe의 조성이 되는 강(표 4의 강종:B)의 50kg 강괴를 각각 용해하여, 1150℃로 가열후, 열간조압연에 의해 1.2∼8.0㎜ 두께의 판으로 하였다. 이 판을 1100℃로 가열후, 압연종료온도를 700∼1050℃의 사이에서 제어하고, 800m/min의 압연속도로 1패스에서 1.0㎜로 마무리하고, 그 후 800℃에서 10분간의 열연판 소둔을 실시하였다. 이어서, 이들 강판을 산세정 후, 냉간압연으로 판두께 0.35㎜까지 압연하여, 850℃에서 1분간 마무리 소둔을 실시하였다.

이렇게 하여 얻어진 각 강판에 대해서, 실시예 1과 동일하게 하여 3차원 방위분포밀도와 W_15/50및 B₅₀를 구하였다.

얻어진 결과를 표 4에 나타낸다.

No.1, 2 및 9는 압연온도가 낮은 비교예이고, 모두 {100}1 집적도가 낮고, 자속밀도의 악화가 크다.

또, NO.7, 8 및 13은 압연온도가 높은 비교예이며, {100}1 집적도가 낮고, 특히 방위가 랜덤화하고 있어 자속밀도가 악화하고 있다.

또한 No.4는 압하율은 낮은 예이며, 역시 만족스런 자기특성은 얻어지고 있지 않다.

이에 대하여, No.3, 5, 6, 10, 11 및 12의 발명예는 모두 {100)1 집적도는 10이상이고, 뛰어난 자기특성이 얻어지고 있다.

(실시예 3)

진공소형 용해로에서 표 5에 나타난 각 성분조성의 50kg 강괴를 각각 용해하였다. 표 5에 있어서 강(C), (D) 및 (E)가 본 발명에 따른 성분조성이고, 강(D)가 P단독 그리고 강(C) 및 (E)가 P에 더하여 Si, Al 및 Mn을 첨가한 예이다. 또, 강(A) 및 (B)는 통상 규소강판의 조성의 비교예이다. 또한 강(F)는 Si, Al 및 Mn의 첨가량이 본 발명의 범위를 벗어난 예이다.

이어서, 이들 강괴를 1150℃로 가열후, 열간조압연에 의해 1.1∼4.0㎜두께의 판으로 하였다. 이 판을 1100℃로 가열후, 압연종료온도를 600∼950℃로 제어하고, 800m/min의 압연속도로 1패스에서 0.8㎜로 마무리하고(압하율:27∼80%), 그 후 750℃, 2시간의 열처리 또한 계속해서 950℃, 1분간의 열처리를 실시하였다. 또한 전자의 열처리는 코일감기에서의 자기소둔을 가정한 처리이다.

이렇게 하여 얻어진 각 열연강판에 대해서 X선해석으로 (110), (200), (211)극점도를 구하고, 상기한 급수전개법을 이용하여 3차원 방위해석을 실시하고, 3차원 방위분포밀도를 구하였다. 또한 자기측정을 실시하여 1.5T 여자 시의 철손치 W_15/50및 여자자장 5000A/m 시의 자속밀도 B₅₀를 구하였다.

얻어진 결과를 표 6에 나타낸다.

No.1∼3은 통상의 규소강판 조성에 의한 비교예이고, 그 No.1과 2와의 비교에서 알 수 있듯이, 일반적으로는 합금첨가량이 증가하면 철손실은 감소하지만, 자속밀도도 저하한다.

다음에, No.3은 본 발명의 압연조건에는 적합하지만, 조성은 종래의 규소강의 일반에 따른 비교예이다. No.3은 고온 동시에 강한 압하의 압연을 거침으로써 {100}1 집적도가 높아지고, 그 결과로서 특히 C방향의 자기특성이 No.1 및 2에 대하여 개선된 것을 알 수 있다.

이에 대하여 No.3과 동일한 압연조건에서 동시에 본 발명의 조성범위에 적합한 No.4 및 5는 특히 C방향의 자기특성에 있어서 동등한 철손치의 No.3에 비해 높은 자속밀도가 얻어지는 것을 주목할 수 있다. 즉 본 발명의 압연조건에서 얻어진 종래 조성의 강판 No.3에 비해, 본 발명의 압연조건 및 조성에 따른 강판 No.4 및 5는 C방향의 철손실이 낮고 동시에 자속밀도가 현격하게 높아, 뛰어난 특성이 얻어진다. 이것은 본 발명에 따른 No.6 및 8에 대해서도 동일하다.

또, No.10은 P에 더하여 Si 및 Al을 함유하는 발명예이고, 이 경우도 종래의 비교예 No.1에 비해, 동등한 철손실수준에 있어서 현격하게 높은 자속밀도로 되어 있다.

한편 No.7 및 9는 성분 조성은 발명범위이지만, 압연 조건이 발명범위에서 벗어나기 때문에, 종래 조성의 No.2보다는 특성이 뛰어나지만, No.3과 동일한 정도의 특성이 된다. 또한, No.11은 Si, Al 및 Mn의 총량이 발명범위를 넘기 때문에 종래 자기특성의 수준을 넘을 수 없다.

(실시예 4)

진공소형 용해로에서 표 5에 나타난 각 성분조성의 50kg강괴를 각각 용해하여, 이들 강괴를 1150℃로 가열후, 열간조압연에 의해 1.1∼4.0㎜두께의 판으로 하였다. 이 판을 1100℃로 가열후, 압연종료온도를 600∼950℃로 제어하고, 800m/min의 압연속도에서 1패스(압하율:27∼80%)로 0.88㎜로 마무리하였다. 그 후 열연판의 표면의 스케일을 쇼트 블래스트처리로 제거하고, 0.5㎜두께까지 냉간압연을 실시하고 나서, 수소:35% 및 질소65%의 분위기 속에서 850℃, 1분간의 소둔을 실시하였다.

이렇게 하여 얻어진 각 냉연강판에 대해서 X선해석으로 (110), (200), (211)극점도를 구하고, 상기한 급수전개법을 이용하여 3차원 방위해석을 실시하여, 3차원 방위분포밀도를 구하였다. 또한 자기측정을 실시하여 1.5T여자 시의 철손치;W_15/50및 여자자장;500A/m 시의 자속밀도;B₅₀를 구하였다.

얻어진 결과를 표 7에 나타낸다.

No.1∼3은 통상의 규소강판 조성에 의한 비교예이고, 그 No.1과 2의 비교에서 알 수 있듯이, 일반적으로는 합금첨가량이 증가하면 철손실은 감소하지만 자속밀도도 저하해 버린다.

다음에, No.3은 본 발명의 압연조건에는 적합하지만, 조성은 종래 규소강의 일반에 따른 비교예이다. No.3은 고온 동시에 강한 압하의 압연을 거침으로써, {100}1 집적도가 높고, 그 결과로서 특히 C방향의 자기특성이 No.1 및 2에 대하여 개선된 것을 알 수 있다.

이에 대하여 No.3과 동일한 압연조건에서 동시에 본 발명의 조성범위에 적합한 No.4 및 5는 특히 C방향의 자기특성에 있어서, 동등한 철손치의 No.3에 비해 높은 자속밀도가 얻어지는 것이 주목된다. 즉 본 발명의 압연조건에서 얻어진 종래 조성의 강판 No.3에 비해, 본 발명의 압연조건 및 조성에 따른 강판 No.4 및 5는 C방향의 철손실이 낮고 동시에 자속밀도가 현격하게 높아 뛰어난 특성이 얻어진다. 이것은 본 발명에 따른 No.6 및 8에 대해서도 동일하다.

또, No.10은 P에 더하여 Si 및 Al를 함유하는 발명예이고, 이 경우도 종래의 비교예 No.1에 비해, 동등한 철손실 수준에 있어서 현격하게 높은 자속밀도가 된다.

한편, No.7 및 9는 성분조성은 발명범위이지만, 압연조건이 발명범위에서 벗어나 있기 때문에, 종래 조성의 No.2보다는 특성이 뛰어나지만, No.3과 동일정도의 특성이 된다. 또한 No.11은 Si, Al 및 Mn의 총량이 발명범위를 넘기 때문에, 종래의 자기특성의 수준을 넘을 수 없다.

(실시예 5)

여기에서는 냉연압하율을 높이고, 또한 뛰어난 자기특성을 얻는 경우의 예를 나타낸다.

표 5의 강괴를 1150℃로 가열후, 열간조압연에 의해 1.7∼6.2㎜두께의 판으로 하였다. 이 판을 1100℃로 가열후, 압연종료온도를 600∼950℃로 제어하고, 800m/min의 압연속도로 1패스에서 1.25㎜로 마무리하고(압하율:26∼80%), 마무리 열연판을 얻었다. 이 마무리 열연판의 표면에 쇼트를 가하여 스케일을 떨어뜨리고, 0.5㎜까지 압하율 60%로 냉간압연하고, 수소35%, 질소65%의 분위기 속에서 850℃, 1분간의 소둔을 실시하였다.

이렇게 하여 얻어진 전자강판에 대해서, X선해석으로 (110), (200), (211) 극점도를 구하고, 상기한 급수전개법을 이용하여 3차원 방위해석을 실시하여, 3차원 방위분포밀도를 구하였다. 또한 자기측정을 실시하고, 1.5T 여자시의 철손치 W_15/50및 여자자장 5000A/m시의 자속밀도 B₅₀를 구하였다.

얻어진 결과를 표 8에 나타낸다.

No.1∼3은 통상의 규소강판 조서에 의한 비교예이고, 그 No.1과 2의 비교에서 알 수 있듯이, 일반적으로는 합금첨가량이 증가하면 철손실은 감소하지만, 자속밀도도 저하해 버린다.

다음에 No.3은 본 발명의 압연조건에는 적합하지만, 조성은 종래의 규소강의 일반적으로 따른 비교예이다. No.3은 고온 동시에 강한 압하의 압연을 거침으로써, {100}1 집적도가 높고, 그 결과로서 특히 C방향의 자기특성이 No.1 및 2에 대하여 개선된 것을 알 수 있다.

이에 대하여 No.3과 동일한 압연조건에서 동시에 본 발명의 조성범위에 적합한 No.4 및 5는 특히 C방향의 자기특성에 있어서 동등한 철손치 No.3에 비해 높은 자속밀도가 얻어지는 것이 주목된다. 즉, 본 발명의 압연조건에서 얻어진 종래 조성의 강판 No.3에 비해, 본 발명의 압연조건 및 조성에 따른 강판 No.4 및 5는 C방향의 철손실이 낮고 동시에 자속밀도가 현격하게 높아 뛰어난 특성이 얻어진다. 이것은 본 발명에 따른 No.6 및 8에 대해서도 동일하다.

또 No.10은 P에 더하여 Si 및 Al을 함유하는 발명예이고, 이 경우도 종래의 비교에 No.1에 비해 동등한 철손실 수준에 있어서 현격하게 높은 자속밀도가 된다.

한편, No.7 및 9는 성분조성은 발명범위이지만, 압연조건이 발명범위에서 벗어나고 있기 때문에, 종래 조성의 No.2보다도 특성이 뛰어나지만, No.3과 동등한 정도의 특성이 된다. 또한 No.11은 Si, Al 및 Mn의 총량이 발명범위를 넘기 때문에 극히 높은 수준에는 미치지 않는다.

(실시예 6)

여기에서는 냉연압하율의 영향을 나타낸다.

표 5의 강(C)을 이용하여 열간조압연에 의해 3.75∼14㎜두께의 판을 만들었다. 이들 판을 1100℃로 가열후, 압연종료온도를 950℃로 하여, 800m/min의 압연속도로 1패스에서 0.75∼7.0㎜로 마무리하고(압하율 50∼80%), 마무리 열연판을 얻었다.

이 마무리 열연판의 표면에 쇼트를 가하여 스케일을 떨어뜨리고, 압하율 33∼63%로 0.5㎜까지 냉간압연하고, 수소35%, 질소65%의 분위기속에서 850℃, 1분간의 소둔을 실시하였다. 그 후, 실시예 3과 동일한 평가를 실시하고 표 9를 얻었다.

No.13은 냉연압하율이 적합 범위내인 발명예이고, {100}1 집적도가 높고, 특히 C방향의 자속밀도가 극히 높아지고 있다.

No.12는 냉연압하율이 자나치게 낮기 때문에, 또 No.14는 냉연압하율이 과대하기 때문에, 모두 집적도가 그다지 커지지 않고, 자속밀도도 약간 저하하고 있다.

(실시예 7)

표 10에 나타나는 성분조성이 되는 강슬래브를 1100℃로 가열하고, 열간조압연후, 열간 마무리압연의 최종 1패스에서의 압하율을 32%로 하고, 판두께 1.2㎜의 열연판으로 하여, 산세정을 실시한 뒤 냉간압연을 실시하여 판두께를 0.5㎜로 하고, 그 후 수소와 질소의 혼합분위기에서 850℃에서 1분간의 마무리 소둔을 실시하였다.

또, 종래예로서 동일 성분의 슬래브를 1100℃로 가열하고, 열간조압연후, 연간 마무리압연(열간 마무리압연에서, 최종 1패스에서의 압하율은 5%)에 의해 판두께 2.0㎜의 열연판으로 하고, 이어서 통상의 무방향성 전자강판을 제조할 때의 냉간압연조건에서 판두께 0.5㎜로 하여, 그 후 상기와 동일 조건에서 소둔을 실시한다.

이렇게 하여 얻어진 전자강판에 대해서 JIS C 2550으로 규정되어 있는 전자강판 시험방법에 의해 자기측정을 실시하여, 최대 자속밀도 1.5 테스라(T), 주파수 50㎐에 대한 1kg당의 철손치 W_15/50및 자화력 5000A/m에서의 자속밀도 B₅₀에 대하여 구하였다. 이 결과를 표 11에 나타낸다.

표 11에서 알 수 있듯이, 본 발명의 적합예는 어느 강종도 종래예에 비해 뛰어난 자기특성을 갖고 있다.

(실시예 8)

Si:1.24wt%를 함유하는 강슬래브(강종:A), Si:3.46wt%를 함유하는 강슬래브(강종:B) 및 Si:3.80wt%를 함유하는 강슬래브(강종:C)를 각각 1120℃로 가열하여, 열간조압연후, 최종 3패스에서의 전체 압하율 및 최종 1패스에서의 압하율을 표 12에 나타낸 조건으로, 열간 마무리압연을 실시하고, 판두께 1.2㎜의 열연판으로 하고, 이어서 900℃에서 2분간의 열연판 소둔을 실시한 뒤, 산세정에 의한 스케일 제거를 실시하고, 그 후 냉간압연을 실시하여 판두께를 0.5㎜로 한 후, 수소와 질소의 혼합분위기에서 850℃에서 20초간의 마무리 소둔을 실시하였다.

또한, 강종 A∼C는 모두 C, Al, Mn의 함유량에 대해서는 본 발명의 적정범위내로 조정한 것이다.

이렇게 하여 얻어진 전자강판에 대해서 실시예 1과 동일한 방법에서 자기측정을 실시하고, 철손치 W_15/50및 자속밀도 B₅₀에 대하여 구하였다. 이 결과를 표 12에 나타낸다.

표 12에서 열간 마무리압연에 있어서, 최종 1패스에서의 압하율이 30%이상에도, 또 최종 1패스에서의 압하율이 10%이상이고 동시에 최종 3패스에서의 전체 압하율이 50%이상에도 해당하지 않는 강 3, 5, 7, 9는 동일한 강종과 비교한 경우, 자기특성이 떨어진다. 또 강 10, 11은 상기 압하율이 본 발명의 적정범위내이지만, Si함유량이 본 발명의 적정범위보다도 많기 때문에 자속밀도가 낮다.

한편, 강조성이 적정범위이고, 동시에 열간 마무리압연에 있어서 최종 1패스에서의 압하율이 30%이상이고, 최종 1패스에서의 압하율이 10%이상이고 동시에 최종 3패스의 전체 압하율이 50%이상의 적어도 한쪽에 해당하는 강 1, 2, 4, 6, 8은 동일한 강종과 비교한 경우, 자기특성이 뛰어나다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면 복잡한 공정을 거치지 않고, 동시에 낮은 비용으로 {100}1방위에 고도로 집적한 집합조직을 갖는 전자강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

Claims (12)

1. 비저항이 15μΩ·㎝이상이고,

   {100}1 집적도/{111}uvw 집적도≥2.0이고, 결정입자직경이 10㎛이상, 500㎛이하인 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 전자강판.
2. 제 1 항에 있어서,

   Si:0.1∼3.5wt%를 포함하고,

   {100}1 집적도≥10인 것을 특징으로 하는 전자강판.
3. 제 1 항에 있어서,

   P:0.2∼1.2wt%를 포함하고,

   {100}1 집적도≥3인 것을 특징으로 하는 전자강판.
4. 제품의 비저항이 15μΩ·㎝이상이 되도록 성분 조정한 슬래브를 열간압연하여 전자강판을 제조하는 방법에 있어서,

   열간압연 최종단 부근에서 강한 압하를 실시하여,

   열간압연 종료온도를 750℃∼1150℃로 하고,

   {100}1 집적도/{111}uvw 집적도≥2.0이고,

   결정입자직경이 10㎛이상, 500㎛이하인 것을 특징으로 하는 자기특성이 우수한 전자강판의 제조방법.
5. 제 4 항에 있어서,

   열간압연 최종 패스의 압하율을 30%이상으로 하는 것을 특징으로 하는 전자강판의 제조방법.
6. 제 5 항에 있어서,

   열간압연에 있어서 마무리압연을 1패스로 하는 것을 특징으로 하는 전자강판의 제조방법.
7. 제 4 항에 있어서,

   열간압연 최종 3패스의 누적 압하율을 50%이상으로 하고, 최종 패스의 압하율을 10%이상으로 하는 것을 특징으로 하는 전자강판의 제조방법.
8. 제 5 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,

   상기 슬래브가 Si:0.1∼3.5wt%를 포함하고,

   {100}1 집적도≥10인 것을 특징으로 하는 전자강판의 제조방법.
9. 제 5 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,

   상기 슬래브가 P:0.2∼1.2wt%를 포함하고,

   {100}1 집적도≥3인 것을 특징으로 하는 전자강판의 제조방법.
10. 제 8 항에 있어서,

    상기 슬래브가 750∼1150℃에서 페라이트-오스테나이트 변태하는 성분으로 이루어지고,

    압연종료온도가 Ar₁-100∼Ar₁＋50℃인 것을 특징으로 하는 전자강판의 제조방법.
11. 제 8 항에 있어서,

    상기 슬래브가 750∼1150℃에서 페라이트단상인 성분으로 이루어지고,

    압연종료온도가 1010＋100×[Si]-5×최종 스탠드 압하율(%)이상인 것을 특징으로 하는 전자강판의 제조방법.
12. 제 9 항에 있어서,

    상기 슬래브가 750∼1150℃에서 페라이트-오스테나이트 변태하는 성분으로 이루어지고,

    압연종료온도가 Ar₁-100∼Ar₁＋50℃인 것을 특징으로 하는 전자강판의 제조방법.