WO2023249295A1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

무방향성 전기강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2023249295A1
WO2023249295A1 PCT/KR2023/007914 KR2023007914W WO2023249295A1 WO 2023249295 A1 WO2023249295 A1 WO 2023249295A1 KR 2023007914 W KR2023007914 W KR 2023007914W WO 2023249295 A1 WO2023249295 A1 WO 2023249295A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
oriented electrical
weight
temperature
electrical steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/KR2023/007914
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
조한혁
강춘구
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Hyundai Steel Co
Original Assignee
Hyundai Steel Co
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Hyundai Steel Co filed Critical Hyundai Steel Co
Priority to EP23827415.3A priority Critical patent/EP4545659A4/en
Priority to JP2024575267A priority patent/JP2025522540A/ja
Priority to CN202380048723.6A priority patent/CN119452108A/zh
Publication of WO2023249295A1 publication Critical patent/WO2023249295A1/ko
Priority to US18/987,670 priority patent/US20250122591A1/en
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14791—Fe-Si-Al based alloys, e.g. Sendust
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES, PROFILES OR LIKE SEMI-MANUFACTURED PRODUCTS OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the working steps
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the working steps
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the same, and more specifically to a high-efficiency non-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the same.
  • Electrical steel sheets can be divided into oriented electrical steel sheets and non-oriented electrical steel sheets depending on their magnetic properties.
  • Oriented electrical steel sheet is manufactured to facilitate magnetization in the rolling direction of the steel sheet and has particularly excellent magnetic properties in the rolling direction, so it is mainly used as the iron core of large, small and medium-sized transformers that require low core loss and high magnetic permeability.
  • non-oriented electrical steel sheets have uniform magnetic properties regardless of the direction of the steel sheet, so they are widely used as iron core materials for small electric motors, small power transformers, and stabilizers.
  • Korean Patent Publication No. 2015-0001467A there is Korean Patent Publication No. 2015-0001467A.
  • the technical problem to be achieved by the present invention is to provide a high-efficiency non-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the same.
  • a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an aspect of the present invention for solving the above problems includes providing a steel containing silicon (Si), manganese (Mn), and aluminum (Al); Hot rolling the steel material; performing a first heat treatment before winding the hot rolled steel; Winding up the first heat-treated steel; Uncoiling and cold rolling the wound steel material; and cold-rolling annealing the cold-rolled steel.
  • the steel material includes silicon (Si): 2.0 to 4.0 wt%, manganese (Mn): 0.1 to 0.5 wt%, aluminum (Al): 0.3 to 0.9 wt%, and carbon (C).
  • Phosphorus (P) More than 0 and less than or equal to 0.015% by weight
  • Sulfur (S) More than 0 and less than or equal to 0.003% by weight
  • Nitrogen (N) More than 0 and less than or equal to 0.003% by weight
  • Titanium (Ti) 0 It may contain excess 0.003% by weight or less of iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • the first heat treatment step is performed before cooling the hot rolled steel to room temperature, and the temperature of the first heat treatment step may be higher than the temperature of the coiling step.
  • the reheating temperature (SRT) is 1110 to 1150°C
  • the finish rolling temperature (FDT) is 860 to 900°C
  • the first heat treatment step is 850 to 1150°C. It includes maintaining a temperature of 1000°C for 5 to 10 minutes, and the temperature of the winding step may be 550 to 650°C.
  • the cold rolling annealing step includes: annealing under the following conditions: temperature increase rate: 20°C/s or more, annealing start temperature: 900 to 1100°C, holding time: 30 to 120 seconds; and cooling under conditions of cooling rate: 30°C/s or more.
  • the cold rolling step may be characterized in that cold rolling is performed without preliminary annealing treatment after the step of winding the steel material.
  • a non-oriented electrical steel sheet according to another aspect of the present invention for solving the above problems includes silicon (Si): 2.0 to 4.0 wt%, manganese (Mn): 0.1 to 0.5 wt%, and aluminum (Al): 0.3 to 0.9 wt%.
  • the ratio of the area fraction of inclusions less than 2 ⁇ m is greater than 0.3, and it has an iron loss (W 10/400 ) of less than 12.5W/kg and a magnetic flux density (B 50 ) of more than 1.66T.
  • a high-efficiency non-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the same can be provided.
  • FIG. 1 is a flowchart showing a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a flowchart showing a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to a comparative example of the present invention.
  • Figure 3 is a photograph of inclusions with an average diameter of 2 ⁇ m or less in the specimen of Experimental Example 1.
  • Figure 4 is a photograph of inclusions with an average diameter of 5 ⁇ m or more in the specimen of Experimental Example 5.
  • electrical steel is divided into oriented electrical steel and non-oriented electrical steel.
  • Grain-oriented electrical steel sheets are mainly used in stationary equipment such as transformers, while non-oriented electrical steel sheets are mainly used in rotating equipment such as motors.
  • the properties of electrical steel can be evaluated by magnetic flux density and iron loss.
  • Magnetic flux density is mainly evaluated as B 50
  • iron loss is generally evaluated as W 15/50 , but in cases where high frequency characteristics are required, such as in electric vehicles, it is evaluated as W 10/400 .
  • B 50 represents the magnetic flux density at 5000A/m
  • W 15/50 represents the iron loss at 50Hz and 1.5T
  • W 10/400 represents the iron loss at 400Hz and 1.0T.
  • Non-oriented electrical steel used as a motor core material plays a role in converting electrical energy into mechanical energy in rotating machines, and for energy saving, it is important to have its magnetic properties, that is, low iron loss and high magnetic flux density.
  • non-oriented electrical steel sheets with low core loss at high frequencies (400 Hz) are required to increase motor efficiency at high speeds where energy loss is high.
  • non-oriented electrical steel products are being developed to improve resistivity or make materials thinner by adding elements such as silicon (Si), manganese (Mn), and aluminum (Al).
  • elements such as silicon (Si), manganese (Mn), and aluminum (Al).
  • alloying elements such as silicon (Si), manganese (Mn), and aluminum (Al) increase, rolling becomes difficult, cold rolling recovery rate decreases, thinning becomes difficult, and when the thickness of electrical steel sheet is thinned, high production technology is required. This is required, and there is a problem that production costs increase and productivity decreases.
  • FIG. 1 is a flowchart showing a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet includes providing a steel containing silicon (Si), manganese (Mn), and aluminum (Al) (S10); Hot rolling the steel (S20); A first heat treatment step (S30) before winding the hot rolled steel; Winding up the first heat-treated steel (S40); Uncoiling and cold rolling the wound steel material (S50); and a step of cold rolling annealing the cold rolled steel (S60).
  • Steel materials used in the hot rolling process are steel materials for manufacturing non-oriented electrical steel sheets, for example, silicon (Si): 2.0 to 4.0 wt%, manganese (Mn): 0.1 to 0.5 wt%, aluminum (Al): 0.3 to 0.9% by weight, Carbon (C): more than 0 and less than 0.003% by weight, phosphorus (P): more than 0 and less than 0.015% by weight, sulfur (S): more than 0 and less than 0.003% by weight, nitrogen (N): more than 0 and less than 0.003% by weight Weight% or less, titanium (Ti): greater than 0 and less than 0.003% by weight, and the remainder includes iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • silicon (Si) 2.0 to 4.0 wt%
  • manganese (Mn) 0.1 to 0.5 wt%
  • aluminum (Al) 0.3 to 0.9% by weight
  • composition range can be expanded to any composition range that can perform the function of a non-oriented electrical steel sheet.
  • Silicon (Si) is a major added element that increases resistivity and lowers iron loss (eddy current loss). If the silicon addition amount is low, below 2.0% by weight, it becomes difficult to obtain the desired high-frequency low core loss value, and as the addition amount increases, the magnetic permeability and magnetic flux density decrease. Additionally, if the amount of silicon added exceeds 4.0% by weight, brittleness increases, making cold rolling difficult and productivity decreasing.
  • Aluminum (Al) is a major added element that, along with silicon, increases resistivity and lowers iron loss (eddy current loss). Aluminum plays a role in reducing magnetic deviation by reducing magnetic anisotropy. Aluminum meets nitrogen and induces AlN precipitation. If the aluminum content is less than 0.3% by weight, it is difficult to expect the above-mentioned effect, and fine nitrides may be formed, which may increase the variation in magnetic properties. If the aluminum content exceeds 0.9% by weight, cold rolling properties are deteriorated, and Excessive nitride formation reduces magnetic flux density and deteriorates magnetic properties.
  • Carbon (C) is an element that increases iron loss by forming carbides such as TiC and NbC.
  • Phosphorus (P) greater than 0 and less than or equal to 0.015% by weight
  • Phosphorus (P) is a grain boundary segregation element that develops texture. If the phosphorus content exceeds 0.015% by weight, grain growth is suppressed due to the segregation effect, magnetic properties are deteriorated, and cold rolling properties are deteriorated.
  • S Sulfur
  • S Sulfur
  • Nitrogen (N) increases iron loss by forming precipitates such as AlN, Tin, and NbN, and suppresses grain growth, so its addition is limited to 0.003% by weight or less. If the nitrogen content exceeds 0.003% by weight, the problem of increased iron loss occurs.
  • Titanium (Ti) suppresses grain growth by forming fine precipitates such as TiC and TiN.
  • the magnetic properties deteriorate as titanium is added, so the addition is limited to as low as possible and limited to 0.003% by weight or less. If the titanium content exceeds 0.003% by weight, the problem of magnetic properties deterioration occurs.
  • the step of hot rolling the steel (S20) can be performed under the conditions of reheating temperature (SRT): 1000 to 1200°C (strictly, 1110 to 1150°C) and finish rolling temperature (FDT): 860 to 900°C. there is.
  • SRT reheating temperature
  • FDT finish rolling temperature
  • the slab reheating temperature exceeds 1200°C (strictly, 1150°C)
  • precipitates such as C, S, and N in the slab are re-dissolved and fine precipitates are generated during the subsequent rolling and annealing process, suppressing grain growth and deteriorating magnetism. It can be.
  • the slab reheating temperature is less than 1000°C (strictly, 1110°C), the rolling load increases and a problem of increased iron loss in the final product may occur.
  • the thickness of the hot rolled sheet may be, for example, 1.8 to 2.6 mm. As the thickness of the hot-rolled sheet increases, the cold rolling reduction rate increases and the texture becomes inferior, so it is desirable to control the thickness to 2.6 mm or less.
  • a first heat treatment step (S30) may be performed before winding the hot rolled steel.
  • the first heat treatment step (S30) may be performed continuously before cooling the hot rolled steel to room temperature. After the first heat treatment, the steel material can be cooled to room temperature.
  • the first heat treatment may be annealing heat treatment.
  • the temperature of the first heat treatment step (S30) may be higher than the temperature of the subsequent winding step (S40). For example, when the coiling temperature is 550 to 650°C, the first heat treatment step (S30) may include maintaining the coil at a temperature of 850 to 1000°C for 5 to 10 minutes.
  • the first heat treatment temperature is less than 850°C, fine inclusions such as nitride are formed from the surface layer, and the inclusions do not grow sufficiently, resulting in inferior magnetic properties of the final product.
  • the first heat treatment temperature exceeds 1000°C, not only the distribution of inclusions but also grains grow excessively, resulting in severe grain size deviation and excessive oxidation, which adversely affects the final product. Therefore, in order to obtain a uniform microstructure of the hot-rolled sheet, the first heat treatment temperature can be adjusted to 850 to 1000°C.
  • the first heat-treated steel may be coiled under conditions of coiling temperature (CT): 550 to 650°C. If the coiling temperature is less than 550°C, there is no annealing effect on the steel, so grain growth does not occur. If the coiling temperature is higher than 650°C, oxidation may increase during cooling, which may worsen pickling properties.
  • CT coiling temperature
  • a step (S50) of uncoiling and cold rolling the wound steel material is performed.
  • the reduction ratio of cold rolling is 80 to 85%, and the thickness of the steel after cold rolling may be 0.35 mm or less (strictly, 0.25 mm or less).
  • warm rolling can be performed by raising the plate temperature to 150 to 200°C.
  • preliminary annealing treatment may be performed as an Annealing and Pickling Line (APL) step of annealing and pickling the hot rolled sheet before cold rolling after hot rolling and coiling.
  • APL Annealing and Pickling Line
  • the preliminary annealing treatment includes annealing under the conditions of temperature increase rate: 20°C/s or more, annealing temperature: 950 to 1100°C, holding time: 30 to 120 seconds, and cooling under the conditions of cooling rate: 30°C/s or more. It may include the step of doing and pickling.
  • the cold rolling process can be performed immediately after removing the oxide layer formed on the surface through a pickling solution without performing preliminary annealing treatment. .
  • the cold rolled steel may be subjected to cold rolling annealing.
  • the cold rolling annealing step (S60) is annealing under the conditions of temperature increase rate: 20°C/s or more, annealing temperature: 900 to 1100°C, holding time: 30 to 120 seconds, and cooling rate: 30°C/s or more. It may include a cooling step.
  • the annealing temperature is less than 900°C, the grain size may be fine and hysteresis loss may increase, and if the annealing temperature exceeds 1100°C, the grain size may become coarse and eddy current loss may increase.
  • Cold rolling annealing is performed with the cold rolled sheet obtained after cold rolling.
  • the temperature that derives the optimal grain size is applied considering the improvement of iron loss and mechanical properties.
  • heating is performed under mixed atmosphere conditions to prevent surface oxidation and nitriding. The surface condition becomes smoother through a mixed atmosphere of nitrogen and hydrogen. If the cold rolling annealing temperature is less than 900°C, the grain size may be fine and hysteresis loss may increase, and if the cold rolling annealing temperature exceeds 1100°C, the grain size may become coarse and eddy current loss may increase.
  • a coating process may be performed to form an insulating coating layer.
  • punchability can be improved and insulation properties can be secured.
  • the thickness of the insulating coating layer formed on the top and bottom of the cold rolled material may be about 1 to 2 ⁇ m.
  • the non-oriented electrical steel sheet implemented by the above-described manufacturing method includes silicon (Si): 2.0 to 4.0 wt%, manganese (Mn): 0.1 to 0.5 wt%, aluminum (Al): 0.3 to 0.9 wt%, and carbon (C).
  • Phosphorus (P) More than 0 and less than or equal to 0.015% by weight
  • Sulfur (S) More than 0 and less than or equal to 0.003% by weight
  • Nitrogen (N) More than 0 and less than or equal to 0.003% by weight
  • Titanium (Ti) 0 It is a non-oriented electrical steel sheet containing an excess of 0.003% by weight or less and the remaining iron (Fe) and other inevitable impurities.
  • the average grain size is 80 to 150 ⁇ m, and the inclusions that make up the final microstructure have an average diameter of 5 ⁇ m or more.
  • the ratio of the area fraction of inclusions with an average diameter of 2 ⁇ m or less is greater than 0.3, and it has an iron loss (W 10/400 ) of less than 12.5W/kg and a magnetic flux density (B 50 ) of more than 1.66T, and the yield strength is 400MPa. or more, and the tensile strength may be more than 500 MPa.
  • the present invention provides a non-oriented electrical steel sheet with high magnetic flux density and low iron loss value by controlling the microstructure of hot-rolled annealed material through process conditions that can be mass-produced, and a method for manufacturing the same.
  • the method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to a comparative example of the present invention typically includes the steps of manufacturing a hot-rolled sheet by reheating the slab and then hot-rolling it (S10, S20, S40), annealing the hot-rolled sheet, and APL (Annealing and Pickling Line) step of pickling (S45), manufacturing a cold-rolled sheet by cold rolling the hot-rolled annealed material after the APL step (S50), and ACL (Annealing and Coating Line) step of final annealing the cold-rolled sheet. Includes (S60).
  • the APL process is essential for high alloy non-oriented electrical steel sheets.
  • the APL process provides cold rolling properties and improves the magnetism of the final product.
  • the magnetic quality of the final product is greatly affected by the APL process, so microstructure control is essential. If the size of fine precipitates and inclusions is not controlled through heat treatment, movement of the domain wall due to fine precipitates and inclusions may be delayed, resulting in inferior magnetism.
  • a first heat treatment process (S30) is continuously performed after the hot rolling process of the non-oriented electrical steel sheet is completed and before cooling to a coiling temperature or lower.
  • the first heat treatment step may include maintaining the temperature at a temperature of 850 to 1000°C for 5 to 10 minutes.
  • the present invention by applying the heat treatment history described above, a microstructure was obtained in which the ratio of the area fraction of inclusions with an average diameter of 5 ⁇ m or more and the area fraction of inclusions with an average diameter of 2 ⁇ m or less among the inclusions constituting the final annealed material is greater than 0.3, In this case, it was confirmed that iron loss (W 10/400 ) of less than 12.5W/kg and magnetic flux density (B 50 ) of more than 1.66T could be achieved simultaneously.
  • the inclusion distribution analysis method described above was implemented by laminating the final annealed material and analyzing a cross-section of an area of 10x10mm 2 and analyzing the distribution of inclusions of all sizes according to the difference in light and dark using SEM BSD-mode.
  • the final product produced by the method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention has a uniform microstructure and further improves magnetism.
  • the iron loss is implemented as 12.5 W/kg or less based on W 10/400 , and the magnetic flux density is implemented as 1.65T or more. More preferably, the iron loss is implemented as 12.0 W/kg or less based on W 10/400 , and the magnetic flux density is implemented as 1.66T or more. You can.
  • the sheet thickness must be reduced and the specific resistance must be increased.
  • reducing the plate thickness requires high production technology, reduces productivity during the process, and increases costs during processing and lamination in the manufacture of motor cores.
  • high alloy elements such as Si, Al, and Mn are added to increase resistivity, but the addition of these alloy elements makes cold rolling difficult. It must satisfy the high magnetic flux density and low core loss required by non-oriented electrical steel sheets for high-efficiency electric vehicles, and optimal alloy control and advanced processing technology are required to increase resistivity.
  • Si, Al, and Mn which increase resistivity
  • elements such as Cr, Cu, and Ni, which can improve cold rolling properties, are being considered, but magnetic and mechanical properties are also being considered. Because it changes, it is difficult to find optimal conditions.
  • the APL Annealing and Pickling Line
  • the texture can be improved by controlling the heating rate, a magnetic inferiority phenomenon occurs due to microstructure unevenness, so microstructure control of the hot rolled tissue is essential starting from the intermediate process, APL.
  • heat treatment of the hot rolled material was performed after the hot rolling was completed and before cooling to room temperature.
  • recrystallization/grain growth of the hot rolled materials can occur, allowing cold rolling to be performed without APL work, thereby simplifying the process and increasing productivity, and also producing excellent non-oriented electrical steel sheets.
  • the composition of the non-oriented electrical steel sheet according to the experimental example is silicon (Si): 2.0 to 4.0 wt%, manganese (Mn): 0.1 to 0.5 wt%, aluminum (Al): 0.3 to 0.9 wt%, Carbon (C): more than 0 and not more than 0.003% by weight, phosphorus (P): more than 0 and not more than 0.015% by weight, sulfur (S): more than 0 and not more than 0.003% by weight, nitrogen (N): more than 0 and not more than 0.003% by weight, titanium ( Ti): exceeds 0 and satisfies 0.003% by weight or less and the remaining iron (Fe).
  • the slab having the above composition was reheated to 1150°C and hot rolled at a finish rolling temperature (FDT) of 890°C to produce a hot rolled sheet with a thickness of 2.0 mm.
  • FDT finish rolling temperature
  • heat treatment was continuously performed under various temperature conditions.
  • cold rolling was performed to create a cold-rolled sheet with a thickness of 0.25 tons, and final annealing was performed at 980°C for 40 seconds.
  • the final product was manufactured through a coating process.
  • the final annealing atmosphere temperature was conducted in a mixed atmosphere of 30% hydrogen and 70% nitrogen. At this time, the temperature increase rate was 20°C/s and the cooling rate was 30°C/s.
  • Table 2 shows the process conditions of this experimental example and the resulting iron loss (W 10/400 ) and magnetic flux density (B 50 ).
  • Figure 3 is a photograph of inclusions with an average diameter of 2 ⁇ m or less in the specimen of Experimental Example 1
  • Figure 4 is a photograph of inclusions with an average diameter of 5 ⁇ m or more in the specimen of Experimental Example 5.
  • the first heat treatment corresponds to the heat treatment step (S30) according to the embodiment of the present invention described with reference to FIG. 1, and APL is preliminary annealing according to the embodiment of the present invention described with reference to FIG. 2.
  • the APL process refers to preliminary annealing (APL) treatment applied after hot rolling but before cold rolling.
  • the preliminary annealing process involves temperature increase rate: 20°C/s or more, annealing temperature: 950 ⁇ 1100°C, holding time: 30 It includes annealing under the condition of ⁇ 120 seconds and cooling under the condition of cooling rate: 30°C/s or more.
  • inclusion items disclosed in Table 2 represent the distribution of inclusions in the final annealed material, showing the area fraction (area %) and ratio of inclusions with an average size of 2 ⁇ m or less or 5 ⁇ m or more.
  • the magnetism of the final product was measured using a single sheet tester (SST) to measure the iron loss and magnetic flux density in the L and C directions and obtain the average values.
  • the proportion of inclusions of 2 ⁇ m or less increases, and the ratio of the area fraction of inclusions with an average diameter of 5 ⁇ m or more to the area fraction of inclusions with an average diameter of 2 ⁇ m or less does not satisfy the relational expression that is greater than 0.3. , it does not satisfy the iron loss (W 10/400 ) of 12.5W/kg or less and the magnetic flux density (B 50 ) of 1.66T or more.
  • the hot rolled material heat treatment step (S30) disclosed in FIG. 1 was applied and the heat treatment temperature was in the range of 850 to 1000°C. and heat treatment time: satisfies the range of 5 to 10 minutes.
  • the ratio of the area fraction of inclusions with an average diameter of 5 ⁇ m or more to that of inclusions with an average diameter of 2 ⁇ m or less is less than 0.3, and the iron loss (iron loss) of 12.5W/kg or less ( It can be confirmed that W 10/400 ) and magnetic flux density (B 50 ) of 1.66T or more are implemented.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Abstract

본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법은 실리콘(Si), 망간(Mn) 및 알루미늄(Al)을 함유하는 강재를 제공하는 단계; 상기 강재를 열간 압연하는 단계; 상기 열간 압연된 강재를 권취하기 전에 제 1 열처리하는 단계; 상기 제 1 열처리된 강재를 권취하는 단계; 상기 권취된 강재를 언코일링하여 냉간 압연하는 단계; 및 상기 냉간 압연된 강재를 냉연 소둔 처리하는 단계;를 포함한다.

Description

무방향성 전기강판 및 그 제조 방법
본 발명은 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고효율 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
전기강판은 자기 특성에 따라서 방향성 전기강판과 무방향성 전기강판으로 나눌 수 있다. 방향성 전기강판(oriented electrical steel sheet)은 강판의 압연방향으로 자화가 용이하도록 제조하여 압연 방향으로 특히 우수한 자기 특성을 가지므로, 저철손, 고투자율이 요구되는 대형, 중소형 변압기의 철심으로 주로 사용된다. 이에 반하여, 무방향성 전기강판(non-oriented electrical steel sheet)은 강판의 방향에 관계없이 균일한 자기특성을 가지므로, 소형 전동기나 소형 전원 변압기, 안정기 등의 철심 재료로 널리 사용되고 있다. 선행기술문헌으로 대한민국 특허공개번호 제2015-0001467A호가 있다.
본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 고효율 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 이에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 관점에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법은 실리콘(Si), 망간(Mn) 및 알루미늄(Al)을 함유하는 강재를 제공하는 단계; 상기 강재를 열간 압연하는 단계; 상기 열간 압연된 강재를 권취하기 전에 제 1 열처리하는 단계; 상기 제 1 열처리된 강재를 권취하는 단계; 상기 권취된 강재를 언코일링하여 냉간 압연하는 단계; 및 상기 냉간 압연된 강재를 냉연 소둔 처리하는 단계;를 포함한다.
상기 무방향성 전기강판의 제조 방법에서, 상기 강재는 실리콘(Si): 2.0 ~ 4.0 중량%, 망간(Mn): 0.1 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.3 ~ 0.9 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 각각 포함할 수 있다.
상기 무방향성 전기강판의 제조 방법에서, 상기 제 1 열처리하는 단계는 상기 열간 압연된 강재를 상온으로 냉각하기 전에 수행하되, 상기 제 1 열처리하는 단계의 온도는 상기 권취하는 단계의 온도보다 높을 수 있다.
상기 무방향성 전기강판의 제조 방법의 상기 열간 압연하는 단계에서, 재가열온도(SRT)는 1110 ~ 1150℃이고, 마무리 압연 온도(FDT)는 860 ~ 900℃이고, 상기 제 1 열처리하는 단계는 850 ~ 1000℃의 온도에서 5 ~ 10분 동안 유지하는 단계를 포함하고, 상기 권취하는 단계의 온도는 550 ~ 650℃일 수 있다.
상기 무방향성 전기강판의 제조 방법에서, 상기 냉연 소둔 처리하는 단계;는 승온속도: 20℃/s 이상, 어닐링 시작온도: 900~ 1100℃, 유지시간: 30 ~ 120초인 조건에서 어닐링 하는 단계; 및 냉각속도: 30℃/s 이상인 조건에서 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 무방향성 전기강판의 제조 방법에서, 상기 냉간 압연하는 단계는 상기 강재를 권취하는 단계 후에 예비 소둔 처리하지 않고 냉간 압연하는 것을 특징으로 할 수 있다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 다른 관점에 따른 무방향성 전기강판은 실리콘(Si): 2.0 ~ 4.0 중량%, 망간(Mn): 0.1 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.3 ~ 0.9 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 무방향성 전기강판이며, 최종 미세조직을 구성하는 개재물 중 평균직경이 5㎛ 이상인 개재물의 면적분율과 평균직경이 2㎛ 이하인 개재물의 면적분율의 비가 0.3보다 크며, 12.5W/kg 이하의 철손(W10/400)과 1.66T 이상의　자속밀도(B50)를 가진다.
본 발명의 실시예에 따르면, 고효율 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법을 나타내는 순서도이다.
도 2는 본 발명의 비교예에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법을 나타내는 순서도이다.
도 3은 실험예1의 시편에서 평균직경이 2㎛ 이하인 개재물을 촬영한 사진이다.
도 4는 실험예5의 시편에서 평균직경이 5㎛ 이상인 개재물을 촬영한 사진이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법을 상세하게 설명한다. 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 적절하게 선택된 용어들로서, 이러한 용어들에 대한 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.
일반적으로 전기강판은 방향성 전기강판과 무방향성 전기강판으로 나뉜다. 방향성 전기강판의 경우 주로 변압기와 같은 정지기에 사용이 되고 무방향성 전기강판의 경우 모터와 같이 회전하는 회전기에 많이 쓰인다. 전기강판의 특성은 자속밀도와 철손으로 평가할 수 있으며 자속밀도는 주로 B50, 철손의 경우 일반적으로 W15/50을 평가하였지만 전기자동차와 같이 고주파 특성이 요구되는 경우에는 W10/400으로 평가하고 있다. B50은 5000A/m에서의 자속밀도를 나타내고, W15/50은 50Hz, 1.5T에서의 철손을 나타내고, W10/400은 400Hz, 1.0T에서의 철손을 나타낸다.
지구 온난화 방지를 위한 CO2 배출량의 저감 정책에 의하여 기존의 내연기관 자동차가 친환경차(하이브리드 자동차 (HEV), 전기자동차(EV)), 특히 전기자동차(EV)로 빠르게 대체되고 있다. 이러한 전기자동차(EV)의 수요증가에 맞춰 전기자동차용 구동모터의 에너지 변환의 고효율화가 진행되고 있으며, 이를 위하여 모터 철심 소재의 우수한 자기적 특성이 요구되고 있다. 모터 철심 소재로 사용되는 무방향성 전기강판은 회전 기기에서 전기적 에너지를 기계적 에너지로 바꾸어 주는데 역할을 하며, 에너지 절감을 위해서는 그 자기적 특성 즉, 낮은 철손과 높은 자속밀도를 갖는 것이 중요하다. 특히, 에너지 손실이 큰 고속주행에서의 모터 고효율화를 위해 고주파(400Hz) 철손이 낮은 무방향성 전기강판이 요구되고 있다. 이러한 요구에 맞춰, 실리콘(Si), 망간(Mn) 및 알루미늄(Al) 등의 원소를 첨가하여 비저항을 향상시키거나, 소재의 박물화를 구현할 수 있도록 무방향성 전기강판 제품개발이 이루어지고 있다. 하지만 실리콘(Si), 망간(Mn) 및 알루미늄(Al)과 같은 합금 원소가 증가하였을 경우에는 압연이 어려워져 냉연 회수율이 감소하고 박물화가 어려워지며, 전기강판의 두께를 얇게 할 경우에는 높은 생산 기술이 요구되며 생산 단가가 증가하고 생산성이 감소하는 문제점이 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법을 나타내는 순서도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법은 실리콘(Si), 망간(Mn) 및 알루미늄(Al)을 함유하는 강재를 제공하는 단계(S10); 상기 강재를 열간 압연하는 단계(S20); 상기 열간 압연된 강재를 권취하기 전에 제 1 열처리하는 단계(S30); 상기 제 1 열처리된 강재를 권취하는 단계(S40); 상기 권취된 강재를 언코일링하여 냉간 압연하는 단계(S50); 및 상기 냉간 압연된 강재를 냉연 소둔 처리하는 단계(S60);를 포함한다.
강재 제공 단계(S10)
열간 압연 공정에 투입되는 강재는 무방향성 전기강판을 제조하기 위한 강재이며, 예를 들어, 실리콘(Si): 2.0 ~ 4.0 중량%, 망간(Mn): 0.1 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.3 ~ 0.9 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 각각 포함한다.
이하에서는, 본 발명의 기술적 사상에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법이 적용될 수 있는 예시적인 조성 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명한다. 다만, 본 발명의 기술적 사상에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법은 이러한 조성범위의 예시에 의하여 한정되지 않으며, 무방향성 전기강판의 기능을 수행할 수 있는 임의의 조성범위까지 확대될 수 있다.
실리콘(Si): 2.0 ~ 4.0 중량%
실리콘(Si)은 비저항을 증가시켜서 철손(와전류 손실)을 낮추는 성분으로 주요 첨가 원소이다. 실리콘 첨가량이 2.0 중량% 미만으로 낮으면 원하는 고주파 저철손 값을 얻기 어려워지며, 첨가량이 증가할수록 투자율 및 자속밀도가 감소하게 된다. 또한 실리콘 첨가량이 4.0 중량%를 초과하면 취성이 증가하여 냉간 압연이 어렵게 되어 생산성이 저하된다.
망간(Mn): 0.1 ~ 0.5 중량%
망간(Mn)은 실리콘과 함께 비저항을 증가시키며 집합조직을 향상시킨다. 망간은 0.5 중량%를 초과하여 첨가하면 조대한 MnS 석출물이 형성되어 자속밀도가 감소되는 등 자기적 성질이 열화된다. 나아가, 망간 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우 첨가량에 비해 철손 감소량이 적은 반면 냉간 압연성 저하가 현저하게 발생한다. 나아가, 망간의 함량이 0.1 중량% 미만인 경우 미세한 MnS 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제할 수 있다는 점에서, 망간의 조성범위는 0.1 ~ 0.5중량%로 조절될 수 있다.
알루미늄(Al): 0.3 ~ 0.9 중량%
알루미늄(Al)은 실리콘과 함께 비저항을 증가시켜서 철손(와전류 손실)을 낮추는 성분으로 주요 첨가 원소이다. 알루미늄은 자기이방성을 감소시켜 자성 편차를 감소시키는 역할을 한다. 알루미늄은 질소와 만나 AlN 석출을 유도한다. 알루미늄의 함량이 0.3 중량% 미만인 경우 상술한 효과를 기대하기 어려우며 미세한 질화물을 형성하여 자기적 특성 편차를 증가시킬 수 있으며, 알루미늄의 함량이 0.9 중량%를 초과하는 경우 냉간 압연성 저하가 발생하며, 질화물을 과다하게 형성하여 자속밀도가 감소되어 자기적 성질이 열화된다.
탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하
탄소(C)는 TiC, NbC 등 탄화물을 형성하여 철손을 증가시키는 원소로 적을수록 바람직하며 0.003 중량% 이하로 제한한다. 탄소 함량이 0.003 중량%를 초과하는 경우 자기 시효를 일으켜서 자기 특성을 떨어트리며 0.003 중량% 이하에서는 자기시효 현상이 억제된다.
인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하
인(P)은 결정립계 편석 원소로 집합 조직을 발달시키는 원소이다. 인의 함량이 0.015 중량%를 초과하는 경우 편석 효과로 결정립 성장 억제, 자성기적 성질이 열화되며 냉간압연성 저하가 발생한다.
황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하
황(S)은 MnS, CuS 등 석출물을 형성하여 철손을 증가시키며, 결정립 성장을 억제시키므로 가능한 낮게 첨가하며 0.003 중량% 이하로 제한한다. 황의 함량이 0.003 중량%를 초과하면 철손이 증가하는 문제점이 나타난다.
질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하
질소(N)는 AlN, Tin, NbN 등 석출물을 형성하여 철손을 증가시키며, 결정립 성장을 억제시키므로 가능한 낮게 첨가하며 0.003 중량% 이하로 제한한다. 질소의 함량이 0.003 중량%를 초과하면 철손이 증가하는 문제점이 나타난다.
티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하
티타늄(Ti)은 TiC, TiN 등 미세한 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제시킨다. 티타늄이 첨가할수록 자기적 성질이 열위되므로 가능한 낮게 첨가하며 0.003 중량% 이하로 제한한다. 티타늄의 함량이 0.003 중량%를 초과하면 자기적 성질이 열화되는 문제점이 나타난다.
열간 압연 단계(S20)
상술한 조성을 가지는 강재는 열간 압연 공정을 거치게 된다. 상기 강재를 열간 압연하는 단계(S20)는 재가열온도(SRT): 1000 ~ 1200℃(엄격하게는, 1110 ~ 1150℃)이고, 마무리 압연 온도(FDT): 860 ~ 900℃인 조건에서 수행될 수 있다.
슬래브 재가열온도가 1200℃(엄격하게는, 1150℃)를 초과하는 경우 슬래브 내 C,S,N 등의 석출물이 재고용되어 추후 압연 및 소둔 공정에 미세한 석출물들이 발생하여 결정립 성장을 억제하고 자성이 열화될 수 있다. 슬래브 재가열온도가 1000℃(엄격하게는, 1110℃) 미만이면 압연부하가 증가하게 되며 최종제품에서 철손이 높아지는 문제가 발생할 수 있다.
상기 강재를 열간 압연하는 단계(S20)를 수행한 후 열연판의 두께는, 예를 들어, 1.8 ~ 2.6mm일 수 있다. 열연판 두께가 두꺼울수록 냉간 압연 압하율이 증가하게 되어 집합조직이 열위되므로 두께를 2.6mm 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
제 1 열처리 단계(S30)
열간 압연된 강재를 권취하기 전에 제 1 열처리하는 단계(S30)를 수행할 수 있다. 상기 제 1 열처리하는 단계(S30)는 상기 열간 압연된 강재를 상온으로 냉각하기 전에 연속적으로 수행할 수 있다. 상기 제 1 열처리 후에 강재를 상온까지 냉각할 수 있다. 상기 제 1 열처리는 소둔 열처리일 수 있다. 상기 제 1 열처리하는 단계(S30)의 온도는 후속의 권취하는 단계(S40)의 온도보다 높을 수 있다. 예를 들어, 상기 권취 온도는 550 ~ 650℃일 경우, 상기 제 1 열처리하는 단계(S30)는 850 ~ 1000℃의 온도에서 5 ~ 10분 동안 유지하는 단계를 포함할 수 있다. 제 1 열처리 온도가 850℃ 미만인 경우 질화물 등 미세한 개재물들이 표면층에서부터 형성이 되며, 개재물들이 충분히 성장하지 않아 최종 제품 자성이 열위하게 된다. 반면 제 1 열처리 온도가 1000℃를 초과하면 개재물 분포뿐만 아니라 결정립이 과도하게 성장하여 결정립 크기 편차가 심해지고 산화가 많이 발생하여 최종 제품에 악영향을 끼치게 된다. 따라서 균일한 열연판의 미세조직을 얻기 위해 제 1 열처리 온도는 850 ~ 1000℃으로 조절될 수 있다.
권취 단계(S40)
상기 제 1 열처리된 강재는 권취온도(CT): 550 ~ 650℃인 조건에서 권취될 수 있다. 권취온도가 550℃ 미만인 경우 강재의 소둔 효과가 없어서 결정립 성장이 되지 않으며, 권취온도가 650℃를 초과하는 경우 냉각시 산화가 많아질 수 있어서 산세성이 나빠질 수 있다.
냉간 압연 단계(S50)
상기 권취된 강재를 언코일링하여 냉간 압연하는 단계(S50)를 수행한다. 냉간 압연의 압하율은 80 ~ 85%이며, 냉연 후 강재의 두께는 0.35mm 이하(엄격하게는, 0.25mm 이하)일 수 있다. 압연성을 부여하기 위하여 판온을 150 ~ 200℃로 상승시켜 온간 압연할 수 있다.
통상적으로, 열간 압연 및 권취 후 냉간 압연 전에, 열연판을 소둔 및 산세하는 APL(Annealing and Pickling Line) 단계로서 예비 소둔 처리를 수행할 수 있다. 예를 들어, 상기 예비 소둔 처리는 승온속도: 20℃/s 이상, 어닐링 온도: 950 ~ 1100℃, 유지 시간: 30 ~ 120초의 조건으로 어닐링 하는 단계, 냉각속도: 30℃/s 이상인 조건으로 냉각하는 단계 및 산세 처리하는 단계를 포함할 수 있다.
그러나 본 발명에서는 열간 압연된 강재를 권취하기 전에 상술한 제 1 열처리를 수행하므로 예비 소둔 처리를 수행하지 않고 표면에 형성된 산화층을 산세액을 통해 제거한 후 바로 냉간 압연 공정을 수행할 수 있음을 확인하였다.
냉연 소둔 처리 단계(S60)
상기 냉간 압연된 강재를 냉연 소둔 처리할 수 있다. 상기 냉연 소둔 처리하는 단계(S60)는 승온속도: 20℃/s 이상, 어닐링 온도: 900 ~ 1100℃, 유지 시간: 30 ~ 120초의 조건으로 어닐링 하는 단계 및 냉각속도: 30℃/s 이상인 조건으로 냉각하는 단계를 포함할 수 있다. 상기 냉연 소둔 처리에서 어닐링 온도가 900℃ 미만이면 결정립 크기가 미세하여 이력 손실이 증가할 수 있으며 어닐링 온도가 1100℃를 초과하면 결정립 크기가 조대해지며 와전류 손실이 증가할 수 있다.
냉연 소둔은 냉간 압연 후 얻어진 냉연판을 가지고 진행한다. 철손 향상 및 기계적 성질을 고려하여 최적의 결정립 크기를 도출하는 온도를 적용한다. 냉연 소둔에서 표면 산화 및 질화를 방지하기 위하여 혼합 분위기 조건으로 가열한다. 질소 및 수소의 혼합 분위기를 통해 표면 상태를 더욱 매끄럽게 한다. 냉연 소둔 온도가 900℃ 미만이면 결정립 크기가 미세하여 이력 손실이 증가할 수 있고, 냉연 소둔 온도가 1100℃를 초과하면 결정립 크기가 조대해지고 와전류 손실이 증가하게 된다.
한편, 최종 냉연 소둔 후 절연 코팅층을 형성하기 위하여 코팅 공정을 실시할 수 있다. 절연 코팅층을 형성함으로써 타발성 향상 및 절연성을 확보할 수 있다. 냉연재 상부 및 하부에 각각 형성된 절연 코팅층의 두께는 약 1 ~ 2㎛일 수 있다.
상술한 제조 방법으로 구현된 무방향성 전기강판은, 실리콘(Si): 2.0 ~ 4.0 중량%, 망간(Mn): 0.1 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.3 ~ 0.9 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 무방향성 전기강판이며, 결정립의 평균 크기는 80 ~ 150㎛이며, 최종 미세조직을 구성하는 개재물 중 평균직경이 5㎛ 이상인 개재물의 면적분율과 평균직경이 2㎛ 이하인 개재물의 면적분율의 비가 0.3보다 크며, 12.5W/kg 이하의 철손(W10/400)과 1.66T 이상의　자속밀도(B50)를 가지며, 항복강도는 400MPa 이상이고 인장강도는 500MPa 이상일 수 있다.
본 발명에서는, 양산 가능한 공정 조건을 통해 열연 소둔재 미세조직을 제어하여 높은 자속밀도 및 낮은 철손값을 가지는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
도 2를 참조하면, 본 발명의 비교예에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법은, 통상적으로, 슬래브 재가열 후 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계(S10, S20, S40), 열연판을 소둔 및 산세하는 APL(Annealing and Pickling Line) 단계(S45), 상기 APL 단계가 끝난 열연 소둔재를 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계(S50), 냉연판을 최종 소둔 하는 ACL(Annealing and Coating Line) 단계(S60)를 포함한다. 고합금계의 무방향성 전기강판에서는 상기 APL 공정이 필수적이다. APL 공정을 통해 냉간 압연성을 부여하고 최종 제품의 자성을 향상시킨다. 최종 제품의 자성 품질은 APL 공정의 영향을 많이 받으므로 미세 조직 제어가 필수적이다. 열처리 작업을 통해 미세한 석출물 및 개재물 크기를 제어하지 못하면 미세한 석출물 및 개재물에 의한 자벽 이동이 지연되어, 결과적으로 자성이 열위될 수 있다.
본 발명의 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법에서는 무방향성 전기강판의 열간압연 공정이 끝난 후 권취 온도 이하로 냉각되기 전 연속적으로 제 1 열처리 공정(S30)을 진행한다. 이때 상기 제 1 열처리하는 단계는 850 ~ 1000℃의 온도에서 5 ~ 10분 동안 유지하는 단계를 포함할 수 있다. 상기 제 1 열처리 작업을 통해 APL 미처리 작업이 가능하며, 더 우수한 전기강판을 제조할 수 있다.
본 발명에서는 상술한 열처리 이력을 적용함으로써 최종 소둔재를 구성하는 개재물 중 평균직경이 5㎛ 이상인 개재물의 면적분율과 평균직경이 2㎛ 이하인 개재물의 면적분율의 비가 0.3보다 큰 미세조직을 확보하였으며, 이 경우 12.5W/kg 이하의 철손(W10/400)과 1.66T 이상의　자속밀도(B50)를 동시에 구현할 수 있음을 확인하였다. 상술한 개재물 분포 분석 방법은 최종 소둔재를 적층하여 10x10mm2 면적의 단면을 분석하였으며, SEM BSD-mode 활용하여 명암 차이에 의한 모든 사이즈의 개재물 분포를 분석하여 구현한 것이다.
본 발명에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법으로 구현한 최종 제품은 미세조직이 균일하게 되어 자성이 더욱 향상된다. 이때 철손은 W10/400 기준 12.5 W/kg 이하, 자속밀도는 1.65T 이상으로 구현되며, 더욱 바람직하게는 철손은 W10/400 기준 12.0 W/kg 이하, 자속밀도는 1.66T이상으로 구현될 수 있다.
앞에서 살펴본 바와 같이, 무방향성 전기강판에서 철손을 감소시키기 위해서는 판 두께를 감소시키고 비저항을 증가시켜야 한다. 하지만, 판 두께를 작게 하면 높은 생산 기술이 요구되며, 공정 중 생산성이 저하되게 되며, 모터 코어 제작에서도 가공 및 적층 시에도 비용이 증가 하게 된다. 또한, 비저항을 높이기 위해 Si, Al, Mn 등 고합금 원소를 첨가하지만 이러한 합금 원소의 첨가는 냉간 압연을 어렵게 한다. 고효율 전기자동차용 무방향성 전기강판이 요구하는 고 자속밀도와 저 철손을 만족해야 하며, 비저항을 높이기 위해 최적의 합금 조절과 고도의 공정 기술이 필요하다.
합금 조절 측면에서는 비저항을 높이는 Si, Al, Mn이 주요 합금 원소이며, 이 합금들의 조합 뿐만 아니라 냉간 압연성을 향상시킬 수 있는 Cr, Cu, Ni 등의 원소들이 고려되고 있으나 자기적 성질 및 기계적 성질을 변화시키므로 최적의 조건을 찾는데 어려움이 있다.
무방향성 전기강판 제조 공정 측면에서는 Si 3% 이상의 무방향성 전기강판에서는 최종제품의 자속밀도와 철손을 향상시키기 위해서 APL(Annealing and Pickling Line, 소둔 및 산세 라인) 공정이 필수적이라고 알려져 있다. 가열속도 제어로 집합조직을 향상시킬 수 있으나 미세조직 불균일에 의한 자성 열위 현상이 발생하여, 중간 공정인 APL 에서부터 열연조직의 미세조직 제어가 필수이다.
이러한 점을 고려하여, 본 발명에서는 전기강판 열간압연 공정 중 열간압연이 끝난 후 상온으로 냉각되기 전 열연재 열처리 작업을 진행하였다. 이러한 열연재 열처리 작업을 통해 열연재의 재결정/결정립 성장을 일으켜 APL 작업 없이 냉간압연을 진행할 수 있어 공정 단순화 및 생산성 증대를 도모할 수 있으며 또한 우수한 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
실험예
이하 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 다음의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 다음의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
1. 시편의 조성
본 실험예에서는 표 1의 합금 원소 조성(단위: 중량%)을 가지는 시편들을 제공한다.
Si Mn Al C P S N Ti Fe
3.35 0.32 0.73 0.0025 0.0052 0.0014 0.0018 0.0011 Bal.
표 1을 참조하면, 실험예에 따른 무방향성 전기강판의 조성은 실리콘(Si): 2.0 ~ 4.0 중량%, 망간(Mn): 0.1 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.3 ~ 0.9 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)을 만족한다. 상기 조성을 가지는 슬래브를 1150℃로 재가열하고 마무리압연온도(FDT)가 890℃인 조건으로 열간 압연 실시 후 2.0mm두께를 가지는 열연판을 제조하였다. 열간 압연이 끝나고 연속적으로 다양한 온도 조건에서 열처리를 진행하였다. 이후 냉간 압연하여 0.25t의 두께를 가지는 냉연판을 만들고 최종 소둔을 980℃에서 40초 동안 진행하였다. 그 후 코팅 공정을 통해 최종 제품을 제조하였다. 최종 소둔 분위기 온도는 수소 30% - 질소 70%의 혼합분위기에서 실시하였다. 이때 승온속도는 20℃/s, 냉각속도는 30℃/s로 진행하였다.
2. 공정 조건 및 물성 평가
표 2는 본 실험예의 공정 조건과 이에 따른 철손(W10/400) 및 자속밀도(B50)를 나타낸 것이다. 도 3은 실험예1의 시편에서 평균직경이 2㎛ 이하인 개재물을 촬영한 사진이고, 도 4는 실험예5의 시편에서 평균직경이 5㎛ 이상인 개재물을 촬영한 사진이다.
표 2에 개시된 열처리방법 중 제1열처리는 도 1을 참조하여 설명한 본 발명의 실시예에 따른 열처리 단계(S30)에 해당하며, APL은 도 2를 참조하여 설명한 본 발명의 실시예에 따른 예비소둔 단계(S45)에 해당한다. 즉, APL 공정은 열간 압연 후 냉간 압연 전 적용하는 예비 소둔(APL) 처리를 의미하며, 예비 소둔 처리하는 단계는 승온속도: 20℃/s 이상, 어닐링 온도: 950 ~ 1100℃, 유지 시간: 30 ~ 120초의 조건으로 어닐링 하는 단계 및 냉각속도: 30℃/s 이상인 조건으로 냉각하는 단계를 포함한다.
또한, 표 2에 개시된 개재물 항목은 최종 소둔재의 개재물 분포로서 평균크기가 2㎛ 이하 또는 5㎛ 이상인 개재물의 면적분율(면적%)과 이의 비율을 나타낸 것이다. 또한, 최종 제품의 자성 측정은 SST(single sheet tester)를 통해 철손값과 자속밀도 값을 L방향과 C방향 측정 후 평균값으로 구하였다.
열처리방법 소둔온도
(℃)		 소둔시간(분) A: 개재물
2um 이하
(면적%)		 B: 개재물
5um 이상
(면적%)		 B/A W10/400 B50
실험예1 제1열처리 700 5 71.2 9.1 0.13 14.1 1.63
실험예2 제1열처리 700 10 76.5 11.7 0.15 14.3 1.64
실험예3 제1열처리 750 5 62.8 13.5 0.21 14 1.64
실험예4 제1열처리 800 5 53.9 14.1 0.26 13.2 1.65
실험예5 제1열처리 850 5 51.7 16.9 0.33 12.2 1.68
실험예6 제1열처리 900 5 47.3 23.3 0.49 12.3 1.67
실험예7 제1열처리 950 5 44.8 25.9 0.58 11.8 1.68
실험예8 제1열처리 950 10 49.7 27.1 0.55 11.7 1.68
실험예9 제1열처리 975 5 47.1 25.9 0.55 12 1.67
실험예10 제1열처리 1000 5 41.1 19.1 0.46 11.9 1.68
실험예11 APL 900 2 58.8 12.8 0.22 13.7 1.65
실험예12 APL 950 2 62.7 15.2 0.24 13.2 1.65
실험예13 APL 1000 2 61.4 17.3 0.28 12.9 1.66
표 2를 참조하면, 실험예1, 실험예2, 실험예3, 실험예4는 도 1에 개시된 열연재 열처리 단계(S30)를 적용하였으나 열처리 온도가 850 ~ 1000℃를 하회한다. 이 경우, 최종 미세조직을 구성하는 개재물 중 평균직경이 5㎛ 이상인 개재물의 면적분율과 평균직경이 2㎛ 이하인 개재물의 면적분율의 비가 0.3보다 작음을 확인할 수 있으며, 12.5W/kg 이하의 철손(W10/400) 및 1.66T 이상의　자속밀도(B50)를 구현하지 못함을 확인할 수 있다. 즉, 상기 열연재 열처리 온도가 낮으면 2㎛ 이하의 개재물 비율이 증가하여 평균직경이 5㎛ 이상인 개재물의 면적분율과 평균직경이 2㎛ 이하인 개재물의 면적분율의 비가 0.3보다 크다는 관계식을 만족하지 못하며, 12.5W/kg 이하의 철손(W10/400) 및 1.66T 이상의　자속밀도(B50)를 만족하지 못한다.
실험예11, 실험예12, 실험예13은 도 1에 개시된 열연재 열처리 단계(S30)를 적용하지 않고 도 2에 개시된 예비소둔 단계(S45)를 적용하였다. 이 경우, 최종 미세조직을 구성하는 개재물 중 평균직경이 5㎛ 이상인 개재물의 면적분율과 평균직경이 2㎛ 이하인 개재물의 면적분율의 비가 0.3보다 작음을 확인할 수 있으며, 12.5W/kg 이하의 철손(W10/400)을 구현하지 못함을 확인할 수 있다.
이에 반하여, 실험예5, 실험예6, 실험예7, 실험예8, 실험예9, 실험예10에서는 도 1에 개시된 열연재 열처리 단계(S30)를 적용하였으며 열처리 온도: 850 ~ 1000℃의 범위를 만족하고, 열처리 시간: 5 ~ 10분의 범위를 만족한다. 이 경우, 최종 미세조직을 구성하는 개재물 중 평균직경이 5㎛ 이상인 개재물의 면적분율과 평균직경이 2㎛ 이하인 개재물의 면적분율의 비가 0.3보다 작음을 확인할 수 있으며, 12.5W/kg 이하의 철손(W10/400) 및 1.66T 이상의　자속밀도(B50)를 구현함을 확인할 수 있다.
지금까지 본 발명의 실험예를 통하여 전기강판 열간 압연 공정 중 열간 압연이 끝난 후 상온으로 냉각되기 전 열연재 열처리 작업을 적용함으로써 열연재의 재결정/결정립 성장을 일으켜 APL 작업 없이 냉간 압연을 진행할 수 있음을 확인하였다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (7)

  1. 실리콘(Si), 망간(Mn) 및 알루미늄(Al)을 함유하는 강재를 제공하는 단계;
    상기 강재를 열간 압연하는 단계;
    상기 열간 압연된 강재를 권취하기 전에 제 1 열처리하는 단계;
    상기 제 1 열처리된 강재를 권취하는 단계;
    상기 권취된 강재를 언코일링하여 냉간 압연하는 단계; 및
    상기 냉간 압연된 강재를 냉연 소둔 처리하는 단계;를 포함하는,
    무방향성 전기강판의 제조 방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재는 실리콘(Si): 2.0 ~ 4.0 중량%, 망간(Mn): 0.1 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.3 ~ 0.9 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 각각 포함하는,
    무방향성 전기강판의 제조 방법.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 제 1 열처리하는 단계는 상기 열간 압연된 강재를 상온으로 냉각하기 전에 수행하되, 상기 제 1 열처리하는 단계의 온도는 상기 권취하는 단계의 온도보다 높은 것을 특징으로 하는,
    무방향성 전기강판의 제조 방법.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 열간 압연하는 단계에서, 재가열온도(SRT)는 1110 ~ 1150℃이고, 마무리 압연 온도(FDT)는 860 ~ 900℃이고,
    상기 제 1 열처리하는 단계는 850 ~ 1000℃의 온도에서 5 ~ 10분 동안 유지하는 단계를 포함하고,
    상기 권취하는 단계의 온도는 550 ~ 650℃인 것을 특징으로 하는,
    무방향성 전기강판의 제조 방법.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 냉연 소둔 처리하는 단계;는 승온속도: 20℃/s 이상, 어닐링 시작온도: 900~ 1100℃, 유지시간: 30 ~ 120초인 조건에서 어닐링 하는 단계; 및 냉각속도: 30℃/s 이상인 조건에서 냉각하는 단계;를 포함하는,
    무방향성 전기강판의 제조 방법.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 냉간 압연하는 단계는 상기 강재를 권취하는 단계 후에 예비 소둔 처리하지 않고 냉간 압연하는 것을 특징으로 하는,
    무방향성 전기강판의 제조 방법.
  7. 실리콘(Si): 2.0 ~ 4.0 중량%, 망간(Mn): 0.1 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.3 ~ 0.9 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 무방향성 전기강판이며,
    최종 미세조직을 구성하는 개재물 중 평균직경이 5㎛ 이상인 개재물의 면적분율과 평균직경이 2㎛ 이하인 개재물의 면적분율의 비가 0.3보다 크며,
    12.5W/kg 이하의 철손(W10/400)과 1.66T 이상의　자속밀도(B50)를 가지는 것을 특징으로 하는,
    무방향성 전기강판.
PCT/KR2023/007914 2022-06-23 2023-06-09 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법 Ceased WO2023249295A1 (ko)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP23827415.3A EP4545659A4 (en) 2022-06-23 2023-06-09 NON-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET AND ASSOCIATED MANUFACTURING METHOD
JP2024575267A JP2025522540A (ja) 2022-06-23 2023-06-09 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
CN202380048723.6A CN119452108A (zh) 2022-06-23 2023-06-09 无取向电工钢板及其制造方法
US18/987,670 US20250122591A1 (en) 2022-06-23 2024-12-19 Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing same

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2022-0076986 2022-06-23
KR1020220076986A KR102792056B1 (ko) 2022-06-23 2022-06-23 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US18/987,670 Continuation US20250122591A1 (en) 2022-06-23 2024-12-19 Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023249295A1 true WO2023249295A1 (ko) 2023-12-28

Family

ID=89380203

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2023/007914 Ceased WO2023249295A1 (ko) 2022-06-23 2023-06-09 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20250122591A1 (ko)
EP (1) EP4545659A4 (ko)
JP (1) JP2025522540A (ko)
KR (1) KR102792056B1 (ko)
CN (1) CN119452108A (ko)
WO (1) WO2023249295A1 (ko)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60138014A (ja) * 1983-12-26 1985-07-22 Kawasaki Steel Corp 無方向性珪素鋼板の製造方法
JPS62102506A (ja) * 1985-10-29 1987-05-13 Kawasaki Steel Corp 無方向性けい素鋼板の製造方法
KR20030053154A (ko) * 2001-12-22 2003-06-28 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법
KR20140133100A (ko) * 2013-05-09 2014-11-19 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20150001467A (ko) 2013-06-27 2015-01-06 현대제철 주식회사 방향성 전기강판 제조 방법
KR20200035754A (ko) * 2018-09-27 2020-04-06 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6254023A (ja) * 1985-08-31 1987-03-09 Nippon Steel Corp 高級無方向性電磁鋼板用熱延板の製造方法
JP2992201B2 (ja) * 1993-09-29 1999-12-20 川崎製鉄株式会社 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP4231278B2 (ja) * 2002-11-21 2009-02-25 新日本製鐵株式会社 高級無方向性電磁鋼板の製造方法
WO2018025941A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法
JP6794704B2 (ja) * 2016-08-05 2020-12-02 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法
TWI658152B (zh) * 2017-03-07 2019-05-01 日商新日鐵住金股份有限公司 無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板之製造方法
KR102348508B1 (ko) * 2019-12-19 2022-01-07 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60138014A (ja) * 1983-12-26 1985-07-22 Kawasaki Steel Corp 無方向性珪素鋼板の製造方法
JPS62102506A (ja) * 1985-10-29 1987-05-13 Kawasaki Steel Corp 無方向性けい素鋼板の製造方法
KR20030053154A (ko) * 2001-12-22 2003-06-28 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법
KR20140133100A (ko) * 2013-05-09 2014-11-19 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20150001467A (ko) 2013-06-27 2015-01-06 현대제철 주식회사 방향성 전기강판 제조 방법
KR20200035754A (ko) * 2018-09-27 2020-04-06 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP4545659A4

Also Published As

Publication number Publication date
CN119452108A (zh) 2025-02-14
KR20240000242A (ko) 2024-01-02
EP4545659A4 (en) 2025-09-03
US20250122591A1 (en) 2025-04-17
KR102792056B1 (ko) 2025-04-08
EP4545659A1 (en) 2025-04-30
JP2025522540A (ja) 2025-07-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2021125856A2 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2023234632A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법
KR100345706B1 (ko) 자기적특성이우수한무방향성전기강판및그제조방법
WO2023121267A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2022139314A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2023249295A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법
WO2021125862A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2024019478A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법
WO2026010302A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102786631B1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법
WO2024019490A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법
KR102777024B1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법
KR102846978B1 (ko) 다층 무방향성 전기강판 및 다층 무방향성 전기강판의 제조 방법
WO2024025245A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법
WO2025143817A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2025143816A1 (ko) 무방향성 전기강판
WO2025135646A1 (ko) 무방향성 전기강판과 그 제조 방법 및 모터
KR20240088144A (ko) 자기적 특성이 우수한 무방향성 전기강판 제조방법 및 이에 의해 제조된 무방향성 전기강판
WO2024063574A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법
WO2025143990A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2024071628A1 (ko) 무방향성 전기 강판 및 그 제조 방법
WO2025089680A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2026089296A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2025037766A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20240143692A (ko) 무방향성 전기 강판 및 이의 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 23827415

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2024575267

Country of ref document: JP

Ref document number: 202380048723.6

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202517001494

Country of ref document: IN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2023827415

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2023827415

Country of ref document: EP

Effective date: 20250123

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 202380048723.6

Country of ref document: CN

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 202517001494

Country of ref document: IN

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2023827415

Country of ref document: EP