WO2024136175A1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2024136175A1
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주형돈
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송대현
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    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • Non-oriented electrical steel is used as an iron core material in rotating equipment such as motors and generators and stationary equipment such as small transformers, and is a material that has a significant impact on efficiency. Therefore, the demand for improving the efficiency of motors and generators is based on non-oriented electrical steel. This is leading to demands for improved characteristics.
  • the appropriate addition amount and the addition ratio between Si, Al, and Mn addition amounts must be properly controlled. Thinning the thickness is also a method of greatly reducing eddy current loss and is very effective in reducing iron loss, but thin steel sheets have the disadvantage of being less productive and processable. However, from the perspective of recent energy efficiency, the need for thinner products is increasing, and it is expected that product development will continue to become thinner in the future.
  • Patent Document 1 sets the composition weight ratio (MnO/SiO 2 ) of MnO and SiO 2 in the oxide-based inclusions in the steel to 0.43 or less, and finishes rolling during hot rolling by adjusting the friction coefficient between the steel and the roll.
  • a method of improving magnetism by improving the texture was proposed by performing hot-rolled sheet annealing, cold rolling, and cold-rolled sheet annealing in a ferrite single-phase region with a finish rolling temperature of 700°C or higher and a final rolling temperature of 0.2 or less. In this case, the thickness of the hot-rolled sheet was increased to 1.0. Because it must be controlled to less than mm, productivity is low and commercial production is difficult.
  • Patent Document 2 proposed a method of controlling the heating rate to 50°C/s or more during final annealing in order to improve the texture of non-oriented electrical steel sheet and secure excellent magnetic properties. As rapid heating was performed, the texture improved. This may be possible, but the fact that magnetism may become inferior as the microstructure becomes non-uniform is not taken into consideration.
  • Patent Document 3 discloses that in order to manufacture non-oriented electrical steel sheets with excellent magnetic properties in the rolling direction, skin pass rolling is performed at a reduction ratio of 3 to 10% in addition to the processes of hot rolling, hot rolled sheet annealing, cold rolling, and cold rolled sheet annealing. A re-annealing process was performed, but this also had the problem of increasing costs due to the additional process.
  • Patent Document 4 proposes a method of obtaining a steel sheet with low iron loss by reducing specific impurity elements contained in steel to a very low level and securing the ease of grain growth by adding a skin pass process, but it is necessary to obtain a steel sheet with low iron loss for extremely low management of impurities. There is a disadvantage that it causes an increase in cost.
  • Patent Document 5 proposes a technology that suppresses the precipitation of MnS by adding rare earth elements such as Ca, Mg, and REM, so that the crystal grains are small before stress relief, but the grains grow during stress relief annealing, resulting in excellent iron loss.
  • rare earth elements such as Ca, Mg, and REM
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 2009-102739
  • Patent Document 2 Japanese Patent Publication No. 2016-199787
  • Patent Document 3 Japanese Patent Publication No. 2006-265720
  • Patent Document 4 Japanese Patent Publication No. 2008-050686
  • Patent Document 5 Korean Patent Publication No. 2001-0100866
  • the purpose of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet with excellent high-frequency iron loss characteristics by strictly controlling the components of the non-oriented electrical steel sheet and appropriately controlling the distribution of the reduction ratio during hot rolling and the MFS of the finish rolling to form a predetermined texture. There is.
  • C 0.0050% or less
  • Si 2.50-4.50%
  • Mn 0.10-2.50%
  • P 0.002-0.020%
  • S 0.0010-0.0050%
  • Al 0.50-2.50%
  • N 0.0050% or less
  • Ti 0.0050% or less
  • Al, Si, and Mn satisfy the following relational formula 1,
  • [Al], [Mn], and [Si] are the addition amounts (% by weight) of Al, Mn, and Si, respectively.
  • Vcube.15, Vrated-cube.15, and Vgamma.15 are (001)[0-10], (001)[-1-10], and (111)[-1, respectively, when the tolerance angle is 15°. -12] It is the volume fraction of aggregate tissue.
  • the texture of the steel sheet may further satisfy the following relational expression 4.
  • Vcube.15 is the volume fraction of (001)[0-10] texture when the tolerance angle is 15°
  • Vcube.10 is the (001)[0-10] set when the tolerance angle is 10°. Indicates the volume fraction of tissue.
  • the texture of the steel sheet may further satisfy the following relational expression 5.
  • Vgamma.15 is the volume fraction of (111)[-1-12] texture when the tolerance angle is 15°
  • Vgamma.10 is the volume fraction of (111)[-1-12] when the tolerance angle is 10°. ] Indicates the volume fraction of aggregate tissue.
  • the non-oriented electrical steel sheet may have a specific resistance ( ⁇ ) of 63 ⁇ cm or more at room temperature.
  • the iron loss (W10/400) of the non-oriented electrical steel sheet may be 12.0 W/Kg or less, and the magnetic flux density (B50) may be 1.60 T or more.
  • the iron loss W10/40 is the average loss (W/Kg) in the rolling direction and the vertical direction of rolling when a magnetic flux density of 1.0 Tesla is induced at a frequency of 400 Hz, and the magnetic flux density B50 is when a magnetic field of 5000 A/m is added. This is the magnitude (Tesla) of the induced magnetic flux density.
  • non-oriented electrical steel sheet may additionally include one or more of Sn and Sb in an amount of 0.2% or less.
  • non-oriented electrical steel sheet may additionally contain Cu and Ni alone or in combination of the two in an amount of 0.05% or less.
  • non-oriented electrical steel sheet may additionally contain Zr, Mo, and V individually or in combination of two or more in an amount of 0.01% or less.
  • Non-oriented electrical steel sheet It is about manufacturing method.
  • [Al], [Mn], and [Si] are the addition amounts (% by weight) of Al, Mn, and Si, respectively.
  • the texture of the final annealed electrical steel sheet is formed to satisfy the following equation 3-5, the specific resistance ( ⁇ ) at room temperature is 63 ⁇ cm or more, and the iron loss (W10/400) after final annealing is 12.0 W/ Kg or less, and the magnetic flux density (B50) may be 1.60T or more.
  • Vcube.15, Vrated-cube.15, and Vgamma.15 are (001)[0-10], (001)[-1-10], and (111)[-1, respectively, when the tolerance angle is 15°.
  • -12] is the volume fraction of the texture
  • Vcube.10 and Vgamma.10 are the volume fraction of the texture (001)[0-10] and (111)[-1-12] when the tolerance angle is 10°, respectively. represents.
  • the texture is improved by controlling the steel composition and appropriately controlling the distribution of reduction ratio during hot rolling and MFS of finish rolling, so that the resistivity ( ⁇ ) at room temperature is more than 63 ⁇ cm and the iron loss (W10/ 400) is 12.0 W/Kg or less, and a magnetic flux density (B50) is 1.60 T or more. It is possible to effectively provide a non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties.
  • the present invention relates to a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet, by adjusting the addition amounts of Si, Mn, and Al, which are essential components in the composition system of the existing non-oriented electrical steel sheet, to 2.5-4.5%, 0.1-2.5%, and 0.5-2.5%, respectively.
  • Si, Mn, and Al which are essential components in the composition system of the existing non-oriented electrical steel sheet, to 2.5-4.5%, 0.1-2.5%, and 0.5-2.5%, respectively.
  • Al, Mn, and Si satisfy the following relational equation 1.
  • the texture of the final annealed product is formed to satisfy the following equation 3, so that the specific resistance ( ⁇ ) at room temperature is more than 63 ⁇ cm, the iron loss (W10/400) is less than 12.0W/Kg, and the magnetic flux density (B50) is 12.0W/Kg or less. It is possible to provide electrical steel sheets with excellent high-frequency iron loss and magnetic flux density of 1.60T or more.
  • Vcube.15, Vrated-cube.15, and Vgamma.15 are (001)[0-10], (001)[-1-10], and (111)[-1, respectively, when the tolerance angle is 15°. -12] It is the volume fraction of aggregate tissue.
  • the important elements whose addition and content must be controlled in the present invention are Si, Al, Mn, N, and S.
  • the most efficient way to reduce iron loss is to increase the resistivity of steel by adding Si, Al, and Mn.
  • the proportion of eddy current loss among iron losses increases, and the effect of increasing resistivity becomes greater.
  • the addition amount of Si, Al, Mn, etc. increases, the iron loss decreases, but it reduces the saturation magnetic flux density, deteriorating the magnetic flux density, and also increases the brittleness of the material, resulting in inferior cold rolling properties and lowering productivity. Therefore, in order to secure productivity while maintaining low iron loss and high magnetic flux density, it is necessary not only to control the addition amounts of Si, Al, and Mn, but also to appropriately combine the addition ratios of each element, so the above relational equation 1 is proposed.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention obtained has, in weight percent, C: 0.0050% or less, Si: 2.50-4.50%, Mn: 0.10-2.50%, P: 0.002-0.020%, S: 0.0010-0.0050%.
  • Al, Si and Mn satisfy the relational expression 1 above
  • the texture of the steel sheet is the relational expression 3 above. It is formed to satisfy.
  • the electrical steel sheet of the present invention having such a texture has a specific resistance ( ⁇ ) of 63 ⁇ cm or more at room temperature, an iron loss (W10/400) of 12.0 W/Kg or less, and a magnetic flux density (B50) of 1.60 T or more, and excellent high-frequency iron loss. and magnetic flux density.
  • Si is a major element added to increase the resistivity of steel to reduce eddy current loss among iron losses, and must be added in an amount of 2.50% or more to ensure low iron loss characteristics, especially in the high frequency region. Meanwhile, as the addition amount increases, the magnetic flux density decreases significantly and the rollability deteriorates due to increased brittleness, so it is desirable to limit the addition amount to 4.50% or less. More preferably, it is limited to the range of 3.00 to 4.20%.
  • Mn is an element that increases resistivity and lowers iron loss, and is also an element that improves texture.
  • the addition amount is limited to 0.10 to 2.50%. More preferably, it is limited to the range of 0.50 to 2.00%.
  • Al is an element added because it plays an important role in reducing iron loss by increasing resistivity together with Si, and also reduces magnetic anisotropy, thereby reducing magnetic deviation in the rolling direction and the rolling direction.
  • the addition amount is small, the effect of reducing iron loss is not significant, and if the addition amount is too large, the magnetic flux density is greatly inferior, so the addition amount is limited to 0.50 to 2.50%. More preferably, it is limited to the range of 0.60 to 2.30%.
  • C combines with Ti, Nb, etc. to form carbide, which reduces magnetism, and when used after being processed into electrical products in final products, iron loss increases due to magnetic aging, which reduces the efficiency of electrical devices. Therefore, it is preferably limited to 0.0050% or less.
  • S is an element that forms sulfides such as MnS, CuS, and (Cu,Mn)S, which are harmful to magnetic properties, so it is desirable to add it as low as possible.
  • sulfides such as MnS, CuS, and (Cu,Mn)S, which are harmful to magnetic properties, so it is desirable to add it as low as possible.
  • magnetism may heat up due to the increase in sulfides. Since it is harmful, it should be contained at 0.0010 ⁇ 0.0050%.
  • N is an element harmful to magnetism, as it strongly binds with Al, Ti, Nb, etc. to form nitride and inhibits grain growth, so it is preferable to contain it in small amounts, and in the present invention, it is limited to 0.0050% or less.
  • Ti combines with C and N to form fine carbides and nitrides, thereby suppressing grain growth and lowering the magnetic flux density. As more Ti is added, the texture becomes poorer due to the increased carbides and nitrides, which worsens the magnetism, which is why the present invention It is limited to 0.0050% or less.
  • P is a grain boundary and surface segregation element and has the effect of improving the texture of steel.
  • the addition amount is less than 0.002%, the effect is minimal, and if it is added in excess of 0.020%, iron loss is lowered by suppressing grain growth and productivity is lowered by lowering rollability due to grain boundary segregation, so the addition amount is 0.002 to 0.020%. It must be controlled.
  • Sn and Sb which are generally known as elements that improve texture, may also be added to further improve magnetism.
  • one or more of Sn and Sb may be additionally included in the range of 0.2% or less.
  • Cu and Ni may be added for reasons such as improving magnetism, but they may react with impurity elements to form fine sulfides, carbides, and nitrides, which may have a detrimental effect on magnetism. Therefore, in the present invention, Cu and Ni are used alone or It can be additionally included in a combination of two types in a range of 0.05% or less.
  • Cr is similar to Cu and Ni, but has the effect of improving magnetism by increasing resistivity, so it can be added in a range of 0.1% or less.
  • Zr, Mo, V, etc. are strong carbonitride forming elements, it is preferable not to add them as much as possible.
  • Zr, Mo, and V may be included individually or in combination of two or more in an amount of 0.01% or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention may further include 0.200% by weight or less of one or more types of Bi, Pb, Ge, and As, respectively or in total. More specifically, it may contain 0.0001 to 0.200% by weight of one or two or more types of Bi, Pb, Ge, and As, respectively or in total. More specifically, it may contain 0.001 to 0.100% by weight of one or two or more types of Bi, Pb, Ge, and As, respectively or in total.
  • the remainder is composed of Fe and other inevitable impurities.
  • Si, Al, and Mn are added Si: 2.50 to 4.50%, Mn: 0.10 to 2.50%, and Al: 0.50 to 2.05%, and the Al, Mn, and Si are added according to the following relational equation 1. It is necessary to satisfy, and the specific reasons are as follows.
  • [Al], [Mn], and [Si] are the addition amounts (% by weight) of Al, Mn, and Si, respectively.
  • the iron loss of non-oriented electrical steel is divided into hysteresis loss and eddy current loss. If the resistivity of the steel is increased by adding elements such as Si, Al, and Mn, the eddy current loss can be greatly reduced. In particular, as the frequency increases, the proportion of total iron loss accounted for by eddy current loss increases, so for excellent high-frequency iron loss, it is necessary to control the resistivity of the steel above a certain level. Through the present invention, when the resistivity ( ⁇ ) of the steel is more than 63 ⁇ cm, It was confirmed that excellent characteristics could be secured. Among Si, Al, and Mn, the element that increases the resistivity of steel the most is Si, but an increase in the amount of Si added increases the brittleness of the steel and reduces productivity.
  • the electrical steel sheet of the present invention may have a texture that satisfies the following relational expression 3. If the value defined by the following equation 3 is less than 0.4, magnetization may not be easy and there may be a problem of poor magnetism.
  • Vcube.15, Vrated-cube.15, and Vgamma.15 are (001)[0-10], (001)[-1-10], and (111)[-1, respectively, when the tolerance angle is 15°. -12] It is the volume fraction of aggregate tissue.
  • the electrical steel sheet of the present invention may have a texture that further satisfies the following relational expression 4. If the value defined by Equation 4 below exceeds 0.90, the integration of the texture that is easy to magnetize may decrease, causing a problem of inferior magnetism.
  • Vcube.15 is the volume fraction of (001)[0-10] texture when the tolerance angle is 15°
  • Vcube.10 is the (001)[0-10] set when the tolerance angle is 10°. Indicates the volume fraction of tissue.
  • the electrical steel sheet of the present invention may have a texture that further satisfies the following relational expression 5. If the value defined by equation 5 below is less than 0.50, the texture that is not easy to magnetize may be strengthened, causing a problem of poor magnetism.
  • Vgamma.15 is the volume fraction of (111)[-1-12] texture when the tolerance angle is 15°
  • Vgamma.10 is the volume fraction of (111)[-1-12] when the tolerance angle is 10°. ] Indicates the volume fraction of aggregate tissue.
  • the fraction of aggregate tissue is judged based on a tolerance angle of 15°.
  • the tolerance angle the closer it is to the original texture, and the smaller the tolerance angle, the greater the effect on magnetism, so it cannot be considered that the texture has been improved simply by the fraction at 15°.
  • (001)[0-10] texture which is advantageous to magnetism, has a lower tolerance angle.
  • the texture can be improved to improve magnetism.
  • (111)[-1-12] goss texture can improve magnetism only when the fraction with a low tolerance angle is reduced.
  • (001)[0-10], (001)[-1-10], which is advantageous to magnetism, and (111)[-1-12], which is unfavorable to magnetism satisfy the conditions of relational equation 3 above.
  • the fraction change according to the tolerance angle of each texture satisfies the conditions of Equation 4-5 above, so that the degree of integration of the texture is improved and better magnetic properties can be exhibited.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention having the texture described above may have an iron loss (W10/400) of 12.0 W/Kg or less and a magnetic flux density (B50) of 1.60T or more.
  • the iron loss W10/40 is the average loss (W/Kg) in the rolling direction and the vertical direction of rolling when a magnetic flux density of 1.0 Tesla is induced at a frequency of 400 Hz
  • the magnetic flux density B50 is when a magnetic field of 5000 A/m is added. This is the magnitude (Tesla) of the induced magnetic flux density.
  • non-oriented electrical steel sheet of the present invention may have a specific resistance ( ⁇ ) of 63 ⁇ cm or more at room temperature.
  • the method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet of the present invention is, in weight percent, C: 0.0050% or less, Si: 2.50-4.50%, Mn: 0.10-2.50%, P: 0.002-0.020%, S: 0.0010-0.0050%, Al : 0.50 ⁇ 2.50%, N: 0.0050% or less, Ti: 0.0050% or less, process of reheating the slab containing the remaining Fe and inevitable impurities; A process of manufacturing a hot rolled steel sheet by hot rolling the reheated slab; A process of cold rolling the hot rolled steel sheet and then annealing the hot rolled sheet or annealing the hot rolled sheet without cold rolling; A process of air cooling the hot-rolled annealed steel sheet after pickling; and a process of cold rolling the air-cooled hot-rolled steel sheet; And a process of final annealing the cold rolled cold rolled steel sheet.
  • the Al, Si and Mn satisfy the above-mentioned relational expression 1, and during the hot rolling, at a temperature of 950° C. or higher.
  • Hot rolling is performed at a rate of 80% or more of the total reduction, and the tension of the hot rolled sheet is controlled to satisfy the requirements of Equation 2 above in the final rolling stage of finish rolling.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention can be manufactured through normal reheating, hot rolling, annealing of hot-rolled sheets, cold rolling after pickling, and annealing of cold-rolled sheets of steel slabs composed as described above.
  • cold rolling is performed at 1 It may be performed by two or more rounds of cold rolling with repeated or intermediate annealing in between.
  • the description of the manufacturing conditions below is representative and does not necessarily apply to the conditions below.
  • the steel slab can be reheated below 1200°C and then hot rolled. If the reheating temperature is above 1200°C, precipitates such as nitrides, carbides, and sulfides present in the slab may be re-dissolved and finely precipitated during hot rolling and annealing, thereby suppressing grain growth and lowering magnetism.
  • the reheated slab is hot rolled to manufacture a hot rolled sheet. Since the texture of non-oriented electrical steel sheet is influenced by the texture of the previous stage rather than being formed independently during final annealing, it is necessary to precisely control conditions from the hot rolling stage in order to improve the texture. If a large stress is applied at a low temperature during hot rolling, the ⁇ -fiber increases excessively, and after final annealing, the magnetization cost increases and the ⁇ -fiber, which is the texture, deteriorates magnetism, so the reduction rate according to temperature must be appropriately distributed.
  • the ⁇ -fiber texture which is the magnetization cost in the ⁇ -fiber and the final product, is weakened and the magnetization is reduced. Improvement could be confirmed. Furthermore, if the amount of reduction is too large even during finish rolling, it was confirmed that the magnetization cost after final annealing strengthens the ⁇ -fiber, which is the texture, and the final product was controlled to satisfy the MFS (kgf/mm 2 ) of equation 2 below to 20.0 to 40.0.
  • MFS (kgf/mm 2 ) exceeds 40.0 at the last stage of finish rolling, the ⁇ -fiber is greatly strengthened, and conversely, if MFS (kgf/mm 2 ) is less than 20.0, (001)[, which is the easy magnetization direction. 0-10], (001)[-1-10] There was no improvement effect on the collective structure, which is thought to be because the amount of applied deformation was too small. Accordingly, when the MFS (kgf/mm 2 ) is controlled to satisfy 20.0 to 40.0 in the final stage of finish rolling, a texture that satisfies the above-mentioned relational equation 3-5 is formed, thereby improving magnetism.
  • the hot rolled sheet is wound at 700°C or lower and cooled in air.
  • the hot-rolled sheet that has been coiled and cooled is annealed to secure a recrystallized structure before cold rolling.
  • Hot-rolled sheet annealing conditions are a very important process for improving the texture of non-oriented electrical steel sheets, and are also a very important process for controlling the distribution of precipitates.
  • the cracking temperature in the hot rolled sheet annealing process is preferably in the range of 850 to 1100°C. If the hot-rolled sheet annealing temperature is below 850°C, the grain growth is insufficient, the texture is poor, and the distribution of precipitates cannot be controlled. If the annealing temperature exceeds 1100°C, the grain growth becomes coarse, poor cold rolling properties, and the precipitates become fine. It may precipitate and the magnetism may deteriorate.
  • the annealed hot-rolled sheet is pickled and then cold-rolled in a conventional manner.
  • Cold rolling is final rolling to a thickness of 0.10mm to 0.30mm.
  • the thickness of the final product greatly affects the iron loss and has a significant impact on high-frequency iron loss, so it must be less than 0.3 mmt to ensure excellent high-frequency iron loss.
  • the cold rolling can be performed as one cold rolling, if necessary, or as two cold rollings with intermediate annealing in between. In any case, the final reduction ratio must be in the range of 50 to 95% to ensure excellent magnetic properties through appropriate texture control.
  • the cold rolled steel sheet is finally subjected to cold rolled sheet annealing.
  • the annealing temperature is not significantly limited as long as it is the temperature generally applied to non-oriented electrical steel sheets.
  • the final annealed plate is shipped to the customer after treatment with an insulating coating.
  • the insulating film can be treated with organic, inorganic, and organic-inorganic composite films, and can also be treated with other insulating coating agents. Customers can use the steel plate as is after processing.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention manufactured through the composition and manufacturing process described above may have a texture formed to satisfy the above relational expression 3-5, whereby the iron loss (W10/400) of the steel sheet is 12.0. W/Kg or less and magnetic flux density (B50) of 1.60T or more can provide excellent high-frequency iron loss characteristics. Additionally, the specific resistance ( ⁇ ) at room temperature is more than 63 ⁇ cm.
  • the iron loss W10/400 and magnetic flux density B50 were measured, and the results are shown in Table 2 below.
  • the iron loss W10/400 represents the average loss (W/Kg) in the rolling direction and the vertical direction of rolling when a magnetic flux density of 1.0 Tesla is induced at a frequency of 400Hz
  • the magnetic flux density B50 is a magnetic field of 5000A/m added. It represents the magnitude (Tesla) of magnetic flux density induced when
  • equation 1 is ([Al]+[Mn])/[Si].
  • MFS means MFS at the last stage of finishing hot rolling in equation 2
  • equation 3 is (2*Vcube.15+Vrotated-cube.15)/Vgamma.15
  • equation 4 is (Vcube.15).
  • relational expression 5 represents (Vgamma.15-Vgamma.10)/Vgamma.15.
  • steel No. 17 did not satisfy the scope of the present invention in terms of Mn and Equation 1, and accordingly, it did not satisfy all of the requirements of Equations 3-5, resulting in inferior iron loss W10/400 and magnetic flux density B50.
  • Equation 1 in steel No. 19, not only the Mn and Al addition amounts but also Equation 1 were outside the scope of the present invention, and all the requirements of Equations 3-5 were not satisfied, resulting in inferior iron loss W10/400 and magnetic flux density B50.
  • steel No. 20 was a case in which relational equation 1 did not satisfy the scope of the present invention, and the requirements of relational equation 3 were not met, resulting in inferior iron loss W10/400 and magnetic flux density B50. Additionally, the specific resistance was less than 63 ⁇ cm at room temperature.
  • the composition and equation 1 are within the scope of the present invention, but the MFS (kgf/mm 2 ) at the last stage of finishing hot rolling in equation 2 is outside the scope of the present invention and does not satisfy equations 4-5, resulting in iron loss. W10/400 and magnetic flux density B50 were found to be inferior.
  • the composition and Equation 1 are within the scope of the present invention, but the total reduction at 950°C or higher during hot rolling and the MFS of Equation 2 are outside the scope of the present invention, and do not satisfy Equations 3 and 5.
  • the iron loss W10/400 and magnetic flux density B50 were inferior.
  • the specific resistance was less than 63 ⁇ cm at room temperature.
  • the composition and equation 1 are within the scope of the present invention, but the total reduction during hot rolling and the MFS of equation 2 are outside the scope of the present invention, and the requirements of equations 3 and 5 are not met, resulting in iron loss W10/ 400 and magnetic flux density B50 were found to be inferior.

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Abstract

무방향성 전기강판 및 그 제조방법이 제공된다 본 발명의 전기강판은, 중량%로, C: 0.0050% 이하, Si: 2.50~4.50%, Mn: 0.10~2.50%, P: 0.002~0.020%, S: 0.0010~0.0050%, Al: 0.50~2.50%, N:0.0050% 이하, Ti: 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Al, Si 및 Mn이 소정의 관계식 1을 만족하고, 강판의 집합조직이 관계식 3을 만족하도록 형성되어 있다.

Description

무방향성 전기강판 및 그 제조방법
본 발명은 주로 회전 기기인 모터 및 발전기 등과 정지기인 소형 변압기 등의 철심용 소재로 사용되는 무방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 강의 성분을 최적으로 제어하고 제조 조건을 최적화함으로써 집합조직을 개선함으로써 제조 가능한 고주파 철손이 우수한 무방향성 전기강판에 관한 것이다.
최근 전세계적으로 친환경 정책의 강화에 따라 전기적 에너지를 기계적 에너지로 또는 기계적 에너지를 전기적 에너지로 바꾸어 주는 에너지 변환 기기인 모터나 발전기의 효율 향상에 대한 요구가 증대되고 있다. 이러한 모터, 발전기 등의 회전 기기 및 소형 변압기등의 정지기에서 무방향성 전기강판은 철심용 재료로 사용되어 효율에 중요한 영향을 미치는 소재이므로, 모터나 발전기의 효율 향상에 대한 요구는 무방향성 전기강판에 대한 특성 향상 요구로 이어지고 있다.
무방향성 전기강판의 대표적인 자기적 특성은 철손과 자속밀도이다. 철손은 낮을수록 철심이 자회되는 과정에서 손실되는 철손이 감소하여 효율을 향상시킬 수 있으며, 자속밀도는 높을수록 똑같은 에너지로 더 큰 자기장을 유도할 수 있으며 같은 자속밀도를 얻기 위해서는 적은 전류를 인가해도 되기 때문에 에너지 효율을 향상시킬 수 있다. 한편, 최근에는 철손 중 상용 주파수(50Hz) 철손보다 고주파 철손이 보다 중요한 특성으로 대두되고 있다. 이는 모터의 회전속도가 증가함에 따라 상용 주파수 철손 보다는 고주파 철손이 효율에 보다 크게 영향을 미치기 때문인데, 대표적인 예로는 친환경차 등에 적용되는 구동모터에 사용되는 무방향성 전기강판의 경우는 400Hz의 고주파 철손이 보다 중요한 특성으로 평가되고 있다. 따라서 최근의 이러한 에너지 효율 향상 정책 및 무방향성 전기강판의 활용 방향을 반영한다면 고주파 철손은 낮고 자속밀도는 높은 자성이 우수한 무방향성 전기강판 개발기술이 필수적이라고 할 수 있다.
무방향성 전기강판의 중요한 특성 중 철손을 낮추기 위한 가장 기본적이면서도 효율적인 방법으로는 비저항이 큰 원소인 Si, Al, Mn의 첨가량을 증가시키거나 강판의 두께를 얇게 하는 방법이 있다. Si, Al, Mn 첨가량 증가는 강의 비저항을 증가시켜 무방향성 전기강판의 철손 중 와류손을 감소시킴으로써 철손을 저감하는 효과가 있으며, 고주파 철손의 경우 철손 중 와류손의 비율이 보다 크므로 고주파 철손을 저감하는 부분에 있어서 매우 효과적인 방법이 될 수 있다. 하지만 첨가비에 따라 그 효과가 상이하며 또한 함금원소 첨가량이 증가할수록 자속밀도가 열위되므로 우수한 철손과 자속밀도를 확보하기 위해서는 적정 첨가량 및 Si, Al, Mn 첨가량 사이의 첨가비를 적절히 제어해야 한다. 두께를 얇게 하는 방법 역시 와류손실을 크게 감소시키는 방법으로 철손 저감에 매우 효과적이나 두께가 얇은 강판은 생산성 및 가공성이 떨어진다는 단점이 있다. 하지만 최근의 에너지 효율 관점에서 보다 박물제품에 대한 니즈가 증가하고 있으며 향후에도 두께가 점점 얇아지는 방향으로 제품 개발이 이루어 질것으로 생각된다.
무방향성 전기강판의 철손은 낮추면서 자속밀도도 향상시키기 위한 방법으로 REM등 특수 첨가원소를 활용하여 집합조직을 개선하여 자기적 성질을 향상시키거나 온간압연, 2회 압연 2회 소둔 등 추가적인 제조 공정을 도입하는 기술 등도 보고되고 있다. 그러나 이러한 기술들은 모두 제조 원가의 상승을 야기하거나 대량 생산의 어려움이 따르기 때문에 자성이 우수하면서도 상업적으로 생산이 용이한 기술 개발이 필요하다고 할 수 있다. 또한 불순물의 첨가량을 극력으로 억제하고 Ca등의 원소를 첨가함으로써 개재물의 형성을 억제하고 제어하기 위한 기술들도 개발되고 있으나 이 역시 제조 원가의 상승을 야기시키고 그 효과를 명확히 확보하기 쉽지 않은 상황이다.
이러한 문제점을 해결하기 위한 지속적인 노력이 있었으며 많은 기술들이 개발되었다. 무방향성 전기강판에 대한 종래기술 중 특허문헌 1은 강 중의 산화물계 개재물 안의 MnO와 SiO2의 조성 중량비(MnO/SiO2)를 0.43이하로 하며 열간압연 시 마무리압연을 강철과 롤 사이의 마찰계수가 0.2 이하이면서 마무리 압연 온도가 700℃이상의 페라이트 단상영역에서 실시 후, 열연판 소둔, 냉간압연, 냉연판 소둔함으로써 집합조직 향상을 통한 자성을 개선하는 방법을 제시하였는데 이 때, 열연판 두께를 1.0mm이하로 제어하여야 하기 때문에 생산성이 떨어져 상업적인 생산이 어렵다는 한계를 가지고 있다.
특허문헌 2는 무방향성 전기강판의 집합조직을 향상시켜 우수한 자성을 확보하기 위하여, 최종 소둔 시 가열속도를 50℃/s이상으로 제어하는 방법을 제시하였는데, 급속가열을 실시함에 따라 집합조직이 향상될 수 있으나 미세조직이 불균일해짐에 따라 자성이 열위해질 수 있는 부분은 고려되지 못하고 있다.
또한 특허문헌 3은 압연 방향의 자기 특성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조를 위하여 열간압연, 열연판 소둔, 냉간압연, 냉연판 소둔의 공정에 추가로 압하율 3~10%로 skin pass 압연을 하고 다시 소둔하는 공정을 하였으나 이 역시 추가 공정으로 인한 원가의 상승 문제를 가지고 있다.
특허문헌 4는 강에 포함되는 특정 불순물 원소를 매우 낮은 레벨까지 감소시키고 스킨 패스공정을 추가함으로써 결정립 성장의 용이성을 확보함으로써 저철손의 강판을 얻을 수 있는 방법을 제시하였지만, 불순물의 극저관리를 위한 원가 상승이 야기되는 단점이 있다.
특허문헌 5는 Ca나 Mg 및 REM등 희토류 원소를 첨가함으로써 MnS의 석출을 억제하여 응력 제거 전에는 결정립이 작지만 응력 제거 소둔 시 결정립이 성장하여 우수한 철손을 가질 수 있는 기술을 제시하였다. 하지만 이 역시, 추가 원소의 첨가 및 제어를 위한 제조 원가의 상승이 동반되며 응력제거 소둔을 실시하지 않는 경우 그 효과를 확보하기 어렵다는 단점이 있다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허 2009-102739호
(특허문헌 2) 일본 공개특허 2016-199787호
(특허문헌 3) 일본 공개특허 2006-265720호
(특허문헌 4) 일본 공개특허 2008-050686호
(특허문헌 5) 한국 공개특허 2001-0100866호
본 발명은 무방향성 전기강판의 성분을 엄격히 제어하고 열간압연 시 압하율의 배분 및 마무리 압연의 MFS를 적절히 제어하여 소정의 집합조직을 형성함으로써 고주파 철손특성이 우수한 무방향성 전기강판을 제공함에 그 목적이 있다.
또한 본 발명에서 이루고자 하는 기술적 과제들은 이상에서 언급한 기술적 과제들에 한정되지 않으며, 언급하지 않은 또 다른 기술적 과제들은 아래의 기재로부터 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
따라서 본 발명의 일 측면은,
중량%로, C: 0.0050% 이하, Si: 2.50~4.50%, Mn: 0.10~2.50%, P: 0.002~0.020%, S: 0.0010~0.0050%, Al: 0.50~2.50%, N:0.0050% 이하, Ti: 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Al, Si 및 Mn이 하기 관계식 1을 만족하고,
강판의 집합조직이 하기 관계식 3을 만족하도록 형성되어 있는, 무방향성 전기강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
0.60≤([Al]+[Mn])/[Si]≤1.00
여기에서, [Al], [Mn], [Si]는 각각 Al, Mn, Si의 첨가량(중량%)임.
[관계식 3]
(2*Vcube.15+Vrotated-cube.15)/Vgamma.15 ≥ 0.40
여기에서, Vcube.15, Vratated-cube.15 및 Vgamma.15는 각각 tolerance angle이 15°일때, (001)[0-10], (001)[-1-10] 및 (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율이다.
상기 강판의 집합조직이 하기 관계식 4를 더 만족할 수 있다.
[관계식 4]
(Vcube.15-Vcube.10)/Vcube.15 ≤ 0.90
여기에서, Vcube.15는 tolerance angle이 15°일때, (001)[0-10] 집합조직의 부피분율이며, Vcube.10은 tolerance angle이 10°일 때의 (001)[0-10] 집합조직의 부피분율을 나타낸다.
상기 강판의 집합조직이 하기 관계식 5를 더 만족할 수 있다.
[관계식 5]
(Vgamma.15-Vgamma.10)/Vgamma.15 ≥ 0.50
여기에서, Vgamma.15는 tolerance angle이 15°일때, (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율이며, Vgamma.10은 tolerance angle이 10°일 때의 (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율을 나타낸다.
본 발명에서 상기 무방향성 전기강판은 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상일 수 있다.
또한 상기 무방향성 전기강판의 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)가 1.60T이상일 수 있다.
여기에서, 철손 W10/40은 400Hz 주파수에서 1.0Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연 방향과 압연 수직방향의 평균 손실(W/Kg)이며, 자속밀도 B50은 5000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)임.
또한 상기 무방향성 전기강판은, Sn와 Sb 중 1 종 이상을 0.2% 이하 범위로 추가로 포함할 수 있다.
또한 상기 무방향성 전기강판은, Cu 및 Ni을 단독 또는 2 종 복합으로 0.05% 이하의 범위로 추가로 포함할 수 있다.
또한 상기 무방향성 전기강판은, Cr을 0.1% 이하의 범위로 추가로 포함할 수 있다.
또한 상기 무방향성 전기강판은, Zr, Mo 및 V를 단독 또는 2종 이상의 복합으로 0.01% 이하의 범위로 추가로 포함할 수 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
중량%로, C: 0.0050% 이하, Si: 2.50~4.50%, Mn: 0.10~2.50%, P: 0.002~0.020%, S: 0.0010~0.0050%, Al: 0.50~2.50%, N:0.0050% 이하, Ti: 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 공정; 상기 재가열된 슬라브를 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 공정; 상기 열연강판을 냉간압연한 후 열연판 소둔하거나 냉연없이 열연판 소둔하는 공정; 상기 열연판 소둔된 강판을 산세 후 공냉하는 공정; 및 상기 공냉된 열연강판을 냉간압연하는 공정; 및 상기 냉간압연된 냉연강판을 최종 소둔하는 공정을 포함하는 무방향성 전기강판 제조방법에 있어서,
상기 Al, Si 및 Mn은 하기 관계식 1을 만족하고,
상기 열간 압연 시, 950℃ 이상의 온도에서 총 압하율의 80% 이상으로 열간압연을 실시하되, 마무리 압연의 마지막 단계에서 하기 관계식 2의 요건을 만족하도록 열연판의 장력을 제어하는, 무방향성 전기강판 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
0.6≤([Al]+[Mn])/[Si]≤1
여기에서, [Al], [Mn], [Si]는 각각 Al, Mn, Si의 첨가량(중량%)임.
[관계식 2]
20.0 ≤ 마무리 열간압연의 마지막 단계에서의 MFS (kgf/mm2) ≤ 40.0
본 발명에서 상기 최종 소둔된 전기강판의 집합조직이 하기 관계식 3-5를 만족하도록 형성되어 있으며, 그리고 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상이면서 최종 소둔 후 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)이 1.60T이상일 수 있다.
[관계식 3]
(2*Vcube.15+Vrotated-cube.15)/Vgamma.15 ≥ 0.4
[관계식 4]
(Vcube.15-Vcube.10)/Vcube.15 ≤ 0.9
[관계식 5]
(Vgamma.15-Vgamma.10)/Vgamma.15 ≥ 0.5
여기에서, Vcube.15, Vratated-cube.15 및 Vgamma.15는 각각 tolerance angle이 15°일때, (001)[0-10], (001)[-1-10] 및 (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율이며, Vcube.10와 Vgamma.10은 각각 tolerance angle이 10°일 때의 (001)[0-10]와 (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율을 나타낸다.
본 발명에 따르면, 강 조성성분을 제어하고 열간압연 시 압하율의 배분 및 마무리 압연의 MFS를 적절히 제어하여 집합조직을 개선함으로써 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상이면서 최종 소둔 후 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)이 1.60T이상인 자성이 우수한 무방향성 전기강판을 효과적으로 제공할 수 있다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명은 무방향성 전기강판을 제조하는 방법에 있어서, 기존의 무방향성 전기강판의 성분계에서 필수함유 성분인 Si, Mn, Al 첨가량을 각각 2.5~4.5%, 0.1~2.5%, 0.5~2.5%로 첨가하고, 상기 Al, Mn, Si이 하기 관계식 1을 만족하는 성분계를 제안한다.
[관계식 1]
0.60≤([Al]+[Mn])/[Si]≤1.00
또한 본 발명은 상기 성분계의 슬라브로 무방향성 전기강판 제조 시, 통상의 열간압연, 열연판 소둔, 냉간압연 및 냉연판 소둔을 거치게 되다. 이때, 본 발명에서는 슬라브 재가열 후 열간압연 시, 950℃ 이상의 온도에서 열간압연 총 압하율이 80% 이상이 되도록 압연을 실시하되, 마무리 압연의 마지막 단계에서 하기 관계식 2의 MFS(kgf/mm2)가 20.0~40.0이 되도록 강판에 장력을 제어함을 특징으로 한다. 이에 의해, 최종 소둔된 제품의 집합조직이 하기 관계식 3을 만족하도록 형성됨으로써, 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상이면서 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)이 1.60T이상인 우수한 고주파 철손 및 자속밀도를 갖는 전기강판을 제공할 수 있다.
[관계식 2]
20.0 ≤ 마무리 열간압연의 마지막 압연단계에서의 MFS (kgf/mm2) ≤ 40.0
[관계식 3]
(2*Vcube.15+Vrotated-cube.15)/Vgamma.15 ≥ 0.40
여기에서, Vcube.15, Vratated-cube.15 및 Vgamma.15는 각각 tolerance angle이 15°일때, (001)[0-10], (001)[-1-10] 및 (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율이다.
상세하게 설명하면, 본 발명에서 첨가량 및 함유량을 제어해야 하는 중요 원소는 Si, Al, Mn과 N, S이다. 철손을 낮추기 위한 가장 효율적인 방법은 Si, Al, Mn을 첨가함으로써 강의 비저항을 증가시키는 것이다. 특히, 주파수가 높은 영역에서는 철손 중 와류손의 비중이 더 증가하게 되며 비저항을 증가시키는 효과가 더 크게 된다. 하지만 Si, Al, Mn 등은 첨가량 증가에 따라 철손은 감소하지만 포화자속밀도 감소시켜 자속밀도를 열화시키며 소재의 취성도 증가하여 냉간압연성이 열위하게 되어 생선성도 저하시킨다. 따라서 저철손이면서도 고자속밀도의 특성을 가지면서 생산성도 확보하기 위해서는 Si, Al, Mn 첨가량을 제어하는 것 뿐만 아니라 각 원소의 첨가비도 적절하게 조합되는 것이 필요하므로 상기 관계식 1을 제안하는 것이다.
한편, 무방향성 전기강판에서 집합조직을 자화에 용이하도록 개선한다면 철손과 자속밀도를 동시에 개선할 수 있다. 합금 첨가량이 증가할수록 자속밀도의 저하는 피할 수 없기에 자속밀도의 저하를 최대한 억제하여 고자속밀도의 특성을 갖기 위해서는 집합조직을 개선할 필요가 있다. Al, Mn 등의 원소는 첨가 시 집합조직을 개선할 수 있는 원소로 알려져 있지만 성분 첨가와 더불어 집합조직을 개선할 수 있도록 공정 조건을 적절하게 제어해야 그 효과를 구현할 수 있다. 이러한 측면에서 본 발명에서는 상기 관계식 2를 제안하는 것이다.
이러한 관점에서 얻어진 본 발명의 무방향성 전기강판은, 중량%로, C: 0.0050% 이하, Si: 2.50~4.50%, Mn: 0.10~2.50%, P: 0.002~0.020%, S: 0.0010~0.0050%, Al: 0.50~2.50%, N:0.0050% 이하, Ti: 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Al, Si 및 Mn이 상기 관계식 1을 만족하고, 강판의 집합조직이 상기 관계식 3을 만족하도록 형성되어 있다. 이러한 집합조직을 갖는 본 발명의 전기강판은, 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상이면서, 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)이 1.60T이상의 우수한 고주파 철손 및 자속밀도를 나타낼 수 있다.
이하, 본 발명의 전기강판 조성성분 및 함량 제한사유를 설명하며, 여기에서 "%"는 중량%를 의미한다.
Si: 2.50~4.50%
상기 Si은 강의 비저항을 증가시켜서 철손 중 와류손실을 낮추기 위해 첨가되는 주요 원소로 저철손 특히 고주파 영역에서의 저철손 특성을 확보하기 위해서는 2.50% 이상 첨가되어야 한다. 한편 첨가량이 증가할수록 자속밀도가 크게 감소하며 취성 증가로 인한 압연성이 열위해지므로 그 첨가량을 4.50% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 3.00~4.20% 범위로 제한하는 것이다.
Mn: 0.10~2.50%
상기 Mn은 Si, Al등과 더불어 비저항을 증가시켜 철손을 낮추는 원소이면서 집합조직을 향상시키는 원소이기도 한다. 하지만 첨가량이 너무 작을 경우 미세한 황화물을 형성하며 첨가량이 과도할 경우 자속밀도가 크게 감소하므로 그 첨가량을 0.10~2.50%로 제한한다. 보다 바람직하게는, 0.50~2.00% 범위로 제한하는 것이다.
Al: 0.50~2.50%
상기 Al은 Si과 함께 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 중요한 역할을 하며 또한 자기 이방성을 감소시켜 압연 방향과 압연수직 방향의 자성 편차를 감소시키기 때문에 첨가되는 원소이다. 하지만 첨가량이 작을 경우 철손 저감 효과가 크지 않으며 첨가량이 너무 많을 경우 자속밀도가 크게 열위되므로 그 첨가량을 0.50~2.50%로 제한한다. 보다 바람직하게는, 0.60~2.30% 범위로 제한하는 것이다.
C: 0.0050% 이하
C은 Ti, Nb등과 결합하여 탄화물을 형성하여 자성을 열위시키며 최종제품에서 전기 제품으로 가공 후 사용 시 자기시효에 의하여 철손이 높아져 전기기기의 효율을 감소시키기 때문에 0.0050%이하로 제한됨이 바람직하다.
S: 0.0010~0.0050%
S는 자기적 특성에 유해한 MnS, CuS 및 (Cu,Mn)S 등의 황화물을 형성하는 원소이므로 가능한 한 낮게 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만 0.0010%이하로 첨가될 경우 오히려 집합조직 형성에 불리하며 미세한 황화물 형성이 촉진되어 자성이 저하되기 때문에 0.0010%이상 함유토록 하며 또한 0.0050%를 초과하여 첨가될 경우는 황화물의 증가로 인해 자성이 열위해지므로 0.0010~0.0050%로 함유토록 한다.
N: 0.0050% 이하
N는 Al, Ti, Nb등과 강하게 결합함으로써 질화물을 형성하여 결정립성장을 억제하는 등 자성에 해로운 원소이므로 적게 함유시키는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 0.0050% 이하로 제한한다.
Ti: 0.0050% 이하
Ti는 C, N과 결합함으로써 미세한 탄화물, 질화물을 형성하여 결정립성장을 억제하고 자속밀도를 열위시키는 역할을 하며 많이 첨가될수록 증가된 탄화물과 질화물로 인해 집합 조직도 열위하게 되어 자성이 나빠지게 되므로 본 발명에서는 0.0050%이하로 제한한다.
P: 0.002~0.020%
P는 입계 및 표면 편석 원소로 강의 집합조직을 개선하는 효과를 가지고 있다. 하지만 그 첨가량이 0.002% 미만이면 그 효과가 미미하며 0.020%를 초과하여 첨가될 경우 결정립 성장을 억제함으로써 철손을 열위시키고 결정립계 편석으로 압연성을 열위시켜 생산성도 떨어지므로 그 첨가량은 0.002~0.020%로 제어되어야 한다.
상기 원소 외에도 일반적으로 집합조직을 개선하는 원소로 알려진 Sn, Sb도 추가적인 자성 개선을 위해 첨가되어도 무방하다. 하지만 첨가량이 너무 많은 경우, 결정립 성장성을 억제시켜 자성을 열위시키므로, 본 발명에서는 Sn와 Sb 중 1 종 이상을 0.2% 이하 범위로 추가로 포함할 수 있다.
또한, Cu, Ni의 경우 자성 개선 등의 사유로 첨가되어도 무방하나 불순물 원소들과 반응하여 미세한 황화물, 탄화물 및 질화물을 형성하여 자성에 유해한 영향을 미칠 수 있으므로, 본 발명에서는 Cu 및 Ni을 단독 또는 2 종 복합으로 0.05% 이하의 범위로 추가로 포함할 수 있다.
Cr의 경우 Cu, Ni과 유사하나 비저항을 높여 자성을 좋게 하는 효과가 있으므로 0.1% 이하의 범위로 추가할 수 있다.
또한 Zr, Mo, V등은 강력한 탄질화물 형성 원소이기 때문에 가능한 첨가되지 않는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 Zr, Mo 및 V를 단독 또는 2종 이상의 복합으로 0.01% 이하로 포함할 수 있다.
또한 본 발명의 무방향성 전기강판은 Bi, Pb, Ge 및 As 1종 또는 2종 이상을 각각 또는 그 합량으로 0.200 중량% 이하 더 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 Bi, Pb, Ge 및 As 1종 또는 2종 이상을 각각 또는 그 합량을 0.0001 내지 0.200 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 Bi, Pb, Ge 및 As 1종 또는 2종 이상을 각각 또는 그 합량을 0.001 내지 0.100 중량% 포함할 수 있다.
상기한 조성 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.
한편, 본 발명에서는 Si, Al, Mn이 Si: 2.50~4.50%, Mn: 0.10~2.50%, Al: 0.50~2.05% 첨가되며, 상기 Al, Mn, Si이 Al, Si 및 Mn이 하기 관계식 1을 만족할 것이 필요한데, 그 구체적인 이유는 아래와 같다.
[관계식 1]
0.60≤([Al]+[Mn])/[Si]≤1.00
여기에서, [Al], [Mn], [Si]는 각각 Al, Mn, Si의 첨가량(중량%)임.
무방향성 전기강판의 철손은 이력손실과 와류손실로 나뉘어 지는데, Si, Al, Mn등의 원소를 첨가함으로써 강의 비저항이 증가되면 와류 손실을 크게 감소시킬 수 있다. 특히, 주파수가 증가할수록 와류손실이 차지하는 전체 철손 중 차지하는 비율이 증가하므로 우수한 고주파 철손을 위해서는 강의 비저항을 일정 수준 이상으로 제어할 필요가 있으며, 본 발명을 통해서 강의 비저항(ρ)은 63μΩcm이상일 경우, 우수한 특성을 확보할 수 있음을 확인하였다. Si, Al, Mn중 강의 비저항을 가장 크게 증가시키는 원소는 Si이지만 Si 첨가량의 증가는 강의 취성을 증가시켜 생산성을 열위하게 한다. 따라서 강의 비저항을 63μΩcm이상으로 하면서 생산성도 확보하기 위해서는 Si과 더불어 적정량의 Al과 Mn을 첨가해야 하며 그 적정 첨가비에 대해 검토한 결과, 상기 관계식 1을 도출하게 되었다. Mn 보다는 Al이 강의 비저항을 증가시키는 효과가 큰 것으로 알려져 있으나, Al이 Mn 보다 특별히 보다 더 많이 첨가되어야 하는 것은 아니다.
또한 본 발명의 전기강판은, 하기 관계식 3을 만족하는 집합조직을 가질 수 있다. 만일 하기 관계식 3에 의해 정의되는 값이 0.4 미만이면 자화가 용이하지 않아 자성이 열위한 문제가 있을 수 있다.
[관계식 3]
(2*Vcube.15+Vrotated-cube.15)/Vgamma.15 ≥ 0.40
여기에서, Vcube.15, Vratated-cube.15 및 Vgamma.15는 각각 tolerance angle이 15°일때, (001)[0-10], (001)[-1-10] 및 (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율이다.
또한 본 발명의 전기강판은, 하기 관계식 4를 더 만족하는 집합조직을 가질 수 있다. 만일 하기 관계식 4에 의해 정의되는 값이 0.90를 초과하면 자화에 용이한 집합조직의 집적도가 저하되어 자성이 열위한 문제가 발생할 수 있다.
[관계식 4]
(Vcube.15-Vcube.10)/Vcube.15 ≤ 0.90
여기에서, Vcube.15는 tolerance angle이 15°일때, (001)[0-10] 집합조직의 부피분율이며, Vcube.10은 tolerance angle이 10°일 때의 (001)[0-10] 집합조직의 부피분율을 나타낸다.
나아가, 본 발명의 전기강판은, 하기 관계식 5를 더 만족하는 집합조직을 가질 수 있다. 만일 하기 관계식 5에 의해 정의되는 값이 0.50 미만이면 자화가 용이하지 않은 집합조직이 강화되어 자성이 열위한 문제가 발생할 수 있다.
[관계식 5]
(Vgamma.15-Vgamma.10)/Vgamma.15 ≥ 0.50
여기에서, Vgamma.15는 tolerance angle이 15°일때, (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율이며, Vgamma.10은 tolerance angle이 10°일 때의 (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율을 나타낸다.
일반적으로 집합조직의 분율은 tolerance angle을 15°기준으로 판단한다. 하지만 실제로는 tolerance angle이 작을수록 본래의 집합조직에 가까우며 자성에 미치는 영향도 tolerance angle이 작을수록 크게 영향을 미치기에 단순히 15°에서의 분율만으로 집합조직을 개선했다고 볼 수 없다. 자성에 유리한 (001)[0-10], (001)[-1-10] 집합조직은 더 낮은 tolerance angle을 가지는 분율이 높을수록 집합조직이 개선되어 자성을 향상시킬 수 있으며, 반대로 자성에 불리한 (111)[-1-12] goss 집합조직은 낮은 tolerance angle을 가지는 분율이 감소시켜야 자성을 향상시킬 수 있다.
본 발명은 자성에 유리한 (001)[0-10],(001)[-1-10]과 자성에 불리한 (111)[-1-12] 집합조직이 상기 관계식 3의 조건을 만족하는 것과 더불어, 바람직하게는, 각 집합조직의 tolerance angle에 따른 분율 변화가 상기 관계식 4-5의 조건을 만족함으로써 집합조직의 집적도가 개선되어 보다 우수한 자성을 나타낼 수 있다.
상기와 같은 집합조직을 갖는 본 발명의 무방향성 전기강판은 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)가 1.60T이상일 수 있다. 여기에서, 철손 W10/40은 400Hz 주파수에서 1.0Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연 방향과 압연 수직방향의 평균 손실(W/Kg)이며, 자속밀도 B50은 5000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)이다.
또한 본 발명의 무방향성 전기강판은 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상일 수 있다.
다음으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 무방향성 전기강판 제조방법은, 중량%로, C: 0.0050% 이하, Si: 2.50~4.50%, Mn: 0.10~2.50%, P: 0.002~0.020%, S: 0.0010~0.0050%, Al: 0.50~2.50%, N:0.0050% 이하, Ti: 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 공정; 상기 재가열된 슬라브를 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 공정; 상기 열연강판을 냉간압연한 후 열연판 소둔하거나 냉연없이 열연판 소둔하는 공정; 상기 열연판 소둔된 강판을 산세 후 공냉하는 공정; 및 상기 공냉된 열연강판을 냉간압연하는 공정; 및 상기 냉간압연된 냉연강판을 최종 소둔하는 공정;을 포함하는 무방향성 전기강판 제조방법에 있어서, 상기 Al, Si 및 Mn은 상술한 관계식 1을 만족하고, 상기 열간 압연 시, 950℃ 이상의 온도에서 총 압하율의 80% 이상으로 열간압연을 실시하되, 마무리 압연의 마지막 압연단계에서 상기 관계식 2의 요건을 만족하도록 열연판의 장력을 제어한다.
즉, 본 발명의 무방향성 전기강판은, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 통상의 재가열, 열간압연, 열연판 소둔, 산세 후 냉간압연 및 냉연판 소둔을 통하여 제조될 수 있으며 이때, 냉간 압연을 1회 또는 중간소둔을 사이에 두는 2회 이상의 냉간압연으로 실시하여도 무방하다. 아래 제조 조건에 관한 설명은 대표적인 실시내용으로 꼭 아래의 조건에만 해당하는 것은 아니다.
먼저, 강 슬라브는 1200℃ 이하로 재가열한 다음 열간압연하면 좋다. 만일 상기 재가열 온도가 1200℃ 이상일 경우 슬라브 내에 존재하는 질화물, 탄화물, 황화물 등의 석출물이 재고용된 후 열간압연 및 소둔시 미세 석출되어 결정립 성장을 억제하고 자성을 저하시킬 수 있기 때문이다.
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조한다. 무방향성 전기강판의 집합조직은 최종 소둔 시 독립적으로 형성되기 보다는 전단계의 집합조직의 영향을 받기에 집합조직을 개선하기 위해서는 열간압연 단계에서부터 조건을 정밀하게 제어해야 할 필요가 있다. 열간압연 시 낮은 온도에서 큰 응력이 인가될 경우, α-fiber가 지나치게 증가하며 최종 소둔 후 자화 비용이 집합조직인 γ-fiber가 강화되어 자성을 열위시키므로 온도에 따른 압하율을 적절히 배분해야 한다. 즉, 슬라브 재가열 후 열간압연 시 950℃이상의 온도에서 열간압연 총 압하율의 80%이상의 압연을 실시할 경우, α-fiber 및 최종 제품에서 자화비용이 집합조직인 γ-fiber 집합조직이 약화되어 자성이 개선됨을 확인할 수 있었다. 더 나아가 마무리 압연 시에도 압하량이 지나치게 클 경우, 최종 소둔 후 자화비용이 집합조직인 γ-fiber가 강화됨을 확인하였고 하기 관계식 2의 MFS(kgf/mm2)가 20.0~40.0를 만족하도록 제어함으로써 최종 제품에서 자화에 유리한 (001)[0-10], (001)[-1-10] 집합 조직의 분율 및 집적도가 강화되며, 자화에 불리한 (111)[-1-12] gamma 집합조직의 분율 및 집적도가 감소함으로 인해 자성이 향상됨을 확인하였다.
[관계식 2]
20.0 ≤ 마무리 열간압연의 마지막 단계에서의 MFS (kgf/mm2) ≤ 40.0
만일 마무리 압연의 마지막 단계에서 MFS(kgf/mm2)가 40.0을 초과할 경우, γ-fiber가 매우 강화되었으며, 반대로 MFS(kgf/mm2)가 20.0 미만일 경우는 자화 용이 방향인 (001)[0-10], (001)[-1-10] 집합 조직의 개선효과가 나타나지 않았는데, 이는 인가된 변형량이 너무 적어 집합 조직의 개선효과가 나타나지 않은 것으로 생각된다. 이에 마무리 압연의 마지막 단계에서 MFS(kgf/mm2)가 20.0~40.0을 만족하도록 제어할 경우, 상술한 관계식 3-5을 만족하는 집합조직을 형성되어 자성이 향상될 수 있다.
이어, 본 발명에서는 상기 열간압연 후 열연판을 700℃이하에서 권취하고, 공기중에서 냉각한다. 권취 냉각된 열연판은 냉간압연 전 재결정 조직 확보를 위해 열연판 소둔을 실시한다. 열연판 소둔 조건은 무방향성 전기강판에서 집합조직을 개선하기 위해 매우 중요한 공정이면서 석출물의 분포를 제어하기 위해서도 매우 중요한 공정이기도 하다. 열연판 소둔 공정에서의 균열 온도는 850~1100℃의 범위로 실시함이 바람직하다. 열연판 소둔 온도가 850℃이하에서는 결정립 성장이 불충분하여 집합조직이 열위하며 석출물의 분포가 제어되지 못하며, 1100℃를 초과하는 경우에는 결정립 성장이 조대화되어 냉간압연성이 열위되며 석출물이 미세하게 석출되게 되어 자성이 열화될 수 있다.
그리고 본 발명은 상기 소둔된 열연판을 통상의 방법으로 산세 후 냉간압연한다.
냉간압연은 0.10mm에서 0.30mm의 두께로 최종 압연한다. 최종 제품의 두께는 철손에 크게 영향을 미치며 고주파 철손에서는 그 영향이 상당히 크므로 우수한 고주파 철손을 확보하기 위해서는 0.3mmt이하 여야 한다. 상기 냉간압연은 필요시 1회의 냉간압연으로 실시할 수 있으며 중간소둔을 사이에 두는 2회 냉간압연으로 실시할 수도 있다. 어느 경우에도 최종 압하율은 50~95%의 범위가 되어야 적절한 집합조직 제어를 통해 우수한 자성을 확보할 수 있다.
후속하여, 본 발명에서는 상기 냉간압연된 강판은 최종적으로 냉연판 소둔을 실시한다. 냉연판을 소둔하는 공정에서 소둔 온도는 통상적으로 무방향성 전기강판에 적용되는 온도면 크게 제한은 없다.
무방향성 전기강판의 철손은 결정립 크기와 밀접하게 연관되어 있다. 무방향성 전기강판의 철손은 이력손실과 와류손실로 구분할 수 있는데, 이력손실은 결정립 크기가 클수록 감소하고 반대로 와류손실은 결정립 크기가 클수록 증가하게 되어 이력손실과 와류손실의 합이 최소가 되는 적정 결정립 크기가 존재한다. 따라서 최적 결정립 크기를 확보할 수 있는 소둔온도를 도출하고 적용하는 것이 중요하고 소둔온도는 850~1100℃가 바람직하다. 만일 상기 소둔온도가 850℃보다 낮을 경우 결정립이 너무 미세하여 이력손실이 증가하며, 1100℃를 초과할 경우는 결정립이 너무 조대하여 와류손이 증가하여 철손이 열위하게 될 수 있다.
상기 최종 소둔판은 절연피막처리 후 고객사로 출하된다. 상기 절연피막은 유기질, 무기질 및 유무기 복합피막으로 처리될 수 있으며, 기타 절연이 가능한 피막제로 처리하는 것도 가능하다. 고객사는 강판을 가공 후 그대로 사용할 수 있다.
상술한 바와 같은 조성성분 및 제조공정을 통하여 제조된 본 발명의 무방향성 전기강판은 상기 관계식 3-5를 만족하도록 형성된 집합조직을 가질 수 있으며, 이에 의해, 강판의 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)가 1.60T 이상으로 우수한 고주파 철손특성을 부여할 수 있다. 또한 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm 이상이다.
이하, 실시예를 통해 본 발명에 따른 무방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 단 하기의 실시예는 본 발명을 예시하는 것일 뿐, 본 발명의 내용이 하기의 실시예에 의하여 한정되는 것은 아니다.
(실시예)
진공 용해를 통하여 하기 표 1과 같은 조성성분을 갖는 강괴를 제조하였다. 상기 제조된 각 강괴를 1180℃에서 가열한 후 2.1mm의 두께로 열간압연하였으며, 이어, 권취한 후 공기 중에서 냉각하였다. 이후, 상기 냉각된 열연판을 900~1050℃에서 열연판 소둔을 하였다. 그리고 상기 열연판 소둔된 열연판은 산세 후, 0.2mm 두께로 냉간압연하였으며, 이어 이를 900~1050℃ 범위의 온도에서 최종적으로 냉연판 소둔을 실시하였다.
상기와 같이, 제조된 각각의 시편에 대하여 상온 비저항을 측정하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 또한 EBSD 시편을 준비하여 EBSD 측정을 통해 집합조직의 분율을 측정하여, 그 결과를 하기 표 2에 또한 나타내었다. 그리고 상기 측정된 집합조직의 분율을 관계식 3-5에 따른 값을 구하여 그 결과를 또한 하기 표 2에 나타내었다.
또한 자성 측정 시편 가공 후, 철손 W10/400과 자속밀도 B50을 측정하여 그 결과를 또한 하기 표 2에 나타내었다. 한편 본 실험에서 철손 W10/400은 400Hz 주파수에서 1.0Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연 방향과 압연 수직방향의 평균 손실(W/Kg)을 나타내며, 자속밀도 B50은 5000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)를 나타낸다.
강종 조성성분(중량%) 관계식1
C Si Mn P S Al Ti N
1 0.0015 4.18 1.83 0.012 0.0037 1.50 0.0025 0.0006 0.80
2 0.0018 2.94 0.75 0.002 0.0034 1.30 0.0010 0.0018 0.70
3 0.0039 3.63 2.10 0.004 0.0011 1.20 0.0045 0.0036 0.91
4 0.0014 3.07 0.71 0.004 0.0017 2.16 0.0029 0.0031 0.93
5 0.0023 2.87 1.72 0.014 0.0040 1.13 0.0034 0.0018 0.99
6 0.0038 4.20 1.58 0.004 0.0027 1.29 0.0038 0.0020 0.68
7 0.0039 3.64 1.76 0.003 0.0039 1.74 0.0020 0.0023 0.96
8 0.0022 4.00 1.04 0.010 0.0011 1.86 0.0041 0.0038 0.73
9 0.0031 3.30 0.52 0.008 0.0042 2.01 0.0026 0.0036 0.77
10 0.0040 3.14 1.01 0.004 0.0043 1.02 0.0010 0.0020 0.66
11 0.0020 3.58 0.74 0.004 0.0032 2.19 0.0037 0.0016 0.82
12 0.0027 3.68 0.61 0.008 0.0027 2.35 0.0037 0.0031 0.80
13 0.0016 3.31 2.09 0.011 0.0035 1.10 0.0037 0.0019 0.96
14 0.0014 3.04 1.32 0.014 0.0040 1.57 0.0027 0.0012 0.95
15 0.0027 3.38 0.78 0.010 0.0045 1.94 0.0010 0.0037 0.80
16 0.0030 2.45 1.52 0.005 0.0023 1.24 0.0010 0.0043 1.13
17 0.0016 3.02 0.08 0.014 0.0038 1.52 0.0024 0.0040 0.53
18 0.0034 3.63 1.37 0.014 0.0032 2.36 0.0041 0.0021 1.03
19 0.0023 2.97 2.60 0.007 0.0042 0.42 0.0017 0.0043 1.02
20 0.0030 3.31 0.81 0.015 0.0032 0.60 0.0038 0.0026 0.43
21 0.0019 3.57 0.32 0.011 0.0039 2.15 0.0013 0.0021 0.69
22 0.0019 3.56 0.69 0.003 0.0020 2.29 0.0022 0.0044 0.84
23 0.0021 2.97 1.03 0.006 0.0044 0.79 0.0025 0.0019 0.61
24 0.0025 3.23 0.95 0.005 0.0032 1.62 0.0014 0.0011 0.80
25 0.0015 2.77 1.74 0.013 0.0044 1.37 0.0044 0.0010 1.12
26 0.0038 3.81 0.20 0.012 0.0045 2.26 0.0045 0.0026 0.65
27 0.0031 3.97 1.29 0.011 0.0033 1.84 0.0042 0.0024 0.79
28 0.0039 2.79 0.95 0.012 0.0020 1.97 0.0044 0.0045 1.05
29 0.0043 3.23 1.72 0.004 0.0039 2.08 0.0014 0.0035 1.18
30 0.0031 2.84 1.11 0.007 0.0042 1.79 0.0024 0.0023 1.02
*표 1에서 잔여 성분은 Fe 및 불가피한 불순물이며, 관계식 1은 ([Al]+[Mn])/[Si]임.
강종 열간압연 조건 Vcube.15(%) Vrotated-cube.15 Vgamma.15 Vcube.10 Vgamma.10 관계식3 관계식4 관계식5 비저항(μΩ㎝) W10-400(W/Kg) B50(T) 비고
압하율(%) MFS
(kgf/mm2)
1 89.9 30.1 0.023 0.025 0.151 0.0035 0.059 0.47 0.85 0.61 87.8 8.4 1.62 발명예
2 88.4 21.0 0.015 0.018 0.113 0.0041 0.046 0.42 0.73 0.59 65.4 10.2 1.64 발명예
3 93.2 30.4 0.022 0.029 0.165 0.0046 0.037 0.44 0.79 0.78 79.7 9.2 1.63 발명예
4 88.9 37.0 0.025 0.016 0.164 0.0040 0.041 0.40 0.84 0.75 76.4 9.9 1.53 발명예
5 90.4 23.1 0.030 0.018 0.135 0.0031 0.048 0.58 0.90 0.64 68.2 9.8 1.62 발명예
6 84.8 31.0 0.022 0.022 0.152 0.0027 0.040 0.43 0.88 0.74 84.2 9.4 1.63 발명예
7 81.6 37.7 0.029 0.025 0.159 0.0050 0.043 0.52 0.83 0.73 84.0 8.9 1.62 발명예
8 82.1 21.0 0.028 0.013 0.091 0.0045 0.030 0.76 0.84 0.67 85.3 9.1 1.63 발명예
9 91.7 39.4 0.022 0.024 0.119 0.0034 0.044 0.57 0.85 0.63 76.2 9.5 1.64 발명예
10 87.8 31.0 0.022 0.023 0.153 0.0025 0.036 0.44 0.89 0.76 66.1 10.4 1.64 발명예
11 81.8 20.6 0.015 0.023 0.088 0.0021 0.043 0.60 0.86 0.51 82.6 8.5 1.62 발명예
12 84.7 29.5 0.035 0.017 0.137 0.0044 0.047 0.64 0.87 0.66 84.8 8.1 1.62 발명예
13 88.8 39.6 0.029 0.025 0.194 0.0041 0.032 0.43 0.86 0.84 74.9 9.9 1.63 발명예
14 82.3 31.1 0.031 0.030 0.167 0.0038 0.044 0.55 0.88 0.74 72.8 10.2 1.64 발명예
15 88.9 25.5 0.027 0.022 0.108 0.0037 0.044 0.70 0.86 0.59 77.8 9.2 1.63 발명예
16 88.4 21.4 0.023 0.021 0.152 0.0021 0.051 0.44 0.91 0.66 63.5 12.1 1.57 비교예
17 80.8 25.2 0.020 0.019 0.182 0.0017 0.095 0.32 0.92 0.48 65.0 12.6 1.59 비교예
18 82.0 35.5 0.028 0.013 0.154 0.0023 0.089 0.45 0.92 0.42 88.7 12.9 1.59 비교예
19 81.7 25.5 0.013 0.023 0.147 0.0008 0.076 0.33 0.94 0.48 66.2 13.2 1.57 비교예
20 80.5 31.1 0.025 0.013 0.189 0.0038 0.034 0.33 0.85 0.82 62.0 12.5 1.57 비교예
21 79.7 27.6 0.024 0.015 0.195 0.0028 0.108 0.32 0.88 0.45 79.7 12.7 1.58 비교예
22 85.6 17.2 0.024 0.027 0.178 0.0012 0.098 0.42 0.95 0.45 83.3 13.4 1.57 비교예
23 74.7 13.5 0.024 0.024 0.197 0.0036 0.104 0.37 0.85 0.47 61.6 13.0 1.57 비교예
24 72.7 26.7 0.011 0.014 0.148 0.0008 0.042 0.24 0.93 0.72 73.4 13.0 1.58 비교예
25 82.3 44.2 0.013 0.012 0.121 0.0011 0.065 0.31 0.92 0.46 69.9 12.7 1.58 비교예
26 64.5 10.0 0.013 0.017 0.168 0.0027 0.090 0.26 0.79 0.46 83.0 12.5 1.59 비교예
27 69.7 18.5 0.014 0.011 0.230 0.0012 0.052 0.17 0.91 0.77 86.2 13.2 1.59 비교예
28 82.5 47.7 0.019 0.015 0.222 0.0015 0.115 0.24 0.92 0.48 72.4 12.6 1.58 비교예
29 77.8 17.2 0.025 0.019 0.201 0.0017 0.111 0.34 0.93 0.45 83.0 13.4 1.59 비교예
30 69.7 14.1 0.026 0.016 0.157 0.0022 0.098 0.43 0.92 0.38 71.8 12.8 1.58 비교예
*표 2에서 MFS는 관계식 2의 마무리 열간압연의 마지막 단계에서의 MFS를 의미하며, 관계식 3은 (2*Vcube.15+Vrotated-cube.15)/Vgamma를.15, 관계식 4는 (Vcube.15-Vcube.10)/Vcube.15를, 그리고 관계식 5는 (Vgamma.15-Vgamma.10)/Vgamma.15를 나타낸다.
상기 표 1-2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 전기강판 조성 및 제조공정 조건을 만족하는 1-15번 강(발명예)들은 형성된 집합조직이 관계식 3-5의 요건을 모두 만족함으로써 최종 소둔 후 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)이 1.60T이상의 매우 우수한 자성을 나타내었다. 또한 상온에서 비저항이 63μΩcm이상이었다.
이에 반하여, 16번 강은 Si 첨가량 및 관계식 1이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 관계식 4의 요건을 만족하지 않아 W10/400 및 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
또한 17번 강은 Mn 및 관계식 1이 본 발명범위를 만족하지 못하였으며, 이에 따라, 관계식 3-5의 요건을 모두 만족하지 않아 철손 W10/400 및 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
또한 18번 강은 Al 첨가량 및 관계식 1이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 관계식 4-5의 요건을 모두 만족하지 못하여 철손 W10/400 과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
또한 19번 강은 Mn, Al 첨가량뿐만 아니라 관계식 1이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 관계식 3-5의 요건을 모두 만족하지 못하여 철손 W10/400 과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
또한 20번 강은 관계식 1이 본 발명의 범위를 만족하지 못한 경우로서, 관계식 3의 요건을 충족하지 못해 철손 W10/400 및 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다. 또한 상온에서 비저항도 63μΩcm 미만이었다.
21번 강은 조성성분 및 관계식 1은 본 발명범위 내이나, 열간압연 시 950℃ 이상에서의 총 압하율이 80% 미만이어서 관계식 3-4의 요건을 충족하지 못해 철손 W10/400 및 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
22번 강은 조성성분 및 관계식 1은 본 발명범위 내이나, 관계식 2의 마무리 열간압연의 마지막 단계에서의 MFS (kgf/mm2)가 본 발명의 범위를 벗어나 관계식4 -5의 충족하지 못해 철손 W10/400 및 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
23번 강은 조성성분 및 관계식 1은 본 발명범위 내이나, 열간압연 시 950℃ 이상에서의 총 압하율과 관계식 2의 MFS가 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 관계식 3 및 관계식 5를 충족하지 못하여 철손 W10/400 및 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다. 또한 상온에서 비저항도 63μΩcm 미만이었다.
24번 강은 Al 함량과 열간압연 시 총압하율이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 관계식 3-4의 요건을 충족하지 못하여 철손 W10/400 및 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
25번 강은 Mn 함량 및 관계식 1을 만족하지 못할 뿐만 아니라 관계식 2의 MFS가 본 발명범위를 벗어난 경우로서, 관계식 3-5의 요건 모두를 만족하지 못하여 철손 W10/400과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
26번 강은 조성성분 및 관계식 1은 본 발명범위 내이나, 열간 압연 시 총압하율 및 관계식 2의 MFS가 본 발명범위를 벗어난 경우로서, 관계식 3 및 관계식 5의 요건을 충족하지 못해 철손 W10/400과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
27번 강은 Mn 및 Al 함량이 본 발명의 범위를 벗어날 뿐만 아니라 열간압연 시 총압하율과 관계식 2의 MFS가 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 관계식 3-4의 요건을 충족하지 못하여 철손 W10/400과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
28번 강은 Mn, Al 함량 및 관계식 1이 본 발명의 범위를 벗어날 뿐만 아니라 열간압연 시 관계식 2의 MFS가 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 관계식 3-5의 요건을 모두 충족하지 못하여 철손 W10/400과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
29번 강은 Mn, Al 함량 및 관계식 1이 본 발명의 범위를 벗어날 뿐만 아니라 열간압연 시 총압하율과 관계식 2의 MFS가 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 관계식 3-5의 요건을 모두 충족하지 못하여 철손 W10/400과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
한편 30번 강은 조성 관계식 1이 본 발명의 범위를 벗어날 뿐만 아니라 열간압연 시 총압하율과 관계식 2의 MFS가 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 관계식 4-5의 요건을 모두 충족하지 못하여 철손 W10/400과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
이상 실시 예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 자에게 있어서는 본 발명의 기본적인 사상의 범주 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경이 가능하며, 또한 본 발명의 권리범위는 특허청구 범위에 기초하여 해석되어야 함을 명시한다.

Claims (13)

  1. 중량%로, C: 0.0050% 이하, Si: 2.50~4.50%, Mn: 0.10~2.50%, P: 0.002~0.020%, S: 0.0010~0.0050%, Al: 0.50~2.50%, N:0.0050% 이하, Ti: 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Al, Si 및 Mn이 하기 관계식 1을 만족하고,
    강판의 집합조직이 하기 관계식 3을 만족하도록 형성되어 있는, 무방향성 전기강판.
    [관계식 1]
    0.60≤([Al]+[Mn])/[Si]≤1.00
    여기에서, [Al], [Mn], [Si]는 각각 Al, Mn, Si의 첨가량(중량%)임.
    [관계식 3]
    (2*Vcube.15+Vrotated-cube.15)/Vgamma.15 ≥ 0.40
    여기에서, Vcube.15, Vratated-cube.15 및 Vgamma.15는 각각 tolerance angle이 15°일때, (001)[0-10], (001)[-1-10] 및 (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율이다.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강판의 집합조직이 하기 관계식 4를 더 만족하는, 무방향성 전기강판.
    [관계식 4]
    (Vcube.15-Vcube.10)/Vcube.15 ≤ 0.90
    여기에서, Vcube.15는 tolerance angle이 15°일때, (001)[0-10] 집합조직의 부피분율이며, Vcube.10은 tolerance angle이 10°일 때의 (001)[0-10] 집합조직의 부피분율을 나타낸다.
  3. 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 강판의 집합조직이 하기 관계식 5를 더 만족하는, 무방향성 전기강판.
    [관계식 5]
    (Vgamma.15-Vgamma.10)/Vgamma.15 ≥ 0.50
    여기에서, Vgamma.15는 tolerance angle이 15°일때, (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율이며, Vgamma.10은 tolerance angle이 10°일 때의 (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율을 나타낸다.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상인, 무방향성 전기강판.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판의 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)가 1.60T이상인, 무방향성 전기강판.
    여기에서, 철손 W10/40은 400Hz 주파수에서 1.0Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연 방향과 압연 수직방향의 평균 손실(W/Kg)이며, 자속밀도 B50은 5000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)임.
  6. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은, Sn와 Sb 중 1 종 이상을 0.2% 이하 범위로 추가로 포함하는, 무방향성 전기강판.
  7. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은, Cu 및 Ni을 단독 또는 2 종 복합으로 0.05% 이하의 범위로 추가로 포함하는, 무방향성 전기강판.
  8. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은, Cr을 0.1% 이하의 범위로 추가로 포함하는, 무방향성 전기강판.
  9. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은, Zr, Mo 및 V를 단독 또는 2종 이상의 복합으로 0.01% 이하의 범위로 추가로 포함하는, 무방향성 전기강판.
  10. 중량%로, C: 0.0050% 이하, Si: 2.50~4.50%, Mn: 0.10~2.50%, P: 0.002~0.020%, S: 0.0010~0.0050%, Al: 0.50~2.50%, N:0.0050% 이하, Ti: 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 공정; 상기 재가열된 슬라브를 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 공정; 상기 열연강판을 냉간압연한 후 열연판 소둔하거나 냉연없이 열연판 소둔하는 공정; 상기 열연판 소둔된 강판을 산세 후 공냉하는 공정; 및 상기 공냉된 열연강판을 냉간압연하는 공정; 및 상기 냉간압연된 냉연강판을 최종 소둔하는 공정을 포함하는 무방향성 전기강판 제조방법에 있어서,
    상기 Al, Si 및 Mn은 하기 관계식 1을 만족하고,
    상기 열간 압연 시, 950℃ 이상의 온도에서 총 압하율의 80% 이상으로 열간압연을 실시하되, 마무리 압연의 마지막 단계에서 하기 관계식 2의 요건을 만족하도록 열연판에 장력을 제어하는, 무방향성 전기강판 제조방법.
    [관계식 1]
    0.60≤([Al]+[Mn])/[Si]≤1.00
    여기에서, [Al], [Mn], [Si]는 각각 Al, Mn, Si의 첨가량(중량%)임.
    [관계식 2]
    20.0 ≤ 마무리 열간압연의 마지막 단계에서의 MFS (kgf/mm2) ≤ 40.0
  11. 제 10항에 있어서, 상기 최종 소둔된 전기강판의 집합조직이 하기 관계식 3을 만족하도록 형성되어 있으며, 그리고 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상이면서 최종 소둔 후 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)이 1.60T이상인, 무방향성 전기강판 제조방법.
    [관계식 3]
    (2*Vcube.15+Vrotated-cube.15)/Vgamma.15 ≥ 0.40
    여기에서, Vcube.15, Vratated-cube.15 및 Vgamma.15는 각각 tolerance angle이 15°일때, (001)[0-10], (001)[-1-10] 및 (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율이다.
  12. 제 10항에 있어서, 상기 최종 소둔된 전기강판의 집합조직이 하기 관계식 4를 더 만족하는, 무방향성 전기강판 제조방법.
    [관계식 4]
    (Vcube.15-Vcube.10)/Vcube.15 ≤ 0.90
    여기에서, Vcube.15는 tolerance angle이 15°일때, (001)[0-10] 집합조직의 부피분율이며, Vcube.10은 tolerance angle이 10°일 때의 (001)[0-10] 집합조직의 부피분율을 나타낸다.
  13. 제 11항 또는 제 12항에 있어서, 상기 최종 소둔된 전기강판의 집합조직이 하기 관계식 5를 더 만족하는, 무방향성 전기강판 제조방법.
    [관계식 5]
    (Vgamma.15-Vgamma.10)/Vgamma.15 ≥ 0.50
    여기에서, Vgamma.15는 tolerance angle이 15°일때, (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율이며, Vgamma.10은 tolerance angle이 10°일 때의 (111)[-1-12] 집합조직의 부피분율을 나타낸다.
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