WO2024136349A1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet, and to a non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties by controlling the steel component system and texture, and a method of manufacturing the same.
  • Non-oriented electrical steel sheets are used as iron core materials in rotating devices such as motors and generators and stationary devices such as small transformers, and play an important role in determining the energy efficiency of electrical devices.
  • motors are radial motors in which the magnetic flux flows in the direction of the surface.
  • the magnetic flux changes as the motor rotates, so a steel plate with excellent magnetic properties on average in all directions parallel to the surface within the steel plate is required.
  • magnetic flux flows in the axial direction, so magnetism in one direction also becomes important.
  • These axial motors have high output density and can be used in motors that require high output ratios, such as urban air mobility or in-wheel motors for electric vehicles, which are being developed recently. For these axial motors, it is important that one direction has better magnetism.
  • Oriented electrical steel sheets which have excellent unidirectional characteristics, require long processes and batch-type high-temperature annealing, resulting in high process costs and grain sizes as large as several centimeters.
  • complex shapes such as motor cores are manufactured through punching processing, so if the grain size is excessively large, processability becomes very poor.
  • grain-oriented electrical steel sheets have excellent magnetic properties in one direction, but have a ceramic film called forsterite (Mg2SiO4) on the surface.
  • an electrical steel sheet that has excellent magnetism in one direction and also has excellent magnetism in the circumferential direction of the surface is needed, so a steel sheet that contains a large amount of Goss orientation and appropriately contains the ⁇ 100> orientation in the plane direction is needed.
  • a steel sheet that contains a large amount of Goss orientation and appropriately contains the ⁇ 100> orientation in the plane direction is needed.
  • grain-oriented electrical steel sheets have no choice but to undergo batch annealing because the high-temperature annealing process takes a long time.
  • Representative magnetic properties of electrical steel include iron loss and magnetic flux density. The smaller the iron loss and the higher the magnetic flux density, the better. This means that when electricity is added to the iron core to induce a magnetic field, the lower the iron loss, the more energy is lost as heat. This is because the higher the magnetic flux density, the greater the magnetic field can be induced with the same energy.
  • alloy elements with high resistivity such as Si, Al, and Mn
  • This method reduces iron loss, but has the problem of also reducing saturation magnetic flux density.
  • Si silicon
  • Al aluminum
  • Mn metal-oxide-semiconductor
  • Patent Document 1 proposes a method of annealing a cold rolled steel sheet so that selective crystal growth of (100) grains occurs on the surface, so that the surface of the annealed sheet has a (100)[0vw] crystal orientation.
  • the crystal orientation is indicated by the Miller index.
  • ⁇ hkl ⁇ uvw> or (hkl)[uvw] ⁇ hkl ⁇ is the surface index of the crystal plane parallel to the surface orientation
  • ⁇ uvw> represents the crystal direction parallel to the rolling direction.
  • h,k,l,u,v,w are integers.
  • the average grain size y and plate thickness x of the annealed plate that has undergone final annealing indicate a relationship of y ⁇ 2.2x + 0.1 (unit: mm) when S is less than 0.007% by weight, and S is 0.007% by weight When it is % or more, it is characterized by a relationship of y ⁇ 1.48x + 0.04 (unit: mm).
  • the crystal grain sizes are all larger than the thickness, so it has a structure where the crystal grains are so large that they penetrate the thickness.
  • Patent Document 2 in weight percentage, C: more than 0 and less than 0.005%, Si: 2 to 4%, Mn: more than 0.05% and less than 1.0%, S: 0.0001 to 0.035%, Al: more than 0 and less than 0.20%, P : Contains 0.2% or less above 0, N: 0.003% or less above 0, and consists of the remaining Fe and other inevitable impurities, and has excellent magnetic properties, characterized by the average grain size on the plate surface being the same as or larger than the plate thickness. (100)[0vw] Information regarding non-oriented electrical steel sheets is disclosed. In other words, Patent Document 2 also suggests that the average grain size is greater than the plate thickness.
  • Patent Document 3 proposes a method for forming a ⁇ 100 ⁇ plane parallel to the surface of a metal sheet on the surface of the metal sheet.
  • This method requires vacuum heat treatment, which is difficult to implement industrially because it requires blocking oxygen from the outside, and requires a lot of heat treatment time, making it a very difficult process to achieve industrial success. This is also difficult to make very good in one direction.
  • Patent Document 1 Republic of Korea Patent Publication No. 10-1203791
  • Patent Document 2 Republic of Korea Patent Publication No. 10-1227767
  • Patent Document 3 Republic of Korea Patent Publication No. 10-0797895
  • the present invention controls the alloy elements and process conditions of steel so that the grain size is smaller than the plate thickness, and the texture is controlled to form a ⁇ 100> orientation in the direction parallel to the Goss orientation and the surface without forming a ceramic film on the surface layer.
  • the purpose is to provide a non-oriented electrical steel sheet with excellent iron loss and magnetic flux density in one direction that can be produced through a continuous annealing line and a manufacturing method thereof.
  • One aspect of the present invention is,
  • Si 2.2 ⁇ 4.5%
  • Mn 1.0% or less (excluding 0%)
  • Al 0.020 ⁇ 0.100%
  • Sn 0.10 ⁇ 0.30%
  • Bi 0.0005 ⁇ 0.0150%
  • C 0.0050% or less (excluding 0%)
  • S 0.0030% or less
  • N 0.0050% or less, including remaining Fe and other inevitable impurities
  • F ⁇ 100 ⁇ is 10% or more
  • F[Goss] > F ⁇ 100 ⁇ is satisfied and the grain size in the microstructure is 30 to 250 ⁇ m.
  • F ⁇ 110 ⁇ is the volume fraction of crystal grains whose angle between the ⁇ 110 ⁇ plane and the surface of the steel sheet is 15° or less
  • F[Goss] is the volume fraction of crystal grains whose angle with the Goss orientation is 15° or less
  • F ⁇ 100 ⁇ refers to the volume fraction of crystal grains whose angle between the ⁇ 100 ⁇ plane and the surface of the steel sheet is 15° or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet may have a volume fraction of grains with an orientation that deviates from the ⁇ 001 ⁇ 001> orientation by 15° or less of 8% or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet may satisfy B 50 /B s ⁇ 0.870 in the rolling direction.
  • B 50 refers to the magnitude of magnetic flux density (Tesla) induced when a magnetic field of 5000 A/m is added
  • B S is the saturation magnetic flux density value.
  • the non-oriented electrical steel sheet can satisfy B 50 /B s ⁇ 0.855 as the average value in the rolling direction and the rolling direction.
  • the non-oriented electrical steel sheet can satisfy an iron loss of 1.76 W/kg or less in the rolling direction when a magnetic flux density of 1.5 Tesla is induced at a frequency of 50 Hz.
  • the non-oriented electrical steel sheet may additionally include Cu: 0.015% or less.
  • the reduction rate is controlled in the range of 50 to 85%
  • the temperature increase rate in the region containing 300 to 850 ° C is controlled to 30 ° C / s or more during the final annealing temperature increase, and annealed continuously rather than batch-wise in a coil state. It's about.
  • the final annealing temperature may be 900 to 1150°C.
  • the final annealing time may be 30 to 600 seconds.
  • the annealing of the hot rolled sheet can be performed at 900 to 1150°C.
  • the atmosphere during final annealing preferably contains hydrogen, and the oxidation degree satisfies P H2 /P H2O ⁇ 0.015.
  • the steel sheet on which the final annealing has been completed has F ⁇ 110 ⁇ of 30% or more, F[Goss] of 20% or more, F ⁇ 100 ⁇ of 10% or more, and F[Goss] > F ⁇ 100 ⁇ and is fine.
  • the size of crystal grains within the tissue may be 30 to 250 ⁇ m.
  • F ⁇ 110 ⁇ is the volume fraction of crystal grains whose angle between the ⁇ 110 ⁇ plane and the surface of the steel sheet is 15° or less
  • F[Goss] is the volume fraction of crystal grains whose angle with the Goss orientation is 15° or less
  • F ⁇ 100 ⁇ refers to the volume fraction of crystal grains whose angle between the ⁇ 100 ⁇ plane and the surface of the steel sheet is 15° or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention improves the texture by appropriately controlling the contents of Si, Mn, Al, Sn, and As among the alloy elements added to the steel and optimally managing the cold rolling reduction rate and final annealing conditions.
  • the ⁇ 001 ⁇ direction can be grown along with the direction.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention can provide a non-oriented electrical steel sheet with excellent iron loss in the rolling direction (W 15/50 ) of 1.76 W/Kg or less and dramatically improved magnetism.
  • iron loss In electrical steel sheets, iron loss can generally be divided into hysteresis loss, eddy current loss, and abnormal eddy current loss. There may be differences by grade in iron loss measured at 50Hz at 1.5T, but the ratio of hysteresis loss is very high in the case of the highest quality materials.
  • the hysteresis loss is approximately 70 to 75% when the iron loss is separated, and it has a very large influence on the hysteresis loss. These are crystal orientation, precipitates, and impurities. It can be seen that texture control and precipitate control are very important to improve this hysteresis loss.
  • the present invention controlled the crystal orientation by appropriately utilizing Sn and As, which are segregation elements, and appropriately controlled the final cold rolling reduction rate.
  • Sn a segregation element
  • As was added together to maximize its effect, and a method of forming Goss and Cube orientations was derived through various experiments. That is, in the present invention, in order to improve the characteristics of one direction, the formation of ⁇ 100 ⁇ 0uv> orientations other than Goss or ⁇ 100 ⁇ 001> orientations is reduced and the ⁇ 100 ⁇ 001> orientation is formed to form RD/ ⁇ 001>The orientation formation was improved.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention has, in weight percent, Si: 2.2-4.5%, Mn: 1.0% or less (excluding 0%), Al: 0.020-0.100%, Sn: 0.10-0.30%, As: 0.0005- 0.0100%, Bi: 0.0005 ⁇ 0.0150%, C: 0.0050% or less (excluding 0%), S: 0.0030% or less, N: 0.0050% or less, including the balance Fe and other inevitable impurities, F ⁇ 110 ⁇ is 30% Above, a non-oriented electrical steel sheet that satisfies F[Goss] of 20% or more, F ⁇ 100 ⁇ of 10% or more, and F[Goss] > F ⁇ 100 ⁇ and has a grain size of 30 to 250 ⁇ m in the microstructure.
  • F ⁇ 110 ⁇ is the volume fraction of crystal grains whose angle between the ⁇ 110 ⁇ plane and the surface of the steel sheet is 15° or less
  • F[Goss] is the volume fraction of crystal grains whose angle with the Goss orientation is 15° or less
  • F ⁇ 100 ⁇ refers to the volume fraction of crystal grains in which the angle formed by the ⁇ 100 ⁇ plane with the surface of the steel sheet is 15° or less.
  • the Sn is a grain boundary segregation element that suppresses the diffusion of nitrogen through grain boundaries, suppresses the formation of ⁇ 111 ⁇ and ⁇ 112 ⁇ textures that are harmful to magnetism, and increases the ⁇ 100 ⁇ and ⁇ 110 ⁇ textures that are beneficial to magnetism. It is an ingredient that plays a role in improving the properties and requires addition of 0.10% or more. However, if the addition amount exceeds 0.30%, grain growth may be suppressed, lowering magnetism, and not only deteriorating rollability but also adhesion. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the Sn addition amount in the range of 0.10 to 0.30%.
  • the As serves as an auxiliary element that enhances the effect of Sn.
  • Bi also has the effect of increasing the Goss orientation by segregating at grain boundaries. If the content is too small, the effect is small, and if it is too high, the rollability or film adhesion may deteriorate. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the Bi content in the range of 0.0005 to 0.0150%.
  • Si is an element that increases resistivity and reduces eddy current loss among iron losses, but if excessive, plate fracture may occur. Therefore, in the present invention, it is preferable to add Si in an amount of 4.5% or less.
  • the present invention is based on a composition in which no solid phase transformation exists in the entire temperature range, it is preferable to add Si in an amount of 2.2% or more.
  • Mn 1.0% or less (excluding 0%)
  • Mn is an austenite forming element in the present invention, it is preferable not to add it in order to satisfy a range that does not cause solid phase transformation.
  • the amount of Mn, which does not form austenite may increase even when the manganese content increases.
  • Mn has the effect of increasing resistivity and can improve iron loss, so it is better to add some of it, so 0% is excluded, and it is desirable to control the amount of Mn added to 1.0% or less as long as it does not form austenite.
  • Al is an element that reduces eddy current loss by increasing resistivity, but the texture changes as Al content increases.
  • Al oxide is distributed on the surface, and Al nitride has a negative effect on magnetism and makes subsequent coating adhesion poor. Therefore, in order to maximize the effect of improving texture by Sn and Sb, it is desirable to set the Al content to 0.100% or less. If too little Al is contained, it reacts with the trace amount of N contained in the steel to form very fine AlN, which deteriorates the magnetism, so it is preferable to add 0.020% or more.
  • C combines with Ti, Nb, V, etc. to form carbide, which reduces magnetism, and when used after processing into electrical products in final products, iron loss increases due to magnetic aging, which reduces the efficiency of electrical devices, so it is controlled to less than 0.0050%.
  • non-oriented electrical steel sheet of the present invention may contain Cu, S, and N, and may be added in amounts of Cu: 0.015% or less, S: 0.0030% or less, and N: 0.0050% or less.
  • N forms fine and long AlN precipitates and suppresses the growth of crystal grains, so it is preferable not to add N.
  • S it is preferable not to add S because it forms fine precipitates, MnS and CuS, and inhibits grain growth, worsening magnetic properties. However, considering the amount inevitably added in the steelmaking process, it is preferable to add S at 0.0030% or less. More preferably, it is added at 0.0010% or less.
  • Cu reacts with impurity elements added during the steelmaking process to form fine sulfides, carbides, and nitrides, which have a detrimental effect on magnetism, so it is desirable to control it to 0.015% or less.
  • the electrical steel sheet of the present invention does not exclude the addition of other constituent elements.
  • the above unavoidable impurities may be unintentionally introduced from raw materials or the surrounding environment during the normal steel manufacturing process, and cannot be ruled out.
  • the above unavoidable impurities can be understood by an ordinary engineer in the field of steel manufacturing.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention has F ⁇ 110 ⁇ of 30% or more, F[Goss] of 20% or more, F ⁇ 100 ⁇ of 10% or more, and F[Goss] > F ⁇ 100 ⁇ .
  • the size of crystal grains within the microstructure may be 30 to 250 ⁇ m.
  • F ⁇ 110 ⁇ is the volume fraction of crystal grains whose angle between the ⁇ 110 ⁇ plane and the surface of the steel sheet is 15° or less
  • F[Goss] is the volume fraction of crystal grains whose angle with the Goss orientation is 15° or less
  • F ⁇ 100 ⁇ refers to the volume fraction of crystal grains in which the angle formed by the ⁇ 100 ⁇ plane with the surface of the steel sheet is 15° or less.
  • the best orientation for magnetism is ⁇ 100>, followed by ⁇ 110>, and finally, ⁇ 111> is the worst.
  • the content of each element is in weight percent.
  • the ⁇ 111 ⁇ 112> orientation develops very strongly, and the magnetic flux density becomes much worse than the lowered saturation magnetic flux density.
  • a non-oriented electrical steel sheet has an ideal magnetic value when ⁇ 100> is evenly arranged in the surface direction of the steel sheet, but if the ⁇ 112> orientation is strongly developed in the surface direction, the magnetism becomes very poor.
  • the volume fraction of grains with an angle of 15° or less between the ⁇ 112 ⁇ plane and the rolling surface in a non-oriented electrical steel sheet containing a high Si content without phase transformation there are more of them than the ⁇ 111 ⁇ orientation.
  • the present invention seeks to improve magnetism in one direction to be advantageous for use in axial motors rather than steel sheets with excellent magnetism uniformly in the surface direction required for general non-oriented electrical steel sheets.
  • Goss orientation and Cube directions must be formed simultaneously.
  • the texture is improved by adding Sn, As, and Bi to the composition system and optimally managing the cold rolling reduction rate and final annealing conditions, so that F ⁇ 110 ⁇ is 30% or more and F[Goss] is 20% or more. , and F ⁇ 100 ⁇ was made to satisfy more than 10%.
  • the non-oriented electrical steel sheet can satisfy a volume fraction of 8% or more of crystal grains with an orientation that deviates from the ⁇ 001 ⁇ 001> orientation by 15° or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet can satisfy an iron loss of 1.76 W/kg or less in the rolling direction when a magnetic flux density of 1.5 Tesla is induced at a frequency of 50 Hz.
  • non-oriented electrical steel sheet may have an average grain size of 30 to 150 ⁇ m within the microstructure.
  • the electrical steel sheet of the present invention can be made to satisfy B 50 /B s ⁇ 0.870 in the rolling direction by adjusting the steel composition system and controlling the atmosphere during final annealing.
  • B 50 refers to the magnitude of magnetic flux density (Tesla) induced when a magnetic field of 5000 A/m is added
  • B S is the saturation magnetic flux density value.
  • non-oriented electrical steel sheet of the present invention can satisfy B 50 /B s ⁇ 0.855 as the average value in the rolling direction and the rolling direction.
  • the magnetic flux density must be divided by the saturation magnetic flux density value to evaluate the degree of texture formation favorable for magnetism through process improvement.
  • the saturation magnetic flux density value In other words, even if a high magnetic flux density can be obtained with a low silicon content, the iron loss is very poor, so the degree of texture formation with excellent magnetic properties with low iron loss and high magnetic flux density must be evaluated by the B 50 /Bs value.
  • the ⁇ 100 ⁇ 001> orientation is particularly strongly developed, and in this case, the characteristics in the R direction are greatly improved.
  • the method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet of the present invention includes providing a slab containing the above composition; Manufacturing a hot-rolled steel sheet by reheating the slab to 1050-1180°C and then rolling it; Cold rolling the hot rolled steel sheet and then annealing the hot rolled sheet or annealing the hot rolled sheet without cold rolling; Manufacturing a cold rolled steel sheet by cold rolling the annealed steel sheet; And a step of final annealing the cold-rolled steel sheet, wherein the reduction rate during cold rolling of the hot-rolled steel sheet is controlled to be in the range of 50 to 85%, and the temperature of the final annealing is increased to 300 to 850 ° C. The temperature increase rate is controlled to 30°C/s or more, and annealing is performed continuously rather than batchwise in a coil state.
  • the present invention provides a slab with a composition containing the above-described composition. Slabs with this composition range may not form an austenite phase in the solid state temperature range.
  • the slab is reheated to 1050-1180°C and then rolled to produce a hot-rolled steel sheet.
  • W15/50 iron loss measured at 1.5T 50Hz
  • the influence of fine precipitates along with the texture is also significant. Therefore, in the present invention, it is necessary to control the temperature for reheating the slab, which will be described later, along with the component system that can reduce the formation of fine precipitates in the component system. If the reheating temperature exceeds 1180°C, there is a problem of fine precipitates after the precipitates are re-dissolved in the slab, and if the reheating temperature is less than 1050°C, hot rolling may be difficult.
  • the reheated slab is hot rolled to produce a hot rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled and then hot-rolled sheet annealed or hot-rolled sheet annealed without cold rolling. That is, the hot-rolled sheet is annealed, and since the final cold rolling reduction rate is important in the present invention, some cold rolling may be performed before annealing the hot-rolled sheet to match the final cold rolling reduction rate after annealing.
  • the hot-rolled sheet can be cold-rolled, or if the hot-rolled thickness satisfies the final cold rolling rate, the hot-rolled sheet can be annealed directly without cold rolling.
  • the annealing conditions for the hot-rolled sheet are preferably annealed at 900 to 1150°C.
  • grain growth is suppressed due to the high Sn content. Therefore, if the temperature during annealing of the hot-rolled sheet is less than 900°C, grain growth is reduced due to excessive Sn content in the steel steel, and if it exceeds 1150°C, surface defects may occur. Therefore, it is desirable to control the annealing temperature of the hot rolled sheet in this way.
  • pickling can be performed on the hot rolled steel sheet that has undergone the hot rolled sheet annealing.
  • the annealed hot-rolled sheet is cold-rolled, and at this time, it is preferable to have a cold rolling reduction ratio of 50 to 85%. If the cold rolling reduction rate is too low, productivity during intermediate annealing will be very poor and the Goss orientation will not develop, and if it is too high, the development of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation will be strong, so 50 to 85% is preferable.
  • the cold rolled steel sheet manufactured by the cold rolling is final annealed, the temperature increase rate of the region containing 300 to 850 ° C is controlled to 30 ° C / s or more during the final annealing temperature increase, and the cold rolled steel sheet is returned to the coil state. Annealing is performed continuously rather than batch-wise.
  • the temperature increase rate of the region containing 300 to 850°C during the final annealing is 30°C/s or more, and the annealing cracking temperature is preferably 950 to 1150°C, more preferably 970 to 1050°C. .
  • the appropriate content of Sn, Bi, and As are very important. . This is because increasing the temperature increase rate inhibits the growth of the ⁇ 111 ⁇ or ⁇ 112 ⁇ orientation, thereby favoring the growth of the ⁇ 100 ⁇ orientation.
  • the rate of silver elevation in the region containing 300 to 850°C which is the temperature at which recovery and recrystallization occurs, is particularly important, and growth of the ⁇ 100 ⁇ orientation appeared when the temperature increase rate was 30°C/s or more.
  • grain growth is suppressed due to the high Sn content, so the final annealing is preferably performed at a temperature of 900°C or higher, and more preferably at 950°C or higher. And in the present invention, annealing is performed continuously rather than in a batch manner in a coil state.
  • the final annealing at 1150°C or lower, and more preferably at 1050°C or lower.
  • the final annealing time is preferably 30 to 600 seconds. If it is less than 30 seconds, the S content is high in the present invention, so grain growth is hindered by grain boundary segregation, resulting in smaller grain size, and if it is longer than 600 seconds, continuous annealing is required. This can get difficult.
  • the annealing time is preferably 30 to 600 seconds.
  • the atmosphere during final annealing contains hydrogen and the oxidation degree is preferably P H2 /P H2O ⁇ 0.015.
  • P H2 refers to the partial pressure of hydrogen
  • P H2O refers to the partial pressure of water vapor.
  • the partial pressure of hydrogen in the mixed gas during the final annealing is not limited, but is more preferably 51 vol% or more.
  • a slab composed of C: 0.0025%, Mn: 0.1%, Al: 0.035%, containing Si, Sn, As, Bi as shown in Table 1 below, with the remaining Fe and other inevitable impurities was prepared.
  • This slab was reheated to 1150°C and then hot rolled to a thickness of 1.8 mm to produce a hot rolled steel sheet.
  • the finished hot-rolled steel sheet was annealed at 1050°C for 50 seconds, then slowly cooled to 750°C and then air-cooled. After pickling the air-cooled steel sheet, cold rolling was performed to a thickness of 0.27 mm.
  • the cold rolled steel sheet was subjected to final annealing at 1020°C for 300 seconds in an atmosphere of 95% hydrogen, 5% nitrogen, and dew point of -25°C (at this time, the oxidation degree PH 2 /PH 2 0 value was 0.00076) to obtain an electrical steel sheet. was manufactured. At this time, the temperature increase rate up to 850°C is shown in Table 1 below.
  • Magnetism was measured for the electrical steel sheet manufactured in this way. Measurements were made in the rolling direction and in a direction perpendicular to the rolling, and these were expressed as the measured value in the rolling direction and the average of the two values, and the results are shown in Table 2 below. And the orientation fraction of the texture was calculated through EBSD measurement, and the results are also shown in Table 2 below. Meanwhile, in Table 2 below, the iron loss W 15/50 is the average iron loss in the direction perpendicular to the rolling direction when a magnetic flux density of 1.5 Tesla is induced at a frequency of 50 Hz, and the unit is W/kg.
  • A* is the rolling direction magnetic flux density B 50
  • B* is the rolling direction iron loss W 15/50
  • C* is the rolling direction and rolling direction average magnetic flux density B 50
  • D* is the rolling direction B 50 /Bs
  • E* is the rolling direction and the rolling direction B 50 /Bs
  • F* is F ⁇ 110 ⁇
  • G* is F[Goss](%)
  • H* is F ⁇ 100 ⁇ (%)
  • I* is F ⁇ 111 ⁇ (%)
  • J* represents the ⁇ 100 ⁇ 001> fraction.
  • This slab was reheated to 1150°C and then hot rolled to a thickness of 1.8 mm to produce a hot rolled steel sheet.
  • finish hot-rolled steel sheet was annealed at 1050°C for 50 seconds, then slowly cooled to 750°C and then air-cooled. After pickling the air-cooled steel sheet, cold rolling was performed to a thickness of 0.30 mm.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to final annealing at 980°C for 300 seconds in an atmosphere of 95% hydrogen, 5% nitrogen, and dew point of -25°C (at this time, the oxidation degree PH 2 /PH 2 0 value was 0.00076) to obtain an electrical steel sheet. was manufactured. At this time, the temperature increase rate up to 850°C is shown in Table 3 below.
  • Magnetism was measured for the electrical steel sheet manufactured in this way. Measurements were made in the rolling direction and in a direction perpendicular to the rolling direction, and these were expressed as the measured value in the rolling direction and the average value of the two values, and the results are shown in Table 4 below. And the orientation fraction of the texture was calculated through EBSD measurement, and the results are also shown in Table 4 below. Meanwhile, in Table 4 below, the iron loss W 15/50 is the average iron loss in the direction perpendicular to the rolling direction when a magnetic flux density of 1.5 Tesla is induced at a frequency of 50 Hz, and the unit is W/kg.
  • A* is the rolling direction magnetic flux density B 50
  • B* is the rolling direction iron loss W 15/50
  • C* is the rolling direction and rolling direction average magnetic flux density B 50
  • D* is the rolling direction B 50 /Bs
  • E* is the rolling direction and the rolling direction B 50 /Bs
  • F* is F ⁇ 110 ⁇
  • G* is F[Goss](%)
  • H* is F ⁇ 100 ⁇ (%)
  • I* is F ⁇ 111 ⁇ (%)
  • J* represents the ⁇ 100 ⁇ 001> fraction.
  • Controlled slabs were prepared. This slab was reheated to 1150°C and then hot rolled to a thickness of 1.8 mm to produce a hot rolled steel sheet. Afterwards, after finishing rolling to a thickness of 0.8 mm, the finished hot-rolled steel sheet was annealed at 1050°C, followed by slow cooling to 750°C and then air cooling. After pickling the air-cooled steel sheet, cold rolling was performed to a thickness of 0.30 mm.
  • the cold rolled steel sheet was subjected to final annealing at 1040°C for 300 seconds in an atmosphere of 95% hydrogen, 5% nitrogen, and dew point of -25°C (at this time, the oxidation degree PH 2 /PH 2 0 value was 0.00076) to obtain an electrical steel sheet. was manufactured. At this time, the temperature increase rate up to 850°C is shown in Table 5 below.
  • Magnetism was measured for the electrical steel sheet manufactured in this way. Measurements were made in the rolling direction and in a direction perpendicular to the rolling, and these were expressed as the measured value in the rolling direction and the average of the two values, and the results are shown in Table 6 below. And the orientation fraction of the texture was calculated through EBSD measurement, and the results are also shown in Table 6 below. Meanwhile, in Table 6 below, the iron loss W 15/50 is the average iron loss in the direction perpendicular to the rolling direction when a magnetic flux density of 1.5 Tesla is induced at a frequency of 50 Hz, and the unit is W/kg.
  • A* is the rolling direction magnetic flux density B 50
  • B* is the rolling direction iron loss W 15/50
  • C* is the average magnetic flux density in the rolling direction and the rolling direction B 50
  • D* is the rolling direction B 50 /Bs.
  • E* is B 50 /Bs in the rolling direction and the rolling direction
  • F* is F ⁇ 110 ⁇
  • G* is F[Goss](%)
  • H* is F ⁇ 100 ⁇ (%)
  • I* is F ⁇ 111 ⁇ (%)
  • J* represents the ⁇ 100 ⁇ 001> fraction.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to final annealing at 980°C for 300 seconds in an atmosphere of 95% hydrogen, 5% nitrogen, and dew point of -25°C (at this time, the oxidation degree PH 2 /PH 2 0 value was 0.00076) to obtain an electrical steel sheet. was manufactured. At this time, the temperature increase rate up to 850°C is shown in Table 7 below.
  • Magnetism was measured for the electrical steel sheet manufactured in this way, and after measuring in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling, this was expressed as the measured value in the rolling direction and the average value of the two values, and the results are also shown in Table 7 below.
  • the iron loss W 15/50 is the average iron loss in the direction perpendicular to the rolling direction when a magnetic flux density of 1.5 Tesla is induced at a frequency of 50 Hz, and the unit is W/kg.
  • A* is the rolling direction magnetic flux density B 50
  • B* is the rolling direction iron loss W 15/50
  • C* is the rolling direction average magnetic flux density perpendicular to rolling B 50
  • D* is the rolling direction B 50 /Bs
  • E* represents the average magnetic flux density B 50 /Bs in the rolling direction and the direction perpendicular to rolling.
  • C 0.002%, Si: 3.25%, Al: 0.037%, Sn: 0.19%, Mn: 0.1%, N: 0.0015%, S: 0.0017%, As 0.0034%, Bi 0.0025%, Cu: 0.007 %, the remaining Fe and other inevitable impurities were prepared.
  • These slabs were reheated to 1150°C and then hot rolled to a thickness of 2.3 mm to produce hot rolled steel sheets. Subsequently, one of the hot-rolled steel sheets was hot-rolled at 1050°C without going through an intermediate cold rolling process, and the remaining hot-rolled steel sheets were cold-rolled to a thickness of 0.7 mm and then hot-rolled at 1050°C, and then heated to 750°C.
  • Magnetism was measured for the electrical steel sheet manufactured in this way. Measurements were made in the rolling direction and in a direction perpendicular to the rolling, and these were expressed as the measured value in the rolling direction and the average value of the two values, and the results are shown in Table 9 below. And the orientation fraction of the texture was calculated through EBSD measurement, and the results are also shown in Table 9 below. Meanwhile, in Table 9 below, the iron loss W 15/50 is the average iron loss in the direction perpendicular to the rolling direction when a magnetic flux density of 1.5 Tesla is induced at a frequency of 50 Hz, and the unit is W/kg.
  • A* is the rolling direction magnetic flux density B 50
  • B* is the rolling direction iron loss W 15/50
  • C* is the rolling direction and rolling direction average magnetic flux density B 50
  • D* is the rolling direction B 50 /Bs
  • F* is F ⁇ 110 ⁇
  • G* is F[Goss](%)
  • H* is F ⁇ 100 ⁇ (%)
  • I* is F ⁇ 111 ⁇ (%)
  • J* is ⁇ 100 ⁇ 001 >Indicates fraction.
  • the final cold rolling reduction rate is low, it is advantageous for Goss orientation growth, but if it is too low, productivity during annealing may be too low and texture formation may be unfavorable.

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Abstract

무방향성 전기강판 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명의 무방향성 전기강판은, 중량%로, Si: 2.2~4.5%, Mn: 1.0% 이하(0% 미포함), Al: 0.020~0.100%, Sn: 0.10~0.30%, As: 0.0005~0.0100%, Bi: 0.0005~0.0150%, C: 0.0050% 이하(0% 미포함), S: 0.0030% 이하, N: 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, F{110}가 30% 이상, F[Goss]이 20% 이상, F{100}가 10% 이상, 그리고 F[Goss] > F{100}를 만족하면서 미세조직 내에 결정립의 크기가 30~250㎛이다.

Description

무방향성 전기강판 및 그 제조방법
본 발명은 무방향성 전기강판에 관한 것으로, 강 성분계 및 집합조직을 제어하여 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
무방향성 전기강판은 모터, 발전기 등의 회전 기기와 소형 변압기 등의 정지 기기에서 철심용 재료로 사용되며 전기기기의 에너지 효율을 결정하는데 중요한 역할을 한다.
모터는 통상적으로 표면 방향으로 자속이 흐르는 radial motor가 많으며, 이러한 모터에 대해서는 모터가 회전할 때 자속이 바뀌게 되므로 강판내에서 표면과 평행한 모든 방향으로 평균적으로 자성이 우수한 강판이 요구된다. 이와 달리 축방향 모터(axial motor)의 경우 자속이 축방향으로 흐르게 되어 한 방향의 자성도 중요하게 되었다. 이러한 축방향 모터는 출력밀도가 높아 최근 개발이 추진되는 도심항공 모빌리티나 전기차의 in-wheel 모터 등 고출력비가 요구되는 모터에서 활용될 수 있다. 이러한 축방향 모터는 한쪽 방향이 자성이 더 우수한 것이 중요하다.
한방향 특성이 우수한 방향성 전기강판은 공정이 길고 배치식 고온소둔이 필요하여 공정원가가 높으며, 결정립 크기가 수 cm로 크다. 통상적으로 무방향성 전기강판에서는 모터 코아 등의 복잡한 형상을 punching 가공을 통해 제조하고 있으므로 결정립 크기가 과도하게 크게 되면 가공성이 매우 나빠지게 된다. 또한 방향성 전기강판은 한방향으로 자성이 우수하나 표면에 포스테라이트(Mg2SiO4)라는 세라믹 피막을 가지고 있다. 따라서 모터 타발시 금형 마모가 매우 커서 모터 가공상의 어려움이 크고 타발시 burr발생이 커져서 강판 특성이 우수하여도 모터 가공후 모터의 특성 저하가 커지는 문제가 발생한다. 또한 Goss 방위만 극히 정렬되어 표면에서 압연방향에서 각도가 조금만 벗어나도 [110]방위에 가까워져서 자성이 급속도로 나빠지게 된다. 따라서 한방향의 자성이 우수하면서도 결정립 크기가 강판 두께보다는 작고, 연속소둔에 의해 생산할 수 있으며, 표층에 세라믹 코팅층이 없는 전기강판이 필요하다. 또한 한방항으로 자성이 우수하면서도 표면의 주위방향도 자성이 우수한 전기강판이 필요하므로 Goss방위를 많이 포함하면서도 면방향이 <100> 방위가 적정하게 포함하고 있는 강판이 필요하다. 즉 한방향 특성이 중요하면서도 코너부의 자속 회전을 일부 고려할 때 Goss 방위가 분율이 높으면서도 면방향으로 <100> 방위를 어느 정도 포함하고 있는 집합조직형성이 필요하다. 또한 방향성 전기강판은 고온소둔 공정의 시간이 길어서 배치식 소둔을 할 수밖에 없으며 통상적으로 최종 냉간압연후 탈탄소둔을 거치고 배치식 고온소둔을 거친 후 평탄화소둔까지 필요하다. 즉, 냉간압연 후에도 매우 긴공정을 거치고 있으므로 고온소둔에서 필요한 소둔분리제에 의한 세라믹 코팅형성이 되며, 이러한 세라믹 코팅을 제거할수 있는 기술도 마찬가지로 냉간압연후에 긴공정 라인이 필요하다는 단점이 있다. 따라서, 연속라인을 거친 소둔후 바로 절연코팅을 하므로써 최종 냉연후 1가지 공정으로 마무리할수 있는 기술이 필요하다.
전기 강판의 자기적 특성으로는 대표적으로 철손과 자속밀도를 들 수 있는데 철손은 작고, 자속밀도는 높을수록 좋은데, 이는 철심에 전기를 부가하여 자기장을 유도할 때, 철손이 낮을 수록 열로 손실되는 에너지를 줄일 수 있으며, 자속밀도가 높을수록 같은 에너지로 더 큰 자기장을 유도할 수 있기 때문이다.
철손 감소를 위하여 비저항이 큰 합금 원소인 Si, Al, Mn등을 첨가하는데 이 방법은 철손은 감소하지만 포화 자속밀도 또한 감소하는 문제점이 있다. 또한, Si 첨가량이 4% 이상이 되면 가공성이 저하되어 냉간압연이 곤란해져 생산성이 떨어지게 되며 Al, Mn등도 많이 첨가될수록 압연성도 저하되며 경도가 증가하며 가공성도 떨어지게 되는 문제점이 생긴다.
자속밀도와 철손을 개선하기 위해서는 집합조직을 개선해야 한다.
특허문헌 1에는, 냉연강판의 표면에서 (100) 결정립의 선택적 결정 성장이 이루어지도록 소둔하여, 소둔판의 표면이 (100)[0vw] 결정방위로 이루어지게 하는 방법을 제시하고 있다. 이하, 결정방위는 Miller index로 표시한다. 결정방위를 {hkl}<uvw> 또는 (hkl)[uvw]로 표시할 때 {hkl}은 표면방위에 평행한 결정면의 면지수이며, <uvw>는 압연방향에 평행한 결정방향을 나타내다. h,k,l,u,v,w는 정수이다. 상기 특허문헌 1에서 최종 소둔을 거친 소둔판의 평균결정립 크기 y와 판 두께 x는, S가 0.007중량% 미만인 경우, y ≥ 2.2x + 0.1 (단위:mm)의 관계를 나타내고, S가 0.007중량% 이상인 경우, y ≥ 1.48x + 0.04 (단위:mm) 의 관계를 나타내는 것을 특징으로 하고 있다. 즉, 결정립크기가 모두 두께보다 커서 결정립이 매우 커서 두께를 관통하고 있는 구조를 가진다.
또한 특허문허 2에는, 중량%로, C: 0 초과 0.005% 이하, Si: 2~4%, Mn: 0.05% 이상 1.0% 미만, S: 0.0001~0.035%, Al: 0 초과 0.20% 이하, P: 0 초과 0.2% 이하, N: 0 초과 0.003% 이하를 함유하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 판 표면의 평균결정립 크기가 판 두께와 동일하거나 더 큰 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판에 관한 내용이 개시되고 있다. 즉, 상기 특허문헌 2도 평균 결정립크기가 판두께 이상임을 제시하고 있다. 통상적으로 무방향성 전기강판에서는 모터 코아 등의 복잡한 형상을 punching가공을 통해 제조하고 있으므로, 결정립 크기가 과도하게 크게 되면 가공성이 매우 나빠지게 된다. 상기 2 특허문헌에서 제시된 방법은 S를 가장 중요한 원소로서 첨가하고 모든 제조공정 온도에서 페라이트 조직을 나타내는 성분조성의 강판을 이용하고 있다. 그리고 S의 편석에 의해 표면에 (100)[0vw] 결정립의 선택적 결정성장을 하여 다른 결정립을 잠식하면서 성장하여 (100)[0vw]를 형성시키므로, 이러한 집합조직 형성을 위해서는 결정립경이 두께보다 클수 밖에 없다. 또한 한방향으로 자성이 매우 우수하게 만들기는 한계가 있다.
한편 특허문헌 3은 금속 판재 면에 평행한 {100}면을 상기 금속 판재 표면에 형성시키기 위한 방법을 제시하고 있다. 금속 판재의 내부 영역 및 표면 영역 중 적어도 일 영역의 산소를 감소시키거나 상기 금속 판재를 외부의 산소로부터 차단하면서 오스테나이트 상이 안정한 온도 하에서 금속 판재를 열처리하는 열처리 단계, 및 상기 열처리 된 금속 판재를 페라이트 상으로 상 변태 시키는 단계를 포함하는 금속 판재의 표면 {100}면 형성 방법이다. 이 방법은 외부로부터 산소를 차단하는 것이 필요하므로 공업적으로 실행이 어려운 진공열처리가 필요하며, 열처리 시간이 많이 필요하므로 공업적 성공이 매우 어려운 프로세스이다. 이 또한 한방향으로 매우 우수하게 만들기는 어렵다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 대한민국 등록특허공보 10-1203791호
(특허문헌 2) 대한민국 등록특허공보 10-1227767호
(특허문헌 3) 대한민국 등록특허공보 10-0797895호
본 발명은 강의 합금 원소 및 공정조건을 제어하여 결정립 크기가 판 두께보다는 작고, 표층에 세라믹 피막을 형성하지 않으면서도, 집합조직을 제어하여 Goss 방위와 표면에 평행한 방향으로 <100> 방위를 형성하며, 연속소둔라인을 통해서 생산할수 있는 한 방향으로 철손과 자속밀도가 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공함에 그 목적이 있다.
본 발명의 일 측면은,
중량%로, Si: 2.2~4.5%, Mn: 1.0% 이하(0% 미포함), Al: 0.020~0.100%, Sn: 0.10~0.30%, As: 0.0005~0.0100%, Bi: 0.0005~0.0150%, C: 0.0050% 이하(0% 미포함), S: 0.0030% 이하, N: 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, F{110}가 30% 이상, F[Goss]이 20% 이상, F{100}가 10% 이상, 그리고 F[Goss] > F{100}를 만족하면서 미세조직 내에 결정립의 크기가 30~250㎛인, 무방향성 전기강판에 관한 것이다.
여기에서, F{110}이란 {110}면이 강판 표면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이며, F[Goss]이란 Goss 방위와 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이며, F{100}이란 {100}면이 강판 표면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율을 말한다.
상기 무방향성 전기강판은 {001}<001> 방위에서 15°이하로 벗어난 방위를 가진 결정립들의 부피분율이 8% 이상을 만족할 수 있다.
상기 무방향성 전기강판은 압연방향으로 B50/Bs ≥ 0.870 를 만족할 수 있다. 여기에서, B50은 5000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)를 말하며, BS 는 포화자속밀도 값이다.
상기 무방향성 전기강판은 압연방향과 압연수직방향 평균값으로 B50/Bs ≥ 0.855를 만족할 수 있다.
상기 무방향성 전기강판은 50 Hz주파수에서 1.5 Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향으로 철손이 1.76 W/kg이하를 만족할 수 있다.
상기 무방향성 전기강판은 Cu: 0.015% 이하를 추가로 포함할 수 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
상기와 같은 조성성분을 포함하는 슬라브를 제공하는 단계; 상기 슬라브를 1050~1180℃로 재가열한 후 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연한 후 열연판 소둔하거나 냉간압연 없이 열연판 소둔하는 단계; 상기 열연판 소둔된 강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및 상기 냉연강판을 최종 소둔하는 단계를 포함하며,
상기 소둔된 강판의 냉간압연 시 압하율을 50~85% 범위로 제어하고,
상기 최종 소둔의 승온 시 300~850℃를 포함하는 영역의 승온속도를 30℃/s 이상으로 제어하고, 그리고 코일상태로 배치식으로 소둔하지 않고 연속식으로 소둔하는, 무방향성 전기강판 제조방법에 관한 것이다.
상기 최종 소둔시 온도는 900~1150℃ 일수 있다.
상기 최종 소둔 시간은 30~600초 일수 있다
또한 상기 열연판 소둔은 900~1150℃에서 할 수 있다.
또한 최종 소둔 시의 분위기는 수소를 포함하며, 산화도는 PH2/PH2O ≤ 0.015 를 만족함이 바람직하다.
또한 상기 최종 소둔이 완료된 강판은, F{110}가 30% 이상, F[Goss]이 20% 이상, F{100}가 10% 이상, 그리고 F[Goss] > F{100}를 만족하면서 미세조직 내에 결정립의 크기가 30~250㎛일 수 있다. 여기에서, F{110}이란 {110}면이 강판 표면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이며, F[Goss]이란 Goss 방위와 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이며, F{100}이란 {100}면이 강판 표면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율을 말한다
본 발명에 의한 무방향성 전기강판은 강에 첨가되는 합금원소 중에서 Si, Mn, Al과, Sn, As 함량을 적절히 제어하고 냉간 압연 압하율 및 최종 소둔 조건을 최적으로 관리함으로써 집합조직을 개선하여 Goss 방위와 함께 {001}방위를 성장시킬 수 있다.
또한 Sn 및 As의 편석에 의한 침질을 방지함으로써 Al을 일부 포함함에도 불구하고 Al함량이나 분위기중 질소 분위기에 의한 자성이 열화되는 것을 해결할 수 있다.
또한 방향성 전기강판에 관한 기술이 아니므로, 소둔분리제를 이용하여 강판 표면에 Mg2SiO4 피막을 형성할 필요가 없다.
따라서 본 발명에 따른 무방향성 전기강판은, 압연방향으로의 철손(W15/50)이 1.76W/Kg이하로 철손이 우수하면서도 자성이 획기적으로 향상된 무방향성 전기강판을 제공할 수 있다
본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다.
전기강판에서 철손은 일반적으로 이력손실과 와전류 손실과 이상와전류 손실로 나눌수 있으며 1.5T에서 50Hz로 측정한 철손에 있어서 등급별로 차이가 있을 수 있으나 최고급 소재의 경우 이력손의 비율이 매우 높다.
전기강판에 있어서 0.35mm 두께의 자성이 우수한 소재 중 철손이 약 2.1W/kg인 소재의 경우 철손을 분리하여 보면 이력 손실이 약 70~75%에 달하고 있으며, 이력 손실에 매우 큰 영향을 미친는 것이 결정 방위와 석출물 및 불순물이다. 이러한 이력 손실 개선을 위해서는 집합 조직 제어 및 석출물 제어가 매우 중요함을 알 수 있다.
축방향 모터의 경우, 한 방향으로의 철손 및 자속밀도가 중요하므로 기존 무방향성 전기강판 대비해서는 한 방향의 철손이 우수한 Goss방위의 분율을 높인다면 특히, 압연방향으로의 철손과 자속 밀도를 개선할수 있다. 그런데 Goss 방위({110}<001>)를 가장 많이 형성시키고, 표면에 수직인 방향이 <100>방향, 즉, 면방향이 {100} 면의 방위도 많이 포함하면서 이 중 RD 방향으로 자성이 우수한 Cube 방위({100}<001>)를 많이 형성시키면 압연방향으로 자성이 우수하고 또한 압연 수직방향으로도 자성이 매우 열화되는 것을 막을수 있다.
따라서 이러한 Goss 방위와 Cube 방위를 동시에 형성시키기 위하여, 본 발명에서는 편석원소인 Sn과 As를 적절히 활용하여 결정방위를 제어하고, 최종 냉간 압하율을 적정하게 제어하였다. 그리고 편석원소인 Sn은 종래에도 집합조직 제어를 위한 원소로 알려졌으나 본 발명에서는 As를 같이 첨가하여 그 효과를 극대화하였으며, 다양한 실험을 통해 Goss와 Cube 방위를 같이 형성하는 방법을 도출하였다. 즉, 본 발명에서는 한 방향의 특성을 우수하게 하기 위해, Goss나 {100}<001>방위 이외의 {100}<0uv>방위 형성은 덜 되게하고 {100}<001> 방위를 형성하여 RD/<001>방위형성을 높였다.
이러한 본 발명의 무방향성 전기강판은, 중량%로, Si: 2.2~4.5%, Mn: 1.0% 이하(0% 미포함), Al: 0.020~0.100%, Sn: 0.10~0.30%, As: 0.0005~0.0100%, Bi: 0.0005~0.0150%, C: 0.0050% 이하(0% 미포함), S: 0.0030% 이하, N: 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, F{110}가 30% 이상, F[Goss]이 20% 이상, F{100}가 10% 이상, 그리고 F[Goss] > F{100}를 만족하면서 미세조직 내에 결정립의 크기가 30~250㎛인, 무방향성 전기강판에 관한 것이다. 여기서, F{110}이란 {110}면이 강판 표면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이며, F[Goss]이란 Goss 방위와 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이며, F{100}이란 {100}면이 강판 표면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율을 말한다.
이하, 본 발명의 무방향성 전기강판의 강 성분조성 및 그 함량제한 사유를 설명하며, 여기에서, "%"는 달리 규정한 바가 없다면 중량%를 의미한다.
Sn: 0.10~0.30%
상기 Sn는 결정립계 편석원소로써 결정립계를 통한 질소의 확산을 억제하며, 자성에 해로운 {111}, {112} 집합조직의 형성을 억제하고 자성에 유리한 {100} 및 {110} 집합조직을 증가시켜 자기적 특성을 향상시키는 역할을 하는 성분으로 0.10% 이상의 첨가를 요한다. 그러나 그 첨가량이 0.30%를 초과하면 결정립 성장을 억제하여 자성을 떨어뜨리며 압연성을 열위시킬뿐만 아니라 밀착성을 열위하게 만들 수 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 Sn 첨가량을 0.10~0.30% 범위로 제어함이 바람직하다.
As: 0.0005~0.0100%
상기 As는 Sn의 효과를 높이는 보조 원소로서의 역할을 한다. 편석원소로 {111} 집합조직 제어 효과가 있으며, Sn과 동시 첨가하여 Sn의 첨가효과를 극대화할 수 있는 성분으로 0.0005% 이상의 첨가를 요한다. 그러나 과량 첨가시 피막 밀착성이 나빠지므로, 본 발명에서는 상기 As의 첨가량을 0.0005~0.0100% 범위로 제어함이 바람직하다.
Bi:0.0005~0.0150%　
Bi도 결정립계에 편석해 Goss방위를 증가시키는 효과가 있으며, 그 함량이 너무 적으면 그 효과가 작고, 너무 많으면, 압연성나 피막 밀착성을 열화 시킬수 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 Bi 함량을 0.0005~0.0150% 범위로 제어함이 바람직하다.
한편 본 발명에서는 상기 Sn, As, Bi를 동시에 첨가하였을 때, 압연방향이 <001>방위와 평행한 Goss방위와 Cube 방위를 동시에 형성하기에 유리하며, Goss 및 Cube 방위 동시 형성에 의해 결정립 크기를 과도하게 성장시키지 않아 모터 가공성에 유리할 수 있다.
Si: 2.2~4.5%
Si는 비저항을 증가시켜서 철손중 와류손실을 낮추는 원소이지만, 과다할 경우 판파단이 발생될 수 있기 때문에, 본 발명에서는 Si를 4.5%이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
또한 본 발명에서는 전체 온도영역에서 고체 상변태가 존재하지 않은 조성을 기준으로 하므로 Si은 2.2% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다.
Mn: 1.0% 이하(0% 미포함)
Mn은 첨가량이 증가할수록 포화 자속밀도가 감소하며, 또한 본 발명에서 Mn은 오스테나이트 형성원소이므로 고체 상변태를 일으키지 않은 범위를 만족하기 위하여 첨가 되지 않는 것이 바람직하다. 다만, Si 함량이 높아질 경우, 망간이 높아져도 오스테나이트를 형성하지 않는 Mn양이 증가할수 있다. 또한 Mn을 과도하게 첨가 시 집합조직이 일부 나빠지므로 너무 높지 않은 것이 좋다. Mn은 비저항 증가 효과가 있어 철손이 우수해질 수 있으므로 일부 첨가해지는 것이 좋으므로 0%은 제외하며 오스테나이트를 형성하지 않는 범위에서 Mn 첨가량 1.0% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Al: 0.020~0.100%
Al은 비저항을 증가시켜 와류손실을 낮추는 원소이지만 Al 함량 증가에 따라 집합조직이 변화하게 된다. 또한 Al 산화물은 표면에 분포되어 있고, Al 질화물은 자성에 안 좋은 영향을 주며, 추후 코팅 밀착성도 열위하게 만든다. 따라서 Sn과 Sb에 의한 집합조직 개선효과를 극대화 하기 위하여 Al 함량은 0.100%이하로 하는 것이 바람직하다. Al이 너무 적게 함유되게 되면 소강에 함유된 극미량의 N과 반응하여 매우 미세한 AlN 형성이되어 자성을 열화시키므로 0.020%이상을 첨가하는 것이 바람직하다.
C: 0.0050% 이하
C은 Ti, Nb, V 등과 결합하여 탄화물을 형성하여 자성을 열위시키며 최종제품에서 전기 제품으로 가공 후 사용 시 자기시효에 의하여 철손이 높아져 전기기기의 효율을 감소시키기 때문에 0.0050%이하로 제어한다.
또한 본 발명의 무방향성 전기강판은 Cu, S, N을 포함할 수 있으며, 상기 Cu: 0.015% 이하, S: 0.0030%이하, N: 0.0050% 이하로 첨가될 수 있다.
N는 미세하고 긴 AlN석출물을 형성하여 결정립의 성장을 억제하므로 첨가되지 않는 것이 바람직하나, 제강공정에서 불가피하게 첨가되는 양을 고려하여 0.0050%이하, 더욱 바람직하게는 0.0020%이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
S는 미세한 석출물인 MnS 및 CuS를 형성하고 결정립성장을 억제하여 자기특성을 악화시키기 때문에 첨가되지 않는 것이 바람직하나, 제강공정에서 불가피하게 첨가되는 양을 고려하여 0.0030% 이하로 첨가되는 것이 바람직 하며, 더욱 바람직하게는 0.0010% 이하로 첨가한다.
Cu는 제강 공정 중 첨가되는 불순물 원소들과 반응하여 미세한 황화물, 탄화물 및 질화물을 형성하여 자성에 유해한 영향을 미치므로 0.015% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
기타 그 밖의 잔여 성분은 Fe 및 불가피한 불순물이다. 본 발명의 전기강판은 다른 성분원소의 첨가를 배제하는 것은 아니다. 상기 불가피한 불순물은 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 배제할 수는 없다. 상기 불가피한 불순물은 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 이해할 수 있다.
또한 본 발명의 무방향성 전기강판은, F{110}가 30% 이상, F[Goss]이 20% 이상, F{100}가 10% 이상, 그리고 F[Goss] > F{100}를 만족하면서 미세조직 내에 결정립의 크기가 30~250㎛일 수 있다. 여기서, F{110}이란 {110}면이 강판 표면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이며, F[Goss]이란 Goss 방위와 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이며, F{100}이란 {100}면이 강판 표면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율을 말한다.
통상적으로 RD 방향을 기준으로 할 때 자성에 가장 좋은 방위는 <100>방위이며, 다음으로 <110>, 그리고 마지막으로 <111>이 가장 나쁘다.
통상적으로 Si함량을 높이게 되면 Si에 의한 포화 자속값의 하락이 하기 관계식 1과 같이 표시될 수 있다.
[관계식 1]
Bs[T］= 2.1561-0.0413×[Si%］-0.0198×[Mn%］-0.0604×[Al%］
여기에서, 각 원소 함량은 중량%이다
이와 더불어, {111}<112> 방위가 매우 강하게 발달하여 포화자속밀도 하락한 값보다 자속밀도가 훨씬 나빠지게 된다.
무방향성 전기강판은 강판의 표면 방향으로 <100>이 균일하게 배치되는 경우, 이상적인 자성 값을 가지게 되는데, 면 방향으로 <112> 방위가 강하게 발달하면 자성이 매우 나빠지게 된다. 또한 상변태가 없는 높은 Si 함량을 포함한 무방향성 전기강판에서 {112}면이 압연면과 이루는 각도가 15° 이하인 결정립의 부피분율을 고려해 보면 {111} 방위보다 더욱 많이 존재한다.
본 발명에서는 앞서 설명한 바와 같이 일반적인 무방향성 전기강판에서 요구하는 표면 방향으로 균일하게 자성이 우수한 강판 보다는 축방향 모터 사용에 유리하도록 한방향으로 자성을 더욱 우수하게 만드는 것을 추구하고 있으며, 이를 위해서 Goss 방위와 Cube 방향을 동시에 형성시켜야 한다.
따라서 본 발명에서는 성분계에 Sn, As, Bi를 첨가하고 냉간 압연 압하율 및 최종 소둔 조건을 최적으로 관리함으로써 집합조직을 개선하여, F{110}가 30% 이상, F[Goss]이 20% 이상, 그리고 F{100}가 10% 이상을 만족하도록 하였다.
또한 본 발명에서 무방향성 전기강판은 {001}<001> 방위에서 15°이하로 벗어난 방위를 가진 결정립들의 부피분율이 8% 이상을 만족할 수 있다
또한 상기 무방향성 전기강판은 50 Hz주파수에서 1.5 Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향으로 철손이 1.76 W/kg이하를 만족할 수 있다.
아울러, 상기 무방향성 전기강판은 미세조직 내에 평균결정립의 크기가 30~150㎛를 만족할수 있다.
종래 Si을 약 3.2% 함유하고, C 및 S가 각각 30ppm 이하로 함유한 무방향성 전기강판에서의 F{110}은 7% 정도, F[Goss]는 1.5% 정도, 그리고 F{100}은 16% 정도이며, 이중 F[Cube]는 2.7% 정도에 불과하다. 이에 대하여, Sn 0.1% 이상, 그리고 As 및 Bi를 포함한 본 발명의 무방향성 전기강판은 F{110}은 41%, F[Goss] 값이 23%를 형성하고 37%까지도 형성하는 경우도 있으며, F[Cube]도 약 8% 이상을 형성할 수 있다. 따라서 압연방향 자속밀도의 획기적 개선이 이루어져서, 조건에 따라서는 Si 3%이상 함유된 강판에서도 1.80W/kg이상 값도 다수 확보될 수 있다.
또한, 본 발명의 전기강판은, 강 성분계를 조절하고, 최종 소둔 시 분위기 제어를 통하여 압연방향으로 B50/Bs ≥ 0.870을 만족하도록 할 수 있다. 여기에서, B50은 5000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)를 말하며, BS 는 포화자속밀도 값이다.
또한 본 발명의 무방향성 전기강판은 압연방향과 압연수직방향 평균값으로 B50/Bs ≥ 0.855를 만족할 수 있다.
Si 함량에 따라 자속밀도를 포화자속밀도 값으로 나누어 주어야 공정개선에 의한 자성에 유리한 집합조직 형성 정도를 평가할수 있다. 즉, 실리콘 함량이 낮은 상태에서 고자속밀도를 얻을 수 있더라도 철손이 매우 좋지 않은 특성을 가지므로 철손도 낮고 자속밀도도 높은 우수한 자성을 가지는 집합조직 형성 정도는 B50/Bs 값으로 평가하여야 한다.
또한 본 발명의 전기강판은, Goss와 함께 {100} 방위중에서,특히 {100}<001>방위가 강하게 발달하게 되는데, 이경우 R 방향의 특성이 매우 좋아지게 된다.
다음으로, 본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 무방향성 전기강판 제조방법은, 상기와 같은 조성성분을 포함하는 슬라브를 제공하는 단계; 상기 슬라브를 1050~1180℃로 재가열한 후 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연한 후 열연판 소둔하거나 냉간 압연 없이 열연판 소둔하는 단계; 상기 소둔된 강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및 상기 냉연강판을 최종 소둔하는 단계를 포함하며, 상기 열연판 소둔된 강판의 냉간압연 시 압하율을 50~85% 범위로 제어하고, 상기 최종 소둔의 승온 시 300~850℃를 포함하는 영역의 승온속도를 30℃/s 이상으로 제어하고, 그리고 코일상태로 배치식으로 소둔하지 않고 연속식으로 소둔하는 것을 특징으로 한다.
먼저, 본 발명에서는 상기와 같은 조성성분을 포함하는 조성 성분을 가진 슬라브를 제공한다. 이러한 조성성분 범위를 갖는 슬라브는 고체 상태의 온도 영역에서 오스테나이트 상을 형성하지 않을 수 있다.
그리고 상기 슬라브를 1050~1180℃로 재가열한 후 압연하여 열연강판을 제조한다. 전술한 바와 같이, W15/50(1.5T 50Hz에서 측정한 철손)은 이력손이 크며, 여기에는 집합조직과 함께 미세 석출물의 영향도 크다. 따라서 본발명에서는 성분계에서 미세석출물 형성을 줄일수 있는 성분계와 함께 후술하는 슬라브 재가열하는 온도를 제어할 필요가 있다. 상기 재가열 온도가 1180℃ 를 초과할 경우 슬라브 내에 석출물이 재고용된 후 미세하게 석출하는 문제점이 있으며, 재가열 온도가 1050℃ 미만일 경우 열간압연이 어려울 수 있다.
이와 같이 재가열된 슬라브를 열간압연 하여 열연강판을 제조한다.
이어, 본 발명에서는 상기 열연강판을 냉간압연한 후 열연판 소둔하거나 냉연없이 열연판 소둔을 실시한다. 즉, 상기 열연판은 소둔을 하게 되는데, 본 발명에서는 최종 냉간압하율이 중요하므로 소둔 후 최종 냉간 압하율을 맞추기 위해 열연판 소둔 전에 냉간압연을 일부 진행할 수 있다. 열연두께에 따라 열연판은 냉연을 하거나 또는 열연 두께가 최종 냉연율을 만족하는 경우 냉연하지 않고 바로 열연판 소둔할수 있다.
상기 열연판 소둔조건으로 900~1150℃에서 열연판 소둔함이 바람직하다. 본 발명에서는 Sn의 함량이 높아 결정립 성장이 억제되어 있는 상태이므로, 열연판 소둔 시 온도가 900℃ 미만일 경우 소강에 Sn가 과량 함유되어 결정립 성장이 적어지며, 1150℃ 초과일 경우 표면 결함이 발생할 수 있으므로 이와 같이 열연판 소둔온도를 제어하는 것이 바람직하다.
그리고 상기 열연판 소둔을 거친 열연강판에 산세를 실시할 수 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 소둔된 열연판을 냉간 압연하며, 이때, 50~85%의 냉간압하율을 갖는 것이 바람직하다. 냉간압하율은 너무 낮으면 중간소둔 시 생산성이 매우 나빠지고 Goss 방위가 발달하지 않고, 너무 높으면 {111} <112> 방위의 발달이 강해지므로 50~85%가 바람직하다.
더욱 바람직하게는, 55~83%로서, 이 경우, Goss 방위와 Cube 방위을 동시에 형성함에 유리해질 수 있다.
후속하여, 본 발명에서는 상기 냉간압연으로 제조된 냉연강판을 최종 소둔하며, 상기 최종 소둔의 승온 시 300~850℃를 포함하는 영역의 승온속도를 30℃/s 이상으로 제어하고, 그리고 코일상태로 배치식으로 소둔하지 않고 연속식으로 소둔한다.
상기 최종 소둔시의 최종 소둔의 승온시 300~850℃를 포함하는 영역의 승온속도는 30℃/s 이상이며, 소둔균열온도는 바람직하게는 950~1150℃, 더욱 바람직하게는 970~1050℃ 이다.
본 발명에서는 성분계에서 {111} 방위와 {112}방위의 형성을 억제하고, Goss 방위와 Cube 방위를 성장시키기 위해서는 상기 Sn, Bi, As의 적절한 함량과 적절한 냉간 압하율과 승온속도가 매우 중요하다. 상기 승온속도를 높이면 {111}이나 {112} 방위의 성장을 억제하므로 {100} 방위의 성장이 유리하게 되기 때문이다. 또한 회복 및 재결정이 일어나는 온도인 300~850℃를 포함하는 영역에서의 승은속도가 특히 더 중요한데, 상기 승온속도가 30℃/s 이상일 때 이러한 {100} 방위의 성장이 나타났다.
본 발명의 일 실시예에서는 Sn의 함량이 높아 결정립 성장이 억제되어 있는 상태이므로 최종 소둔 시 900℃ 이상의 온도에서 최종 소둔 하는 것이 바람직하며, 더욱 바람직하게는 950℃ 이상에서 실시한다. 그리고 본 발명에서는 코일상태로 배치식으로 소둔하지 않고 연속식으로 소둔한다.
또한, 비정상 결정립성장을 방지하기 위하여 1150℃ 이하에서 최종 소둔하는 것이 바람직하며, 더욱 바람직하게는 1050℃ 이하에서 실시한다.
그리고, 최종 소둔 시간은 30초~ 600초 인 것이 바람직한데, 30초 미만일 경우 본 발명에선 S 함량이 높으므로 결정립계 편석으로 결정립 성장을 방해하여 결정립의 크기가 작아지고, 600초 초과일 경우 연속 소둔이 어려워질 수 있다. 또한 소둔시간이 짧아지면 경제성이 높아지므로 경제성을 높이는 관점에서 소둔 시간은 30초~600초 인 것이 바람직하다.
최종 소둔 시의 분위기는 수소를 포함하며 산화도는 PH2/PH2O ≤ 0.015 인 것이 바람직하다. 여기에서, PH2는 수소의 분압을, 그리고 PH2O는 수증기의 분압을 의미한다.
또한 상기 최종 소둔 시 혼합가스 중의 수소 분압에 제한되는 것은 아니지만, 51 vol% 이상이면 더욱 바람직하다.
한편 최종소둔시 수소가 포함되기 때문에 표면의 Fe계 산화물들은 대부분 환원하게 되며, 일부 Al이 산화 혹은 질화된다. 그리고 산화도에 따라 내부 산화층이 생기거나 표면에 Al계 산화물은 표면에 형성된다. 또한 Al 질화물은 표면에 존재하여 철손을 열화시키고 밀착성을 열화시킨다.
이를 방지하기 위해, 본 발명에서는 Al 함량을 낮추었고, 또한 최종소둔에서의 분위기의 산화도를 PH2/PH2O ≤ 0.015으로 관리하는 것이 바람직하다. 상기 산화도 PH2/PH20값이 0.015초과할 경우 표면산화층아래 과량의 Sn가 편석하여 밀착성이 나빠지게 된다.
또한, 밀착성이나 표면을 우수하게 하기 위하여 산화도를 PH2/PH2O ≤ 0.008 로 제어하는 것이 더욱 바람직하다.
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 1)
중량%로, C:0.0025%, Mn:0.1%, Al:0.035%, 하기 표 1과 같은 Si, Sn, As, Bi 함유, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브를 준비하였다. 이러한 슬라브를 1150℃로 재가열한 후, 1.8 mm 두께로 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 0.8mm 두께로 마무리 압연 후, 마무리 열간압연된 강판을 1050℃에서 50초 동안 열연판 소둔을 실시하였으며, 이어, 750℃까지 서냉 후 공냉하였다. 그리고 상기 공냉된 강판을 산세한 후, 0.27mm 두께로 냉간압연을 실시하였다. 후속하여, 상기 냉연강판을 수소 95%, 질소 5%, 이슬점 -25℃인 분위기에서(이때, 산화도 PH2/PH20값은 0.00076) 1020℃에서 300초 동안 최종 소둔을 실시하여 전기강판을 제조하였다. 이때 850℃까지의 승온속도는 하기 표 1과 같다.
이와 같이 제조한 전기강판에 대하여 자성을 측정하였으며, 압연 방향과 압연 직각 방향으로 측정한 후, 이를 압연방향 측정값과 두 값의 평균값으로 나타내어 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 그리고 집합조직은 EBSD측정을 통하여 방위분율을 계산하였으며, 그 결과를 또한 하기 표 2에 나타내었다. 한편 하기 표 2에서 철손 W15/50은 50Hz 주파수에서 1.5 Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 수직방향의 평균 철손이며 단위는 W/kg이다.
강 No. 슬라브 조성(중량%) 최종소둔승온속도(℃/s)
Si Sn As Bi
1 3.4 - 0.0042 0.0025 32
2 3.4 0.014 0.0045 0.0025 32
3 3.4 0.15 0.0035 0.0025 32
4 3.4 0.25 0.0041 0.0025 32
5 3.4 0.32 0.0043 0.0025 32
6 1.7 0.16 0.0041 0.0025 32
7 2.8 0.16 0.0045 0.0025 32
8 3.3 0.16 0.0043 0.0025 32
9 4.6 0.16 0.0042 0.0025 -
강No. A* B* C* D* E* F*
 G* H* I* J* 밀착성 비고
1 1.71 2.15 1.68 0.850 0.835 21 14 8 26 6 양호 비교예1
2 1.74 2.04 1.7 0.865 0.845 25 15 9 21 7 양호 비교예2
3 1.82 1.68 1.74 0.905 0.865 41 26 13 15 11 양호 발명예1
4 1.83 1.65 1.74 0.910 0.865 45 30 12 13 10 양호 발명예2
5 1.85 1.72 1.75 0.920 0.870 48 35 9 10 8 불량 비교예3
6 1.78 2.96 1.74 0.855 0.836 23 15 16 27 4.4 양호 비교예4
7 1.83 1.75 1.74 0.899 0.854 35 21 17 19 8.5 양호 발명예3
8 1.82 1.66 1.73 0.903 0.858 40 25 13 14 11 양호 발명예4
9 - - - - - - - - - - - 비교예5(파단으로 후속공정 미진행)
*표 2에서 A*는 압연방향 자속밀도 B50, B*는 압연방향 철손 W15/50, C*는 압연방향과 압연수직방향 평균 자속밀도 B50, D*는 압연방향 B50/Bs, E*는 압연방향과 압연수직방향 B50/Bs, F*는 F{110}, G*는 F[Goss](%), H*는 F{100}(%), I*는 F{111} (%), 그리고 J*는 {100}<001>분율을 나타냄.
상기 표 1-2에 나타난 바와 같이, 고체상 변태가 없는 Si이 2.2% 이상 함량에서 Sn가 적정량 제어될 때 {111}이 감소하고 Goss 방위가 매우 높게 증가함을 알 수 있다. 또한 {100} 방위가 증가하며, 특히, {100} 방위 중 {100}<001>값이 높은 것을 알 수 있으며, 이로부터 압연방향으로의 자속밀도와 철손이 개선되는 것을 확인할 수 있다.
(실시예 2)
중량%로, C:0.0021%, Mn:0.12%, Al:0.032%, 하기 표 3과 같은 Si, Sn, As, Bi 함유, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브를 준비하였다. 이러한 슬라브를 1150℃로 재가열한 후, 1.8 mm 두께로 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 1.0mm 두께로 마무리 압연 후, 마무리 열간압연된 강판을 1050℃에서 50초 동안 열연판 소둔을 실시하였으며, 이어, 750℃까지 서냉 후 공냉하였다. 그리고 상기 공냉된 강판을 산세한 후, 0.30mm 두께로 냉간압연을 실시하였다. 후속하여, 상기 냉연강판을 수소 95%, 질소 5%, 이슬점 -25℃인 분위기에서(이때, 산화도 PH2/PH20값은 0.00076) 980℃에서 300초 동안 최종 소둔을 실시하여 전기강판을 제조하였다. 이때 850℃까지의 승온속도는 하기 표 3과 같다.
이와 같이 제조한 전기강판에 대하여 자성을 측정하였으며, 압연 방향과 압연 직각 방향으로 측정한 후, 이를 압연방향 측정값과 두 값의 평균값으로 나타내어 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 그리고 집합조직은 EBSD측정을 통하여 방위분율을 계산하였으며, 그 결과를 또한 하기 표 4에 나타내었다. 한편 하기 표 4에서 철손 W15/50은 50Hz 주파수에서 1.5 Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 수직방향의 평균 철손이며 단위는 W/kg이다.
강 No. 슬라브 조성(중량%) 최종소둔승온속도(℃/s)
Si Sn As Bi
10 3.2 0.14 0.0002 0.0025 32
11 3.2 0.14 0.0025 0.0025 32
12 3.2 0.14 0.0041 0.0025 32
13 3.2 0.14 0.025 0.0025 32
14 3.3 0.14 0.0042 - 32
15 3.3 0.14 0.0045 0.004 32
16 3.3 0.14 0.0041 0.02 32
강No. A* B* C* D* E* F*
 G* H* I* J* 밀착성 비고
10 1.73 2.16 1.71 0.857 0.847 28 16 13 17 3.8 양호 비교예6
11 1.76 1.74 1.73 0.871 0.857 31 21 11 15 8.5 양호 발명예 5
12 1.76 1.75 1.73 0.871 0.857 33 22 11 15 9 양호 발명예 6
13 1.74 2.05 1.71 0.861 0.847 29 19 10 18 7 불량 비교예7
14 1.67 2.15 1 0.828 0.496 27 16 10 19 6 양호 비교예8
15 1.77 1.74 1.72 0.878 0.853 34 21 11 17 8.5 양호 발명예 7
16 1.73 1.99 1.73 0.858 0.858 35 25 9 16 26 불량 비교예9
*표 4에서 A*는 압연방향 자속밀도 B50, B*는 압연방향 철손 W15/50, C*는 압연방향과 압연수직방향 평균 자속밀도 B50, D*는 압연방향 B50/Bs, E*는 압연방향과 압연수직방향 B50/Bs, F*는 F{110}, G*는 F[Goss](%), H*는 F{100}(%), I*는 F{111}(%), 그리고 J*는 {100}<001>분율을 나타냄.
상기 표 3-4에 나타난 바와 같이, As와 Bi 첨가시 Goss 방위가 증가하여 압연방향으로의 자속밀도와 철손이 개선되는 것을 알 수 있다. 다만 이들 원소를 과다하게 첨가시 밀착성이 불량하여 바람직하지 않음을 확인할 수 있다.
(실시예 3)
중량%로, C:0.0029%, Si:3.3%, Mn: 0.1%, Sn 0.16%, As 0.0043%, Bi 0.0032% 및 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Al, Cu을 하기 표 5와 같이 제어된 슬라브를 준비하였다. 이러한 슬라브를 1150℃로 재가열한 후, 1.8 mm 두께로 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 0.8mm 두께로 마무리 압연 후, 마무리 열간압연된 강판을 1050℃에서 열연판 소둔을 실시하였으며, 이어, 750℃까지 서냉 후 공냉하였다. 그리고 상기 공냉된 강판을 산세한 후, 0.30mm 두께로 냉간압연을 실시하였다. 후속하여, 상기 냉연강판을 수소 95%, 질소 5%, 이슬점 -25℃인 분위기에서(이때, 산화도 PH2/PH20값은 0.00076) 1040℃에서 300초 동안 최종 소둔을 실시하여 전기강판을 제조하였다. 이때 850℃까지의 승온속도는 하기 표 5과 같다.
이와 같이 제조한 전기강판에 대하여 자성을 측정하였으며, 압연 방향과 압연 직각 방향으로 측정한 후, 이를 압연방향 측정값과 두 값의 평균값으로 나타내어 그 결과를 하기 표 6에 나타내었다. 그리고 집합조직은 EBSD측정을 통하여 방위분율을 계산하였으며, 그 결과를 또한 하기 표 6에 나타내었다. 한편 하기 표 6에서 철손 W15/50은 50Hz 주파수에서 1.5 Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 수직방향의 평균 철손이며 단위는 W/kg이다.
강 No. 슬라브 조성(중량%) 최종소둔승온속도(℃/s)
Si Al Cu
17 3.3 0.008 0.01 32
18 3.3 0.03 0.01 32
19 3.3 2.3 - 32
20 3.3 0.035 0.005 32
21 3.3 0.035 0.01 32
22 3.3 0.035 0.4 32
강 No. A* B* C* D* E* F*
 G* H* I* J* 밀착성 비고
17 1.8 1.95 1.73 0.892 0.858 38 23 12 14 10 양호 비교예10
18 1.81 1.68 1.74 0.898 0.863 39 24 12 13 11 양호 발명예8
19 - - - - - - - - - - 양호 비교예11(압연파단으로 후속공정 미진행)
20 1.8 1.75 1.73 0.893 0.858 34 21 12 18 9 양호 발명예9
21 1.81 1.69 1.74 0.898 0.863 38 23 12 14 11 양호 발명예10
22 1.74 1.84 1.7 0.863 0.843 27 25 16 21 5 양호 비교예12
*표 6에서 A*는 압연방향 자속밀도 B50, B*는 압연방향 철손 W15/50, C*는 압연방향과 압연수직방향의 평균 자속밀도 B50, D*는 압연방향 B50/Bs, E*는 압연방향과 압연수직방향의 B50/Bs, F*는 F{110}, G*는 F[Goss](%), H*는 F{100}(%), I*는 F{111} (%), 그리고 J*는 {100}<001>분율을 나타냄.
상기 표 5-6에 나타난 바와 같이, 고체상변태가 없는 성분계에서 Al, Cu함량 변화시 Al 함량에 따라 철손 자속 밀도가 변화하며, Al이 너무 낮으면 AlN이 미세하게 석출하여 철손이 나빠지고, Al이 너무 높으면 압연성이 불량함을 알수 있다.
또한 Cu도 과량 첨가시 CuS 형성에 의한 철손열화로 과도하게 첨가하지 않는 것이 바람직함을 확인할 수 있다.
(실시예 4)
중량%로, C:0.0029%, Si:3.3%, Mn: 0.1%, Al 0.03%, Sn 0.16%, As 0.0043%, Bi 0.0032%, Cu: 0.01%, 그리고 C, N, S 함량이 하기 표 7과 같이 제어된 슬라브를 준비하였다. 이러한 슬라브를 1150℃로 재가열한 후, 1.8 mm 두께로 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 0.8mm 두께로 마무리 압연 후, 마무리 열간압연된 강판을 1050℃에서 열연판 소둔을 실시하였으며, 이어, 750℃까지 서냉 후 공냉하였다. 그리고 상기 공냉된 강판을 산세한 후, 0.30mm 두께로 냉간압연을 실시하였다. 후속하여, 상기 냉연강판을 수소 95%, 질소 5%, 이슬점 -25℃인 분위기에서(이때, 산화도 PH2/PH20값은 0.00076) 980℃에서 300초 동안 최종 소둔을 실시하여 전기강판을 제조하였다. 이때 850℃까지의 승온속도는 하기 표 7과 같다.
이와 같이 제조한 전기강판에 대하여 자성을 측정하였으며, 압연 방향과 압연 직각 방향으로 측정한 후, 이를 압연방향 측정값과 두 값의 평균값으로 나타내어 그 결과를 또한 하기 표 7에 나타내었다. 그리고 결정립 크기는 결정립의 면적을 구하여 계산한 평균 결정립 크기를 사용한다. 결정립 개수 측정(boundray는 0.5개 산정) → 결정립의 평균 면적 계산 → 결정립크기 계산 (d=√(결정립평균면적) ) 순으로 측정되었다. 한편 하기 표 7에서 철손 W15/50은 50Hz 주파수에서 1.5 Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 수직방향의 평균 철손이며 단위는 W/kg이다.
강No. 슬라브 성분(중량%) 최종소둔승온속도(℃/s) A* B* C* D* E* 결정입크기(㎛) 비고
C N S
23 0.002 0.0015 0.0015 32 1.78 1.73 1.73 0.883 0.858 110 발명예11
24 0.002 0.009 0.002 32 1.71 2.42 1.66 0.848 0.824 28 비교예13
25 0.002 0.002 0.01 32 1.72 2.64 1.65 0.853 0.819 25 비교예14
26 0.009 0.002 0.0025 32 1.71 2.55 1.66 0.848 0.824 22 비교예15
*표 7에서 A*는 압연방향 자속밀도 B50, B*는 압연방향 철손 W15/50, C*는 압연방향 압연수직방향 평균 자속밀도 B50, D*는 압연방향 B50/Bs, 그리고 E*는 압연방향과 압연수직방향 평균 자속밀도 B50/Bs를 나타냄.
상기 표 7에 나타난 바와 같이, 고체상변태가 없는 C, S, N의 함량 증가시 결정립 크기가 성장하지 못할 뿐만 아니라 자구 이동을 방해하여 철손 및 자속밀도가 나빠진다는 것을 알 수 있다.
(실시예 5)
중량%로, C:0.002%, Si:3.25%, Al: 0.037%, Sn: 0.19%, Mn: 0.1%, N: 0.0015%, S: 0.0017%, As 0.0034%, Bi 0.0025%, Cu: 0.007%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브들을 마련하였다. 이러한 슬라브를 1150℃로 재가열한 후, 2.3mm 두께로 열간압연하여 열연강판들을 제조하였다. 이어, 상기 열연강판들중 하나는 중간 냉연공정을 거치지 않고 1050℃에서 열연판 소둔하였으며, 나머지 열연강판들은 0.7 mm 두께까지 냉간압연한 후 1050℃에서 열연판 소둔을 실시하였으며, 이어, 750℃까지 서냉 후 공냉하였다. 그리고 상기 공냉된 강판을 산세한 후, 0.30mm 두께로 최종 냉간압연을 실시하였다. 후속하여, 상기 냉연강판을 하기 표 8과 같은 조건으로 최종소둔하여 전기강판을 제조하였다.
이와 같이 제조한 전기강판에 대하여 자성을 측정하였으며, 압연 방향과 압연 직각 방향으로 측정한 후, 이를 압연방향 측정값과 두 값의 평균값으로 나타내어 그 결과를 하기 표 9에 나타내었다. 그리고 집합조직은 EBSD측정을 통하여 방위분율을 계산하였으며, 그 결과를 또한 하기 표 9에 나타내었다. 한편 하기 표 9에서 철손 W15/50은 50Hz 주파수에서 1.5 Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 수직방향의 평균 철손이며 단위는 W/kg이다.
강 No. 제조 공정 조건 비고
최종 냉간압하율(%) 최종 소둔온도(℃) 산화도
PH2/PH2O 값
 최종 소둔 시간(초) 최종 소둔 승온속도(℃/s)
27 87(열연판을 바로 소둔) 1000 0.0008 250 35 비교예16
70 1000 0.0008 250 35 발명예12
57.1 1000 0.0008 250 35 발명예13
57.1 850 0.0008 250 35 비교예17
57.1 1050 0.0008 250 35 발명예14
57.1 1200 0.0008 250 35 비교예18
57.1 1000 0.0008 20 35 비교예19
57.1 1000 0.0008 1800 35 비교예20
57.1 1000 0.0008 250 3 비교예21
강No. A* B* C* D* E* F* G* H* I* J* 비고
27 1.75 1.95 1.72 0.867 0.852 12 3.4 17 20 1.7 비교예16
1.77 1.75 1.73 0.877 0.857 34 22 14 17 8.3 발명예12
1.8 1.73 1.75 0.892 0.867 35 25 12 21 9 발명예13
1.73 2.3 1.7 0.857 0.843 29 18 12 22 3 비교예17
1.79 1.74 1.74 0.887 0.862 38 21 21 24 17 발명예14
1.75 1.94 1.71 0.867 0.848 50 16 9 2 7 비교예18
1.73 2.21 1.7 0.857 0.843 25 11 14 26 3 비교예18
1.78 2.04 1.71 0.882 0.848 23 12 5 19 1 비교예20
1.74 2.11 1.72 0.862 0.852 26 8 14 11 0.5 비교예21
*표 9에서 A*는 압연방향 자속밀도 B50, B*는 압연방향 철손 W15/50, C*는 압연방향과 압연수직방향 평균 자속밀도 B50, D*는 압연방향 B50/Bs, F*는 F{110}, G*는 F[Goss](%), H*는 F{100}(%), I*는 F{111} (%), 그리고 J*는 {100}<001>분율을 나타냄.
상기 표 8-9에 나타난 바와 같이, 최종 소둔조건이 본 발명 범위에 속할 때 철손과 자속밀도가 우수해지는 것을 알 수 있다. 즉, 소둔온도나 승온속도, 소둔시간이 본 발명의 범위에 들었을 때 한방향 철손 자속밀도가 우수해지고 전체적인 자성도 우수함을 확인할 수 있다.
최종 냉간압하율이 낮은 경우 Goss 방위 성장에 유리하나, 너무 낮은 경우는 소둔시 생산성이 너무 낮아지고 집합조직 형성에도 불리할 수 있다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (12)

  1. 중량%로, Si: 2.2~4.5%, Mn: 1.0% 이하(0% 미포함), Al: 0.020~0.100%, Sn: 0.10~0.30%, As: 0.0005~0.0100%, Bi: 0.0005~0.0150%, C: 0.0050% 이하(0% 미포함), S: 0.0030% 이하, N: 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, F{110}가 30% 이상, F[Goss]이 20% 이상, F{100}가 10% 이상, 그리고 F[Goss] > F{100}를 만족하면서 미세조직 내에 결정립의 크기가 30~250㎛인, 무방향성 전기강판.
    여기에서, F{110}이란 {110}면이 강판 표면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이며, F[Goss]이란 Goss 방위와 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이며, F{100}이란 {100}면이 강판 표면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율을 말한다.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은 {001}<001> 방위에서 15°이하로 벗어난 방위를 가진 결정립들의 부피분율이 8% 이상을 만족하는, 무방향성 전기강판.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은 압연방향으로 B50/Bs ≥ 0.870 를 만족하는, 무방향성 전기강판.
    여기에서, B50은 5000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)를 말하며, BS 는 포화자속밀도 값이다.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은 압연방향과 압연수직방향 평균값으로 B50/Bs ≥ 0.855를 만족하는, 무방향성 전기강판.
    여기에서, B50은 5000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)를 말하며, BS 는 포화자속밀도 값이다.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은 50 Hz주파수에서 1.5 Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향으로 철손이 1.76 W/kg이하인, 무방향성 전기강판.
  6. 제 1항에 있어서, 상기 무방향성 전기강판은 Cu: 0.015% 이하를 추가로 포함하는, 무방향성 전기강판.
  7. 중량%로, Si: 2.2~4.5%, Mn: 1.0% 이하(0% 미포함), Al: 0.020~0.100%, Sn: 0.10~0.30%, As: 0.0005~0.0100%, Bi: 0.0005~0.0150%, C: 0.0050% 이하(0% 미포함), S: 0.0030% 이하, N: 0.0050% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제공하는 단계; 상기 슬라브를 1050~1180℃로 재가열한 후 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연한 후 열연판 소둔하거나 냉연없이 열연판 소둔하는 단계; 상기 열연판 소둔된 강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및 상기 냉연강판을 최종 소둔하는 단계를 포함하며,
    상기 소둔된 강판의 냉간압연 시 압하율을 50~85% 범위로 제어하고,
    상기 최종 소둔의 승온 시 300~850℃를 포함하는 영역의 승온속도를 30℃/s 이상으로 제어하고, 그리고 코일상태로 배치식으로 소둔하지 않고 연속식으로 소둔하는, 무방향성 전기강판 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서, 상기 열연판 소둔은 900~1150℃ 범위에서 실시하는, 무방향성 전기강판 제조방법.
  9. 제 7항에 있어서, 상기 최종 소둔 시 소둔 온도는 900~1150℃ 그리고 소둔 시간은 30~600초인, 무방향성 전기강판 제조방법.
  10. 제 7항에 있어서, 상기 최종 소둔 시의 분위기는 수소를 포함하며, 산화도는 PH2/PH2O -≤ 0.015 를 만족하는, 무방향성 전기강판 제조방법.
  11. 제 7항에 있어서, 상기 최종 소둔이 완료된 강판은, F{110}가 30% 이상, F[Goss]이 20% 이상, F{100}가 10% 이상, 그리고 F[Goss] > F{100}를 만족하면서 미세조직 내에 결정립의 크기가 30~250㎛인, 무방향성 전기강판 제조방법.
    여기에서, F{110}이란 {110}면이 강판 표면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이며, F[Goss]이란 Goss 방위와 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이며, F{100}이란 {100}면이 강판 표면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율을 말한다.
  12. 제 7항에 있어서, 상기 슬라브는 Cu: 0.015% 이하를 추가로 포함하는, 무방향성 전기강판 제조방법.
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