KR20140066665A - 전기공학적 용도로 의도된 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법 - Google Patents

전기공학적 용도로 의도된 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법 Download PDF

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루트거 라흔
게르하르트 인덴
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티센크루프 스틸 유럽 악티엔게젤샤프트
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Abstract

본 발명은 방향성 전기 강 스트립 또는 시트를 제조하기 위한 방법에 관한 것이며, 그 방법에 있어서, 중량%로, Si: 2% 내지 6.5%, C: 0.02% 내지 0.15%, S: 0.01% 내지 0.1%, S에 대한 Cu 함량 비가 %Cu/%S > 4인 조건 하에서, Cu: 0.1% 내지 0.5%, S에 대한 Mn 함량 비가 %Mn/%S < 2.5인 조건 하에서, Mn: 0.1% 이하, 및 선택적인 함량의 N, Al, Ni, Cr, Mo, Sn, V, Nb를 함유하는 강으로 이루어진 박슬라브의 온도가 1000℃ 내지 1200℃로 균질화되고, 박슬라브는 1030℃ 이하의 초기 열간-압연 온도와 710℃ 이상의 최종 열간-압연 온도의 범위에서 제1 및 제2 열간-변형 패스 중에 각 경우에 40% 이상인 두께 감소에 의하여 0.5mm 내지 4.0mm 두께의 열간 스트립으로 열간 압연되고, 열간 스트립은 냉각되고 코일로 권취되고, 그 후에 열간 스트립은 0.15mm 내지 0.50mm의 최종 두께의 냉간 스트립으로 냉간 압연되고, 소둔된 냉간 스트립 상에 소둔 분리제가 도포되고, 소둔 분리제가 제공된 냉간 스트립의 최종 소둔이 실시되어 고스 집합 조직이 형성된다.

Description

전기공학적 용도로 의도된 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법{METHOD FOR PRODUCING A GRAIN-ORIENTED ELECTRICAL STEEL STRIP OR SHEET INTENDED FOR ELECTROTECHNICAL APPLICATIONS}
본 발명은 전기공학적 용도로 의도된 방향성 전기 강 스트립 또는 시트를 제조하기 위한 방법에 관한 것이다. 그와 같은 전기 강 스트립 또는 시트는, 압연 방향과 평행한 자화 용이 방향(slight direction of magnetisation)을 갖는 {001}<001> 집합조직이 특히 예리하게 나타나는 특징이 있다. 그와 같은 집합조직은 발견자의 이름이 인용되어 "고스(Goss) 집합조직"이라고 지칭되기도 한다.
고스 집합조직은 2차 재결정으로 언급되기도 하는 선택적 비정상 결정립 성장에 의하여 형성된다. 여기서, 금속 기지의 결정립 크기가 증가하는 자연적 경향은, 기술적 용어로 간략히 "억제제" 또는 "억제제 상(inhibitor phase)"이라고 지칭되기도 하는 결정립 성장 억제제의 존재에 의하여 억제된다.
억제제 상은, 매우 미세하고 가급적 균질하게 분포된 하나 이상의 이종 상(foreign phase)의 입자들로 이루어진다. 각 입자들은 기지와 접하는 각 경계 표면에 이미 본래의 계면 에너지를 갖는다. 입자를 지나 이동하는 결정립계는 그에 의하여 방해를 받는데, 이는 계면 에너지에 대한 추가 절감이 전체 시스템 내에서 크게 감소하기 때문이다.
따라서, 억제제 상은 고스 집합조직의 형성 및 결과적으로 각 재료의 자기적 물성에 핵심적인 중요성을 갖는다. 여기서, 매우 미세한 다수의 입자들의 균질 분포가 중요한다. 석출한 입자들의 개수는 실험적으로 추론될 수 없으므로, 그 크기에 의하여 효과가 규명될 수 있다. 이하에서, 본질적으로 억제제 상의 입자들은 평균적으로 100nm보다 크지 않아야 한다는 점을 이해하여야 한다.
고스 집합조직을 갖는 전기 강 스트립 또는 시트를 제조하기 위한 첫 번째 방법은 미국 특허 공보 제US 3,438,820호에 기재되어 있다. 이 방법에 따르면, MnS가 억제제로 사용된다. 잉곳 또는 연속 주조에 있어서 통상적으로 제조된 슬라브는 이러한 목적으로 1400℃ 근방의 온도까지 가열되어야 한다. 이러한 방식으로, 조대한 1차 MnS 석출물들은 다시 고용 상태가 되고, 그 후의 열간 압연 공정 중에 요구되는 방식으로 미세하게 분포하도록 석출할 수 있다. 이와 같은 방식으로 제조된 열간 스트립은 필요한 결정립 성장 억제제를 이미 함유하므로, 이러한 유형의 결정립 성장 제어는 "선천적 억제(inherent inhibition)"라고 지칭된다.
그러나, MnS 상의 결정립 성장 억제 효과는 제한적이며, 소망 물성을 얻기 위해서는, 예를 들면 2.30mm의 통상의 열간 스트립 두께부터 스트립의 용도 두께까지의 냉간 압연은 적어도 2 단계로 실시되어야 하고, 각 냉간 압연 단계들 사이에 재결정 중간 소둔 작업이 실시되어야 한다. 그러나, 이러한 처리 중에 MnS에 의해 억제된 재료는, 고스 위치가 이상적 위치로부터 평균 7°만큼 벗어난 제한적인 집합조직 집적도(texture sharpness)를 달성할 수 있을 뿐이다. 이러한 집합조직 집적도는 800A/m의 자계 강도에서 1.87T의 값을 거의 초과할 수 없는 비교적 낮은 자기 분극(magnetic polarisation)(J800)의 원인이 된다. 이와 같은 방식으로 구성된 재료에 대한 상용 명칭은 "일반 방향성(Conventional Grain Oriented)" 재료 또는 간략히 "CGO" 재료이다.
미국 특허 공보 제US 3,159,511호에 공개된 방법에서는, 이상적 위치로부터의 편차가 대략 3°에 불과하여 집합조직 집적도가 명확히 개선된 방향성 전기 강 스트립을 제조하는 것이 가능하다. 이는 추가 억제제 상으로서 AlN의 사용에 의해 달성된다. 이는 MnS의 억제 효과를 보완한다. AlN 억제제는 열간 압연 중에 페라이트 영역 내에 안정적으로 이미 석출한다. 그러나, CGO에 비하여 증가된 C 함량은, 후속 열간 스트립 소둔 작업 중에 AlN 입자를 오스테나이트 영역 내에 다시 고용시키고 제어된 방식으로 미세하게 분산되도록 석출시키는 선택을 제공한다. 이는 연속 소둔 라인 내에서 기술적으로 용이하게 달성될 수 있는 온도에서 가능하며, 그 이유는 오스테나이트 내에서 대략 1100℃ 내지 1150℃인 AlN의 고용 온도는 페라이트 내에서보다 명확히 낮기 때문이다, AlN 억제제 상의 이러한 이중 형성에도 불구하고, 이는 열간 스트립 내에 이미 적용되므로 이 경우에도 선천적 억제라고 지칭된다. 결과적으로, 단일-단계 냉간 압연 공정을 사용하여 고급 방향성 전기 강 시트를 제조하는 것이 가능하다. 이러한 방식으로 생산된 재료는 "고-투자율 방향성(High Permeability Grain Oriented)" 재료 또는 간략히 "HGO" 재료라고 지칭된다.
독일 공개 특허 공보 제DE 23 511 41 A1호에는, 선천적 억제제 상으로서 SbSe가 사용될 수도 있다는 것이 또한 공개되어 있다.
열간 스트립 내에 이미 적용된 선천적 억제제에 기초하는 전술한 공지의 방법들 각각은 1350℃를 초과하는 매우 높은 슬라브 가열 온도를 필요로 한다. 이는, 에너지의 상당한 사용 및 막대한 기술적 노력 이외에도, 소둔 중에 축적되는 다량의 액상 슬래그를 추가로 발생시킨다. 이는 각각 사용되는 소둔 설비에 상당한 부담을 가하며, 상당한 보전 비용을 발생시킨다.
이러한 단점을 개선하기 위하여, 이른바 "저온-가열(low-heating) 방법"이 개발되었다. 이 방법은, 1300℃ 미만, 전형적으로는 1250℃에서의 낮은 슬라브 예열 온도를 제공하며, 억제제 상이 열간 스트립 내에는 아직 형성되지 않고 전체 제조 절차의 후기 단계에서만 형성된다는 사실에 기초한다. 화학 조성에 있어서 소정 함량의 Al을 이미 함유하는 강으로부터 그와 같은 전기 강 스트립 또는 시트의 제조가 시작된다. 그 후에 용도 두께까지 냉간 압연된 스트립 내에, 억제제 상 AlN이 적절한 질화에 의하여 형성된다. 따라서, 억제제 상은 열간 스트립 내에 이미 내재되어 있는 것이 아니라, 냉간 스트립 처리의 후기 단계에서 생성될 뿐이다. 이러한 공정은 기술적 용어로 "후천적 억제(acquired inhibition)"라고 지칭되기도 한다.
후천적 억제에 기초하여 전기 강 시트 또는 스트립을 제조하기 위한 방법의 일례가 유럽 특허 공보 제EP 0 219 611 B1호에 기재되어 있다.
또한, 전기 강 스트립 또는 시트를 제조하기 위한 방법이 유럽 특허 공보 제EP 0 648 847 B1호와 제EP 0 947 597 B1호에 기재되어 있으며, 이 공보들에서는 선천적 및 후천적 억제의 조합 형태가 사용된다. 이러한 방법들의 경우에, 슬라브 가열 온도는 저온-가열 방법에서의 온도보다는 높고, 소둔 중에 초과하면 바람직하지 않은 액상 슬래그 형성을 일으키는 온도 한계보다는 낮다. 소둔 온도를 저하시킴으로써, 제한된 선천적 억제만이 발생하는데, 그 자체로는 최종 재료 내에 충분한 자기적 물성이 형성되지 않는다. 이를 보상하기 위하여, 추가 질화 처리가 실시된다. 이와 같은 방식으로 선천적 억제와 조합되어 발생하는 추가적인 후천적 억제는 전체적으로 충분한 억제를 보장한다.
후천적 억제에 의존하는 방법에 있어서 필요한 질화 처리는 연속 소둔로 내에서 실시되면 기술적으로 복잡하고 비용이 과다해지며, 매우 정밀하게 제어되어야 하는 표면 반응으로 인하여, 흔히 제어하기가 곤란할 수 있다. 질소-공여 점착 방지 첨가제(nitrogen-donating adhesion protection additive)를 사용하는 기타 질화 처리는 제한적인 범위에서 유효할 뿐이다.
따라서, 선천적이고 그와 동시에 저온 가열 처리에 적합한 억제 시스템을 개발하기 위한 노력이 경주되어 왔다. 이러한 방향으로 시도된 방법이 유럽 특허 공보 제EP 0 619 376 B1호에 기재되어 있다. 이 방법에 따르면, 억제제 상으로서 Cu 황화물만이 사용된다. Cu 황화물은 MnS, AlN 및 이제까지 공지된 기타 억제제 시스템보다도 고용 온도가 현저하게 낮으며, 따라서 Cu 황화물에 기초하여 전기 강 스트립 또는 시트를 제조하는 방법에 있어서, 슬라브 예열은 현저히 낮은 온도로도 충분하다. 그러나, 다른 한편으로, 이러한 방식으로 제조된 방향성 강 판상 제품으로는, HGO 재료로부터 예상되는 자기적 물성이 지속적으로 얻어지지 않는다는 점이 고려되어야 한다.
전술한 공지의 모든 방법들은, 150mm를 명확히 초과하는 두께로 주조된 통상의 슬라브가 시작 재료로 사용된다는 사실에 기초한다. 각 용탕이 슬라브로 주조된 후에, 초기에는 슬라브가 상온까지 냉각된다.
이러한 단점은 이른바 "주조-압연(casting-rolling) 공정"의 사용에 의해 방지될 수 있는데, 이 공정에 있어서는 각각의 강 용탕이 우선 비교적 얇은 두께의 빌릿으로 주조되고, 이로부터 두께가 전형적으로 30mm 내지 80mm인 이른바 "박슬라브(thin slab)"들이 분리된다. 이러한 방법의 큰 경제적 장점은, 박슬라브의 제조 및 후속 처리 사이에, 박슬라브가 주위 온도까지 냉각될 필요가 없고 따라서 재-가열될 필요도 없다는 점이다. 그 대신에, 박슬라브는 제조된 후에 연속 주조 설비와 정렬되어 배치된 균열로(equalisation furnace)를 통과하며, 온도 분포의 균일화 및 후속 실행될 열간-압연 공정에 필요한 온도의 설정을 위하여, 노 내에서 균열 소둔(equalisation annealing)된다. 박슬라브는 그 후에 바로 열간 압연된다. 이러한 공정 흐름은 물류적 및 비용적으로 상당한 장점이 있다.
전기 강 스트립 또는 시트를 제조하기 위하여 주조-압연 공정을 이용하는 방법이 유럽 특허 공보 제EP 1 025 268 B1호에 기재되어 있다. 이 방법에서는, 적절한 조성의 용탕이 수직 잉곳 주형 내에서 연속적으로 주조되는데, 용탕은 탕욕(bath)의 표면 상에서 응고하기 시작하고, 이러한 방식으로 형성된 빌릿은 원호 형상부에 의하여 수평 방향으로 이송되고 냉각된다. 이러한 빌릿은 두께가 25mm 내지 100mm, 바람직하게는 40mm - 70mm에 불과하다. 온도는 700℃ 미만으로 저하하지 않는다. 연속 조업 공정에서 그와 같은 방식으로 가열된 빌릿으로부터 박슬라브들이 분리되며, 이러한 박슬라브들은 바로 인라인으로 배치된 균열로를 통과하여 이동하고, 균열로 내에서 최대 60분 동안, 바람직하게는 30분 이하로 유지된다. 이러한 균열로 통과에 의하여, 박슬라브는 전체적으로 균일하게 가열되고, 공정 중에 최대 1700℃의 비교적 낮은 온도에 도달한다. 그 직후에, 박슬라브는 균열로에 인라인으로 또한 배치된 열간-압연 스탠드들의 그룹을 통과하여 이동하며, 0.5mm 내지 3.0mm의 열간 스트립 두께로 연속적으로 열간 압연된다. 열간 스트립 두께를 선정함에 있어서는, 후속 냉간 압연 공정이 단지 1회의 단계로 실시되어, 얻어진 냉간 스트립 재료의 최종 필요 두께가 달성되도록 하는 것이 바람직하다. 실시되는 냉간 압연의 변형도는 상이하게 설정될 수 있는 각각의 억제제 효과에 의존한다.
박슬라브의 제한된 고온 강도 및 롤러 컨베이어 상에서 박슬라브를 이송할 필요성에 의하여, 주조-압연 공정에 있어서 박슬라브의 온도는 1200℃를 초과하지 않아야 한다. 이러한 이유로, 이제까지는 방향성 전기 강 시트 또는 스트립을 제조하기 위하여, 주조-압연 공정과 함께 질화 처리에 의한 후천적 억제제의 사용만이 고려되었다. 그와 같은 방법이 국제 공개 특허 공보 제WO 2007/014867 A1호와 제WO 2007/014868 A1호에 각각 기재되어 있다.
전술한 종래 기술의 이러한 배경에 기초하여, 본 발명의 목적은, 주조-압연 공정을 이용하여, 자기적 물성이 CGO 재료의 물성에 적어도 상응하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트를 감소된 작업 노력에 의하여 비용-효율적으로 제조하는 것을 가능하게 하는 방법을 규정하는 것이다.
이러한 목적을 달성하기 위하여, 본 발명은 청구항 1에 따라 제조 단계들이 실시되는 방법을 제안한다.
본 발명의 바람직한 실시 형태는 종속 청구항들에 기재되어 있고, 본 발명의 전반적 사상과 함께 이하에 상세히 설명되어 있다.
이에 따라 전기공학적 용도로 의도된 방향성 전기 강 스트립 또는 시트를 제조하기 위한 본 발명에 따른 방법은 이하의 제조 단계들을 포함한다.
a) 철과 불가피한 불순물과 함께, 중량%로, Si: 2% 내지 6.5%, C: 0.02% 내지 0.15%, S: 0.01% 내지 0.1%, Cu 함량(%Cu)과 S 함량(%S)의 비(%Cu/%S)에 대하여 %Cu/%S > 4가 적용되는 조건 하에서, Cu: 0.1% 내지 0.5%, Mn이 존재하는 경우에 Mn 함량(%Mn)과 S 함량(%S)의 비(%Mn/%S)에 대하여 %Mn/%S < 2.5가 적용되는 조건 하에서, Mn: 0.1% 이하, 및 각 경우에 선택적으로, N: 0.003% 이하, Al이 존재하는 경우에 N 함량(%N)과 Al 함량(%Al)의 비(%N/%Al)에 대하여 %N/%Al < 0.25가 적용되는 조건 하에서, 0.08% 이하의 함량의 산-가용성(acid-soluble) Al, 각 경우에 함량이 0.2% 이하인 "Ni, Cr, Mo, Sn"의 그룹으로부터 1종 이상의 원소, 각 경우에 함량이 0.1% 이하인 "V, Nb" 그룹으로부터 1종 이상의 원소를 함유하는 강으로 이루어진 박슬라브를 제공하는 제조 단계와,
b) 박슬라브의 온도를 1000℃ 내지 1200℃의 슬라브 온도까지 균질화하는 제조 단계와,
c) 박슬라브를 0.5mm 내지 4.0mm 두께의 열간 스트립으로 열간 압연하는 단계로서, 열간 압연 시작 시에 슬라브의 초기 온도가 1030℃ 미만이고 열간 압연 최종 온도가 적어도 710℃이며, 제1 및 제2 열간-변형 패스 모두가 적어도 40%의 두께 감소로 실시되는 제조 단계와,
d) 열간 스트립을 냉각하는 제조 단계와,
e) 열간 스트립을 코일로 권취하는 제조 단계와,
f) 열간 스트립을 0.15mm 내지 0.50mm의 최종 두께의 냉간 스트립으로 냉간 압연하는 제조 단계와,
g) 소둔된 냉간 스트립의 표면에 소둔 분리제(annealing separator)를 도포하는 제조 단계와,
h) 고스 집합조직을 형성하기 위하여, 소둔 분리제가 제공된 냉간 스트립을 최종 소둔하는 제조 단계.
본 발명에 따른 전기 강 스트립 또는 시트의 제조에 바람직한 강 합금이 결정되었을 때에, 방향성 전기 강 스트립 또는 시트에 대하여 본질적으로 공지되어 있는 기초 합금 시스템으로부터 본 발명이 개시되었으며, 이 합금 시스템은 철과 불가피한 불순물과 함께 2 중량% 내지 6.5 중량%, 전형적으로는 대략 3.2 중량%의 Si 함량을 함유하였고, 본 발명에 따라 제조된 전기 강 스트립 또는 시트의 특성을 설정하기 위한 추가 합금화 원소를 함유하였다. 탄소, 황, 질소, 구리, 망간, 알루미늄 및 크롬은 특별히 고려되는 그와 같은 합금화 원소이었다.
이러한 다원(multi-component) 합금 시스템에 대하여 열역학적 모델 연산이 실시되었다. 여기에서의 특별한 특징은 시간에 대한 동적 접근 방법(dynamic approach)이었다. 이 방법은, 전기 강 시트 또는 스트립을 제조할 때에 평형 조건보다는 기술적으로 현실적인 시간 내에서 표현될 수 있는 확산과 석출의 과정이 중시되어야 한다는 지견에 기초하였다. 합금화 원소들 사이의 상호 반응은 모델 연산에 의하여 고려될 수 있었다. 특히, 경쟁 과정들은 확산에 의해 제어되는 석출 과정에서 관찰될 수 있었다.
실리콘은 전기 강 스트립 또는 시트 내의 비저항(specific resistance)의 증가 및 그에 따른 철손(core loss)의 감소를 일으킨다. 2 중량% 미만의 함량에서는, 방향성 전기 강 스트립으로서 사용에 필요한 물성이 얻어지지 않는다. 최적 처리 물성은 Si 함량이 2.5 중량% 내지 4 중량%일 때에 나타난다. Si 함량이 4 중량%를 초과하면, 강 스트립 내에 약간의 취성이 발생하지만, 6.5 중량%까지의 Si 함량에서는, 소음을 일으키는 자왜가 최소화된다. 그러나, 더욱 높은 Si 함량은 너무 급격히 감소하는 포화 분극으로 인하여 유용하지 않은 것으로 보인다.
소정 범위 내의 탄소는 소둔 중에 미세조직의 균질화를 일으킨다. 이러한 목적으로, 본 발명에 따라 처리된 강은 0.020 중량% 내지 0.150 중량%의 합금화 함량을 함유하며, C 함량이 0,040 중량% 내지 0.085 중량%, 특히 0.040 중량% 내지 0.065 중량%이면, 바람직한 효과가 특히 신뢰적으로 달성된다.
본 발명에 따른 방법의 특히 중요한 구성은, 열간 변형 중에 석출하는 황화물이 본 방법에서 억제제로 사용된다는 점이다. 그 이유는, 불규칙한 조대 결정립이 형성되는 결정립 성장의 효과적 억제 및 그에 따른 양호한 자기적 물성을 위하여, 균일하고 미세하게 분산된 억제제 입자 분포가 필요하며, 열간 변형 중에 존재하는 핵생성 위치를 통하여 그와 같은 분포가 달성 가능할 뿐이기 때문이다.
이와 관련하여, 본 발명자들은 열간 가공 중에 형성되는 AlN 입자들이 페라이트 또는 오스테나이트 내에 유용한 억제제로서 적합하지 않은 것으로 판단하였는데, 그 이유로서, 페라이트 및 오스테나이트 내에서 석출은 항상 열간 변형 개시 전에 발생하여 매우 소량일 뿐만 아니라 매우 조대한 입자를 형성시키며, 얻어진 전기 강 스트립 또는 시트에는 이로 인하여 바람직하지 않은 물성이 나타나기 때문이다.
그러나, AlN 형태의 추가 억제제 입자가 형성되도록, 선택적으로 실시되는 후속 질화 처리에 첨가되는 질소의 상대 원소로서 알루미늄이 사용될 수 있다. 이러한 목적으로, 본 발명에 따라 처리된 강 내의 산-가용성 Al의 함량은 최대 0.08 중량%일 수 있고, 0.025 중량% 내지 0.040 중량%의 산-가용성 Al 함량은 실용에 있어서 성공적인 것으로 입증되었다.
원론적으로, N 함량은 가능한 한 낮게 유지되어야 하고 30ppm을 초과하지 않아야 한다. 질소는 Al과 결합하여 AlN을 형성한다. 선택적 질화 처리를 위하여 충분한 자유 Al이 이용될 수 있게 잔류하도록, 본 발명에 따라 처리된 강에 있어서, Al이 유효하게 존재하는 경우에, N 함량(%N)과 Al 함량(%Al)의 비(%N/%Al)에 대하여 %N/%Al < 0.25가 적용된다.
본 발명에 따른 방법은 알루미늄의 존재에 의하여 그 조성으로 인한 영향을 거의 받지 않는다. 용탕 분석의 질소 함량이 전형적으로 30ppm 미만으로 낮게 유지되면, 1차 재결정되고 탈탄되고 마무리 스트립 두께까지 냉간 압연된 스트립 내에는 순 Al이 존재한다. 이러한 냉간 스트립에는 탈탄 소둔 중에 또는 후에 질화 처리가 실시될 수 있으며, 그에 의하여 스트립 내에는 추가 억제제 상으로서 유효한 AlN 입자가 형성됨으로써, 통상의 HGO 재료에 있어서 일반적인 자기적 물성을 생성하는 높은 고스 집합조직 집적도가 형성된다.
이러한 방법으로, 질화 처리의 실시 여부를 자유로이 선택할 수 있다는 점이 특히 실용적이다. 실시되지 않는 경우에는, Al은 원소로서 재료 내에 잔존하며 유해한 효과를 미치지는 않는다.
MnS도 본 발명에 따른 방법에 있어서 억제제로서 부적절하며, 그 이유는 고용 온도가 너무 높아서 각 경우에 열간 압연 전에, 즉 각각 처리된 박슬라브의 재가열 중에 또는 각 경우에 열간 압연의 실시를 위하여 이용되는 열간 압연 설비로의 이송 도중에, MnS가 석출하기 때문이다. 더욱이, 황에 대한 망간의 강한 친화력에 의하여, 높은 Mn 함량에서는, 특별한 목적으로 강 내에 제공된 황 함량은 거의 대부분 결합된다. 그에 따라, 억제제로서 MnS가 사용되는 경우에, 열간 변형 중에 발생하는 구리 황화물의 형성을 위하여 이용될 수 있는 자유 황은 거의 존재하지 않는다.
이를 배경으로 하여, 본 발명에 따라 처리된 강 내에는, Mn 함량이 0.1 중량%까지로 제한되고, 그와 동시에, Mn이 존재하는 경우에는 Mn 함량(%Mn)과 S 함량(%S)의 비(%Mn/%S)에 대하여 %Mn/%S < 2.5의 조건이 규정된다.
MnS 대신에, 본 발명은 억제제로서 CuS를 이용한다. 구리 황화물은 동적인 경우에 근본적으로 너무 낮은 고용 온도를 나타내어, 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 통상적 제조의 경우에 최근의 일반적인 화학 조성으로는, 열간 스트립의 권취가 실시되는 온도에서 석출할 뿐이지만, 코일 내에서는 제어되지 않은 장시간의 석출 시간이 불가피하고, 목표로 하는 미세 분산된 억제제 석출의 추구 목적이 달성되지 않는다.
따라서, 본 발명에 따르면, 구리 황화물에 대한 고용 온도가 합금화 대책에 의하여 증가하여, 열간 변형 중에 구리 황화물이 석출할 수 있다.
이러한 목적으로, 본 발명에 따른 합금의 경우에, Mn 함량은 가능한 한 저감된다. 여기에서의 목적은 효과가 나타나지 않는 범위에 도달하는 것이며, 이는 Mn 함량 범위가 최대 0.1 중량%, 특히 최대 0.05 중량%로 제한되는 이유이다.
또한, 황 함량은 전형적인 방향성 전기 강 스트립에 비하여 0.01 중량%까지 증가되었으며, 각 경우에 질량비 %Mn/%S가 < 2.5, 특히 < 2가 되는 정도까지 증가되었다. 이러한 방식으로, 구리 황화물을 형성하기 위하여 이용될 수 있는 자유 황의 충분한 양이 항상 존재하는 것이 보장된다. 황 함량을 증가시킴으로써, 본 발명에 따라 처리된 강의 경우에, 고용 온도 및 결과적으로 석출 온도가 50℃ 초과하여 증가될 수 있었다. CuxSy 화합물은 매우 상이한 정량적 비를 가질 수 있더라도, 여기에서 "구리 황화물"이 언급될 경우에 실제로 포괄적으로 의미하는 바는 CuxSy 화합물의 그룹이다.
구리 황화물의 바람직한 석출이 일어날 수 있게 하기 위하여, 본 발명에 따라 처리된 강은 0.1 중량% 이상의 Cu를 함유한다. 본 발명에 따라 제조된 방향성 전기 강 시트 또는 스트립의 표면 상태가 손상되는 것을 방지하기 위하여, Cu 함량의 상한은 0.5 중량%이다.
동일한 이유에서, FeS의 존재에 의해 우려되는 연속 주조 중의 문제점을 해소하기 위하여, 본 발명에 따른 강의 S 함량은 최대 0.100 중량%이다.
본 발명에 따른 방법의 개선에 있어서, 화학 합금 조성 이외에 다른 한정 조건으로서, 사용되는 박슬라브 주조-압연 기술, 최대 1200℃까지의 슬라브 가열 온도 및 주조와 응고 사이의 시간의 관점에서, 균질화 소둔 및 열간 압연은 최근에 이용 가능한 주조기에 의하여 달성될 수 있는 것으로 가정된다. 본 발명에 따른 방법에 채용되는 열간 압연 패스 계획(pass scheme)은, 압연된 재료의 온도가 가급적 많은 열간-변형 패스(hot-forming pass)에 걸쳐서 구리 황화물에 대한 석출 온도보다 낮도록 조정된다.
이를 배경으로 하여, 본 발명에 따른 조성의 강은 본 발명에 따른 공정 중에 본질적으로 공지된 방식으로 35mm 내지 100mm 두께, 특히 최대 80mm 두께의 박슬라브로 처리된다. 이는 일반적으로 통상의 연속 주조에 의해 실시된다.
본 발명에 따른 조성의 강을 빌릿으로 주조할 때에는, 높은 S 함량, 그와 동시에 낮은 Mn 함량 및 이에 수반되는 FeS 형성으로 인하여 빌릿이 파손되는 위험을 방지하기 위하여, 주조 속도가 비교적 낮게 선정되어야 하며, 본 발명에 따라 처리되는 박슬라브는 그 후에 빌릿으로부터 분리된다. 실용적으로, 주조 중의 주조 속도는 이러한 목적으로 최대 4.6m/min로 제한될 수 있다.
턴디시(tundish) 내의 용탕의 과열은 바람직하게는 3K 내지 50K이다. 특히, 25K 내지 50K의 범위 내의 과열 온도에서, 충분한 양의 주조 파우더(casting powder)가 탕욕의 표면으로 용융되어, 잉곳 주형과 빌릿 외각(billet shell) 사이에 윤활 필름을 형성하는 데에 필요한 양의 슬래그가 존재하는 것이 보장된다. 3K 내지 25K의 낮은 과열 온도가 설정되면, 주조 파우더의 사용에 의하여, 높은 과열의 주조에 비하여 용융 속도가 증가되도록 변경되는 주조가 이루어질 수 있다. 이는 탄소 담체의 양과 유형의 조정 및 주조 파우더의 플럭스 비율의 증가에 의하여 일어날 수 있다. 과열이 매우 낮은 주조의 장점은 잉곳 주형 내에서 빌릿 외각이 급속히 성장하고 응고 조직이 상당히 미세화된다는 것이다.
주조 후에 실시되는 열처리 및 박슬라브의 열간 압연 중에 실시되는 제조 단계의 파라미터들은, 특히 액상 FeS(철 황화물)의 형성에 의해 야기될 수 있는 문제점이 해소되도록 설정된다. 어떠한 경우라도 소량만이 존재하는 망간의 포화 후에 자유 황이 아직 이용 가능한 본 발명에 따른 방안에서는, 구리 황화물이 형성되기 전에 액상 철 황화물이 강의 완전 응고 기지 내에 형성된다. 액상 FeS는 고온 취화를 야기하므로, 열간 압연이 가능하지 않게 된다.
여기서, 본 발명자들은 %Mn/%S 비 < 2.5부터는 상당한 양의 액상 FeS가 대략 1030℃의 온도까지 존재하는 것으로 판단하였다. S를 위하여 %Mn/%S 비가 더욱 감소할수록, 형성되는 액상 FeS의 부피 함량이 증가한다. 이에 따라, 본 발명에서는 열간 압연 전에 박슬라브 온도가 1000℃ 내지 1200℃로 설정되도록 준비되며, 최적 온도는 실용적으로 1020℃ 내지 1060℃이다. 열간-압연 공정의 제1 변형 패스는 1030℃ 미만, 특히 1010℃ 미만의 박슬라브 온도에서 실시되는 것이 중요하다. 그와 동시에, 균열로를 나온 박슬라브를 제1 열간-압연 스탠드까지 이송할 때에, 실제로는 통상의 조건에서 일반적으로 70℃까지에 이르는 소정의 온도 손실이 발생한다는 점에 유의하여야 한다. 제1 열간-압연 패스의 실용-지향적인 온도는 950℃ 내지 1000℃의 범위이고, 제2 열간-압연 패스에서의 온도는 920℃ 내지 980℃이다.
전형적으로, 박슬라브는 균열로 내에서 10분 내지 120분의 시간 동안 열적으로 균질화된다.
전술한 방식으로 가열된 박슬라브는 본 발명에 따라 각각 사용되는 열간-압연 스탠드들의 그룹에 도착하고, 여기에서 0.5mm 내지 4.0mm 두께의 열간 스트립으로 열간 압연된다.
가능한 한 미세하게 분산된 입자 석출을 조장하기 위해서는, CuS 입자가 형성되는 온도 범위에서 충분한 개수의 핵생성 위치가 제공되어야 한다. 이는 열간 압연 중에 재료 내에 일시적으로 존재하는 전위에 의하여 제공된다. 따라서, 충분히 많은 수의 전위를 제공하기 위하여, 처음 2회의 열간 패스 중에 달성되는 열간 변형도는 각 경우에 적어도 40%이어야 한다. "열간 변형도"는 압연된 재료의 각 압연 패스 전의 두께에 대한 두께 감소의 비를 의미한다(열간 변형도 = (압연 재료의 압연 패스 전의 두께 - 압연 재료의 압연 패스 후의 두께) / (압연 패스 전의 두께)).
본 발명에 따른 열간 압연을 위하여 사용되는 열간-압연 스탠드들의 그룹의 최후 열간-압연 스탠드를 떠날 때에 얻어진 열간 스트립의 온도는 적어도 710℃이다. 실용적으로, 최후 압연 패스 중에 압연된 재료의 온도는 800℃ 내지 870℃의 범위이다.
본 발명에 따른 방식으로 제조된 열간 스트립은 방향성 전기 강 스트립을 제조하는 데에 적합하다. 열간 스트립의 표면 근방에 바람직한 집합조직을 갖는 영역을 증가시키고 그에 의하여 최종 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 자기적 물성을 더욱 개선하기 위하여, 냉간 변형 전에 열간 스트립을 소둔하는 것은 필수적이지는 않으나, 선택적으로 950℃ 내지 1150℃의 온도에서 실시될 수 있다.
열간 스트립은 0.50mm 내지 0.15mm의 용도 두께까지 1회 이상의 단계로 냉간 압연된다. 다수의 냉간 압연 단계들이 존재하면, 그 사이에 재결정 중간 소둔 단계가 실시된다.
냉간 압연 중에, 변형 열이 스트립에 수 분 동안 작용하도록 하는 것이 바람직할 수 있다(이른바 "시효(aging)"). 그에 따라, 고용된 탄소는 전위로 확산한다. 이러한 방식으로, 냉간 압연 도중에 도입된 스트립 내의 변형 에너지는 증가한다(코트렐 효과(Cottrell Effect)).
냉간 변형 후에, 재결정과 탈탄 소둔 처리가 동시에 실시된다. C 함량은 공정 중에 30ppm 미만의 값으로 감소함으로써, 기지 내에는 페라이트에 고용된 탄소만이 존재하고 탄화물은 석출할 수 없다.
NH3를 함유하는 소둔 분위기 내에서 스트립이 소둔되는 질화 처리는 탈탄 소둔 처리 중에 또는 후에 이미 실시될 수 있으므로, 그에 따라 스트립 내의 N 함량이 증가한다.
마지막으로, 이러한 방식으로 제조된 냉간 스트립은, 그 후의 고온 배치 소둔(batch annealing)을 위하여, 일반적으로 MgO로 이루어진 소둔 분리제로 피복된다. 소둔 분리제는 질화 공정을 보조하는 질소-공여 첨가제를 함유할 수 있다. 이러한 목적으로, 600℃ 내지 900℃의 범위에서 열적으로 분해되는 N-함유 물질이 특히 적합하다.
2차 재결정을 발생시키는 고온 소둔은 본질적으로 공지된 방식으로 실시될 수 있다. 실용-지향적 실시 형태에 따르면, 이는 400℃와 1100℃ 사이의 범위에서 10K/h 내지 50K/h의 가열 속도가 달성되는 배치 소둔 작업으로 실시된다.
이어서, 얻어진 전기 강 스트립에는 연속 스트립 소둔 및 처리 라인 내에서 표면 절연 층이 제공되고 응력이 제거된다. 그 후에, 본질적으로 공지된 방식으로 자구 미세화 처리(domain refining treatment)가 또한 실시될 수 있다.
이하에는, 예시적 실시 형태에 의하여 본 발명이 더욱 상세히 설명되어 있다.
<예 1>
철과 불가피한 불순물과 함께, 중량%로, 3.05% Si, 0.045% C, 0.052% Mn, 0.010% P, 0.030% S, 0.206% Cu, 0.067% Cr, 0.030% Al, 0.001% Ti, 0.003% N, 0.011% Sn, 0.016% Ni를 함유하는 용탕이 빌릿으로 주조되었고, 이로부터 두께가 63mm이고 폭이 1100mm인 박슬라브가 분리되었다. 대략 900℃까지의 자유 방치 냉각(free uncontrolled cooling) 후에, 박슬라브가 전체적으로 1050℃까지 가열되는 균질화 소둔이 실시되었다. 이어서, 박슬라브는 연속 통과형의 7대의 압연 스탠드를 포함하는 열간-압연 스탠드의 그룹 내에서 2.30mm 두께의 열간 스트립으로 열간 압연되었다. 압연된 재료의 온도는 제1 압연 패스에서 960℃ 내지 980℃의 범위이었고, 제2 압연 패스에서는 930℃ 내지 950℃이었다. 최종 열간-압연 온도는 840℃이었다.
이와 같은 방식으로 얻어진 열간 스트립은 소둔이 실시되지 않은 상태로 산세되었고, 냉간-압연 단계에서 0.285mm의 마무리 스트립 두께까지 냉간 압연되었다. 그 후에, 질소, 수소 및 대략 10% NH3를 함유하는 습윤 분위기 내에서 850℃에서 180초 동안 냉간 스트립이 소둔되는 재결정 및 탈탄 연속 소둔 처리가 실시되었다. 이어서, 냉간 스트립의 표면은 소둔 분리제로서 MgO로 피복되었다. MgO 소둔 분리제는 후속 고온 배치 소둔 작업을 위한 점착 방지의 역할을 하였으며, 이 소둔 작업에 있어서 냉간 스트립은 1200℃의 온도까지 20K/h의 가열 속도로 수소 내에서 가열된 후에, 그 온도에서 20 시간 동안 유지되었다.
마무리되어 얻어진 스트립에는 최종적으로 인산염 피막(phosphate coating)이 제공되었고, 이어서 이 스트립은 880℃에서 응력-제거된 후에 균일하게 냉각되었다.
전술한 방식으로 제조된 방향성 전기 강 스트립은, 상용화되어 있는 HGO 전기 강 스트립의 범위 내에 존재하는 양호한 자기적 물성을 나타내었다. 50Hz 및 1.7T 여자(excitation)에서의 철손은 0.980W/kg이었고, 800A/m의 자계 강도에서의 분극은 1.93T이었다.
<예 2>
본 발명에 따른 용탕 A와 본 발명을 따르지 않는 용탕 B가 용해되었으며, 그 조성이 표 1에 기재되어 있다.
용탕은 연속 주조 공정에 의해 두께 63mm의 박슬라브로 주조되었다. 턴디시 내에서 용탕의 과열 온도는 25K 내지 45K이었다. 연속 주조 중의 주조 속도는 3.5m/min 내지 4.2m/min이었다. 이어서, 빌릿은 대략 900℃까지 냉각된 후에 롤러 노상로(roller hearth furnace)에 진입하였다.
빌릿으로부터 분리된 박슬라브는 균열로 내에서 1030℃과 1070℃ 사이의 온도로 20분 동안 재가열된 후에, 열간 압연을 위하여 이송되었다. 표 2에는, 용탕 A와 용탕 B의 합금 내에 존재하는 %Mn/%S 및 %Cu/%S의 비와 함께, 구체적으로 설정된 재가열 온도(SRT)도 기재되어 있다.
균열로로부터 제1 열간-변형 패스까지의 도중에, 박슬라브의 온도는 대략 1000℃의 값으로 감소하였으며, 금속학적 이유로 중요한 1030℃의 한계를 절대로 초과하지 않도록 철저히 감시되었다.
박슬라브를 열간 압연하기 위하여 사용되고 7대의 압연 스탠드를 포함하는 열간-압연 열(train)의 패스 계획은, 제1 및 제2 변형 패스가 제1 변형 패스에서 대략 55% 및 제2 변형 패스에서 대략 48%의 감소율을 일으키도록 설계되었다. 처음 2회의 열간-변형 패스 중에 압연된 재료의 온도는 제1 패스에서 950℃와 980℃ 사이였고 제2 패스에서 920℃와 960℃ 사이였다. 열간-압연 최종 온도는 800℃ 내지 860℃의 범위이었다. 열간 스트립 두께는 2.0mm 내지 2.8mm의 범위이었다.
이러한 방식으로 제조된 열간 스트립은 보호 가스 내에서 1080℃에서 소둔된 후에, 물에 의해 가속 방식으로 냉각되었다. 이에 후속하여, 산세 욕(pickling bath) 내에서 표면 스케일이 제거되었다.
그 후의 처리는, 재결정 중간 소둔 작업이 수반되는 0.30mm의 최종 스트립 공칭 두께까지의 2 단계의 냉간 압연과, 후속 재결정 및 탈탄 소둔 작업과, 본질적으로 MgO로 이루어진 소둔 분리제의 도포와, 2차 재결정을 실시하기 위한 고온 배치 소둔 작업과 더불어, 절연물(insulator)의 도포 및 최종적인 응력-제거 평탄화 소둔(stress-relieving flattening annealing)을 포함하였으며, 이러한 제조 단계들은 종래 기술로부터 본질적으로 공지된 방식으로 실시되었다.
전술한 방식으로 용탕 A 및 용탕 B로부터 제조된 0.30mm의 최종 스트립 공칭 두께의 전기 강 스트립에 있어서, 자기적 물성 P1.7(50Hz 및 1.7T 여자에서의 철손), J800(자계 강도 800A/m에서의 분극) 및 자성 열화(magnetic degradation)의 비율의 평균값이 표 3에 기재되어 있다.
<예 3>
표 4에 기재된 조성을 갖는 본 발명에 따른 구성의 용탕 C와 본 발명에 따르지 않는 구성의 용탕 D가, 용탕 A 및 B와 마찬가지로, 전술한 방식으로 주조되었고 열간 스트립으로 제조되었다. 그 후에 열간-스트립 소둔 및 급속 냉각이 실시되었으며, 이때에도 강 A 및 B로부터 제조된 열간 스트립에 대하여 전술한 방식으로 실시되었다.
0.23mm의 최종 스트립 공칭 두께까지의 단일 단계 냉간-압연과 그 후의 재결정 및 탈탄 소둔 작업에 의하여 후속 처리가 실시되었으며, 탈탄 처리 중에 15% NH3를 소둔 가스에 첨가함으로써 질화가 동시에 발생하였다. 그 후에, 본질적으로 MgO로 이루어진 소둔 분리제가 점착 방지제로서 도포되었고, 고온 배치 소둔 작업 시에 2차 재결정이 발생하였다. 이어서, 절연 피막이 도포되었고 응력-제거 평탄화 소둔이 실시되었다. 마지막으로, 마무리된 스트립에는 레이저 처리에 의한 자구 미세화가 실시되었다. 예 2에서와 같이, 여기서도 열간 스트립을 냉연 HGO 전기 강 스트립으로 처리하기 위한 단계들은 종래 기술로부터 본질적으로 공지된 방식으로 실시되었다.
용탕 C와 용탕 D로부터 제조된 박슬라브들의 처리 중에 설정된 재가열 온도(SRT)뿐만 아니라 함량 비(%Mn/%S 및 %Cu/%S)도 표 5에 기재되어 있다.
표 6에는, 전술한 방식으로 용탕 C와 용탕 D로부터 제조된 전기 강 스트립에 있어서, 철손(P1.7)의 여러 범위에 대하여, 각 범위에 해당하는 전기 강 스트립의 비율이 % 단위로 기재되어 있다. 철손(P1.7)이 낮을수록, 각 전기 강 스트립의 품질은 향상한다. 철손(P1.7)이 0.95W/kg를 초과하는 전기 강 스트립은 근래에 적용되는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트에 대한 요건을 더 이상 충족하지 않는다.
<예 4>
본 발명에 따른 규정으로부터 벗어난 파라미터가 사용되어, 용탕 C로 이루어진 박슬라브가 열간 압연되었다. 구체적으로는, 처음 2회의 패스에서 열간 변형을 위한 온도가 변경되었다. 이는, 초기에 균열로의 온도를 약간 높게 설정하고 신속 작업 모드에 의하여 더 높은 온도에서 열간 변형을 개시함으로써 가능하였다. 이어서, 균열로 온도는 기존 설비의 통상의 목표 값으로 감소되었고, 열간-변형 개시 온도는 여러 시간 지연에 의하여 변경되었다.
열간 스트립을 0.23mm의 공칭 두께의 냉간 스트립으로 마무리하기 위한 후속 처리는 예 3에서 이미 설명된 공정에 상당하였다.
표 7에는, 테스트 1 내지 테스트 18에 있어서, 테스트가 실시되었을 때에 설정된 각각의 파라미터들인 "재가열 온도(SRT)", "제1 변형 패스 중에 압연 재료의 온도(JF1)", "제2 변형 패스 중에 압연 재료의 온도(JF2)와 함께, 테스트에서 제조된 전기 강 시트의 철손(P1.7)의 각 범위에 해당하는 % 단위의 비율이 기재되어 있다.
본 발명에 따라 높은 신뢰도로 실시된 테스트 1 내지 테스트 13은 일반적으로 양호 내지 매우 양호한 전자기 물성을 나타내지만, 본 발명에 따라 실시되지 않은 테스트 14 내지 테스트 18의 경우에는, 전반적으로 동일한 정도로 명확히 저하된 물성이 나타나거나(테스트 16, 17 및 18), 각 테스트에서 설정된 조건에서는 전기 강 스트립이 제조될 수 없었다(테스트 14 및 15).
따라서, 본 발명에 의하여 방향성 전기 강 스트립 또는 시트를 제조하기 위한 방법이 제공되며, 그 방법에 있어서, 중량%로, Si: 2% 내지 6.5%, C: 0.02% 내지 0.15%, S: 0.01% 내지 0.1%, S에 대한 Cu의 함량 비가 %Cu/%S > 4인 조건 하에서, Cu: 0.1 내지 0.5%, S에 대한 Mn의 함량 비가 %Mn/%S < 2.5인 조건 하에서, Mn: 0.1% 이하, 및 선택적 함량의 N, Al, Ni, Cr, Mo, Sn, V, Nb를 함유하는 강으로 이루어진 박슬라브의 슬라브 온도가 1000℃ 내지 1200℃로 균질화되고, 박슬라브는 1030℃ 이하의 초기 열간-압연 온도와 710℃ 이상의 최종 열간-압연 온도의 범위에서 제1 및 제2 열간-변형 패스 중에 각 경우에 40% 이상인 두께 감소에 의하여 0.5mm 내지 4.0mm 두께의 열간 스트립으로 열간 압연되고, 열간 스트립은 냉각되고 코일로 권취되며, 그 후에 열간 스트립은 0.15mm 내지 0.50mm의 최종 두께의 냉간 스트립으로 냉간 압연되고, 소둔된 냉간 스트립 상에 소둔 분리제가 도포되고, 소둔 분리제가 제공된 냉간 스트립의 최종 소둔이 실시되어 고스 집합 조직이 형성된다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005
Figure pct00006
Figure pct00007

Claims (15)

  1. 전기공학적 용도로 의도된 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법으로서,
    a) 철과 불가피한 불순물과 함께, 중량%로,
    Si: 2% 내지 6.5%,
    C: 0.02% 내지 0.15%,
    S: 0.01% 내지 0.1%,
    Cu 함량(%Cu)과 S 함량(%S)의 비(%Cu/%S)에 대하여 %Cu/%S > 4가 적용되는 조건 하에서, Cu: 0.1% 내지 0.5%,
    Mn이 존재하는 경우에 Mn 함량(%Mn)과 S 함량(%S)의 비(%Mn/%S)에 대하여 %Mn/%S < 2.5가 적용되는 조건 하에서, Mn: 0.1% 이하, 및
    각 경우에 선택적으로,
    N: 0.003% 이하,
    Al이 존재하는 경우에 N 함량(%N)과 Al 함량(%Al)의 비(%N/%Al)에 대하여 %N/%Al < 0.25가 적용되는 조건 하에서, 0.08% 이하의 함량의 산-가용성 Al,
    각각의 함량이 0.2% 이하인 "Ni, Cr, Mo, Sn"의 그룹으로부터 1종 이상의 원소,
    각각의 함량이 0.1% 이하인 "V, Nb" 그룹으로부터 1종 이상의 원소를 함유하는 강으로 이루어진 박슬라브를 제공하는 제조 단계와,
    b) 박슬라브의 온도를 1000℃ 내지 1200℃의 슬라브 온도까지 균질화하는 제조 단계와,
    c) 박슬라브를 0.5mm 내지 4.0mm 두께의 열간 스트립으로 열간 압연하는 단계로서, 열간 압연 시작 시에 슬라브의 초기 온도가 1030℃ 미만이고 열간 압연 최종 온도가 적어도 710℃이며, 제1 및 제2 열간-변형 패스 모두가 적어도 40%의 두께 감소로 실시되는 제조 단계와,
    d) 열간 스트립을 냉각하는 제조 단계와,
    e) 열간 스트립을 코일로 권취하는 제조 단계와,
    f) 열간 스트립을 0.15mm 내지 0.50mm의 최종 두께의 냉간 스트립으로 냉간 압연하는 제조 단계와,
    g) 소둔된 냉간 스트립의 표면에 소둔 분리제를 도포하는 단계와,
    h) 고스 집합조직을 형성하기 위하여, 소둔 분리제가 제공된 냉간 스트립을 최종 소둔하는 제조 단계를
    포함하는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  2. 제1항에 있어서,
    박슬라브의 두께는 최대 100mm인 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  3. 선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
    박슬라브로 분리될 빌릿을 주조할 때에, 주조 속도는 최대 4.6m/min인 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  4. 선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
    턴디시 내의 용탕의 과열 온도는 3K 내지 50K인 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  5. 제4항에 있어서,
    턴디시 내의 용탕의 과열 온도는 25K 내지 50K인 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  6. 선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
    박슬라브의 Si 함량은 2.5 중량% 내지 4.0 중량%인 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  7. 선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
    박슬라브의 C 함량은 0.040 중량% 내지 0.085 중량%인 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  8. 선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
    박슬라브의 산-가용성 Al 함량은 0.020 중량% 내지 0.040 중량%인 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  9. 선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
    제1 열간-변형 패스에서의 온도는 950℃ 내지 1000℃인 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  10. 선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
    제2 열간-변형 패스에서의 온도는 920℃ 내지 980℃인 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  11. 선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
    열간 스트립에는 950℃ 내지 1150℃에서의 열간-스트립 소둔이 실시되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  12. 선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
    냉간 압연은 2회 이상의 단계로 실시되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  13. 선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
    냉간 스트립에는 탈탄 소둔이 실시되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  14. 선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
    냉간 스트립에는 NH3-함유 분위기 내에서의 질화 소둔이 실시되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
  15. 선행 청구항들 중 어느 한 항에 있어서,
    최종 소둔된 전기 강 스트립 또는 시트에는 자구 미세화 처리가 실시되는 것을 특징으로 하는 방향성 전기 강 스트립 또는 시트의 제조 방법.
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