KR950004933B1 - 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법 - Google Patents

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Description

자기특성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법

제1도 : 압축시험한 후 바로 공냉된 변형조직과 압축변형후 시간당 10℃로 냉각한 후의 조직을 나타내는 조직사진.

제2도 : 열간압연시 마무리 압연온도에 따른 자기적성질을 ∼나타내는 그래프.

제3도 : 열간압축시험온도에 따르는 열간압축시험후 공냉한 조직을 나타내는 조직사진.

본 발명은 각종모터, 발전기, 소헝변압기, 안정기등의 전기기기의 철심 및 자기차퉤재등으로 사용되는 무방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 철손이 낮고 자속밀도와 투자율이 높은 자성이 우수한 무방향성 전기강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

일반적으로 무방향성 전기강판은 Si 함량에 의거 제품의 등급이 구분되어질 수 있는데, Si 함량이 1%이하인 경우 저급재로, 그리고 1%-2% Si인 경우를 중급재 그리고 2% 초과재를 고급재로 편리상 구분할 수 있다. 이와같은 구분은 Si이 많이 첨가됨에 따라 철손이 낮아지기 때문이지만, 자속밀도 흑은 투자율은 Si함량이 높아짐에 따라 오허려 감소하는 효과가 있다. 자기특성이 우수하다고함은 철손이 낮고 자속밀도와 투자율이 높은 것을 의미한다. 그런데 Si은 경화원소로서 제조공정상 압연성 흑은 수요가 가공시 타발성에 나쁜 영향을 미치므로 그 함량은 가능한한 낮게하고 철손을 낮추는 방법이 바람직하다고 할 것이다.

따라서, Si 함량이 낮으면서 낮은 철손 및 높은 자속밀도와 높은 투자율을 동시에 갖는 무방향성 전기강판을 개발하고자 하는 노력이 경주되어 왔다.

무방향성 전기강판의 철손은 낮을 수록 좋으며. 이력손실(Hystresis loss)과 와류손실(Eddy Currentloss)로 구분할 수 있다. 철손중 와류손실(Eddy Current loss)은 제품의 화학성분과 두께 및 주파수등에 의해 결정이 된다 통상직인 용도의 주파수에서는 이력손실이 50%이상을 점유하지만, 주파수가 점점 증가함에 따라 와류손실이 점점 커지게되어 이력손실 보다 와류손실이 더 커지게된다. 화학성분중에서 Si, A1등과 같이 비저항이 높은 원소를 많이 첨가한다든가 최종제품의 두께를 0.5mm이하로 얇게 할 수록 와류손실은 감소된다. 따라서 동일한 조건의 화학성분, 두께 및 주파수등에서 철손을 감소시키기 위해서는 이력손실을 감소시키는 것이 중요해진다. 이력손실은 결정립크기에 반비례하므로 결정립을 가능한 크게 성장시켜야 한다. 그리고 제품의 판표면에 나란하게 발달하는 (110)면 혹은 (200)면의 집합조직을 발달시키므로서 철손을 낮추고 자속밀도와 투자율도 높일 수 있다 자기특성이 결정립크기에 비례하여서 항상 향상되지는 않지만 (110)면 흑은 (200)면의 집합조직이 잘 형성되고, 결정립이 크게 성장된다면 자기특성은 향상된다. 집합조직중 (110)면 혹은 (200)면의 강도가 커지면 대체로 자성에 해로운 (111)면의 집합조직강도는 작아지며, (111)면의 강도가 작아지므로서 자성이 향상될 수 있다.

무방향성 전기강판을 제조하는 종래의 기술들은 Si 흑은 Al을 낮추어서 철손은 높지만 투자율을 높이는 방법이 있으나 에너지손실이 많아서 용도에 제한이 있다. 또한 Si 혹은 Al을 중가시켜 자속밀도와 투자율은 낮지만 철손을 저감시키는 방법이 있으나 이 방법은 전기기기의 효율에 문제점이 있다. 또한, 대한민국 특허 출원번호 제88-017514호, 제88-017924호 및 제89-020173호에는 결정립계의 편석원소인 Sb와 함께 Zr, B등의 원소를 첨가하여 자기특성을 개선시키는 방법들이 제시되어 있으나, 이들 방법으로는 최종제품에서 자성에 유리한 집합조직 및 결정립을 충분히 발달시키지 못하여 자기특성의 개선효과가 미약하다.

또한, 대한민국특허출원 제91-5867호에는 페라이트 상에서 15%이상 압연후 공기중에서 권취하는 방법이 제시되어 있는데. 이 방법의 경우도 자기특성의 개선효과가 미약하다.

또한, 미국특허(US Patent 4,204,890)에는 Sb 첨가강의 열연판을 연속소둔 혹은 상소둔하여 자성에 유리한 집합조직을 발달시키므로서 자기특성을 향상시키는 방법이 제시되어 있으나 이 방법의 경우에는 결정립을 성장시키기 위하여 S를 낮게 관리할 필요가 있다.

또한, 일본 공개특허공보 (소)63-317,627호에는 Mn을 1.0-1.5% 함유하고, Ni, Cu 및 Sn 혹은 Sb 중에서 1종 혹은 2종이상을 첨가하고 세미프로세스로 제조되는 강 및 그 제조방법이 제시되어 있는데, 이 경우에는 Mn이 과도하게 첨가되므로서 원가상승 요인이 되고, 또한, Mn이 오스테나이트상을 쉽게 형성시키는 원소이어서 저온까지 오스테나이트상이 되며, 고래서 열간압연이 오스테나이트상에서 행하여지므로서 자성특성이 저조하며, 특히 자속밀도가 낮은 문제점이 있다.

본 발명은 본 발명자가 제안하여 기 출원한 대한민국 특허출원 제91-18622호 및 제91-18626호와 관련된 것으로서, 자성을 향상시키는 것으로 알려진 Sn 및 Sb을 단독 또는 복합으로 첨가하고, Ni 및 Cu를 함유한 성분계의 강슬라브를 가열한 후 열간압연할 시 마무리 열간압연조건 및 권쳐조건을 적절히 제어하므로서 열간압연판을 연속소둔하거나 또는 열연관소둔을 생략하더라도 철손이 낮고 자속밀도와 투자율이 높은 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법을 제공하자 하는데, 그 목적이 있다.

이하, 본 발명에 대해서 상세히 설명한다.

본 발명은 중량%로 C : 0.02%이하, Si : 3.5%이하, Mn : 0.5%이하, P : 0.15%이하, S:0.015%이하, Al:0.7%이하, O : 0.005%이하, N : 0.008%이하, Sn과 Sb 중 1종 또는 2종의 합 : 0.02-0.3%, Ni : 0.02-1.0%, Cu : 0.02-0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 중량%로 C :0.02%이하, Si : 3.5%이하, Mn : 0.5%이하, P : 0.15%이하, S : 0.015%이하, Al : 0.7%이하, O : 0.005%이하, N : 0.008%이하, Sn과 Sb 중 1종 또는 2종의 합 : 0.02-0.3%, Ni : 0.02-1.0%, Cu : 0.02-0.4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 조성되는 강슬라브를 가열로에 넣어 재가열하고 800℃이상의 뛔라이트상에서 압하율이 최소 7%이상이 되게 열간압연하고, 열연판을 600℃이상의 은도로 권허한다음, 산세하고 1단냉간압연법 흑은 1차냉간압연후 중간소둔후 2차냉간압연하는 2단냉간압연법으로 냉간압연하고 700-1100t의 온도에서 10초-10분동안 고온소둔을 실시하여 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

본 발명에서 열간마무리압연이 페라이트상에서 행하여지도록 강성분과 열간압연조건을 제어하므로서 열간압연판을 연속소둔하거나 또는 열간압연판의 소둔공정을 생략할 수 있으며, 이와같은 방법으로 제조하더라도 자기특성중 철손은 낮고 투자율 및 자속밀도가 높은 무방향성 전기강판이 제조된다.

물론, 열간압연판을 상소둔하더라도 자성을 향상시킬 수 있지만, 자성향상정도가 가해진 원가비용에 비하여 미치지 못하게 된다.

본 발명자는 마무리압연온도가 자기특성에 미치는 영향을 조사하기 위하여 다음과 같은 실험을 행하였다.

중량%로, C : 0.003%, Si : 0.61%, Mn : 0.25%, P : 0.05%, S : 0.08%, N : 0.004%, O : 0.002%, Al : 0.27%, Ni : 0.09%, Cu : 0.075%, Sn : 0.09%, 전부 Fe 및 기타 불가퍼한 불순물로 조성되는 강슬라브를 1차 열간압연한 후, 높이 13mm, 및 직경 8mm의 원통형으로 가공된 후 열간압축시헙을 하였다. 열간압축시험은 폐라이트상인 840℃와 오스테나이트상인 930℃에서 실시되었다.

각각의 온도에서 압축변헝한 후 바로 공냉된 변형의 조직과 압축변형된 조직을 800℃에서 시간당 l0℃로 냉각하여 후공정을 재현한 냉각후의 조직을 관찰하고, 그 관찰결과를 제1도에 나타내었다.

제1도에서 (a)는 840℃에서 변형된 후 공냉된 조직을, (b)는 930℃에서 변형된 후 공냉된 조직을, (f)는 840℃에서 변형된 후 제어 냉각된 조직을, 그리고 (d)는 930℃에서 변형된 후 제어 냉각된 조직을 나타낸다

제1도에 나타난 바와같이, 변형후의 조직인 경우 폐라이트상인 840℃에서 변형된 소재는 연신립으로 나타나고[제 1도(a)], 오스테나이트상인 930℃에서 변헝된 소재는 재결정이 된 결정형상을 나타내었으며[제 1도(b)], 제어냉각후의 조직인 경우 930℃에서 변형된 조직은 결정립이 거의 성장되지 않았지만[제 1도(d)], 840℃로 변형된 조직[제1도(c)]은 결정립이 크게 성장됨을 알 수 있다.

이것은 오스테나이트상인 적층에너지(%tacking fault energy)가 낮아서 변형시 동적재결정(Dynamic recrystallization)이 일어나 변헝후에 변헝량이 소재에 잔류하는 량이 적은 반면에 폐라이트상은 적층에너지가 높아서 동적회복현상(Dynamic recovery)만 일어나므로서 변형 후 잔류하는 변형량이 많기 때문이다.

따라서 폐라이트상에서 최종 마무리압연된 소재는 잔류변헝량이 오스테나이트상에서 마무리압연된 소재보다 많아서 압연된 열연판을 고은에서 권취하거나 혹은 열연판을 연속소둔만 하여도 결정립이 조대하게 성장이 된다.

본 발명에 있어서 Si 함량등에 울라서 달라질 수 있지만 풀리프로세스로 제조시에는 결정립크기가 20μm이상을 나타낸다. 결정립이 플수록 자성이 비례하여 향상되지는 않으며, 자성에 유리한 집합조직이 또한 잘 형성되어야 한다.

상기와 같은 성분으로된 강슬라브를 1230℃로 가열후 열간압연의 마무리 압연시 840℃(발명재)와 930℃(비교재)로 각각 19% 압하율로 압연한후 800℃에서 시간당 15℃로 냉각한 후 산세후 0.5mm의 두께로 냉간압연하였다

냉간압연된 소재는 960℃에서 2분간 질소와 수소의 흔합분위기에서 고온소둔하였다. 상기와 같이 고온소둔된 소재에 대하여 자기특성을 조사하고, 그 결과를 제 2도에 나타내었다. 제 2도에 나타난 바와같이, 페라이트상에서 열간압연시 종료된 소재(발명재)가 오스테나이트상에서 열간압연이 종료된 소재(비교재)보다 자기특성이 우수함을 알 수 있다.

또한, C : 0.002%, Si : 2.1%, Mn : 0.22%, P : 0.03%, S : 0.005%, Ni : 0.12%, Cu : 0.07%, Sn : 0.06%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 강을 Slot, 980℃ 및 1100℃로 시험온도를 변화시켜가면서 열간압축 시험하여 공냉한 후의 조직을 관찰하고 그 결과를 제 3도에 나타내었다.

제 3도(a)는 열간압축시칩온도가 810℃인 경우를, (b)는 980℃인 경우를, 그리고 (c)는 1100℃인 경우를 나타낸다.

제 3도에 나타난 바와같이, 페라이트헝성원소인 Si 함량이 높아서 본 발명 제조조건 범위에서는 상변태구역이 나타나지 않고, 전형적인 페라이트상의 연신립을 보이고 있음을 알 수 있다. 이는, Si 등의 성분과 열간압연시 마무리압연의 압연온도 구역사이에 상관관계가 있음을 나타내준다.

상기와 같이 제조되는 본 발명의 무방향성 전기강판은 철손이라는 측면에서 보면 비교직 낮은 Si 함량에서도 철손이 낮으며, 또한, 자속밀도 및 투자율측면에서 보면 비교적 높은 함량에서도 자속밀도와 투자율이 높게된다.

상기한 본 발명의 무방향성 천기강판에 있어서 자기적 성질의 향상은 Sn, Sb 등이 결정립계에 편석되어 강의 제조공정중에 강의 내부로 침입되는 침입원소의 확산을 방지하고 결정립형성 및 집합조직을 제어하고, Cu는 조대한 유화물을 형성하여 결정립을 쉽게 성장시키고 자성에 유리한 집합조직을 형성하고, 또한, Cu와 Ni이 동시에 첨가되므로서 고온에서의 내식성도 향상되어 표면산화층의 생성억제등에 기인하게 된다.

더우기, 이와같은 첨가원소들의 복합적인 작용으로 인하여 소둔시 결정립이 커지고 자성에 유리한 (110)및 (200)면의 집합조직이 보다 잘 형성되므로 자기특성이 보다 우수한 무방향성 전기강판의 제조가 가능하게 된다.

이하, 상기한 성분범위의 한정이유등에 대하여 설명한다

상기 C는 자기 시효를 일으켜 자기특성을 저하시키므로 그 함량을 0.02%이하로 한정하는 것이 바람직하다. 냉연판의 고온소둔후 잔류하는 C는 자기시효를 유발하므로 필요시 고온소둔전에 탈탄할 수 있으며, 가능한한 최종제품에 잔류하는 C의 함량은 0.003%이하로 관리하는 것이 바람직하다.

상기 Si은 Al과 함께 강의 비저항을 증가시켜 철손을 낮추며 열간압연시 상변태 온도를 증가시키지만, 한편으로는 경화원소로.서 작용하는 성분으로서, 그 함량이 낮으면 철손은 다소 높아질 수 있으나 자속밀도의 투자율이 향상되고, 그 함량이 3.5%이상이 되는 경우에는 냉간압연성이 저하되므로, 상기 Si의 함량은 3.5%이하가 바람직하다.

상기 Mn은 비저항을 증가시켜 철손을 낮추지만 5와 결합하여 미세한 석출물인 MnS로 석출되어 자성을 열화시키며, 또한 재가열온도를 1200℃이상으로 높일 경우 석출된 MnS가 재용해되어 미세한 석출물의 형성이 용이하게 되고, 또한 Cu가 공존하는 강에서 Mn 함량이 증가되면 경도가 높아질 수 있기 때문에. 이같은 현상을 억제하기 위하여 상기 Mn은 0.5% 이할로 첨가하는 것이 바람직하다.

상기 P가 증가함에 따라 비저항이 증가하여 철손중 와류손실을 낮추고, 또한 자성에 유리한 집합조직을 잘 발달시켜 자속밀도와 투자율을 향상시키지만, 결정립제에 편석이 되고 재질을 경하게 하여 냉간압연시 판파단의 원인이 될 수 있으므로 상기 P는 최대 0.15%까지 함유시키는 것이 바람직하다.

상기 S는 자성특성에 나쁜 영향을 미치는 원소로서 가능한한 적게 함유되는 것이 유리하며, Mn을 0.5%이하로 함유하는 본 발명에서는 최대 0.015%까지 허용될 수 있다.

상기 Al은 비저항을 중가시켜 철손을 저감시키고 강중의 산소를 제거하기 위하여 탈산용으로 첨가되며, AIN 등의 미세한 석출물을 저감시키는 역할을 하나 가격이 비싸고 자성향상정도를 고려하여 상기 Al은 최대 0.7%까지 첨가하는 것이 바람직하다.

상기 N은 불순물이며, 최대 0.008%까지는 허용될 수 있다. 상기 O는 불순물이며, 가능한 적게 함유되는 것이 강의 청정도를 향상시키고, 결정립성장에 유리하므로 최대 0.005%까지 허용될 수 있다.

상기 Ni은 단독첨가로는 자성향상 정도가 적으며, 저 Mn캉에 Sn 흑은 Sb, Cu등의 원소와 록합첨가하므로서 자성향상에 크게 기여하지만 0.02%이하에서는 고온내식성 및 자성향상·정도가 적으며, 1.0%이상 첨가시에는 첨가량에 비해 자성향상 정도가 적으므로 상기 Ni은 0.02-1.0%로 첨7,1하는 것이 바람직하다.

상기 Cu는 내식성을 향상시키고 미세한 MnS 석출물 대신 조대한 특히, Mn(Cu)S 석출물의 형성을 촉진시켜 결정립을 크게 성장시키고 자성이 유리한 집합조직을 발달시키지만 Sn 등과 같은 결정립계 편석원소가 0.3%까지 동시에 첨가된 경우는 열연판표면에 균열을 발생시킬 수 있으므로 최대 0.4%까지 첨가하며, 또한 적어도 0.02%이상 첨가시 그 효과가 나타나므로 상기 Cu 함량은 0.02-0.4%로 제한하는 것이 바람직 하다.

본 발명에서는 특허 Ni 단독첨가강에 비해 Cu가 동시에 첨가되므로서 특허 고온에서의 산화가 억제된다.

또한 P 함유강은 내산화성이 약하여 부식이 되기쉬우나 본 발명에서는 Cu 첨가로 P 첨가강의 내산화성을 급격히 증가시키는 효과가 있다.

상기 Sn 및 Sb는 단독 또는 복합으로 첨가할 수 있으며, 결정립계에 편석하는 원소로서 자성에 해로운(111)면의 생성을 억제하는데, 그 첨가량이 0.02%이하인 경우는 첨가효과가 적으며, 0.3%이상 첨가시에는 Cu 등과 동시에 첨가되므로 냉간압연시 판파단의 원인이 될 수 있으므로, Sn과 Sb 중 1종 또는 2종의 합이 0.02-0.3%가 되도록 단독 또는 복합적으로 첨가하는 것이 바람직하다.

이하, 상기한 압연조건등에 대하여 설명한다.

상기와 같이 조성되는 강슬라브는 전로, 전기로등에서 용강으로 제조된 후 연속주조 흑은 제조후 분괴압연에 의해 제조될 수 있다 열간압연을 위하여 슬라브는 뜨거운 상태 혹은 냉각후에 열연재가열로에 장입되어진다. 가열로의 온도는 1300℃까지 가열할 수 있으나 1250℃이하의 낮은 온도가 보다 바람직한데, 그 이유는 AIN, MnS 및 Cu와의 환화물등이 1250℃까지는 조대하게 성장하기 쉬우며, 1300℃가 넘으면 석출물들이 재용해되어 자성에 해로운 미세한 석출물이 형성될 수 있기 때문이다.

특히, 철손이 낮고 자속밀도와 투자율이 높은 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조하기 위해서는 열간압연시 마무리 압연온도 및 마무리압연시 압하율이 매우 중요한데, 본 발명에서는 800℃이상의 페라이트상, 즉 페라이트상중에서도 온도가 높은 부위에서 압하율이 적어도 7%이상이 되게 열간마무리 압연하므로서, 고온소둔후 최종결정립이 용이하게 성장되어 자성이 향상된다. 본 발명에 있어 마무리압연온도가 800℃미만, 그리고 마무리 압연시 압하율이 7%미만인 경우에는 열간압연시에 결정립이 충분히 성장하지 못하므로 자성이 저조하게 된다. 그리고 마무리압연시 압하율은 50%까지 하여도 자성이 향상되며, 최종압하율의 상한치는 규제하지 않지만 변형저항을 고려하여 50%이하가 바람직하다

상기와 같이 열간압연된 열간압연강판을 권취할시 권취온도는 600℃이상이 바람직하며, 권취된 열간코일은 통상의 방법으로 공기중에서 냉각하므로서 최종제품에서 결정립이 크게 성장하게 된다.

상기 권취온도가 600℃이하인 경우에는 최종판의 결정립이 충분히 성장되지 않아 자성이 저조하게 된다.

권취온도의 상한치는 특별히 제한할 필요는 없으며, 페라이트상에서 마무리압연후 마무리압연온도이하의 어느 온도구간에서 권취하더라도 본 발명의 효과를 얻을 수 있기 때문이다.

또한, 상기와 같이 열간압연된 열연판을 600℃이상에서 권쳐한 후 냉각속도를 열연코일의 중앙부기준으로 30℃/hr 이하로 서냉하는 경우에는 열연판 소둔을 생략하더라도 본 발명에서 목표로 하는 자기특성이 얻어질 수 있다.

열연판을 공기중에서 냉각하더라도 대기온도 25℃를 기준으로 할때 시간(hr)당 최대 30℃까지의 냉각속도는 확보될 수 있다.

상기와 같이 서냉하는 방법으로는 보열카버를 씌우는 방법 흑은 기타 밀뛔된 장소를 사용하는 방법등을 들 수 있는데, 이 경우에는 공기중에서 냉각시 열연코일의 중앙부위와 가장자리 부위의 온도편차를 줄일 수 있는 장점이 있다

상기 보열카버의 재료는 열에 견딜 수 있는 소재로 선택되며, 보열카버는 열연코일을 한개색 흑은 적충상태에서 씌워 냉각중에 보온할 수 있도록 구성되는 것이 바람직하다.

보열카버를 씌워 공기중에서 냉각할시 보열카버의 내부에 질소등의 비산화성 가스를 불어텅어 열연판의 산화를 억제할 수도 있다. 상기와 같은 방법으로 열간압연판을 권져하므로서 최종 고온소둔후외 결정립이 크게 성 장된다.

상기와 같이 권취하여 냉각한 열연판을 HCI 용액등을 이용한 산용액에서 산세하여 열연판표면의 스케일을 제거한다. 산세된 열연판은 냉간압연하며 냉간압연은 1단 냉간압연법 혹은 2단 냉간압연법으로 할 수 있다. 1단 냉간압연법은 열연판을 한번 냉간압연하여 최종판으로 하는 방법이며. 2단 냉간압연법은 50%이상으로 1차 냉간압연하고 중간소둔을 실시후 2차 냉간압연하여 최종판으로 하는 방법을 말한다.

상기와 같이 냉간압연된 최종 냉연판을 고온소둔하는데, 고온소둔은 Si 함량에 따라 다를 수 있으나 700℃이상 1100℃이하에서 10초이상 10분이내로 하는 것이 바람직하다 상기 고온소둔온도가 700℃보다 낮거나 또는 소둔시간이 10초 미만인 경우에는 소둔시 결정립이 충분히 성장되지 못하며, 소둔온도가 1100℃보다 높거나 또는 소둔시간이 10분을 초과한 경우에는 소둔시 판표면이 과다하게 산화되어 자성이 열화된다.

본 발명은 상기와 같은 화학성분에서 상기와 같은 제조방법을 사용하므로서 열연판의 소둔을 생략할 수 있는 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조를 가능하게 해준다.

상기와 같이 제조되는 본 발명의 무방향성 전기강판의 결정립크기가 25μm 이상, 바람직하게는 25-200μm, 보다 바람직하게는, 30-150μm이고, 그리고 호르타(Horta)식에 의해 계산된 집합조직계수가 0.2이상, 바람직하게는 0.5이상이 되도록 제조공정조건을 제어하는 것이 바람직하다.

상기한 호르타(Horta)식에 의해 계산된 집합조직계수(Texture parameter)는, 하기식(1)과 (2)로 표현된다. 하기식(1)은 측정된 강판에서 임의의(hall)면의 면강도를 나타내며, 하기식(2)는 집합조직계수로서 각각의 면강도중에서 자성에 유리한 결정면인 (200), (110) 및 (310)면의 면강도와 자성에 불리한 결정면인 (211), (222) 및 (321)면의 면강도의 바로 나타내진다. 하기식(1)에서 I_hkl은 측정시료의 집합조직 지수 (Texture intensity), I_R.hall은 표준시료의 집합 조직지수(Random intensity)를 그리고 N_hkl은 다중도 Multiplicity factor)를 의미한다. (200), (110) 및 (310)면의 면강도는 클수록, 그리고, (211), (222) 및 (321)면의 면강도는 작을 수록 즉, 집합조직계수가 클수록 자기특성이 향상된다.

[수학식 1]

[수학식 2]

이하, 실시예를 통하여 본 발명으로 보다 상세히 설명한다.

[실시예 1]

중량%로, C:0.005%, Si : 0.85%, Mn : 0.25%, P:0.06%, S : 0.005%, Al : 0.35%, N : 0.002%, O : 0.002%. Ni .0.25%. Cu : 0.17%, Sn : 0.21% 및 잔부 Fe로 조성되는 강 슬라브를 1230℃에서 재가열하고 하기 표 1과 같은 마무리압연 및 권취조건으로 열간압연판을 제조하였다. 이 강에서 페라이트상의 상한온도인 Ar₃, 온도는 910℃이며, 열연판 두께는 2.Omm이었다. 하기 표 1과 늘이 마무리압연된 열연판은 대기중에서 권취되었으며 또Cl 용액에서 산세되었다. 본 발명에서의 Ar₃의 측정은 전기저항측정기로 측정된 것이다. 그리고 열연코일의 권저냉가시 보온카버를 씌운 경우는 냉각속도가 실온 25℃를 기준할때 시간당 5-l0℃이었다. 다음에, 상기 열연판은 0.50mm의 두께로 1회 냉연법으로 냉간압연하였다.

상기와 같이 냉간압연된 냉연판은 알칼리성 용액에서 압언유를 제거한 후 하기 표 1에 제시된 온도에서 고온소둔하였다. 고온소둔시간은 2분간이었으며, 고온소둔시 분위기는 30% 수소와 70% 질소의 혼합가스의 건조한 분위기였다. 고온소둔후의 잔류하는 C은 0.003%이었다. 고온소둔판은 유무기복합코팅으로 절연피막처리후 절단하고 800℃의 온도에서 2시간동안 응력제거소둔후 자성 및 결정립크기를 측정하고, 그 결과를 하기 표 1에 나타내었다.

하기 표 1에서 결정립크기는 선분법으로 측정된 것이다.

[표 1]

상기 표 1에 나타난 바와같이, 비교재(1)은 페라이트상에서 열간압연되었으나 마무리압연온도와 권취온도가 낮고 마무리압하율이 낮아서 자성이 저하되고, 비교재(2)는 마무리압하율은 높지만, 100% 페라이트상의 경계점인 Ar₃온도보다 높은 온도영역에서 열간압연되므로서 결정립이 작게 성장되어 자성이 저하되는 반면에, 본 발명재(1-4)는 결정립크기가 85-98㎛로서 자기특성도 우수하게 나타남을 알 수 있다.

[실시예 2]

중량%로, C: 0.003%, Si : 1.1%, Mn 0.20%, P:0.06%, S:0.003%, Al : 0.35%, N : 0.002%, O : 0.002%, Sn : 0.11%, Sb : 0.05%, Ni : 0.09%, Cu : 0.21% 및 전부 Fe로 조성되는 강슬라브를 l150℃에서 재가열하고 하기 표 2와 같이 풀리프로세스로 제조하였다.

이 강의 페라이트상의 경계온도인 Ar₃은 940℃이며, 마무리압하율이 30%가 되게 열간압연 후 열연판의 두께가 2.3mm되도록 하였다. 하기 표 2와 같은 온도로 마무리압연된 열연관은 권저후 냉각하고 산성용액에서 산세되었다. 이때 하기 표 2의 밭명재(5) 및 발명재(6)의 보온카버실시재는 권저후 질소분위기에서 냉각하였고 그때의 냉가속도는 시간당 10-l5℃이었으며, 비교재(3)은 권취후 공기중에서 냉각하였다. 산세된 열연판은 1.0mm로 1차 냉간압연 후 900℃에서 수소와 질소의 혼합분위기에서 2분간 중간소둔하였다. 중간소둔판은 2차 냉간압연하여 0.47mm로 압연후 하기 표 2의 소둔조건으로 고온소둔하였다. 고온소둔은 40%수소와 60% 질소의 혼합가스에서 건조한 분위기로 실시하였다.

고온소둔판은 절연피파처리후 절단하고 820℃의 온도에서 100% 질소가스의 건조한 분위기에서 90분간 응력제거소둔후 자성 및 결정립도를 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

[표 2]

상기 표 2에 나타난 바와같이, 비교재(3)은 권취온도가 낮고 냉연판의 고온소둔시 소둔시간이 짧아 결정립이 충분히 성장하지 못화므로 자기특성이 저하되는 반면에, 본 발명재(5) 및 (6)는 결정립이 충분허 성장하여 우수한 자기특성을 나타내고 있음을 알 수 있다.

상술한 바와같이, 본 발명은 일정성분을 갖는 강슬라브의 열간압연시 마무리열간압연 및 권취조건을 적절히 제어하므로서 열연판소둔을 생략하더라도 철손이 낮고 자속밀도 및 투자율이 높은 무방향성 전기강판을 제조할 수 있는바, 보다 경제적으로 자기특성이 우수한 무방향성 전기강관을 제공할 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (2)

1. 중량%로 C : 0.02%이하, Si : 3.5%이하, Mn : 0.5%이하, P:0.15%이하, S : 0.015%이하, Al : 0.7%이하, O : 0.005%이하, N : 0.008%이하, Sn과 Sb 중 1종 또는 2종의 합 : 0.02-0.3%, Ni : 0.02-1.0%, Cu : 0.02-0.4%, 잔부 Fe 및 기타불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 슬라브를 가열하여 열간압연할시 800℃이상의 페라이트상에서 7%이상의 압하율로 열간마무리 압연하고, 600℃이상에서 권취한 다음, 대기중에서 냉각한 후 산세하고 1단 냉간압연법 혹은 1차 냉간압연하고 중간소둔후 2차 냉간압연하는 2단냉간압연법으로 냉간압연후, 700-1100℃의 온도범위에서 10초-10분 동안 고온소둔하는 것을 특징으로 하는 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
2. 제 1항에 있어서, 권취된 열연코일을 냉각할시 고 냉각속도가 30℃/hr 이하인 것을 특징으로 하는 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.