WO2024136178A1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention mainly relates to a method of manufacturing non-oriented electrical steel sheets used as iron core materials for motors and generators, which are rotating devices, and small transformers, which are stationary devices. More specifically, it relates to a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet, which is used as a material for iron cores of rotating machines, such as motors and generators, and small transformers, which are stationary machines. This relates to a non-oriented electrical steel sheet with excellent high-frequency iron loss that can be manufactured by appropriately controlling the distribution of precipitates.
  • motors or generators which are energy conversion devices that convert electrical energy into mechanical energy or mechanical energy into electrical energy
  • rotating devices such as motors and generators and stationary devices such as small transformers
  • non-oriented electrical steel is used as an iron core material 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 representative magnetic properties of non-oriented electrical steel are iron loss and magnetic flux density.
  • the higher the magnetic flux density the greater the magnetic field can be induced with the same energy. To obtain the same magnetic flux density, a small current can be applied. Therefore, energy efficiency can be improved.
  • high-frequency iron loss has emerged as a more important characteristic than commercial frequency (50Hz) iron loss. This is because as the rotational speed of the motor increases, high-frequency iron loss has a greater effect on efficiency than commercial frequency iron loss.
  • a representative example is the high-frequency iron loss of 400Hz in the case of non-oriented electrical steel sheets used in drive motors applied to eco-friendly cars, etc.
  • the most basic and efficient way to reduce iron loss is to increase the amount of Si, Al, and Mn, which are elements with high resistivity, or to thin the thickness of the steel sheet.
  • Increasing the amount of Si, Al, and Mn added increases the resistivity of the steel, which has the effect of reducing iron loss by reducing eddy current loss among the iron losses of non-oriented electrical steel sheets.
  • high-frequency iron loss the ratio of eddy current loss to iron loss is larger, so high-frequency iron loss is reduced. It can be a very effective method in terms of reduction.
  • the effect varies depending on the addition ratio, and the magnetic flux density deteriorates as the amount of alloy element added increases.
  • Patent Document 1 among the prior technologies for non-oriented electrical steel sheets, 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 in which the precipitation of MnS is suppressed by adding rare earth elements such as Ca, Mg, and REM, and the 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
  • this also has the disadvantage that it is accompanied by an increase in manufacturing costs for the addition and control of additional elements and that it is difficult to secure the effect if stress relief annealing is not performed.
  • 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 present invention strictly controls the steel composition and appropriately controls the heat treatment time at the cracking temperature and the temperature rise and cooling rates according to the component content during the hot-rolled sheet annealing process to coarsely control the precipitates in the steel to produce a non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties.
  • the purpose is to provide.
  • C 0.005% 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 equation 1, and show a precipitation distribution that satisfies the following equation 3 in the steel sheet microstructure, non-oriented electrical steel sheet It's about.
  • [Al], [Mn], and [Si] are the addition amounts (% by weight) of Al, Mn, and Si, respectively.
  • the steel plate microstructure may satisfy the following relational equation 4.
  • 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.
  • the non-oriented electrical steel sheet may additionally include one or more of Sn and Sb in an amount of 0.2% or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet may further include one or more of Cu and Ni in an amount of 0.05% or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet may additionally contain Cr in a range of 0.1% or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet may further include one or more of Zr, Mo, and V in an amount of 0.01% or less.
  • the cracking temperature is controlled to 850 to 1100°C and the cracking time is controlled to the range of 30 to 300 seconds, and the temperature increase rate (HR,°C/s) from 600°C to the crack zone temperature during temperature increase and 600°C after cracking are controlled. It relates to a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet, characterized in that the cooling rate (CR, °C/s) up to °C is controlled to satisfy the following relational equation 2.
  • [Al], [Mn], and [Si] are the addition amounts (% by weight) of Al, Mn, and Si, respectively.
  • [Al], [Mn], [N], and [S] are the addition amounts (% by weight) of Al, Mn, N, and S, respectively.
  • the final annealed electrical steel sheet exhibits a precipitation distribution that satisfies Equation 3 and Equation 4 in the steel sheet microstructure, has a specific resistance ( ⁇ ) at room temperature of 63 ⁇ cm or more, and an iron loss (W10/400) of 12.0W/400 after final annealing. Kg or less, and the magnetic flux density (B50) may be 1.60T or more.
  • the precipitates in the steel are coarsened to reduce the specific resistance ( ⁇ ) at room temperature. It is possible to effectively provide a non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties that is 63 ⁇ cm or more, has an iron loss (W10/400) of 12.0W/Kg or less after final annealing, and a magnetic flux density (B50) of 1.60T or more.
  • 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 composition equation 1 of 0.60 ⁇ ([Al]+[Mn])/[Si] ⁇ 1.00.
  • hot rolling, hot rolled sheet annealing, cold rolling, and cold rolled sheet annealing are performed.
  • the crack heat treatment time is 30 seconds or more and the temperature is raised to 600°C.
  • the temperature increase rate (HR, °C/s) from the crack zone temperature and the cooling rate (CR, °C/s) to 600 °C after cracking are appropriately controlled according to the equation 2 below to coarsen the distribution of precipitates in the steel sheet microstructure. I order it.
  • 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: 0.005% or less, Si: 2.50 to 4.50%, Mn: 0.10 to 2.50%, P: 0.002 to 0.020%, S: 0.0010 to 0.0050%.
  • the electrical steel sheet of the present invention 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 has excellent high-frequency iron loss and magnetic flux density. It can be expressed.
  • [Al], [Mn], and [Si] are the addition amounts (% by weight) of Al, Mn, and Si, respectively.
  • Si is a major element added to increase the resistivity of steel to reduce eddy current loss among iron losses, and must be added at more than 2.50% 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 3.00-4.00%.
  • 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 0.50-2.00%.
  • 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 0.60-2.00%.
  • 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 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 0.02%, 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 between 0.002 and 0.002%. It should be controlled to 0.020%. More preferably, it is limited to 0.003-0.010%.
  • 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, one of Cu and Ni is used. Species abnormalities may be additionally included in the 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 amounts 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 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 2.50%, and the Al, Mn, and Si are added according to the following relational formula 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 can exhibit a precipitation distribution that satisfies the following relational equation 3 in the steel sheet microstructure.
  • the electrical steel sheet of the present invention showing this precipitate distribution may have a specific resistance ( ⁇ ) of 63 ⁇ cm or more at room temperature.
  • the iron loss (W10/400) can be less than 12.0W/Kg and the magnetic flux density (B50) can be more than 1.60T.
  • 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.
  • the method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet of the present invention is, in weight percent, C: 0.005% 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 in the non-oriented electrical steel sheet manufacturing method including the process of final annealing the cold-rolled cold-rolled steel sheet, the Al, Si, and Mn satisfy the relational expression 1, and during the hot-rolled sheet
  • 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.
  • Steel slabs 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.
  • 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 more precipitates in a non-oriented electrical steel sheet the more the magnetism deteriorates.
  • the finer the precipitates the more the magnetism deteriorates.
  • hot-rolled sheet annealing conditions must be controlled according to the composition. Therefore, precipitates must be controlled in the hot-rolled sheet annealing process, which is the last heat treatment process to control the distribution of precipitates before final annealing.
  • the present inventors have found that the holding time at the cracking temperature in the hot-rolled sheet annealing process, the temperature increase rate from 600°C to the cracking temperature, and the cooling rate to 600°C after cracking heat treatment are controlled according to the composition, It was confirmed that by coarsening the distribution of precipitates, magnetic deterioration could be suppressed as much as possible and excellent magnetic properties could be secured.
  • the holding time at the cracking temperature in the hot-rolled sheet annealing process must be 30 seconds or more so that coarse precipitates can be formed, and if it is less than 30 seconds, fine precipitates are formed. If the holding time is too long, the crystal grains become too coarse and cold rolling properties are deteriorated, so it is advisable to set it to 300 seconds or less.
  • 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 precipitates and its magnetism deteriorates.
  • [Al], [Mn], [N], and [S] are the addition amounts (% by weight) of Al, Mn, N, and S, respectively.
  • the temperature increase rate from 600°C to the cracking temperature and the cooling rate to 600°C after cracking heat treatment are preferably controlled within the range of 5°C/s to 100°C/s to ensure uniform microstructure and texture. .
  • the annealed hot-rolled sheet is pickled and cold-rolled in a conventional manner.
  • Cold rolling is the 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 annealing.
  • the annealing temperature is not significantly limited as long as it is the temperature generally applied to non-oriented electrical steel sheets.
  • the iron loss of non-oriented electrical steel is closely related to the grain size.
  • the iron loss of non-oriented electrical steel can be divided into hysteresis loss and eddy current loss.
  • the hysteresis loss decreases as the grain size increases, and conversely, the eddy current loss increases as the grain size increases, so the optimal grain size is used to minimize the sum of hysteresis loss and eddy current loss. Size exists. Therefore, it is important to derive and apply an annealing temperature that can secure the optimal grain size, and the annealing temperature is preferably 850 to 1100°C. If the annealing temperature is lower than 850°C, the grains are too fine and hysteresis loss increases, and if it exceeds 1100°C, the grains are too coarse, which may increase eddy current loss and result in inferior iron loss.
  • the final annealed plate is shipped to the customer after treatment with an insulating film.
  • 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 microstructure of the non-oriented electrical steel sheet of the present invention manufactured through the composition and manufacturing process as described above can exhibit a precipitate distribution that satisfies the following equation 3, whereby the specific resistance ( ⁇ ) at room temperature is 63 ⁇ cm or more.
  • the iron loss (W10/400) of the steel plate is less than 12.0W/Kg, and the magnetic flux density (B50) is more than 1.60T, which can provide excellent high-frequency iron loss characteristics.
  • the annealed hot-rolled sheet was cold-rolled to a thickness of 0.2 mm, and then the cold-rolled sheet was finally annealed at a temperature in the range of 900 to 1050°C.
  • the iron loss W10/400 and magnetic flux density B50 were measured and the results are shown in Table 2 below. Meanwhile, in this experiment, the iron loss W10/400 represents the average loss (W/Kg) in the rolling direction and the rolling vertical direction when a magnetic flux density of 1.0 Tesla is induced at a frequency of 400Hz, and 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].
  • equation 2 is (HR+CR)/1000 ⁇ ([Al]+[Mn])*([N]+[S]) ⁇ , and the temperature increase rate (HR) is from 600°C to the crack zone temperature. is the temperature increase rate, and the cooling rate (CR) is the cooling rate up to 600°C after cracking heat treatment.
  • relational equation 3 refers to the number ratio (%) of sulfides and nitrides larger than 0.2 ⁇ m among precipitates with a size of 0 ⁇ 0.5 ⁇ m in the steel microstructure
  • relational equation 4 refers to the number of nitrides larger than 0.5 ⁇ m in the steel microstructure.
  • the 1-15 steels (invention examples) that satisfy the composition and manufacturing process conditions of the electrical steel sheet of the present invention contain sulfides and nitrides of 0.2 ⁇ m or more among precipitates of 0 to 0.5 ⁇ m in the relational formula 3.
  • the number ratio was more than 10%, and the number of nitrides larger than 0.5 ⁇ m according to equation 4 satisfied all of 100 pieces/mm 2 , so the iron loss (W10/400) after final annealing was less than 12.0W/Kg and the magnetic flux density (B50) It showed very excellent magnetic properties of 1.60T or more. Additionally, the specific resistance was over 63 ⁇ cm at room temperature.
  • steel No. 19 did not meet the requirements of Equation 2 when adding Mn and Al and annealing hot rolled sheets. It did not satisfy Equation 3 and showed inferior iron loss W10/400 and magnetic flux density B50.
  • steel No. 20 not only does not satisfy the Mn and Al addition amounts and Equation 1, but also does not satisfy the requirements of Equation 2 when annealing hot-rolled sheets.
  • sulfides and sulfides larger than 0.2 ⁇ m are The number ratio of nitrides was less than 10% and the number of nitrides larger than 0.5 ⁇ m in Equation 4 was less than 100/mm 2 , resulting in inferior iron loss W10/400 and magnetic flux density B50.
  • the number ratio of sulfides and nitrides larger than 0.2 ⁇ m was less than 10%
  • the number of nitrides larger than 0.5 ⁇ m in Equation 4 was less than 100/mm 2 , showing inferior iron loss W10/400 and magnetic flux density B50.
  • the contents of Si, Mn, and Al are within the scope of the present invention, but it does not satisfy the requirements of Equation 1 and Equation 2.
  • sulfides and nitrides of 0.2 ⁇ m or more are contained.
  • the number ratio of is less than 10% and the number of nitrides larger than 0.5 ⁇ m in equation 5 is less than 100 pieces/mm 2 , showing inferior iron loss W10/400 and magnetic flux density B50.
  • the specific resistance ( ⁇ ) at room temperature did not meet the requirement of 63 ⁇ cm or more.
  • Equation 1 for Si, Mn, and Al, but also does not satisfy the cracking time condition of 30 to 300 seconds and the requirements of Equation 2 during hot-rolled sheet annealing, resulting in 0.5 ⁇ m-sized precipitates in Equation 3.
  • the number ratio of sulfides and nitrides larger than 0.2 ⁇ m was less than 10%
  • the number of nitrides larger than 0.5 ⁇ m in Equation 4 was less than 100/mm 2 , which were not satisfied, resulting in inferior iron loss W10/400 and magnetic flux density B50.

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Abstract

무방향성 전기강판 및 그 제조방법이 제공된다 본 발명의 전기강판은, 중량%로, C: 0.005% 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, 강판 미세조직에서 관계식 3을 만족하는 석출분 분포를 나타낸다.

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 석출물의 분포를 적절히 제어함으로써 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 정지기기에서 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 강 조성성분을 엄격히 제어하고 열연판 소둔 공정 시 균열온도에서의 열처리 시간과 승온 및 냉각속도를 성분함량에 따라 적절히 제어함으로써 강 중 석출물을 조대하게 제어하여 자성이 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: 0.005% 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, 강판 미세조직에서 하기 관계식 3을 만족하는 석출분 분포를 나타내는, 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]
강 미세조직에서 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율 ≥ 10%
상기 강판 미세조직은 하기 관계식 4를 만족할 수 있다.
[관계식 4]
강 미세조직에서 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수 ≥ 100개/mm2
상기 무방향성 전기강판은 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상일 수 있다.
상기 무방향성 전기강판의 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)가 1.60T이상일 수가 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.
상기 무방향성 전기강판은, Sn와 Sb 중 1 종 이상을 0.2% 이하 범위로 추가로 포함할 수 있다.
상기 무방향성 전기강판은, 상기 무방향성 전기강판은, Cu와 Ni 중 1종 이상을 0.05% 이하의 범위로 추가로 포함할 수 있다.
상기 무방향성 전기강판은, Cr을 0.1% 이하의 범위로 추가로 포함할 수 있다.
상기 무방향성 전기강판은, Zr, Mo 및 V 중 1종 이상을 0.01% 이하의 범위로 추가로 포함할 수 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
중량%로, C: 0.005% 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 열연판 소둔 공정 시, 균열 온도를 850~1100℃, 균열 시간을 30~300초범위로 제어하고, 승온 시 600℃에서 균열대 온도까지의 승온 속도(HR,℃/s)와 균열 후 600℃까지의 냉각속도(CR,℃/s)가 하기 관계식 2를 만족하도록 제어하는 것을 특징으로 하는 무방향성 전기강판 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
0.60≤([Al]+[Mn])/[Si]≤1.00
여기에서, [Al], [Mn], [Si]는 각각 Al, Mn, Si의 첨가량(중량%)임.
[관계식 2]
1.0 ≤ (HR+CR)/1000{([Al]+[Mn])*([N]+[S])} ≤ 10.0
여기에서, 상기 [Al], [Mn], [N], [S]는 각각 Al, Mn, N, S의 첨가량(중량%)임.
상기 최종 소둔된 전기강판은, 강판 미세조직에서 관계식 3 및 관계식 4를 만족하는 석출분 분포를 나타내며, 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상이면서 최종 소둔 후 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)이 1.60T이상일 수 있다.
[관계식 3]
강 미세조직에서 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율 ≥ 10%
[관계식 4]
강 미세조직에서 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수 ≥ 100개/mm2
본 발명에 따르면, 강 조성성분을 제어하고 열연판 소둔 공정 시 균열온도에서의 열처리 시간과 승온 및 냉각속도를 성분함량에 따라 적절히 제어함으로써 강 중 석출물을 조대화시켜 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 0.60≤([Al]+[Mn])/[Si]≤1.00의 조성 관계식 1을 만족하는 성분계를 제안한다.
또한 본 발명은 상기 성분계의 슬라브로 무방향성 전기강판 제조 시, 열간압연, 열연판 소둔, 냉간압연 및 냉연판 소둔을 거치게 되는데, 열연판 소둔 공정 시 균열 열처리 시간을 30초 이상, 승온 시 600℃에서 균열대 온도까지의 승온 속도(HR,℃/s)와 균열 후 600℃까지의 냉각속도(CR,℃/s)를 하기 관계식 2에 의해 적절히 제어하여 강판 미세조직 중 석출물의 분포를 조대화시킨다.
[관계식 2]
1.0 ≤ (HR+CR)/1000{([Al]+[Mn])*([N]+[S])} ≤ 10.0
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, Mn등은 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 아니라각 원소의 첨가비도 적절하게 조합되는 것이 필요하므로 상기 관계식 1을 제안하는 것이다.
한편, Al, Mn은 N, S와 결합함으로써 질화물 및 황화물을 형성하는 원소로 잘 알려져 있다. 무방향성 전기강판은 강 중 석출물이 존재할 경우, 결정립 성장을 억제하고 이력손을 증가시키므로 인해 자성을 열위하게 된다. 따라서 Al, Mn 첨가량이 증가할 경우 N, S를 보다 적극적으로 제어해야 하며 질화물 및 황화물 등을 보다 조대하게 형성시킴으로써 자성 열화를 최손한으로 억제해야 한다. 이를 위해서는 성분 제어뿐만 아니라 제조 공정, 특히 석출물의 형성 및 분포에 상당히 중요한 공정인 열연판 소둔 공정에서 조건을 엄격하게 제어할 필요가 있다. 이러한 측면에서 본 발명에서는 상기 관계식 2를 제안하는 것이다.
이러한 관점에서 얻어진 본 발명의 무방향성 전기강판은, 중량%로, C: 0.005% 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, 강판 미세조직에서 하기 관계식 3 을 만족하는 석출분 분포를 나타낸다. 이러한 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.
[관계식 1]
0.60≤([Al]+[Mn])/[Si]≤1.00
여기에서, [Al], [Mn], [Si]는 각각 Al, Mn, Si의 첨가량(중량%)임.
[관계식 3]
강 미세조직에서 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율 ≥ 10%
이하, 본 발명의 전기강판 조성성분 및 함량 제한사유를 설명하며, 여기에서 "%"는 중량%를 의미한다.
Si: 2.50~4.50% 이하
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, 3.00~4.00%로 제한하는 것이다.
Mn: 0.10~2.50% 이하
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%로 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, 0.60~2.00%로 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% 미만으로 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% 미만으로 첨가될 경우 그 효과가 미미하며 0.02%를 초과하여 첨가될 경우 결정립 성장을 억제함으로써 철손을 열위시키고 결정립계 편석으로 압연성을 열위시켜 생산성도 떨어지므로 그 첨가량은 0.002~0.020%로 제어되어야 한다. 보다 바람직하게는, 0.003-0.010%로 제한하는 것이다.
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 Ni 중 1 종 이상을 0.05% 이하의 범위로 추가로 포함할 수 있다.
Cr의 경우 Cu, Ni과 유사하나 비저항을 높여 자성을 좋게하는 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.
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: 0.50~2.50% 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, 강판 미세조직에서 하기 관계식 3을 만족하는 석출분 분포를 나타내 수 있다.
[관계식 3]
강 미세조직에서 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율 ≥ 10%
보다 바람직하게는, 상기 강 미세조직은 하기 관계식 4를 만족할 수 있다.
[관계식 4]
강 미세조직에서 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수 ≥ 100개/mm2
이러한 석출물 분포를 나타내는 본 발명의 전기강판은, 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상일 수 있다.
또한 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)가 1.60T이상일 수가 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.
다음으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 무방향성 전기강판 제조방법은, 중량%로, C: 0.005% 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 상기 관계식 1을 만족하고, 상기 열연판 소둔 공정 시, 균열 온도를 850~1100℃, 균열 시간을 30~300초범위로 제어하고, 승온 시 600℃에서 균열대 온도까지의 승온 속도(HR,℃/s)와 균열 후 600℃까지의 냉각속도(CR,℃/s)가 하기 관계식 2를 만족하도록 제어하는 것을 특징으로 한다.
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.
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.
상기 열간압연 후 열연판은 700℃ 이하에서 권취하고, 공기중에서 냉각한다. 상기 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. 무방향성 전기강판은 석출물이 많을수록 자성이 열화되며, 존재하는 석출물이 미세할수록 자성을 크게 열화시킨다. 또한 철손 저감을 위해 합금 첨가량이 증가할수록 석출물의 석출 온도 및 분포도 달라지므로 성분계에 맞는 열연판 소둔 조건을 제어해야 한다. 따라서 최종 소둔 전 석출물의 분포를 제어할 수 있는 마지막 열처리 공정인 열연판 소둔 공정에서 석출물을 제어해야 한다.
본 발명자들은 이에 대하여 다양한 검토를 거친 결과, 열연판 소둔 공정에서의 균열 온도에서의 유지시간, 600℃에서 균열온도까지의 승온속도 및 균열 열처리 후 600℃까지의 냉각속도를 성분에 맞게 제어하며, 석출물의 분포를 조대하게 하여 자성의 열화를 최대한 억제하고 우수한 자성을 확보할 수 있음을 확인하였다.
이때, 열연판 소둔 공정에서의 균열 온도에서의 유지시간은 석출물이 조대하게 형성될 수 있도록 30초 이상이여야 하며, 30초 미만일 경우 석출물이 미세하게 형성되었다. 유지 시간이 너무 길 경우, 결정립이 너무 조대화되어 냉간압연성이 열위되므로 300초 이하로 함이 바람직한 것으로 판단된다.
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 열화된다.
한편, 열연판 소둔공정에서 600℃에서 균열온도까지의 승온속도(HR,℃/s) 및 균열 열처리 후 600℃까지의 냉각속도(CR,℃/s) 역시 그 합이 너무 빠를 경우, 석출물이 미세하게 형성되며, 반대로 너무 느릴 경우 집합조직을 열위하게 하므로 적정 범위로의 관리가 필요하며 적정 범위는 성분에 따라 제어되어야 한다. 성분 함량이 변화함에 따라 석출물의 거동을 반영하여 조건을 제어해야 하며, 최적 자성을 확보하기 위한 범위를 하기 관계식 2로 나타내었다.
[관계식 2]
1.0 ≤ (HR+CR)/1000{([Al]+[Mn])*([N]+[S])} ≤ 10.0
여기에서, 상기 [Al], [Mn], [N], [S]는 각각 Al, Mn, N, S의 첨가량(중량%)임.
600℃에서 균열온도까지의 승온속도 및 균열 열처리 후 600℃까지의 냉각속도 각각은 균일한 미세조직 및 집합조직의 확보를 위해서 5℃/s 이상 100℃/s 이하의 범위로 제어됨이 바람직하다.
이어, 본 발명에서는 상기 소둔한 열연판은 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 수 도 있다. 어느 경우에도 최종 압하율은 50~95%의 범위가 되어야 적절한 집합조직 제어를 통해 우수한 자성을 확보할 수 있다.
그리고 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 전기강판의 미세조직에는 하기 관계식 3을 만족하는 석출물 분포를 나타낼 수 있으며, 이에 의해, 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm 이상이며, 강판의 철손(W10/400)이 12.0W/Kg이하이고, 자속밀도(B50)가 1.60T 이상으로 우수한 고주파 철손특성을 부여할 수 있다.
[관계식 3]
강 미세조직에서 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율 ≥ 10%
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 하기 표 2의 조건으로 열연판 소둔을 실시하였으며, 구체적으로, 열연판 소둔 시 균열 온도에서의 열처리 시간뿐만 아니라, 강판 성분 Si, Al, Mn, N, S의 함량에 따라, 승온 시 600℃에서 균열대 온도까지의 승온 속도(HR,℃/s)와 균열 후 600℃까지의 냉각속도(CR, ℃/s)조건을 달리함으로써 형성되는 석출물의 분포 및 이들이 자성에 미치는 영향이 분석될 수 있도록 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 TEM replica 시편을 제작하여 시편 조직 중 황화물 및 질화물 등 석출물의 분포를 관찰 및 분석하였으며, 관계식 3 및 관계식 4에 따른 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
그리고 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 0.0028 2.98 0.40 0.009 0.0038 1.79 0.0036 0.0022 0.73
2 0.0024 3.51 1.30 0.002 0.0026 2.07 0.0015 0.0010 0.96
3 0.0023 3.20 1.50 0.009 0.0019 1.19 0.0012 0.0029 0.84
4 0.0018 3.06 1.27 0.005 0.0017 1.47 0.0018 0.0015 0.90
5 0.0028 3.73 0.77 0.009 0.0017 1.49 0.0006 0.0027 0.61
6 0.0028 4.04 2.00 0.012 0.0026 0.78 0.0017 0.0018 0.69
7 0.0030 3.39 0.70 0.007 0.0025 1.52 0.0019 0.0021 0.65
8 0.0006 3.05 0.58 0.003 0.0011 1.42 0.0023 0.0025 0.66
9 0.0024 3.95 1.55 0.009 0.0017 1.52 0.0014 0.0015 0.78
10 0.0021 3.81 2.22 0.009 0.0013 1.07 0.0014 0.0017 0.86
11 0.0017 3.01 1.95 0.005 0.0012 0.60 0.0006 0.0015 0.85
12 0.0006 3.60 1.13 0.005 0.0012 1.79 0.0017 0.0030 0.81
13 0.0010 3.15 1.38 0.006 0.0025 1.66 0.0018 0.0028 0.97
14 0.0030 2.90 1.21 0.006 0.0030 1.57 0.0022 0.0024 0.96
15 0.0025 3.16 1.56 0.010 0.0027 1.24 0.0030 0.0010 0.89
16 0.0022 3.78 2.97 0.005 0.0026 0.90 0.0005 0.0014 1.02
17 0.0016 2.85 0.05 0.003 0.0015 2.92 0.0010 0.0022 1.04
18 0.0016 3.19 1.20 0.004 0.0029 0.43 0.0006 0.0030 0.51
19 0.0022 3.82 2.51 0.007 0.0017 0.45 0.0024 0.0006 0.77
20 0.0020 3.72 2.91 0.007 0.0023 0.98 0.0021 0.0041 1.05
21 0.0018 3.64 0.43 0.011 0.0012 1.57 0.0024 0.0018 0.55
22 0.0009 3.36 1.70 0.004 0.0040 2.28 0.0016 0.0042 1.18
23 0.0012 3.55 1.35 0.004 0.0030 2.15 0.0022 0.0019 0.99
24 0.0022 3.80 1.54 0.007 0.0048 1.19 0.0010 0.0035 0.72
25 0.0016 3.23 0.76 0.009 0.0019 0.76 0.0015 0.0009 0.47
26 0.0009 3.20 1.32 0.004 0.0032 1.07 0.0022 0.0021 0.75
27 0.0020 2.91 0.94 0.003 0.0014 1.06 0.0020 0.0014 0.69
28 0.0025 3.67 1.32 0.003 0.0024 2.15 0.0005 0.0045 0.95
29 0.0022 3.21 0.42 0.011 0.0027 1.21 0.0015 0.0024 0.51
30 0.0013 2.63 1.98 0.003 0.0011 0.68 0.0021 0.0009 1.01
*표 1에서 잔여 성분은 Fe 및 불가피한 불순물이며, 관계식 1은 ([Al]+[Mn])/[Si]임.
강종 열연판 소둔 조건 관계식3 관계식4 비저항
(μΩcm)		 W10/400(W/kg) B50(T) 비고
균열온도(℃) 균열시간(초) 승온속도(HR,℃/s) 냉각속도(CR,℃/s) 관계식2
1 870 105 19 16 2.7 11 133 69.4 10.3 1.64 발명예
2 1090 40 33 15 4.0 10 185 83.6 8.6 1.62 발명예
3 1010 227 45 36 6.3 15 123 71.3 9.6 1.63 발명예
4 1090 185 31 32 7.2 11 156 71.6 10.1 1.63 발명예
5 920 68 27 14 4.1 13 109 76.6 9.4 1.62 발명예
6 1070 70 23 27 4.1 17 111 79.0 9.2 1.62 발명예
7 1080 206 48 39 8.5 17 129 72.7 9.5 1.63 발명예
8 1040 64 5 12 2.4 16 145 67.0 10.5 1.64 발명예
9 1050 118 26 44 7.1 13 122 83.8 8.6 1.62 발명예
10 1030 138 15 43 5.9 20 159 80.9 8.5 1.62 발명예
11 1080 165 25 24 7.1 17 127 65.1 10.1 1.64 발명예
12 1000 96 13 25 3.1 18 190 80.5 8.6 1.62 발명예
13 920 45 9 20 1.8 14 103 75.4 9.4 1.63 발명예
14 880 121 21 30 3.4 17 148 70.6 9.8 1.64 발명예
15 1040 106 26 7 3.2 19 193 71.8 9.6 1.63 발명예
16 1010 60 18 8 1.7 14 83 82.9 12.7 1.58 비교예
17 920 181 22 25 4.3 7 145 78.7 13.5 1.59 비교예
18 930 22 15 39 5.6 9 91 60.9 12.0 1.59 비교예
19 1000 132 48 26 10.9 8 126 75.7 12.7 1.58 비교예
20 1040 102 13 9 0.9 9 2 82.8 13.5 1.58 비교예
21 890 142 57 30 14.5 6 95 74.6 12.3 1.59 비교예
22 940 345 19 12 0.9 9 84 86.6 12.5 1.57 비교예
23 1020 311 44 48 5.4 14 92 85.3 12.5 1.57 비교예
24 1030 27 8 12 0.9 8 98 78.3 1.2 1.58 비교예
25 940 22 12 58 16.4 8 93 62.6 12.6 1.59 비교예
26 1070 164 5 6 0.9 9 83 69.0 10.5 1.58 비교예
27 1040 178 37 39 13.6 7 132 63.4 12.3 1.58 비교예
28 1070 132 7 12 0.8 12 90 86.5 12.9 1.57 비교예
29 1030 304 55 60 13.8 8 79 65.6 12.9 1.58 비교예
30 930 21 46 35 15.2 17 69 61.8 13.7 1.59 비교예
*표 2에서 관계식 2는 (HR+CR)/1000{([Al]+[Mn])*([N]+[S])}이며, 승온속도(HR)는 600℃에서 균열대 온도까지의 승온 속도이며, 냉각속도(CR)은 균열 열처리 후 600℃까지의 냉각 속도임.
그리고 관계식 3은 강 미세조직에서 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율(%)를, 그리고 관계식 4는 강 미세조직에서 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수를 말함.
상기 표 1-2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 전기강판 조성 및 제조공정 조건을 만족하는 1-15 강(발명예)들은 관계식 3의 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율이 10% 이상이었으며, 관계식 4에 의한 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수가 100개/mm2를 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 Mn 첨가량 및 관계식 1이 본 발명범위를 만족하지 못하였으며, 이에 따라, 관계식 4의 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수가 100개/mm2 미만으로 철손 W10/400 및 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
또한 17번 강은 Mn과 Al 첨가량 및 관계식 1이 본 발명범위를 만족하지 못하였으며, 이에 따라, 관계식 3의 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율이 10% 미만으로 철손 W10/400 및 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
또한 18번 강은 Al 첨가량 및 관계식 1이 본 발명의 범위를 벗어날 뿐만 아니라, 열연판 소둔 시 균열온도에서의 열처리 시간이 너무 짧은 경우로서, 이에 따라, 관계식 3-4의 요건을 만족하지 못하고 철손 W10/400 과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다. 또한 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm 이상을 만족하지 못하였다.
또한 19번 강은 Mn과 Al 첨가량 및 열연판 소둔 시 관계식 2의 요건을 충족하지 못한 경우로서, 관계식 3을 만족하지 못하고 철손 W10/400과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
또한, 20번 강은 Mn, Al 첨가량, 관계식 1을 만족하지 못할 뿐만 아니라 열연판 소둔 시 관계식 2의 요건을 만족하지 못한 경우로서, 관계식 3의 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율이 10% 미만이고 관계식 4의 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수가 100개/mm2 미만으로서 철손 W10/400 및 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
21번과 22번 강은 Si, Mn, Al이 관계식 1을 만족하지 못하였으며, 나아가, 열연판 소둔 시, 관계식 2를 만족하지 못함으로써 관계식 3의 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율이 10% 미만이었으며, 관계식 4의 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수도 100개/mm2 미만으로 철손 W10/400 및 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
23번 강은 조성성분 및 성분 관계식 1은 만족하였으나, APL 소둔 시 균열온도에서의 열처리 시간을 만족하지 못한 경우로서, 관계식 4의 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수가 100개/mm2 미만으로 철손 W10/400 및 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
24번 강은 23번 강과 마찬가지로 조성성분 및 성분 관계식 1은 만족하였으나, APL 소둔 시 균열온도에서의 열처리 시간뿐만 아니라 관계식 2의 요건을 만족하지 못한 경우로서, 관계식 3의 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율이 10% 미만이고 관계식 4의 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수가 100개/mm2 미만으로 철손 W10/400 과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
25번 강은 Si, Mn, Al 각각의 함량은 본 발명범위 내이나, 관계식 1 및 관계식 2의 요건을 만족하지 못한 경우로서, 관계식 3의 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율이 10% 미만이고 관계식 5의 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수가 100개/mm2 미만으로 철손 W10/400과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다. 그리고 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상의 조건을 만족하지 못하였다.
26번, 27번 및 28번 강은 열연판 소둔 시, 균열 시간 등은 만족하였으나 관계식 2의 요건을 만족하지 못한 경우들로서, 관계식 3의 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율이 10% 미만이거나 관계식 4의 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수가 100개/mm2 미만으로서 철손 W10/400과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
29번 강은 Si, Mn, Al이 관계식 1을 만족하지 못할 뿐만 아니라, 열연판 소둔 시 30~300초의 균열시간 조건과 관계식 2의 요건을 만족하지 못한 경우로서, 관계식 3의 0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율이 10% 미만이고 관계식 4의 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수가 100개/mm2 미만으로 모두 만족하지 못하여 철손 W10/400과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다.
한편 30번 강은 Si, Mn, Al이 관계식 1을 만족하지 않을 뿐만 아니라, 열연판 소둔 시 30~300초의 균열시간 조건과 관계식 2의 요건을 만족하지 않은 경우로서, 관계식 4의 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수가 100개/mm2 미만으로 철손 W10/400과 자속밀도 B50이 열위하게 나타났다. 또한 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상인 조건을 만족하지 못하였다.
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 (11)

  1. 중량%로, C: 0.005% 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, 강판 미세조직에서 하기 관계식 3을 만족하는 석출분 분포를 나타내는, 무방향성 전기강판.
    [관계식 1]
    0.60≤([Al]+[Mn])/[Si]≤1.0
    여기에서, [Al], [Mn], [Si]는 각각 Al, Mn, Si의 첨가량(중량%)임.
    [관계식 3]
    강 미세조직에서 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율 ≥ 10%
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강판 미세조직은 하기 관계식 4를 만족하는, 무방향성 전기강판.
    [관계식 4]
    강 미세조직에서 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수 ≥ 100개/mm2
  3. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은 상온에서의 비저항(ρ)이 63μΩcm이상인, 무방향성 전기강판.
  4. 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.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은, Sn와 Sb 중 1 종 이상을 0.2% 이하 범위로 추가로 포함하는, 무방향성 전기강판.
  6. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은, Cu와 Ni 중 1종 이상을 0.05% 이하의 범위로 추가로 포함하는, 무방향성 전기강판.
  7. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은, Cr을 0.1% 이하의 범위로 추가로 포함하는, 무방향성 전기강판.
  8. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은, Zr, Mo 및 V 중 1종 이상을 0.01% 이하의 범위로 추가로 포함하는, 무방향성 전기강판.
  9. 중량%로, C: 0.005% 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 열연판 소둔 공정 시, 균열 온도를 850~1100℃, 균열 시간을 30~300초범위로 제어하고, 승온 시 600℃에서 균열대 온도까지의 승온 속도(HR,℃/s)와 균열 후 600℃까지의 냉각속도(CR,℃/s)가 하기 관계식 2를 만족하도록 제어하는 것을 특징으로 하는 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]
    1.0 ≤ (HR+CR)/1000{([Al]+[Mn])*([N]+[S])} ≤ 10.0
    여기에서, 상기 [Al], [Mn], [N], [S]는 각각 Al, Mn, N, S의 첨가량(중량%)임.
  10. 제 9항에 있어서, 상기 승온속도(HR) 및 냉각속도(CR)는 각각 5~100℃/s인, 무방향성 전기강판 제조방법.
  11. 제 9항에 있어서, 상기 최종 소둔된 전기강판은, 강판 미세조직에서 관계식 3 및 관계식 4를 만족하는 석출분 분포를 나타내며, 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]
    강 미세조직에서 0~0.5㎛ 크기의 석출물 중 0.2㎛ 이상인 황화물 및 질화물의 개수 비율 ≥ 10%
    [관계식 4]
    강 미세조직에서 0.5㎛ 이상인 질화물의 개수 ≥ 100개/mm2
PCT/KR2023/019137 2022-12-21 2023-11-24 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 Ceased WO2024136178A1 (ko)

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