WO2019132425A1 - 재질과 두께의 편차가 작은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

재질과 두께의 편차가 작은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 Download PDF

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steel sheet
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hot
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정제숙
이세일
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet having a small variation in material and thickness and a method of manufacturing the same.
  • the nonoriented electrical steel sheet is used in iron core materials in rotating equipment such as motor cores, generators, etc., which convert electrical energy into mechanical energy, and stationary equipment such as small transformers. These parts are manufactured by slitting the material, laminating it after punching, and producing the final part. Therefore, not only the magnetic properties (magnetic flux density, iron loss), but also the shape quality are also important.
  • Patent Document 1 discloses a technique relating to a non-oriented electrical steel sheet that improves magnetic properties.
  • Patent Document 1 discloses a non-oriented electrical steel sheet in which 0.1 to 5% of Co is added to steel having Si of 4% or less.
  • the hot-rolled sheet annealing is performed by box annealing with a slow cooling rate by setting the content of P to 0.07 to 0.20% and the content of Si to 0.17 to 3.0%.
  • the annealing process There has been proposed a technique for achieving a high density of data.
  • Patent Document 3 a method of reducing the content of Al by 0.017% or less to achieve high magnetic flux density has been proposed.
  • Patent Document 4 proposes a technique of adding Sb or Sn as an element other than those described above to give a high magnetic flux density.
  • Patent Document 5 proposes a technique of improving magnetic characteristics by controlling Ti, Nb, V and B. In the case of the non-oriented electrical steel sheet as described above, most of the techniques for improving the magnetic properties by controlling the alloy component.
  • Patent Document 1 Korean Patent Laid-Open Publication No. 2014-0062225
  • Patent Document 2 Korean Published Patent Application No. 2015-0149426
  • An aspect of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet having a small variation in material and thickness and a method of manufacturing the same.
  • An embodiment of the present invention is a steel sheet comprising, by weight%, 0.0010 to 0.015% of C, 0.5 to 3.0% of Si, 0.03 to 1.5% of Al, 0.03 to 1.5% of Mn, 0.0005 to 0.05% of Ti, wherein the C, Si, Al, Mn, Ti, P and N satisfy the following relational expression 1 and the thicknesswise deviation in thickness / final product thickness Wherein the ferrite grain size deviation (? G) satisfies the following relational expression (2) and the ferrite grain size deviation (? G) according to the rolling direction satisfies the following relational expression (3).
  • ⁇ G is the deviation of the ferrite grain size average size (FGS)
  • G TD is the vertical direction FGS in the rolling direction
  • G RD is the horizontal direction FGS in the rolling direction
  • G 45 ° D is the FGS in the rolling direction
  • a method of manufacturing a semiconductor device comprising the steps of: C: 0.0010 to 0.015%; Si: 0.5 to 3.0%; Al: 0.03 to 1.5%; Mn: 0.03 to 1.5% 0.15% of N, 0.001 to 0.010% of N, the balance of Fe and other unavoidable impurities, and C, Si, Al, Mn, Ti, P and N satisfy the following relational expression 1: step; Subjecting the thin slab to rough rolling to obtain a bar; Heating the bar; Hot rolling the heated bar to obtain a hot rolled steel sheet; And a step of winding the hot-rolled steel sheet at 490 to 700 ° C, wherein each of the steps is performed continuously, cold-rolling the rolled hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet; And recrystallization annealing the cold-rolled steel sheet.
  • the method of manufacturing a non-oriented steel sheet according to the present invention includes the steps of: subjecting the hot-rolled steel sheet to a rolling speed change of
  • a high-speed casting and continuous continuous rolling mode can be used in a performance-to-rolling direct process, and a method of manufacturing the same.
  • the hot-rolled electrical steel sheet produced through the continuous rolling process is superior in widthwise material and thickness crown deviation of the conventional hot-rolled steel produced through the batch process. Therefore, it is excellent in dimension / shape in the production of the final part, and it is possible to uniformly laminate the material, thereby making it easy to manufacture the part.
  • FIG. 1 is a schematic view of a facility for a performance-rolling direct process that can be applied to the present invention.
  • FIG. 2 is another schematic diagram of a facility for a performance-rolling direct process that can be applied to the present invention.
  • the inventors of the present invention have pointed out that the problem of manufacturing such an electric steel sheet can be solved when a manufacturing process (mini-mill process) using a so-called thin slab, particularly a continuous casting (performance) Leading to the present invention.
  • the process of direct rolling of the steel to the rolling process is excellent in the material deviation because the width of the strip and the temperature deviation in the longitudinal direction are small due to the process characteristic of constant velocity isotherm.
  • unlike conventional processes in which the slabs or bars are finely rolled in batches only the first slab or the top portion of the bar is drawn between rolls and rolls of the rolling mill, It is possible to drastically reduce the possibility of a problem of accident involving the introduction of a slab or a bar.
  • it since it produces products through constant velocity isothermal rolling, it is considered to be a suitable process for manufacturing hot-rolled steel sheets because it has the advantages of excellent dimensional accuracy of thickness and width compared with existing batch materials and low crown crowns .
  • alloy composition of the electric steel sheet of the present invention will be described.
  • the alloy composition described below is based on weight percent unless otherwise specified.
  • the carbon (C) deteriorates the iron loss, so the smaller the carbon loss, the better.
  • C exceeds 0.015%, it is preferable that C is 0.015% or less in that the iron loss increase is considerably increased.
  • the content of C is more preferably 0.0015 to 0.01%, still more preferably 0.002 to 0.005%.
  • Silicon (Si) is generally added as a deoxidizing agent for steel, but an electric steel sheet is an important element because it has an effect of increasing the electrical resistance and reducing iron loss at high frequencies. In order to obtain such effect, addition of 0.5% or more is required . However, if it is more than 3.0%, cracks are generated during cold rolling, so that the ease of manufacture is lowered. In addition, the magnetic flux density is lowered. Therefore, the upper limit is set to 3.0%. Therefore, the Si content is preferably 0.5 to 3.0%, more preferably 0.6 to 2.5%, still more preferably 0.8 to 2.0%.
  • Aluminum (Al) is generally used as a deoxidizing agent of steel in the same manner as Si, and is an element having a large effect of reducing iron loss by increasing electrical resistance. However, if it exceeds 1.5%, the casting may be interrupted because the physical properties of the mold flux are picked up in the mold flux during the continuous casting and the lubrication is not achieved.
  • the Al content is preferably 0.03 to 1.5%, more preferably 0.05 to 1.0%, and even more preferably 0.1 to 0.5%.
  • Mn manganese
  • the Mn content is preferably in the range of 0.03 to 1.5%, more preferably 0.05 to 1.0%, even more preferably 0.1 to 0.5%.
  • Titanium (Ti) is picked up from molten steel slag or picked up from alloy steel to be included in the steels of the present invention.
  • the Ti is preferably controlled to be 0.05% or less, since carbide or nitride is formed to prevent grain growth, thereby deteriorating iron loss and promoting undesired ⁇ 111 ⁇ texture development in magnetism.
  • the lower limit of the above-mentioned Ti is preferably as small as possible, and therefore the lower limit is not particularly limited, but is preferably limited to 0.0005% considering the level inevitably contained in the process. Therefore, the Ti content is preferably in the range of 0.0005 to 0.05%, more preferably in the range of 0.0008 to 0.01%, and still more preferably in the range of 0.001 to 0.005%.
  • Phosphorus (P) is an element capable of increasing iron specific resistance and lowering iron loss, and is an element capable of improving magnetic flux density when added as a magnetic material. It is preferable to add 0.002% or more for the above effect. However, if it exceeds 0.15%, there is a disadvantage that it is present as a segregation element which induces the fracture of the rolled plate in the ferrite grain boundary at the room temperature rolling, and weakens the bonding force between grain boundaries to a great extent. Therefore, the P content is preferably in the range of 0.002 to 0.15%, more preferably 0.004 to 0.10%, still more preferably 0.006 to 0.05%.
  • the nitrogen (N) has a range of 0.01% or less.
  • the number of N is preferably as small as possible, and is not particularly limited. However, considering the denitrification cost, it is preferable to control the lower limit to 0.001%. Therefore, the content of N is preferably 0.001 to 0.01%, more preferably 0.0012 to 0.008%, still more preferably 0.0014 to 0.006%.
  • C, Si, Al, Mn, Ti, P and N satisfy the following relational expression (1).
  • C, Si, Al, Mn, Ti, P and N in the following relational expression 1 means the content (weight%) of the corresponding element, respectively.
  • the value of (6.9 [C + 10Si + 5Al + Mn + P] + 302566 [Ti (C + N)]) is less than 45 in Relation 1, it may be difficult to obtain the target yield strength, The yield strength of the continuous steel sheet becomes too high and the quality of the steel sheet may be deteriorated due to poor ductility due to the increase of the rolling load during cold rolling.
  • the value of the relational expression 1 is preferably 45 to 160, more preferably 50 to 155, and even more preferably 55 to 150.
  • the remainder of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
  • the electrical steel sheet of the present invention may further contain at least one selected from the group consisting of S, Nb, V, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Sn and Mg as a tram element in an amount of not more than 0.2% Or less.
  • the tramp element is an impurity element derived from scrap used as a raw material in the steelmaking process, ladle, tundish refractory or the like. When the total amount exceeds 0.2%, the tramp element is liquefied at a high temperature to deteriorate performance , And precipitates may be formed to deteriorate magnetism.
  • the electrical steel sheet of the present invention preferably has a widthwise thickness deviation / final product thickness satisfying the following relational expression (2).
  • the widthwise thickness deviation / the final product thickness is 0.03 or more, the shape of the thermal extension material may be poor, which may cause problems in manufacturing the final product.
  • the electric steel sheet of the present invention satisfies the following relational expression (3) in the ferrite grain size deviation (? G) along the rolling direction.
  • the ferrite grain size deviation (? G) according to the rolling direction exceeds 5 ⁇ ⁇ , there is a problem that the material deviation (isotropy) becomes large. Therefore, the ferrite grain size deviation More preferably 4.5 ⁇ or less, and still more preferably 3.5 ⁇ or less.
  • ⁇ G is a deviation of the ferrite crystal grain average size (Ferrite Grain Size, FGS), G TD is FGS, G 45 ° D in the horizontal direction of the FGS, G RD in the direction perpendicular to the rolling direction is the rolling direction is rolled Indicates FGS in the direction of 45 ° in the direction.)
  • the electrical steel sheet of the present invention preferably has a thickness of 0.15 to 0.50 mm.
  • the thickness is less than 0.15 mm, the productivity is lowered.
  • the thickness is more than 0.5 mm, the iron loss reducing effect may be small. Therefore, the thickness of the non-oriented electrical steel sheet is preferably 0.15 to 0.50 mm, more preferably 0.20 to 0.40 mm.
  • the electric steel sheet of the present invention may have an average value of yield strength in the vertical direction and the horizontal direction of 280 to 380 MPa, and the deviation of the yield strength in the vertical direction and the horizontal direction may be 20 MPa or less.
  • the deviation of the yield strength in the vertical direction and the horizontal direction is more preferably 15 MPa or less.
  • FIG. 1 is a schematic view of a facility for a performance-to-rolling direct process that can be applied to the present invention, and is a schematic diagram of a performance-to-rolling direct process facility applicable to the manufacture of hot rolled steel sheets for obtaining a final electrical steel sheet.
  • the steel slabs of excellent shape quality according to one embodiment of the present invention can be manufactured from the hot-rolled steel sheets produced by applying the direct rolling-to-rolling direct connection equipment as shown in Fig.
  • the performance-to-rolling direct connection facility consists largely of a continuous casting machine 100, a roughing mill 400, and a finishing mill 600.
  • the performance-to-rolling direct connection plant comprises a high-speed continuous casting machine (100) producing a thin slab (a) of a first thickness and a rolling bar (b) of a second thickness thinner than the first thickness
  • a roughing scale breaker 300 and a finishing mill scale breaker 500 are placed in front of the roughing mill 400 and before the finishing mill 600, FSB '), and it is possible to produce an electrical steel sheet having excellent surface quality in the post-process because of easy removal of the surface scale.
  • FIG. 2 is another schematic diagram of a facility for a performance-rolling direct process that can be applied to the present invention.
  • the apparatus for direct rolling-to-rolling process disclosed in FIG. 2 is substantially identical in construction to the apparatus disclosed in FIG. 1, but includes a heater 200 'for further heating a slab in front of the rough rolling mill 400, It is possible to lower the occurrence of edge defects and is advantageous in securing the surface quality. In addition, a space of at least one slab length is secured before the roughing mill, and batch rolling is possible.
  • the hot rolled steel sheet having excellent magnetic properties and shapes of the present invention can be produced in all of the performance-rolling direct connection facilities disclosed in Figs. 1 and 2.
  • the continuous casting is preferably performed at a casting speed of 3.5 to 8.5 mpmmpm (m / min).
  • the reason why the casting speed is set to 3.5 mpm or more is that a high speed casting and a rolling process are connected and a casting speed higher than a certain level is required to secure the target rolling temperature.
  • the casting speed is less than 3.5 mpm, Al may increase the amount of pick-up in the mold flux, thereby changing the physical properties of the mold flux, resulting in reduced lubricity and casting failure.
  • it exceeds 8.5 mpm the operation success rate may be reduced due to instability of the molten steel bath surface. Therefore, the casting speed is preferably in the range of 3.5 to 8.50 mpm, more preferably in the range of 4.0 to 7.5 mpm , And more preferably 4.5 to 7.0 mpm.
  • the thickness of the thin slab is preferably 80 to 120 mm.
  • the thickness of the thin slab is more than 120 mm, high-speed casting is difficult, and the rolling load during rough rolling is increased.
  • the thickness is less than 80 mm, the temperature of the cast steel is rapidly decreased and uniform structure is hardly formed.
  • the thickness of the thin slab is preferably controlled to 80 to 120 mm, more preferably 85 to 115 mm, and even more preferably 90 to 110 mm.
  • the inlet side temperature during the rough rolling may be 1000 to 1200 ° C. If the rough rolling inlet temperature is less than 1000 ⁇ , an increase in the rough rolling load and cracks may occur in the edges of the bars. On the other hand, if it is higher than 1200 ° C, the hot-rolled scale remains and the quality of the hot-rolled surface may deteriorate. Therefore, the inlet temperature during rough rolling is preferably 1000 to 1200 ° C, more preferably 1020 to 1180 ° C, and even more preferably 1040 to 1160 ° C.
  • the temperature at the time of rough rolling may be 900 ° C or higher. If it is less than 900 ° C, it is difficult to secure the finishing rolling temperature.
  • the thickness of the bar is preferably 10 to 30 mm.
  • the thickness of the bar exceeds 30 mm, the rolling load during the finish rolling increases.
  • the thickness of the bar is less than 10 mm, the rolling deformation resistance becomes large, which may cause difficulty in operation and it may be difficult to secure the temperature during finish rolling. Therefore, the thickness of the bar is preferably 10 to 30 mm, more preferably 12 to 25 mm, and even more preferably 14 to 18 mm.
  • the heating temperature of the bar is preferably 1000 to 1200 ° C.
  • the reason for controlling the heating temperature of the bar is to stably produce the hot rolled steel sheet and to secure the surface quality. If the temperature is less than 1000 ° C, the finish rolling rolling temperature is lowered and the rolling load is rapidly increased, Plate breakage may occur. If the temperature exceeds 1200 ° C, the scale may be excessively generated and the surface quality may be deteriorated. Therefore, it is preferable to heat the bar to 1000 to 1200 ° C, more preferably 1020 to 1180 ° C, and even more preferably 1040 to 1160 ° C.
  • the heated bar is hot-finished and rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the finish rolling can be performed in a finishing mill having 3 to 6 stands.
  • the finish rolling is preferably performed at 650 to 900 ° C. If the finish rolling temperature exceeds 900 ° C, austenite and ferrite transformation occur at the same time, so that the pressure load fluctuation is significant, and plate breakage may occur due to poor ductility. On the other hand, when the temperature is less than 650 ° C, the strength of the steel increases rapidly during the rolling, which may lead to plate breakage due to poor ductility due to an increase in the rolling load.
  • finishing rolling is precisely controlled at a temperature of 650 ° C to 900 ° C, and furthermore, finishing rolling is carried out at a temperature having a single-phase ferrite structure.
  • the finishing rolling temperature is more preferably 670 to 880 ⁇ , and still more preferably 700 to 850 ⁇ .
  • the average passing speed during the final rolling at the time of the hot rolling is preferably 250 to 750 mpm.
  • the passing speed in the last rolling mill can be directly connected to the casting speed and the thickness of the hot rolled product. If the rolling speed in the last rolling mill is more than 750 mPm, it is possible to cause an accident such as a plate rupture, and since a uniform temperature is not secured due to difficulty in isothermal constant rolling, a material and thickness variation may occur . On the other hand, in the case of less than 250 mpm, the final rolling speed is too slow, which may cause problems in mass balance and heat balance, and it may be difficult to carry out continuous continuous rolling. Accordingly, the average passing speed during the final rolling at the time of the hot rolling is preferably 250 to 750 mpm, more preferably 270 to 730 mpm, and still more preferably 300 to 700 mpm.
  • the speed deviation is preferably 50 mpm or less, more preferably 45 mpm or less, and even more preferably 35 mpm or less.
  • the coiling temperature is preferably 490 to 700 ° C.
  • the coiling temperature is less than 490 ⁇ , the yield strength is too high, so that the rolling load during cold rolling increases, which may lead to a large thickness deviation in the width direction due to poor ductility.
  • the temperature exceeds 700 ⁇ , It is advantageous for the control, but the secondary scale may be generated and the quality such as the illuminance and the surface whiteness may be deteriorated. Therefore, the coiling temperature is preferably 490 to 700 ° C, more preferably 520 to 650 ° C, and even more preferably 550 to 610 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet preferably has a thickness of 1.6 mm or less. As the thickness of the steel sheet decreases, the texture of the recrystallized aggregate increases, thereby ensuring a uniform structure after the annealing, reducing the cold rolling reduction, improving the magnetic properties, and reducing the thickness variation. However, if it exceeds 1.6 mm, the above effect may not be sufficient. Therefore, the thickness of the hot-rolled steel sheet is preferably 1.6 mm or less, more preferably 1.4 mm or less.
  • the hot-rolled steel sheet may have a thickness crown of up to 25 mm from the edge in the strip width direction of 50 ⁇ or less. If the thickness exceeds 50 ⁇ , the thickness variation in the width direction of the final product may be large.
  • the hot rolled steel sheet preferably has an average value of yield strength in a rolling direction and a horizontal direction of 500 MPa or less. If the average value of the yield strength in the vertical direction and the horizontal direction of the hot-rolled steel sheet exceeds 500 MPa, the rolling load during cold rolling may increase sharply and the shape of the final product may become poor due to poor ductility.
  • the above-described method for producing a hot-rolled steel sheet is characterized in that the above-described respective steps are performed continuously by using the continuous rolling mode in the performance-to-rolling direct connection process.
  • the rolled hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • a step of pickling the hot-rolled steel sheet to remove the oxide layer may be further included.
  • the pickling can be carried out under ordinary conditions, and the pickling treatment that can be used in the present invention is not particularly limited as long as it is applicable to any treatment method used in the process of pickling an electrical steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet is recrystallized and annealed.
  • the above-mentioned recrystallization annealing can also be carried out under the conditions conventionally used in the related art.
  • the cast steel slab was continuously cast by applying the casting-rolling direct process to the molten steel under the conditions shown in Table 2 below.
  • the thin slab was subjected to rough rolling to produce bars, Rolled to obtain a cold rolled steel sheet having a thickness of 1.2 to 1.6 mm and a cold rolled steel sheet having a thickness of 0.35 / 0.5 mm by cold rolling at a reduction ratio of 57 to 78%
  • the product was prepared.
  • Annealing conditions at the time of annealing were such that line speed (Line Speed): 170mpm, heating zone temperature: 780 ° C, and crack zone temperature: 830 ° C.
  • the yield strength is the average value measured by taking all the horizontal and vertical directions of JIS 5 specimens. Then, the relationship between the alloy component and the yield strength was examined using the following relational expression (1).
  • the thickness crown of the thermal laminate is the thickness crown value ( ⁇ ⁇ ) from the edge of the strip width direction to 25 mm and the thickness deviation in the width direction of the final product represents the deviation of the thickness value measured in the width direction of the strip. Since the thickness deviation in the width direction differs depending on the thickness of the final product, the following relation 2 was used.
  • the crystal grain size of ferrite was measured at a magnification of 200 to 500 times with respect to the horizontal direction (L direction) and the vertical direction (C direction) using an optical microscope, and the average value of all the circle equivalent diameters was calculated.
  • the degree of uniformity (isotropic) of the grain size with respect to the inventive and comparative examples was evaluated by measuring the deviation of the ferrite grain size along the rolling direction as shown in the following relational expression 3. " (3) "
  • G is the deviation of the ferrite grain size average size (FGS)
  • G TD is the vertical direction FGS in the rolling direction
  • G RD is the horizontal direction FGS in the rolling direction
  • G 45 ° D is the deviation in the rolling direction Indicates the FGS in the direction.
  • G
  • ⁇ G is the deviation of the ferrite grain size (FGS)
  • G TD is the vertical direction FGS in the rolling direction
  • G RD is the horizontal direction FGS in the rolling direction
  • G 45 ° D Indicates the FGS in the direction of 45 ° in the rolling direction.
  • Inventive Examples 1 to 13 which satisfy all of the alloying composition, the relational expression 1 and the manufacturing conditions proposed in the present invention, have a target thickness crown, a widthwise thickness deviation, a yield strength, , The thickness variation in the width direction / the thickness of the final product, and the ferrite grain size size deviation (? G) according to the rolling direction are all satisfied.
  • Comparative Examples 1 and 2 and 4 to 9 do not satisfy the relational expression 1 proposed in the present invention, and the yield strength, thickness crown, widthwise thickness deviation, yield strength, yield strength deviation, / The final product thickness, and the ferrite grain size deviation (? G) depending on the rolling direction.
  • the molten steel having the alloy composition of Inventive Steel 3 (Steel Type C) of Example 1 was prepared, and then the molten steel was continuously cast at a casting speed of 5.2 mpm by applying a direct rolling process to obtain a thin slab having a thickness of 90 mm, Rolled and rolled into a hot rolled steel sheet (Hot Rolled, hereinafter referred to as HR) under the conditions shown in Table 4, followed by cold rolling to obtain a steel sheet having a thickness of 0.35 mm And then annealed to produce a final product.
  • Annealing conditions at the time of annealing were such that line speed (Line Speed): 170mpm, heating zone temperature: 780 ° C, and crack zone temperature: 830 ° C.
  • Line Speed line speed
  • the yield strength of the thermal laminate and the thickness deviation in the width direction of the final product were measured with respect to the prepared inventive and comparative examples, and the results are shown in Table 4 below.
  • Examples 14 to 21 satisfying the alloy composition and the coiling temperature proposed in the present invention are found to satisfy the yield strength of the thermal laminate, the thickness deviation in the width direction of the final product, and the relationship (2).

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.0010~0.015%, Si: 0.5∼3.0％, Al: 0.03~1.5%, Mn: 0.03~1.5%, Ti: 0.0005~0.05%, P: 0.002~0.15%, N: 0.001~0.010%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 C, Si, Al, Mn, Ti, P 및 N은 하기 관계식 1을 만족하고, 폭 방향 두께 편차/최종 제품 두께가 하기 관계식 2를 만족하며, 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G)가 하기 관계식 3을 만족하는 재질과 두께의 편차가 작은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

재질과 두께의 편차가 작은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
본 발명은 재질과 두께의 편차가 작은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
무방향성 전기강판은 전기에너지를 기계적 에너지로 변환시키는 모터코어, 발전기 등의 회전 기기와 소형 변압기 등의 정지기기에서 철심용 재료에 사용된다. 이러한 부품들은 소재를 슬리팅(Slitting)하고, 타발 후 적층하여 최종 부품을 제조하게 된다. 따라서, 자기적특성(자속밀도, 철손) 뿐만 아니라, 형상 품질도 상당히 중요하다.
한편, 자기적 특성을 향상시키는 무방향성 전기강판에 관한 기술로서, 예를 들면, 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1에는 Si가 4％이하인 강에 Co를 0.1∼5％ 첨가한 무방향성 전자 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 2에는 P의 함유량을 0.07∼0.20％, Si의 함유량을 0.17∼3.0％로 하고, 열연판 어닐링을 냉각 속도가 느린 상자 어닐링(box annealing)으로 행하고, 마무리 어닐링시에 집합 조직을 제어함으로써, 고자속 밀도화를 도모하는 기술이 제안되고 있다. 또한, 특허문헌 3에는 Al의 함유량을 0.017％ 이하로 하여 고자속 밀도화를 도모하는 방법이 제안되고 있다. 특허문헌 4에는 전술한 것 이외의 원소로서 Sb나 Sn을 첨가하여, 고자속 밀도화하는 기술이 제안되고 있다. 또한, 특허문헌 5에는 Ti, Nb, V 및 B을 제어함으로써 자기적 특성를 향상시키는 기술이 제안되고 있다. 이와 같이 무방향성 전기강판의 경우에는 합금성분을 제어하여 자기적 특성을 향상시키는 기술들이 대부분이다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제2014-0062225호
(특허문헌 2) 한국 공개특허공보 제2015-0149426호
본 발명의 일측면은 재질과 두께의 편차가 작은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용으로 한정되지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.0010~0.015%, Si: 0.5∼3.0％, Al: 0.03~1.5%, Mn: 0.03~1.5%, Ti: 0.0005~0.05%, P: 0.002~0.15%, N: 0.001~0.010%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 C, Si, Al, Mn, Ti, P 및 N은 하기 관계식 1을 만족하고, 폭 방향 두께 편차/최종 제품 두께가 하기 관계식 2를 만족하며, 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G)가 하기 관계식 3을 만족하는 재질과 두께의 편차가 작은 무방향성 전기강판을 제공한다.
[관계식 1] 45 ≤ 6.9[C+10Si+5Al+Mn+P] + 302566[Ti(C+N)] ≤ 160
[관계식 2] 0.003 ≤ 폭 방향 두께 편차/최종제품 두께 ≤ 0.03
[관계식 3] △G = |[(GTD + GRD) / 2] - G45°D| ≤ 5㎛
(상기 관계식 1에서 C, Si, Al, Mn, Ti, P 및 N은 각각의 함량(중량%)을 나타내고, 상기 관계식 3에서 △G는 페라이트 결정립 평균 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS)의 편차이고, GTD는 압연 방향의 수직 방향의 FGS, GRD는 압연 방향의 수평 방향의 FGS, G45°D는 압연 방향의 45°방향의 FGS를 나타냄.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.0010~0.015%, Si: 0.5∼3.0％, Al: 0.03~1.5%, Mn: 0.03~1.5%, Ti: 0.0005~0.05%, P: 0.002~0.15%, N: 0.001~0.010%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 C, Si, Al, Mn, Ti, P 및 N은 하기 관계식 1을 만족하는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 가열하는 단계; 상기 가열된 바를 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 490~700℃에서 권취하는 단계를 포함하고, 상기 각 단계는 연속적으로 행하여지며, 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및 상기 냉연강판을 재결정 소둔하는 단계를 포함하고, 상기 열간 마무리 압연시 마지막 압연기에서의 속도 편차는 50mpm이하인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 45 ≤ 6.9[C+10Si+5Al+Mn+P] + 302566[Ti(C+N)] ≤ 160
(상기 관계식 1에서 C, Si, Al, Mn, Ti, P 및 N은 각각의 함량(중량%)을 나타냄.)
본 발명의 일 측면에 따르면, 연주~압연 직결 공정에서 고속주조 및 연연속압연 모드를 이용하여 박물 전기강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
연연속압연 공정을 통해 제조된 열연 전기강판은 배치 공정을 통해 제조된 기존 열연밀의 전기강판 대비 폭 방향 재질 및 두께 크라운 편차가 월등히 우수하다. 따라서, 최종 부품 제조 시 치수/형상이 우수하고, 소재를 균일하게 적층 할 수 있어 부품 제조가 용이하다.
또한, 박 슬라브 연주법을 통해 전기로에서 고철 등의 스크랩을 용해한 강을 사용할 수 있어 자원의 재활용성을 높일 수 있다.
도 1은 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 모식도이다.
도 2는 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다.
[부호의 설명]
a: 슬라브 b: 바
c: 열연강판
100: 연속주조기 200, 200': 가열기
300: RSB(Roughing Mill Scale Breaker, 조압연 스케일 브레이커)
400: 조압연기
500: FSB(Fishing Mill Scale Breaker, 마무리 압연 스케일 브레이커)
502: 냉각수 분사노즐
504: 냉각수
600: 마무리 압연기 700: 런아웃 테이블
800: 고속전단기 900: 권취기
통상적으로 기존 열연밀 공정에서는 저속 주조를 통해 두께 200mm이상의 슬라브(Slab)를 생산하고, 이렇게 생산된 슬라브는 가열로에서 재가열되며 1매 단위로 배치(batch) 형태로 열간 압연되어 두께가 감소한다. 이러한 형태의 배치 압연의 경우 슬라브 매 장마다 압연기에 탑(Top)부가 인입되고 테일(Tail)부가 압연기를 빠져나와야 하기 때문에 조업사고가 빈발하게 발생하여 박물 열연, 형상이 우수한 전기강판을 제조함에 있어 한계가 많다.
본 발명의 발명자들은 전기강판 제조에 있어서, 소위 박 슬라브를 이용한 제조공정(미니밀 공정), 특히 연속주조(연주)~압연 직결공정을 이용할 경우 이러한 전기강판 제조의 문제점을 해결할 수 있다는 점에 착안하여 본 발명에 이르게 되었다.
즉, 연주~압연 직결공정은 등속 등온의 공정 특성상 스트립(Strip)의 폭 및 길이방향으로의 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 우수하다. 그 뿐만 아니라, 매 슬라브 또는 바(Bar)마다 배치형태로 마무리 압연되는 기존의 공정과는 달리 연주~압연 직결 공정의 경우 최초 슬라브 또는 바의 탑부만 압연기의 롤과 롤 사이에 인입하면 그 다음부터 슬라브 또는 바의 인입과 관련된 조업 사고의 문제가 발생할 여지를 획기적으로 줄일 수 있다. 또한, 등속 등온 압연을 통해 제품을 생산하므로 기존 배치재 대비 두께와 폭의 치수 정밀도가 우수하며 판 크라운 편차(Crown)가 적다는 장점을 가지기 때문에 박물 열연 전기강판을 제조하기에 적합한 공정으로 판단되었다.
이하, 본 발명의 전기강판과 그 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 전기강판의 합금조성을 설명한다. 하기 설명되는 합금조성은 특별히 달리 정하지 아니하는 한, 중량%를 기준으로 한다.
C: 0.0010~0.015%
탄소(C)는 철손을 열화시키기 때문에 적으면 적을수록 좋다. C가 0.015％를 초과하면 철손 증가가 상당히 높아진다는 측면에서 상기 C는 0.015%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C는 적으면 적을수록 바람직하기 때문에, 특별히 한정은 하지 않지만, 탈탄 비용를 고려하면 그 하한을 0.0010%로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, C 함량은 0.0010~0.015%인 것이 바람직하다. 상기 C는 0.0015~0.01%인 것이 보다 바람직하며, 0.002~0.005%인 것이 보다 더 바람직하다.
Si: 0.5∼3.0％
규소(Si)는 일반적으로 강의 탈산제로서 첨가되지만, 전기 강판에 있어서는, 전기 저항을 높여 고주파수에서의 철손을 저감하는 효과를 갖기 때문에 중요한 원소이며, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.5％이상의 첨가를 필요로 한다. 그러나, 3.0％를 초과하면, 냉간 압연 중에 균열을 발생시키게 되어, 제조 용이성이 저하되는 것 외에, 자속 밀도도 저하되기 때문에, 그 상한은 3.0％로 한다. 따라서, 상기 Si 함량은 0.5∼3.0％인 것이 바람직하며, 0.6∼2.5%인 것이 보다 바람직하고, 0.8~2.0%인 것이 보다 더 바람직하다.
Al: 0.03~1.5%
알루미늄(Al)은 Si와 동일하게 강의 탈산제로서 일반적으로 이용되고 있고, 전기 저항을 증가하여 철손을 저감하는 효과가 큰 원소이기 때문에 0.03%이상의 첨가가 바람직하다. 그러나, 1.5%를 초과하면, 연속 주조 중에 몰드 플럭스에 픽업(pick-up)되어 몰드 플럭스의 물성이 달라져 윤활이 되지 않아 주조 중단이 발생 할 수 있다. 상기 Al 함량은 0.03∼1.5%인 것이 바람직하며, 0.05~1.0%인 것이 보다 바람직하고, 0.1~0.5%인 것이 보다 더 바람직하다.
Mn: 0.03~1.5%
망간(Mn)은 강중 비저항을 높여 철손을 낮출 수 원소이기 때문에 0.03%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 1.5%를 초과하면 강중 S와 결합하여 조대한 MnS 석출물을 형성하고, 본 발명의 소둔 온도 범위에서 오스테나이트 상을 형성시킬 뿐만 아니라, 철손 감소를 위한 결정립 조대화를 어렵게 하는 단점이 있다. 따라서, 상기 Mn은 0.03~1.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 0.05~1.0%인 것이 보다 바람직하고, 0.1~0.5%인 것이 보다 더 바람직하다.
Ti: 0.0005~0.05%
티타늄(Ti)은 용강 슬래그(Slag)로부터 픽업(Pick-up)되거나 합금철로부터 픽업되어 본 발명 강중에 포함되는 원소이다. 상기 Ti은 탄화물 또는 질화물을 형성하여 결정립 성장이 일어나지 않아 철손을 악화시키고, 자성에 바람직하지 않은 {111} 집합조직 발달을 촉진하므로 0.05%이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 Ti은 적으면 적을수록 바람직하기 때문에 그 하한에 대해서는 특별히 한정은 하지 않지만, 공정상 불가피하게 함유되는 수준을 고려하면 0.0005%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Ti은 0.0005~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 0.0008~0.01%의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하고, 0.001~0.005%의 범위를 갖는 것이 보다 더 바람직하다.
P: 0.002~0.15%
인(P)은 강중 비저항을 높여 철손을 낮출 수 원소이며, 자성체로 첨가 시에 자속밀도를 향상시킬 수 있는 원소로서, 상기 효과를 위해서는 0.002% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 0.15%를 초과하는 경우에는 상온 압연시 페라이트 결정립계에 압연 판파단을 유인하는 편석 원소로 존재하여 결정립계간의 결합력을 크게 약화시키는 단점이 있다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.002~0.15%의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 0.004~0.10%인 것이 보다 바람직하고, 0.006~0.05%인 것이 보다 더 바람직하다.
N: 0.001~0.01%
질소(N)는 전술한 C와 유사하게 자기 특성을 열화시키기 때문에 0.01％ 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 N은 적으면 적을수록 바람직하기 때문에, 특별히 한정은 하지 않지만, 탈질 비용을 고려하면 그 하한을 0.001％로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.001~0.01%인 것이 바람직하며, 0.0012~0.008%인 것이 보다 바람직하고, 0.0014~0.006%인 것이 보다 더 바람직하다.
또한, 본 발명의 전기강판은 상기 C, Si, Al, Mn, Ti, P 및 N이 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 단, 하기 관계식 1에서의 상기 C, Si, Al, Mn, Ti, P 및 N은 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다. 상기 관계식 1에서 (6.9[C+10Si+5Al+Mn+P] + 302566[Ti(C+N)])가 45 미만인 경우 목표로 하는 항복강도를 얻기 어려울 수 있고, 160을 초과하는 경우에는 열연재의 항복강도가 너무 높아져 냉간 압연 시 압연 부하 증가에 따라 통판성 불량으로 인해 형상 품질이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 관계식 1에서 그 값은 45~160인 것이 바람직하며, 50~155인 것이 보다 바람직하고, 55~150인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 1] 45 ≤ 6.9[C+10Si+5Al+Mn+P] + 302566[Ti(C+N)] ≤ 160
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 본 발명의 전기강판은 상술한 합금조성 외에 트램프 원소로서 S, Nb, V, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Sn 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2중량% 이하가 되도록 포함할 수 있다. 상기 트램프 원소는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩이나, 래들(Ladle) 및 턴디쉬(Tundish) 내화물 등에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 합계가 0.2% 초과하는 경우에는 고온에서 액화되어 연주성을 악화시키거나, 석출물을 형성하여 자성을 악화시킬 수 있다.
또한, 본 발명의 전기강판은 폭 방향 두께 편차/최종제품 두께가 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 폭 방향 두께 편차/최종제품 두께가 0.03 이상일 경우에는 열연재의 형상이 불량하여 최종 제품의 제조시 문제가 될 수 있다. 상기 폭 방향 두께 편차/최종제품 두께는 작을수록 바람직하나, 공정 설비나 비용 등의 한계상 그 상한을 0.003으로 제어한다. 따라서, 상기 관계식 2에서 그 값이 0.003~0.03인 것이 바람직하며, 0.0035~0.025인 것이 보다 바람직하고, 0.0050~0.023인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 2] 0.003 ≤ 폭 방향 두께 편차/최종제품 두께 ≤ 0.03
아울러, 본 발명의 전기강판은 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G)가 하기 관계식 3을 만족하는 것이 바람직하다. 상기 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G)가 5㎛를 초과하는 경우에는 재질 편차(등방성)가 커지는 문제가 있으므로, 상기 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G)는 5㎛이하인 것이 바람직하고, 4.5㎛이하인 것이 보다 바람직하며, 3.5㎛이하인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 3] △G = |[(GTD + GRD) / 2] - G45°D| ≤ 5㎛
상기 관계식 3에서 △G는 페라이트 결정립 평균 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS)의 편차이고, GTD는 압연 방향의 수직 방향의 FGS, GRD는 압연 방향의 수평 방향의 FGS, G45°D는 압연 방향의 45°방향의 FGS를 나타냄.)
본 발명의 전기강판은 두께가 0.15~0.50mm인 것이 바람직하다. 상기 두께가 0.15㎜미만인 경우에는 생산성이 저하되고, 0.5㎜를 초과하는 경우에는 철손 저감 효과가 작을 수 있다. 따라서, 상기 무방향성 전기강판의 두께는 0.15~0.50mm인 것이 바람직하며, 0.20~0.40mm인 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 전기강판은 압연 수직방향과 수평방향의 항복강도 평균값이 280~380MPa일 수 있으며, 압연 수직방향과 수평방향의 항복강도의 편차가 20MPa이하일 수 있다. 상기 압연 수직방향과 수평방향의 항복강도의 편차는 15MPa이하인 것이 보다 바람직하다.
이하, 본 발명의 무방향성 전기강판 제조방법에 대하여 설명한다.
도 1은 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 모식도로서, 최종 전기강판을 얻기 위한 박물의 열연강판의 제조에 적용 가능한 연주~압연 직결공정 설비의 모식도이다. 본 발명의 일 실시형태에 따른 형상 품질이 우수한 박물 전기강판은 도 1과 같은 연주~압연 직결 설비를 적용하여 생산된 열연강판으로부터 제조할 수 있다. 연주~압연 직결 설비는 크게 연속주조기(100), 조압연기(400), 마무리 압연기(600)로 구성된다. 상기 연주~압연 직결 설비는 제1두께의 박 슬라브(Slab)(a)를 생산하는 고속 연속주조기(100)와, 상기 슬라브를 상기 제1두께보다 얇은 제2두께의 바(b)로 압연시키는 조압연기(400), 상기 제2두께의 바 를 제3두께의 스트립(c)으로 압연시키는 마무리 압연기(600), 상기 스트립을 권취하는 권취기(900)를 포함할 수 있다. 추가로, 상기 조압연기(400) 앞에 조압연 스케일 브레이커(300)(Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB')와 마무리 압연기(600) 앞에 마무리 압연 스케일 브레이커(500)(Fishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB')를 추가로 포함할 수 있으며, 표면 스케일 제거가 용이하여 후공정에서 표면 품질이 우수한 전기강판 생산이 가능하다. 또한, 연주~압연 직결공정으로 등온등속압연이 가능하여 강판 폭, 길이 방향 온도 편차가 현저히 낮아 ROT[Run Out Table(700)](이하 "런아웃 테이블")에서 정밀 냉각제어가 가능하여 재질 편차와 등방성이 우수한 박물 열연 전기강판의 생산이 가능하다. 이렇게 압연 및 냉각이 완료된 스트립은 고속전단기(800)에 의해 절단되고, 권취기(900)에 의해 권취되어 제품으로 생산될 수 있다. 한편, 마무리 압연 스케일 브레이커(500) 앞에는 바를 추가로 가열하는 가열기(200)가 구비될 수 있다.
도 2는 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다. 도 2에 개시된 연주~압연 직결 설비는 도 1에 개시된 설비와 구성이 대부분 동일하나, 조압연기(400) 앞에 슬라브를 추가로 가열하는 가열기(200')가 구비되어, 슬라브 에지 온도 확보가 용이하여 에지 결함 발생을 낮게 할 수 있어 표면 품질 확보에 유리하다. 또한 조압연기 이전에 슬라브 1매 이상의 길이만큼의 공간을 확보하고 있어, 배치(Batch)식 압연도 가능하다.
본 발명의 자기적 특성 및 형상이 우수한 박물 열연 전기강판은 도 1 및 2에 개시된 연주~압연 직결 설비에서 모두 생산이 가능하다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는다. 이때, 상기 연속주조는 3.5~8.5mpmmpm(m/min)의 주조속도로 행하는 것이 바람직하다. 주조속도를 3.5mpm 이상으로 하는 이유는 고속주조와 압연과정이 연결되어 이루어져, 목표 압연 온도를 확보하기 위해서는 일정 이상의 주조 속도가 요구되기 때문이다. 주조속도가 3.5mpm 미만일 경우에는 Al이 몰드 플럭스에 픽업(Pick-up)량이 증가하여 몰드 플럭스의 물성을 변화시켜 윤활작용이 감소되어 주조중단이 발생할 수 있다. 만일 8.5mpm을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의해 조업 성공율이 저감될 수 있다 따라서, 상기 주조속도는 3.5~8.50mpm의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 4.0~7.5mpm의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하고, 4.5~7.0mpm의 범위를 갖는 것이 보다 더 바람직하다.
상기 박 슬라브는 두께는 80~120mm인 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께가 120mm를 초과하는 경우에는 고속주조가 어려울 뿐만 아니라, 조압연시 압연 부하가 증가하게 되고, 80mm미만인 경우에는 주편의 온도 하락이 급격하게 일어나 균일한 조직을 형성하기 어렵다. 이를 해결하기 위해서는 부가적으로 가열 설비를 설치할 수 있으나, 이는 생산 원가를 향상시키는 요인이 되므로, 가능한 배제하는 것이 바람직하다. 따라서, 박 슬라브의 두께는 80~120mm로 제어하는 것이 바람직하고, 85~115mm인 것이 보다 바람직하며, 90~110mm인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는다. 상기 조압연시 입측 온도는 1000~1200℃일 수 있다. 상기 조압연 입측 온도가 1000℃미만인 경우에는 조압연 하중의 증가 및 바의 에지부에 크랙이 발생할 수 있다. 반면에 1200℃초과인 경우에는 열연 스케일(scale)이 잔존하여 열연 표면 품질이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 조압연시 입측 온도는 1000~1200℃인 것이 바람직하며, 1020~1180℃인 것이 보다 바람직하고, 1040~1160℃인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 조압연시 출측 온도는 900℃이상일 수 있다. 900℃미만인 경우에는 마무리 압연온도를 확보하기 어렵기 때문이다.
상기 바의 두께는 10~30mm인 것이 바람직하다. 상기 바의 두께가 30mm초과인 경우에는 마무리 압연시 압연 부하가 커지고, 10mm미만인 경우에는 압연변형 저항이 커져 조업상에 어려움을 유발할 수 있으며, 마무리 압연시 온도 확보가 어려울 수 있다. 따라서, 상기 바의 두께는 10~30mm인 것이 바람직하며, 12~25mm인 것이 보다 바람직하고, 14~18mm인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 바를 가열한다. 상기 바의 가열온도는 1000~1200℃인 것이 바람직하다. 상기 바의 가열 온도를 제어하는 이유는 박물 열연 전기강판을 안정적으로 생산하기 위함과 표면품질을 확보하기 위한 것으로, 만약 1000℃ 미만일 경우 마무리 압연 출측 온도가 낮게 되어 압연부하가 급격히 증가하여 통판성 불량으로 판파단이 발생할 수 있다. 1200℃를 초과할 경우에는 스케일이 과다 생성되어 표면 품질이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 바는 1000~1200℃로 가열하는 것이 바람직하며, 1020~1180℃인 것이 보다 바람직하고, 1040~1160℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 가열된 바를 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 압연은 3~6개의 스탠드로 이루어진 마무리 압연기에서 행할 수 있다. 상기 마무리 압연은 650~900℃에서 행하여지는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연온도가 900℃를 초과할 경우 오스테나이트와 페라이트 변태가 동시에 일어나 압력하중 변동이 심하여 통판성 불량으로 판파단이 발생할 수 있다. 반면 650℃미만일 경우에는 압연시 강도가 급격히 증가하여 압연부하 증가로 통판성 불량으로 판파단이 발생 할 수 있다. 따라서, 마무리 압연은 650℃~900℃의 온도에서 정밀 제어하는 것이 바람직하고, 더 나아가 단상 페라이트 조직을 갖는 온도에서 마무리 압연을 행하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연 온도는 670~880℃인 것이 보다 바람직하며, 700~850℃인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 열간 마무리 압연시 마지막 압연시에서의 평균 통판속도는 250~750mpm인 것이 바람직하다. 마무리 압연에서 마지막 압연기에서의 통판속도는 주조속도와 열연 제품의 두께와 직결될 수 있다. 상기 마지막 압연기에서의 통판속도는 즉, 압연 속도가 750mpm 초과인 경우에는 판파단과 같은 조업 사고가 일어날 수 있으며, 등온등속 압연이 어려워 균일한 온도가 확보되지 않아 재질 및 두께 편차가 발생될 수 있다. 반면, 250mpm 미만인 경우에는 마지막 압연 속도가 너무 느려 물질 밸런스(Mass balance)와 열 밸런스(Heat balance)에 문제가 생겨 연연속압연을 행하기가 어려울 수 있다. 따라서, 상기 열간 마무리 압연시 마지막 압연시에서의 평균 통판속도는 250~750mpm인 것이 바람직하며, 270~730mpm인 것이 보다 바람직하고, 300~700mpm인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 열간 마무리 압연시 마지막 압연시에서 하나의 스트립을 제조하는 동안 속도편차는 50mpm이하로 제어하는 것이 바람직하다. 만약 마지막 압연기의 속도차가 50mpm를 초과할 경우 온도 및 압연 부하가 불균일하게 되어 열연재의 재질 및 두께 편차가 발생하고, 냉간 압연시 불균한 압연에 의해 최종제품의 두께 편차가 커질 수 있다. 상기 속도편차는 50mpm이하인 것이 바람직하고, 45mpm이하인 것이 보다 바람직하며, 35mpm이하인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 권취한다. 상기 권취온도는 490~700℃인 것이 바람직하다. 상기 권취 온도가 490℃미만인 경우에는 항복강도가 너무 높아 냉간압연 시 압연부하가 증가하여 통판성 불량으로 폭 방향 두께 편차가 커질 수 있고, 700℃를 초과하는 경우에는 항복강도는 낮아 냉간압연시 형상 제어에는 유리하지만, 2차 스케일이 발생하여 조도 및 표면 백색도 등의 품질이 떨어질 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 490~700℃인 것이 바람직하며, 520~650℃인 것이 보다 바람직하고, 550~610℃인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 열연강판은 두께가 1.6mm 이하인 것이 바람직하다. 강판의 두께가 줄어들수록 재결정 집합조직이 증가하여 소둔 이후의 균일한 조직을 확보할 수 있고, 냉간압하율을 감소시켜 자기적 특성을 향상시킬 수 있으며, 두께 편차도 감소할 수 있다. 다만, 1.6mm를 초과할 경우에는 상기 효과가 충분하지 않을 수 있다. 따라서, 상기 열연 전기강판의 두께는 1.6mm이하인 것이 바람직하고, 1.4mm이하인 것이 보다 바람직하다.
상기 열연강판은 스트립 폭 방향 엣지로부터 25mm까지의 두께 크라운이 50㎛이하일 수 있다. 만일, 50㎛를 초과할 경우에는 최종 제품의 폭 방향 두께 편차가 커질 수 있다.
상기 열연강판은 압연 수직방향과 수평방향의 항복강도 평균값이 500MPa이하인 것이 바람직하다. 상기 열연강판의 압연 수직방향과 수평방향의 항복강도 평균값이 500MPa를 초과할 경우에는 냉간압연 시 압연 부하가 급격히 증가하여 통판성 불량으로 최종제품의 형상이 불량해질 수 있다.
한편, 전술한 열연강판의 제조방법은 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용한 것으로서, 전술한 각 공정이 연속적으로 행하여지는 것을 특징으로 한다.
이후, 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 한편, 상기 냉간압연 전에는 상기 열연강판을 산세처리하여 산화층을 제거하는 공정을 추가로 포함할 수 있다. 이때 산세는 통상적인 조건으로 행할 수 있으며, 본 발명에서 사용할 수 있는 산세 처리는 일반적으로 전기강판 산세공정에서 사용되는 처리 방법이라면 모두 적용 가능하므로 특별히 제한하지 않는다.
이후, 상기 냉연강판을 재결정 소둔한다. 상기 재결정 소둔 또한 당해 기술분야에서 통상적으로 행하여지는 조건을 이용할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예 1)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주~압연 직결 공정을 적용하여 하기 표 2의 조건으로 상기 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻고, 상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 제작한 뒤, 마무리 압연하여 1.2~1.6mm 두께의 열연강판(Hot Rolled, 이하 HR)으로 제조하고, 57~78%의 압하율로 냉간압연하여 0.35/0.5mm의 두께를 갖는 냉연강판을 제조한 후 소둔을 걸쳐 최종제품을 제조하였다. 상기 소둔 시 소둔 조건은 라인 스피드(Line Speed): 170mpm, 가열대 온도: 780℃, 균열대 온도: 830℃를 적용하였다. 한편, 종래예 1의 경우에는 기존 열연밀에서 200mm 두께의 슬라브를 주조한 후, 하기 표 2에 기재된 제조조건으로 기존 배치 공정에서 2.3mm 두께의 열연강판을 제조하고, 냉간압연한 후 소둔을 걸쳐 0.5mm 두께의 최종제품으로 제조하였다.
전술한 바와 같이 제조된 발명예, 비교예 및 종래예에 대하여, 열연재의 항복강도/두께 크라운(Crown) 및 최종 제품의 항복강도/폭 방향 두께 편차, 압연 수평 방향(L방향)과 압연 수직 방향(C방향)의 결정립 사이즈 편차 등을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
항복강도는 JIS 5호 시편을 압연 수평/수직 방향을 모두 채취하여 측정한 평균값이다. 그리고, 하기 관계식 1을 이용하여 합금성분과 항복강도 사이의 상관관계를 검토하였다.
[관계식 1] 6.9[C+10Si+5Al+Mn+P] + 302566[Ti(C+N)]
열연재의 두께 크라운(Crown)은 스트립 폭 방향 엣지로부터 25mm까지의 두께 크라운 값(㎛)이며, 최종제품의 폭 방향 두께 편차는 스트립의 폭 방향으로 측정한 두께 값의 편차를 나타낸다. 그리고, 폭 방향 두께 편차는 최종제품의 두께에 따라 차이가 있기 때문에 하기 관계식 2를 이용하여 검토하였다.
[관계식 2] 폭 방향 두께 편차(㎛) / 최종 제품 두께(mm)
페라이트의 결정립 사이즈는 광학현미경을 이용하여 압연 수평(L 방향), 수직(C 방향) 방향에 대해 200~500배 배율로 10시야 측정하고, 산출한 모든 원 상당 직경의 평균값으로 하였다. 또한, 상기 발명예 및 비교예들에 대해 결정립 사이즈의 균일 정도(등방성, isotropic)는 하기 관계식 3과 같이 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈의 편차를 측정하여 평가하였다.
[관계식 3] △G = |[(GTD + GRD) / 2] - G45°D| ≤ 5㎛
(△G는 페라이트 결정립 평균 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS)의 편차이고, GTD는 압연 방향의 수직 방향의 FGS, GRD는 압연 방향의 수평 방향의 FGS, G45°D는 압연 방향의 45°방향의 FGS를 나타냄.)
구분 강종 합금조성(중량%) 관계식1
C Si Mn Al P Ti N
발명강1 A 0.0048 1.02 0.22 0.29 0.0109 0.0020 0.0041 87.4
발명강2 B 0.0048 1.02 0.22 0.29 0.0109 0.0020 0.0041 87.4
발명강3 C 0.0040 1.03 0.22 0.14 0.0117 0.0020 0.0034 82.0
발명강4 D 0.0040 1.03 0.22 0.14 0.0117 0.0020 0.0034 82.0
발명강5 E 0.0052 1.09 0.20 0.13 0.0238 0.0020 0.0055 87.8
비교강1 F 0.0203 2.15 0.18 0.13 0.0200 0.0030 0.0053 161.1
비교강2 H 0.0069 2.91 0.52 0.28 0.0199 0.0030 0.0017 222.0
발명강6 I 0.0023 1.15 0.25 0.35 0.0201 0.0015 0.0015 95.0
발명강7 J 0.0030 1.50 0.30 0.20 0.0200 0.0020 0.0025 116.0
발명강8 K 0.0045 1.35 0.65 0.35 0.0250 0.0030 0.0035 117.2
발명강9 L 0.0035 1.68 0.35 0.60 0.0210 0.0040 0.0025 146.5
발명강10 M 0.0040 1.85 0.58 0.50 0.0250 0.0030 0.0030 155.5
발명강11 N 0.0030 0.52 0.32 0.25 0.0250 0.0031 0.0025 52.1
비교강3 O 0.0030 0.30 0.30 0.30 0.0200 0.0025 0.0031 37.9
비교강4 P 0.0040 0.42 0.10 0.30 0.0250 0.0020 0.0030 44.5
비교강5 Q 0.0020 0.56 0.11 0.01 0.0350 0.0021 0.0020 42.5
비교강6 R 0.0035 2.20 1.36 0.45 0.0025 0.0040 0.0036 185.3
비교강7 S 0.0041 0.10 0.13 0.20 0.0100 0.0030 0.0025 20.8
비교강8 T 0.0035 0.20 0.35 0.38 0.0200 0.0025 0.0030 34.4
발명강12 U 0.0021 1.10 0.21 0.21 0.0283 0.0015 0.0018 86.6
[관계식1] 6.9[C+10Si+5Al+Mn+P] + 302566[Ti(C+N)]
구분 강종 슬라브두께(mm) 주조속도(mpm) 열연재두께 (mm) 마무리압연온도(℃) 마무리압연속도(mpm) 마무리 압연기속도편차(mpm) 권취온도(℃) 최종제품두께(mm)
발명예1 A 90 5.8 1.6 776 325 14 532 0.50
발명예2 B 90 5.8 1.4 771 370 19 536 0.35
발명예3 C 96 5.2 1.4 770 355 15 542 0.35
발명예4 D 100 4.8 1.6 789 300 10 535 0.50
발명예5 E 96 5.0 1.2 781 400 21 530 0.35
비교예1 F 90 5.6 1.4 772 360 16 537 0.35
비교예2 H 90 5.8 1.4 772 375 18 540 0.35
발명예6 I 96 5.2 1.4 772 355 16 541 0.35
발명예7 J 96 5.2 1.4 776 355 16 539 0.35
발명예8 K 90 6.0 1.4 781 385 21 541 0.35
발명예9 L 90 5.8 1.4 770 375 20 352 0.35
발명예10 M 94 6.0 1.2 779 470 26 530 0.35
발명예11 N 90 5.8 1.2 774 435 25 536 0.35
발명예12 90 5.8 1.2 782 435 33 541 0.35
발명예13 90 5.8 1.2 780 435 43 542 0.35
비교예3 90 5.8 1.2 781 435 58 539 0.35
비교예4 O 90 5.8 1.4 776 375 20 531 0.35
비교예5 P 90 5.8 1.2 771 435 24 530 0.35
비교예6 Q 92 6.0 1.4 770 380 20 534 0.35
비교예7 R 90 5.8 1.6 781 325 19 538 0.50
비교예8 S 90 5.6 1.4 779 360 19 539 0.35
비교예9 T 96 5.4 1.2 782 430 25 341 0.35
종래예1 U 250 1.2 2.3 900 850 130 580 0.50
구분 강종 열연재 최종제품
압연 수직과 수평 방향의 평균 항복강도 (MPa) 두께크라운 (㎛) 폭 방향 두께 편차 (㎛) 관계식2 압연 수직과수평방향의평균 항복강도(MPa) 압연 수직과 수평방향의 항복강도 편차(MPa) △G(관계식 3)
발명예1 A 452 40 7 0.014 324 9 2.1
발명예2 B 450 36 4 0.011 322 9 2.2
발명예3 C 445 34 5 0.014 317 10 2.3
발명예4 D 437 39 5 0.010 309 10 2.4
발명예5 E 437 32 4 0.011 309 9 2.0
비교예1 F 512 52 17 0.049 384 22 5.3
비교예2 H 519 56 22 0.063 391 23 5.6
발명예6 I 448 39 5 0.014 320 14 3.2
발명예7 J 457 37 4 0.011 329 9 2.0
발명예8 K 466 38 5 0.014 338 11 2.3
발명예9 L 476 38 4 0.011 348 10 2.4
발명예10 M 484 32 3 0.009 352 14 3.3
발명예11 N 428 31 3 0.009 290 3 1.3
발명예12 428 32 6 0.017 295 13 2.6
발명예13 430 30 8 0.023 292 14 3.3
비교예3 435 32 11 0.031 315 26 5.2
비교예4 O 418 32 5 0.014 270 8 1.8
비교예5 P 421 30 5 0.014 273 10 2.3
비교예6 Q 420 35 5 0.014 272 10 2.3
비교예7 R 505 38 16 0.032 377 21 5.3
비교예8 S 413 35 6 0.017 265 3 1.5
비교예9 T 419 32 5 0.014 271 3 1.6
종래예1 U 435 49 15 0.030 315 16 4.3
[관계식 2] 폭 방향 두께 편차/최종제품 두께[관계식 3] △G = |[(GTD + GRD) / 2]| - G45°D(△G는 페라이트 결정립 평균 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS)의 편차이고, GTD는 압연 방향의 수직 방향의 FGS, GRD는 압연 방향의 수평 방향의 FGS, G45°D는 압연 방향의 45°방향의 FGS를 나타냄.)
상기 표 1 내지 3에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제안하는 합금조성, 관계식 1과 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 13은 목표로 하는 두께 크라운, 폭 방향 두께 편차, 항복강도, 항복강도 편차, 폭 방향 두께 편차/최종 제품 두께, 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G)를 모두 만족함을 알 수 있고, 종래예 1 대비 폭 방향 두께 편차가 작은 것을 알 수 있다.
비교예 1 및 2와 4 내지 9는 본 발명에서 제안하는 관계식 1을 만족하지 못하여, 열연재의 항복강도, 두께 크라운, 최종제품의 폭 방향 두께 편차, 항복강도, 항복강도 편차, 폭 방향 두께 편차/최종 제품 두께, 압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G) 중 하나 이상의 조건을 만족하지 않고 있음을 알 수 있다.
비교예 3은 본 발명의 합금조성은 만족하나, 본 발명에서 제안하는 마무리 압연시 속도편차를 만족하지 못함에 따라, 관계식 2 및 3과 최종 제품의 항복강도 편차를 만족하지 않음을 알 수 있다.
(실시예 2)
실시예 1의 발명강 3(강종 C)의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주~압연 직결 공정을 적용하여 상기 용강을 5.2mpm의 주조속도로 연속주조하여 90mm 두께의 박 슬라브를 얻고, 상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 제작한 뒤, 상기 바를 하기 가열처리한 뒤, 하기 표 4의 조건으로 마무리 압연 및 권취하여 열연강판(Hot Rolled, 이하 HR)으로 제조하고, 이후 냉간압연하여 0.35mm의 두께를 갖는 냉연강판을 제조한 후 소둔을 걸쳐 최종제품을 제조하였다. 상기 소둔 시 소둔 조건은 라인 스피드(Line Speed): 170mpm, 가열대 온도: 780℃, 균열대 온도: 830℃를 적용하였다. 상기 제조된 발명예, 비교예에 대하여 열연재의 항복강도, 최종제품의 폭 방향 두께 편차를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
구분 강종 열연재두께(mm) 최종제품두께(mm) 마무리압연온도(℃) 권취온도(℃) 열연재압연 수직과수평방향의 평균 항복강도(MPa) 최종제품
폭 방향 두께 편차(㎛) 관계식2
발명예14 C 1.4 0.35 771 536 445 5 14
발명예15 779 542 438 5 14
발명예16 788 589 423 4 11
발명예17 815 665 398 4 11
발명예18 776 499 465 8 23
비교예10 771 480 487 12 34
비교예11 768 468 495 13 37
비교예12 778 445 525 14 40
비교예13 771 432 540 15 43
비교예14 776 380 489 16 46
발명예19 772 610 410 6 17
발명예20 776 512 452 8 23
발명예21 779 630 400 6 17
[관계식 2] 폭 방향 두께 편차/최종제품 두께
상기 표 4에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제안하는 합금조성과 권취온도를 만족하는 발명예 14 내지 21은 열연재의 항복강도, 최종제품의 폭 방향 두께 편차 및 관계식 2를 만족함을 알 수 있다.
그러나, 비교예 10 내지 14는 본 발명에서 제안하는 권취온도를 만족하지 못함에 따라 최종제품의 폭 방향 두께 편차 및 관계식 2를 만족하지 못함을 알 수 있다.

Claims (18)

  1. 중량%로, C: 0.0010~0.015%, Si: 0.5∼3.0％, Al: 0.03~1.5%, Mn: 0.03~1.5%, Ti: 0.0005~0.05%, P: 0.002~0.15%, N: 0.001~0.010%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    상기 C, Si, Al, Mn, Ti, P 및 N은 하기 관계식 1을 만족하고,
    폭 방향 두께 편차/최종 제품 두께가 하기 관계식 2를 만족하며,
    압연 방향에 따른 페라이트 결정립 사이즈 편차(△G)가 하기 관계식 3을 만족하는 재질과 두께의 편차가 작은 무방향성 전기강판.
    [관계식 1] 45 ≤ 6.9[C+10Si+5Al+Mn+P] + 302566[Ti(C+N)] ≤ 160
    [관계식 2] 0.003 ≤ 폭 방향 두께 편차/최종제품 두께 ≤ 0.03
    [관계식 3] △G = |[(GTD + GRD) / 2] - G45°D| ≤ 5㎛
    (상기 관계식 1에서 C, Si, Al, Mn, Ti, P 및 N은 각각의 함량(중량%)을 나타내고, 상기 관계식 3에서 △G는 페라이트 결정립 평균 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS)의 편차이고, GTD는 압연 방향의 수직 방향의 FGS, GRD는 압연 방향의 수평 방향의 FGS, G45°D는 압연 방향의 45°방향의 FGS를 나타냄.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 전기강판은 트램프 원소로서 S, Nb, V, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Sn 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2중량% 이하의 범위로 포함하는 재질과 두께의 편차가 작은 무방향성 전기강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 전기강판은 두께가 0.15~0.50mm인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 전기강판은 압연 수직방향과 수평방향의 항복강도 평균값이 280~380MPa인 재질과 두께의 편차가 작은 무방향성 전기강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 전기강판은 압연 수직방향과 수평방향의 항복강도의 편차가 20MPa이하인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판.
  6. 중량%로, C: 0.0010~0.015%, Si: 0.5∼3.0％, Al: 0.03~1.5%, Mn: 0.03~1.5%, Ti: 0.0005~0.05%, P: 0.002~0.15%, N: 0.001~0.010%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 C, Si, Al, Mn, Ti, P 및 N은 하기 관계식 1을 만족하는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계;
    상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 가열하는 단계;
    상기 가열된 바를 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 490~700℃에서 권취하는 단계를 포함하고,
    상기 각 단계는 연속적으로 행하여지며,
    상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
    상기 냉연강판을 재결정 소둔하는 단계를 포함하고,
    상기 열간 마무리 압연시 마지막 압연기에서의 속도 편차는 50mpm이하인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
    [관계식 1] 45 ≤ 6.9[C+10Si+5Al+Mn+P] + 302566[Ti(C+N)] ≤ 160
    (상기 관계식 1에서 C, Si, Al, Mn, Ti, P 및 N은 각각의 함량(중량%)을 나타냄.)
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 용강은 트램프 원소로서 S, Nb, V, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Sn 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2%이하인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 연속주조는 3.5~8.5mpm의 주조속도로 행하는 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  9. 청구항 6에 있어서,
    상기 박 슬라브는 두께가 80~120mm인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  10. 청구항 6에 있어서,
    상기 조압연시 입측온도는 900~1200℃인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  11. 청구항 6에 있어서,
    상기 조압연시 출측온도는 900℃이상인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  12. 청구항 6에 있어서,
    상기 상기 바의 두께는 10~30mm인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  13. 청구항 6에 있어서,
    상기 바의 가열온도는 900~1200℃인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  14. 청구항 6에 있어서,
    상기 마무리 압연은 650~900℃에서 행하여지는 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  15. 청구항 6에 있어서,
    상기 마무리 압연시 마지막 압연기에서의 평균 통판속도는 250~750mpm인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  16. 청구항 6에 있어서,
    상기 열연강판은 두께가 1.6mm 이하인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  17. 청구항 6에 있어서,
    상기 열연강판은 스트립 폭 방향 엣지로부터 25mm까지의 두께 크라운이 50㎛이하인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  18. 청구항 6에 있어서,
    상기 열연강판은 압연 수직방향과 수평방향의 항복강도 평균값이 500MPa이하인 재질과 두께 편차가 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
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