KR102241985B1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:0.5 내지 2.4%, Mn: 0.4 내지 1.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.01% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함), Cu: 0.001 내지 0.02% 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하고, 강판 중 {111}면이 압연면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이 27% 이상이다.
[식 1]
0.19 ≤ [Mn]/([Si]+150×[Al]) ≤ 0.35
(식 1에서, [Mn], [Si] 및 [Al]은 각각 Mn, Si 및 Al의 함량(중량%)을 나타낸다.)

Description

무방향성 전기강판 및 그 제조방법{NON-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 구체적으로 열연판 소둔을 생략하고 동시에 자성을 개선한 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
모터나 발전기는 전기적 에너지를 기계적 에너지로 또는 기계적 에너지를 전기적 에너지로 바꾸어 주는 에너지 변환 기기로 최근 환경보존 및 에너지 절약에 대한 규제가 강화됨에 따라 모터나 발전기의 효율 향상에 대한 요구가 증대되고 있으며, 그에 따라 이러한 모터, 발전기 및 소형 변압기등의 철심용 재료로 사용되는 무방향성 전기강판에서도 보다 우수한 특성을 가지는 소재에 대한 개발 요구가 증대되고 있다.
모터나 발전기에 있어서 에너지 효율이란, 입력된 에너지와 출력된 에너지의 비율이며, 효율향상을 위해서는 결국 에너지 변환과정에서 손실되는 철손, 동손, 기계손등의 에너지 손실을 얼만큼 줄일 수 있는지가 중요하며 그 중, 철손과 동손은 무방향성 전기강판의 특성에 크게 영향을 받기 때문이다. 무방향성 전기강판의 대표적인 자기적 특성은 철손과 자속밀도이며, 무방향성 전기강판의 철손이 낮을수록 철심이 자회되는 과정에서 손실되는 철손이 감소하여 효율이 향상되며, 자속밀도가 높을수록 똑같은 에너지로 더 큰 자기장을 유도할 수 있으며 같은 자속밀도를 얻기 위해서는 적은 전류를 인가해도 되기 때문에 동손을 감소시켜 에너지 효율을 향상시킬 수 있다. 따라서 에너지 효율 향상을 위해서는 저철손이면서 고자속밀도인 자성이 우수한 무방향성 전기강판 개발기술이 필수적이라고 할 수 있다.
무방향성 전기강판의 철손을 낮추기 위한 효율적인 방법으로는 비저항이 큰 원소인 Si, Al, Mn의 첨가량을 증가시키는 방법이 있다. 하지만, Si, Al, Mn 첨가량 증가는 강의 비저항을 증가시켜 무방향성 전기강판의 철손 중 와류손을 감소시킴으로써 철손을 저감하는 효과가 있지만 첨가량이 증가할수록 철손이 첨가량에 비례하여 무조건적으로 감소하는 것이 아니며 또한 반대로 합금원소 첨가량의 증가는 자속밀도를 열위시키게 되므로 철손을 낮추면서도 우수한 자속밀도를 확보하는 것은 성분계와 제조공정을 최적화하더라고 쉽지 않은 상황이다. 하지만 집합조직 향상은 철손과 자속밀도 중 어느 한 쪽을 희생시키지 않고 동시에 향상시킬 수 있는 방법이다. 이를 위하여 자성이 우수한 무방향성 전기강판에서는 집합조직을 개선하기 위한 목적으로 슬라브를 열간압연 후 열연판을 냉간압연하기 전 단계에서 열연판 소둔 공정을 수행함으로써 집합조직을 개선하는 기술이 널리 사용되고 있다. 하지만 이 방법 역시, 열연판 소둔 공정이라는 공정추가에 따른 제조 원가 상승을 야기하며, 열연판 소둔을 함으로써 결정립이 조대화될 경우, 냉간압연성이 열위되는 등의 문제를 내포하고 있다. 따라서 열연판 소둔 공정을 실시하지 않고 우수한 자성을 가지는 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다면, 제조 원가도 저감할 수 있으며 열연판 소둔공정에 따른 생산성의 문제도 해결할 수 있다.
무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 구체적으로 열연판 소둔을 생략하고 동시에 자성을 개선한 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:0.5 내지 2.4%, Mn: 0.4 내지 1.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.01% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함), Cu: 0.001 내지 0.02% 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하고, 강판 중 {111}면이 압연면과 이루는 각도가 15° 이하인 결정립의 부피 분율이 27% 이상이다.
[식 1]
0.19 ≤ [Mn]/([Si]+150×[Al]) ≤ 0.35
(식 1에서, [Mn], [Si] 및 [Al]은 각각 Mn, Si 및 Al의 함량(중량%)을 나타낸다.)
강판 중 {111}면이 압연면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피 분율 이 27% 내지 35%일 수 있다.
Si 산화물을 포함하는 농화층이 표면으로부터 0.15㎛이하의 깊이 범위에 존재할 수 있다.
농화층은 Si:3 중량% 이상, O:5 중량% 이상, Al:0.5 중량% 이하 포함할 수 있다.
황화물을 포함하고, 직경 0.5㎛ 이하의 황화물 중 직경 0.05㎛ 이상의 황화물의 개수율(Fcount) 및 직경 0.5㎛ 이하의 황화물 중 직경 0.05㎛ 이상의 황화물의 면적율(Farea)의 곱(Fcount × Farea)이 0.15 이상일 수 있다.
황화물을 포함하고, 직경 0.5㎛ 이하의 황화물 중 직경 0.05㎛ 이상의 황화물의 개수율(Fcount)이 0.2 이상일 수 있다.
직경 0.5㎛ 이하의 황화물 중 직경 0.05㎛ 이상의 황화물의 면적율(Farea)이 0.5 이상일 수 있다.
0.9 ≤ (Vcube+Vgoss+Vr-cube)/Intensitymax ≤ 2.5을 만족할 수 있다.
(단, Vcube, Vgoss, Vr-cube는 각각 cube, goss, rotated cube 집합조직의 부피%이며 Intensitymax는 ODF image(Φ2=45도 section)상에 나타나는 최대 강도값을 나타낸다.)
YP/TS≥ 0.7 만족할 수 있다.
(단, YP는 항복강도, TS는 인장강도를 나타낸다.)
평균 결정립 입경의 0.3배 이하인 미소 결정립의 면적비가 0.4%이하이고 평균 결정립 입경의 2배 이상인 조대 결정립의 면적비가 40%이하일 수 있다.
평균 결정립 입경은 50 내지 100㎛일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 제조 방법은 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:0.5 내지 2.4%, Mn: 0.4 내지 1.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.01% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함), Cu: 0.001 내지 0.02% 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 슬라브를 가열하는 단계; 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 열연판 소둔 없이, 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계 및 냉연판을 최종소둔하는 단계를 포함한다.
[식 1]
0.19 ≤ [Mn]/([Si]+150×[Al]) ≤ 0.35
(식 1에서, [Mn], [Si] 및 [Al]은 각각 Mn, Si 및 Al의 함량(중량%)을 나타낸다.)
최종소둔 시, Si, Al 성분과 소둔로 내 수소 분위기 (H2)가 10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90를 만족할 수 있다.
(단, [Si], [Al]은 각각 Si 및 Al의 함량(중량%)을 나타내고, [H2]는 소둔로 내 수소의 부피 분율(부피%)을 나타낸다.)
슬라브를 가열하는 단계에서 MnS의 평형 석출량(MnSSRT) 및 MnS의 최대 석출량 (MnSMax)가 하기 식을 만족할 수 있다.
MnSSRT/MnSMax ≥ 0.6
슬라브를 가열하는 단계에서, 오스테나이트가 페라이트로 100% 변태되는 평형 온도를 A1(℃)이라고 할 때, 슬라브 가열온도 SRT(℃)와 A1온도(℃)가 하기 관계를 만족할 수 있다.
SRT ≥ A1+150℃
슬라브를 가열하는 단계에서, 오스테나이트 단상 영역에서 1시간 이상 유지할 수 있다.
열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고, 사상압연 시작 온도(FET)가 하기 관계를 만족할 수 있다.
Ae1 ≤ FET ≤ (2×Ae3+Ae1)/3
(단, Ae1은 오스테나이트가 페라이트로 완전히 변태되는 온도(℃), Ae3은 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도(℃), FET는 사상압연 시작 온도(℃)를 나타낸다.)
열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고, 사상압연의 압하율이 85% 이상일 수 있다.
열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고, 사상압연 전단에서의 압하율이 70%이상일 수 있다.
열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고, 열연판 전체 길이에서 사상압연 종료 온도(FDT)의 편차가 30℃ 이하일 수 있다.
열간압연하는 단계는 조압연, 사상압연 및 권취 단계를 포함하고, 귄취 단계에서의 온도(CT)가 하기 관계를 만족할 수 있다.
0.55≤CT×[Si]/1000≤1.75
(단, CT는 귄취 단계에서의 온도(℃)를 나타내고, [Si]는 Si의 함량(중량%)을 나타낸다.)
열연판의 미세 조직이 하기 관계를 만족할 수 있다.
GScenter/GSsurface≥1.15
(단, GScenter는 GScenter는 두께 방향으로 1/4 내지 3/4t 부분의 결정립 평균 입경을 나타내며, GSsurface는 표면 내지 1/4t 부분의 결정립 평균 입경을 나타낸다.)
열연판의 미세 조직이 하기 관계를 만족할 수 있다.
GScenter×재결정율/10≥2
(GScenter는 두께 방향으로 1/4 내지 3/4t 부분의 결정립 평균 입경을 나타내며, 재결정율은 열간압연후 재결정된 결정립의 면적분율을 나타낸다.)
본 발명의 일 실시예에 따르면, 무방향성 전기강판을 가공하더라도, 자성이 열화되지 않으며, 가공 전 및 후에도 자성이 우수하다.
따라서, 가공 이후, 자성 개선을 위한 응력제거소둔(SRA)가 필요치 아니하다.
제1, 제2 및 제3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분, 영역, 층 및/또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션을 다른 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
어느 부분이 다른 부분의 "위에" 또는 "상에" 있다고 언급하는 경우, 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 그 사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
또한, 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미하며, 1ppm 은 0.0001중량%이다.
본 발명의 일 실시예에서 추가 원소를 더 포함하는 것의 의미는 추가 원소의 추가량 만큼 잔부인 철(Fe)을 대체하여 포함하는 것을 의미한다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:0.5 내지 2.4%, Mn: 0.4 내지 1.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.01% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함), Cu: 0.001 내지 0.02% 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하에서는 무방향성 전기강판의 성분 한정의 이유부터 설명한다.
C: 0.005중량% 이하
탄소(C)은 Ti, Nb등과 결합하여 탄화물을 형성하여 자성을 열위시키며 최종제품에서 전기 제품으로 가공 후 사용 시 자기시효에 의하여 철손이 높아져 전기기기의 효율을 감소시키기 때문에 0.005 중량% 이하로 한다. 더욱 구체적으로 C를 0.0001 내지 0.0045 중량%로 포함할 수 있다.
Si:0.5 내지 2.4 중량%
실리콘(Si)은 강의 비저항을 증가시켜서 철손 중 와류손실을 낮추기 위해 첨가되는 주요 원소이다. Si가 너무 적게 첨가되면, 철손이 열화되는 문제가 발생한다. 반대로 Si가 너무 많이 첨가되면, 오스테나이트 영역을 감소시키므로 열연판 소둔 공정을 생략할 경우 상변태 현상을 활용하기 위해서는 2.4 중량%로 상한을 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 Si는 0.6 내지 2.37 중량% 포함할 수 있다.
Mn: 0.4 내지 1.0 중량%
망간(Mn)은 Si, Al등과 더불어 비저항을 증가시켜 철손을 낮추는 원소이면서 집합조직을 향상시키는 원소이기도 한다. 첨가량이 적을 경우, 비저항을 증가시키는 효과도 적을 뿐만 아니라 Si, Al과 달리 오스테나이트 안정화 원소로 Si, Al 첨가량에 따라 적정량의 첨가가 필요하다. 과도할 경우 자속밀도가 크게 감소할 수 있다. 더욱 구체적으로 Mn은 0.4 내지 0.95 중량% 포함할 수 있다.
S: 0.005중량% 이하
황(S)는 자기적 특성에 유해한 MnS, CuS 및 (Cu,Mn)S 등의 황화물을 형성하는 원소이므로 가능한 한 낮게 첨가할 수 있다. 황이 너무 많이 첨가될 경우, 미세한 황화물의 증가로 인해 자성이 열위해질 수 있다. 더욱 구체적으로 S는 0.0001 내지 0.0045 중량% 포함할 수 있다.
Al: 0.01 중량% 이하
알루미늄(Al)은 Si과 함께 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 중요한 역할을 하지만 Si보다 페라이트를 더욱 안정화시키는 원소이면서 첨가량이 증가함에 따라 자속밀도가 크게 감소시킨다. 본 발명의 일 실시예에서는 상변태 현상을 활용하여 열연판 소둔을 생략하게 되므로, Al의 함량을 제한한다. 더욱 구체적으로 Al을 0.0001 내지 0.0095 중량% 포함할 수 있다.
N: 0.005중량% 이하
질소(N)는 Al, Ti, Nb등과 강하게 결합함으로써 질화물을 형성하여 결정립성장을 억제하는 등 자성에 해로운 원소이므로 적게 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 N을 0.0001 내지 0.0045 중량% 포함할 수 있다.
Ti: 0.005중량% 이하
티타늄(Ti)은 C, N과 결합함으로써 미세한 탄화물, 질화물을 형성하여 결정립성장을 억제하며 많이 첨가될 수록 증가된 탄화물과 질화물로 인해 집합 조직도 열위하게 되어 자성이 나빠지게 되므로 적게 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 Ti를 0.0001 내지 0.0045 중량% 포함할 수 있다.
Cu: 0.001 내지 0.02 중량%
구리(Cu)는 Mn과 함께 (Mn,Cu)S 황화물을 형성하는 원소로 첨가량이 많은 경우 미세한 황화물을 형성시켜 자성을 열위시키므로 그 첨가량을 0.001 내지 0.02 중량%로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 Cu는 0.0015 내지 0.019 중량% 포함할 수 있다.
상기 원소 외에 집합조직을 개선하는 원소로 알려진 P, Sn, Sb는 추가적인 자성 개선을 위해 첨가되어도 무방하다. 하지만 첨가량이 너무 많은 경우, 결정립 성장성을 억제시키고 생산성을 저하시키는 문제가 있어 그 첨가량이 각각 0.1 중량%이하로 첨가되도록 제어할 수 있다.
제강 공정에서 불가피하게 첨가되는 원소인 Ni, Cr의 경우 불순물 원소들과 반응하여 미세한 황화물, 탄화물 및 질화물을 형성하여 자성에 유해한 영향을 미치므로 이들 함유량을 각각 0.05 중량% 이하로 제한할 수 있다.
또한 Zr, Mo, V등도 강력한 탄질화물 형성 원소이기 때문에 가능한 첨가되지 않는 것이 바람직하며 각각 0.01중량%이하로 함유되도록 할 수 있다.
잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 불가피한 불순물에 대해서는 제강 단계 및 방향성 전기강판의 제조 공정 과정에서 혼입되는 불순물이며, 이는 해당 분야에서 널리 알려져 있으므로, 구체적인 설명은 생략한다. 본 발명의 일 실시예예서 전술한 합금 성분 외에 원소의 추가를 배제하는 것은 아니며, 본 발명의 기술 사상을 해치지 않는 범위 내에서 다양하게 포함될 수 있다. 추가 원소를 더 포함하는 경우 잔부인 Fe를 대체하여 포함한다.
본 발명의 일 실시예에서 무방향성 전기강판은 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
0.19 ≤ [Mn]/([Si]+150×[Al]) ≤ 0.35
(식 1에서, [Mn], [Si] 및 [Al]은 각각 Mn, Si 및 Al의 함량(중량%)을 나타낸다.)
Al의 경우 페라이트를 안정화시키는 효과가 매우 커서 미량 첨가해야 하며 Mn은 황화물 조대화를 위해서 적정 수준이상 첨가가 필요하다. 식 1을 만족할 경우 고온에서 충분한 오스테나이트 단상 영역을 가지며 열간압연 시 상변태를 통한 열간압연 후 재결정 조직 확보도 가능하고 열연 재결정 온도 제어를 통해 조대한 황화물 형성이 가능하다. 또한 식 1을 만족할 시 최종 소둔 시 소둔로 내 분위기 제어를 통한 산화층 형성을 억제하는 것이 가능하다.
본 발명의 일 실시예에서 강판 중 {111}면이 압연면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이 27% 이상일 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서는 열연판 소둔을 생략함으로써, 강판 중 {111}면이 압연면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이 높아지게 된다. 다만 합금 조성 및 후술할 공정 조건을 제어함으로써, 자성을 향상시킬 수 있다. 더욱 구체적으로 강판 중 {111}면이 압연면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이 27 내지 35%일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서 Si 산화물을 포함하는 농화층이 표면으로부터 0.15㎛이하의 깊이 범위에 존재할 수 있다. Si 산화물을 포함하는 농화층은 자성을 열위시키므로, 형성 두께를 가능한 얇게 제어할 필요가 있다. 본 발명의 일 실시예예서 농화층의 두께는 0.15㎛이하일 수 있다. 더욱 구체적으로 농화층의 두께는 0.01 내지 0.13㎛일 수 있다.
농화층은 Si:3 중량% 이상, O:5 중량% 이상, Al:0.5 중량% 이하 포함할 수 있다. 농화층은 Si를 3 중량% 이상 포함하고, O를 5 중량% 이상 포함하는 점에서 강판 기재와는 구분된다. Al이 표면에 농화하는 경우, 자성이 열위되는 원인이 될 수 있으나, 전술하였듯이, 본 발명의 일 실시예에서 Al의 함량을 제한하였으므로, 농화층 내에서도 Al을 0.5 중량% 이하로 포함하여, 자성이 열위되는 것을 방지할 수 있다. 농화층의 제어 방법에 대해서는 후술할 무방향성 전기강판의 제조 방법에서 구체적으로 설명한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에서는 특정 직경을 갖는 황화물의 개수율 및 면적율을 제어함으로써, 자성을 향상시킬 수 있다. 구체적으로 황화물이 미세할수록 결정립 성장이 억제되고 자벽의 이동을 방해함으로써 자성을 열위시킨다. 따라서 본 발명의 일 실시예에서는 특정 크기의 황화물을 조대화시켜 직경 0.05㎛이상의 개수를 증가시키고 면적율을 증가시킴으로써, 자성을 향상시킬 수 있다.
구체적으로 황화물을 포함하고, 직경 0.5㎛ 이하의 황화물 중 직경 0.05㎛ 이상의 황화물의 개수율(Fcount) 및 직경 0.5㎛ 이하의 황화물 중 직경 0.05㎛ 이상의 황화물의 면적율(Farea)의 곱(Fcount × Farea)이 0.15 이상일 수 있다. 더욱 구체적으로 0.15 내지 0.3일 수 있다.
황화물을 포함하고, 직경 0.5㎛ 이하의 황화물 중 직경 0.05㎛ 이상의 황화물의 개수율(Fcount)이 0.2 이상일 수 있다. 더욱 구체적으로 0.2 내지 0.5일 수 있다.
직경 0.5㎛ 이하의 황화물 중 직경 0.05㎛ 이상의 황화물의 면적율(Farea)이 0.5 이상일 수 있다. 더욱 구체적으로 0.5 내지 0.8일 수 있다. 황화물은 MnS, CuS 또는 MnS 및 CuS의 복합물을 포함할 수 있다.
황화물의 개수율 및 면적율을 제어하는 방법은 후술할 무방향성 전기강판의 제조 방법에서 구체적으로 설명한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에서는 집합 조직을 제어함으로써, 자성을 향상시킬 수 있다.
0.9 ≤ (Vcube+Vgoss+Vr-cube)/Intensitymax ≤ 2.5을 만족할 수 있다.
(단, Vcube, Vgoss, Vr-cube는 각각 cube, goss, rotated cube 집합조직의 부피%이며 Intensitymax는 ODF image(Φ2=45도 section)상에 나타나는 최대 강도값을 나타낸다.)
Vcube, Vgoss, Vr-cube는 각각 (100)[001], (110)[001], (100)[011]로부터 15° 이내의 집합조직의 부피%이다.
본 발명의 일 실시예에서 집합조직 중 자성에 유리한 집합조직인 cube, goss 및 rotated cube가 보다 잘 발달하여 전술한 관계식을 만족하며, 결과적으로 자성이 향상된다.
집합 조직을 제어 방법은 후술할 무방향성 전기강판의 제조 방법에서 구체적으로 설명한다.
또한, 일반적으로 열연판 소둔 공정을 생략 시 열연판 소둔 공정을 수행했을 때보다 자성에 불리한 집합조직의 강화로 최대 Intensity가 크게 증가한다.
반면, 본 발명의 일 실시예에서는 Intensity의 증가 폭이 크지 아니하며, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA) ≤1.5의 관계식을 만족한다.
(단, Intensity(max, HB) 및 Intensity(max, HBA)는 각각 열연판 소둔을 실시하지 않은 경우와 실시한 경우의 집합조직의 최대 강도를 나타낸다.)
즉, 열연판 소둔을 생략함에도 자성이 우수하다.
본 발명의 일 실시예에서는 열연판 소둔을 생략하기 때문에 YP/TS의 비가 높다. 구체적으로 YP/TS≥ 0.7 만족할 수 있다. 단, YP는 항복강도, TS는 인장강도를 나타낸다. YP/TS가 높음으로 인해 가공성이 향상되며, 모터 등 무방향성 전기강판을 이용한 제품을 제작하여 구동 시 변형에 의한 자성 열위현상이 억제될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에서는 결정립 입경의 분포를 제어함으로써, 자성을 향상시킬 수 있다. 철손은 결정립 입경에 민감하게 반응하며, 결정립 입경이 너무 크거나, 너무 작은 경우, 철손이 증가하게 된다. 구체적으로 평균 결정립 입경의 0.3배 이하인 미소 결정립의 면적비가 0.4%이하이고 평균 결정립 입경의 2배 이상인 조대 결정립의 면적비가 40%이하일 수 있다.
또한, 평균 결정립 입경은 50 내지 100㎛일 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서 결정립 입경의 측정 기준은 압연면(ND면)과 평행한 면일 수 있다. 결정립 입경이란 동일 면적을 갖는 가상의 구를 가정하여 그 구의 직경을 의미한다.
결정립 입경의 분포를 제어하는 방법은 후술할 무방향성 전기강판의 제조 방법에서 구체적으로 설명한다.
전술한 합금 성분 및 특성에 의해 본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 철손 및 자속밀도가 우수하다.
구체적으로 50Hz주파수에서 1.5Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 철손(W15/50)은 3.5W/Kg 이하일 수 있다. 더욱 구체적으로 2.5 내지 3.5W/Kg일 수 있다.
5000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도(B50)은 1.7Tesla 이상일 수 있다. 더욱 구체적으로 1.7 내지 1.8Tesla 일 수 있다. 자성의 측정 기준 두께는 0.50mm일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 하기 관계를 만족할 수 있다.
(W15/50C-W15/50L)/(W15/50C+W15/50L)×100 ≥ 7
W15/50L, W15/50C는 각각 압연 방향 및 압연 수직방향의 철손(W15/50)을 의미한다.
B50L-B50C ≥ 0.006
B50L, B50C는 압연 방향 및 압연 수직방향의 자속밀도 (B50)을 의미한다.
전술한 관계를 만족함으로써, 압연 방향의 자속밀도가 보다 향상되어 평균 자속밀도가 향상될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법은 슬라브를 가열하는 단계; 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 열연판 소둔 없이, 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계 및 냉연판을 최종소둔하는 단계를 포함한다.
먼저, 슬라브를 가열한다.
슬라브의 합금 성분에 대해서는 전술한 무방향성 전기강판의 합금성분에서 설명하였으므로, 중복되는 설명은 생략한다. 무방향성 전기강판의 제조 과정에서 합금 성분이 실질적으로 변동되지 않으므로, 무방향성 전기강판과 슬라브의 합금 성분은 실질적으로 동일하다.
구체적으로 슬라브는 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:0.5 내지 2.4%, Mn: 0.4 내지 1.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.01% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함), Cu: 0.001 내지 0.02% 포함하고, 하기 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
0.19 ≤ [Mn]/([Si]+150×[Al]) ≤ 0.35
(식 1에서, [Mn], [Si] 및 [Al]은 각각 Mn, Si 및 Al의 함량(중량%)을 나타낸다.)
그 밖의 추가 원소에 대해서는 무방향성 전기강판의 합금성분에서 설명하였으므로, 중복되는 설명은 생략한다.
슬라브를 가열하는 단계에서, 오스테나이트가 페라이트로 100% 변태되는 평형 온도를 A1(℃)이라고 할 때, 슬라브 가열온도 SRT(℃)와 A1온도(℃)가 하기 관계를 만족할 수 있다.
SRT ≥ A1+150℃
슬라브 가열 온도가 전술한 범위를 만족하도록 충분히 높을 경우, 열간압연 후 재결정 조직을 충분히 확보할 수 있고, 열연판 소둔을 수행하지 아니하더라도, 자성을 향상시킬 수 있다.
A1온도(℃)는 슬라브의 합금 성분에 의해 결정된다. 이에 대해서는 해당 기술 분야에서 널리 알려져 있으므로, 구체적인 설명은 생략한다. 예컨데, Thermo-Calc., Factsage 등 상용 열역학 프로그램으로 계산이 가능하다.
슬라브를 가열하는 단계에서 MnS의 평형 석출량(MnSSRT) 및 MnS의 최대 석출량 (MnSMax)가 하기 식을 만족할 수 있다.
MnSSRT/MnSMax ≥ 0.6
슬라브 재가열온도는 너무 높을 경우, MnS가 재용해되어 열간압연 및 소둔공정에서 미세하게 석출되며, 너무 낮은 경우는 MnS 조대화에는 유리하나 열간압연성이 저하되며 또한 충분한 상변태 구간의 미확보로 열간압연 후 재결정 조직 확보가 어렵다.
이 때, MnS의 평형 석출량(MnSSRT)은 슬라브 가열 온도(SRT)에서 MnS의 열역학적인 평형 석출할 수 있는 양, MnS의 최대 석출량 (MnSMax)은 은 슬라브 내에 존재하는 Mn, S 합금 원소로부터 열역학적으로 석출될 수 있는 이론적인 최대 양을 의미한다.
슬라브를 가열하는 단계에서, 오스테나이트 단상 영역에서 1시간 이상 유지할 수 있다. 이는 황화물의 조대화를 위해 필요한 시간이며 또한 열간압연 전 오스테나이트의 결정립크기를 조대하게 함으로써 열간압연 후 재결정 조직을 조대하게 하기 위해서도 필요하다.
다음으로, 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조한다. 열간압연 하여 열연판을 제조하는 단계는 구체적으로 조압연 단계, 사상압연 단계 및 권취 단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서는 조압연 단계, 사상압연 단계 및 권취 단계의 압하율 및 온도를 적절히 제어함으로써, 열연판 소둔을 수행하지 않더라도 자성을 향상시킬 수 있다.
먼저, 조압연 단계는 슬라브를 조압연하여 바(Bar)로 제조하는 단계이다.
사상압연 단계는 바를 압연하여 열연판을 제조하는 단계이다.
권취 단계는 열연판을 권취하는 단계이다.
상변태가 끝날 경우, 사상압연에서의 압연은 변형조직으로 그대로 잔존하게 되어 무방향성 전기강판의 미세조직을 미세화시키며, 집합조직도 열위하게 하여 자성을 크게 저하시킨다. 반대로 사상압연에서 상변태가 지나치게 많이 발생할 경우 역시 열연 재결정 조직의 결정립이 미세화되면 변형에너지에 의한 집합조직의 개선효과가 감소하여 최종적으로 자성을 크게 열위시키게 된다.
사상압연 시작 온도(FET)가 하기 관계를 만족할 시, 최종 소둔 후 집합조직 중 자성에 유리한 집합조직인 cube, goss 및 rotated cube가 보다 잘 발달하여 자성이 향상될 수 있다.
Ae1 ≤ FET ≤ (2×Ae3+Ae1)/3
단, Ae1은 오스테나이트가 페라이트로 완전히 변태되는 온도(℃), Ae3은 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도(℃), FET는 사상압연 시작 온도(℃)를 나타낸다.
구체적으로 사상압연 시작 온도(FET)를 제어함으로써, 0.9 ≤ (Vcube+Vgoss+Vr-cube)/Intensitymax ≤ 2.5을 만족할 수 있다.
Ae1온도(℃) 및 Ae3온도(℃)는 슬라브의 합금 성분에 의해 결정된다. 이에 대해서는 해당 기술 분야에서 널리 알려져 있으므로, 구체적인 설명은 생략한다.
또한, 사상 압연에서의 압하율도 전술한 집합조직 발달에 기여할 수 있다. 구체적으로 사상압연의 압하율이 85% 이상일 수 있다. 사상압연이 복수회의 패스로 구성된 경우, 사상압연의 압하율은 복수회의 패스의 누적 압하율이 될 수 있다. 더욱 구체적으로 사상압연의 압하율이 85 내지 90%일 수 있다.
사상압연 전단에서의 압하율이 70%이상일 수 있다. 사상압연의 전단이란 2회 이상의 짝수회의 패스로 사상압연을 실시할 경우, (전체 패스 횟수)/2 까지를 의미한다. 2회 이상의 홀수회의 패스로 사상압연을 실시할 경우, (전체 패스 횟수+1)/2 까지를 의미한다. 더욱 구체적으로 사상압연 전단에서의 압하율이 70 내지 87%일 수 있다.
열연판 전체 길이에서 사상압연 종료 온도(FDT)의 편차가 30℃ 이하일 수 있다. 즉, 사상압연 종료 온도 중 최대 온도 및 사상압연 종료 온도 최소 온도의 차이가 30℃이하일 수 있다. 이처럼 사상압연 종료 온도(FDT)의 편차를 작게 제어함으로써, 최종 소둔 이후의 미소 결정립 및 조대 결정립의 면적 분율을 제어할 수 있다. 궁극적으로 열연판 소둔을 하지 않고도 자성이 우수하다. 더욱 구체적으로 열연판 전체 길이에서 사상압연 종료 온도(FDT)의 편차가 15 내지 30℃일 수 있다.
또한, 권취단계의 온도를 적절히 제어함으로써, 최종 소둔 이후의 미소 결정립 및 조대 결정립의 면적 분율을 제어에 기여할 수 있다. 구체적으로 귄취 단계에서의 온도(CT)가 하기 관계를 만족할 수 있다.
0.55≤CT×[Si]/1000≤1.75
단, CT는 귄취 단계에서의 온도(℃)를 나타내고, [Si]는 Si의 함량(중량%)을 나타낸다.
전술한 사상압연 종료 온도 및 권취 온도 제어에 의해 열연판의 미세 조직이 개선된다. 본 발명의 일 실시예에서는 열연판 소둔 공정을 수행하지 않기 때문에 열연판의 미세 조직이 최종 제조되는 무방향성 전기강판의 미세 조직에 큰 영향을 미친다.
구체적으로 열연판의 미세 조직이 하기 관계를 만족할 수 있다.
GScenter/GSsurface≥1.15
단, GScenter는 GScenter는 두께 방향으로 1/4 내지 3/4t 부분의 결정립 평균 입경을 나타내며, GSsurface는 표면 내지 1/4t 부분의 결정립 평균 입경을 나타낸다.
위와 같이, 열연판 중심에서의 결정립 입경을 크게 함으로써, 최종 소둔 이후의 미소 결정립 및 조대 결정립의 면적 분율을 제어에 기여할 수 있다.
1/4 내지 3/4t 부분은 열연판 전체 두께(t)에 대하여 1/4 내지 3/4t인 두께 부분을 의미한다.
또한, 열연판의 미세 조직이 하기 관계를 만족할 수 있다.
(GScenter×재결정율)/10≥2
단, GScenter는 두께 방향으로 1/4 내지 3/4t 부분의 결정립 평균 입경을 나타내며, 재결정율은 열간압연후 재결정된 결정립의 면적분율을 나타낸다.
본 발명 의 일 실시예에서 성분계는 상변태가 일어나도록 설계하였고 열연온도 조건을 제어하여 상변태를 통한 재결정이 일어나서 열간압연 후에 재결정 조직이 확보될 수 있다. 이 때, 재결정율이 높을수록 최종 제조되는 무방향성 전기강판의 조직 특성을 개선하여 자성을 향상시킨다. 본 발명의 일 실시예에서는 열연판 소둔 공정을 수행하지 아니하므로, 열간 압연에서의 재결정율이 중요하다.
재결정된 결정립과 그렇지 않은 결정립은 변형조직의 포함 유/무로 구분할 수 있으며, 광학현미경을 통해 미세조직을 관찰하여, 변형조직의 유/무를 구분할 수 있다.
다음으로, 열연판을 열연판 소둔 없이, 냉간압연하여 냉연판을 제조한다. 전술하였듯이, 본 발명의 일 실시예에서 합금 조성 및 다양한 공정 제어를 통해 열연판 소둔을 하지 않더라도 자성이 우수한 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
냉간압연은 0.10mm에서 0.70mm의 두께로 최종 압연한다. 필요시 1차 냉간압연과 중간소둔 후 2차 냉간압연할 수 있으며, 최종 압하율은 50 내지 95%의 범위로 할 수 있다.
다음으로, 냉연판을 최종 소둔한다. 냉연판을 소둔하는 공정에서 소둔 온도는 통상적으로 무방향성 전기강판에 적용되는 온도면 크게 제한은 없다. 무방향성 전기강판의 철손은 결정립 크기와 밀접하게 연관되므로 900 내지 1100℃라면 적당하다. 온도가 너무 낮을 경우 결정립이 너무 미세하여 이력손실이 증가하며, 온도가 너무 높을 경우는 결정립이 너무 조대하여 와류손이 증가하여 철손이 열위하게 될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서 최종소둔 시, Si, Al 성분과 소둔로 내 수소 분위기 (H2)가 10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90를 만족할 수 있다. 전술한 수소 분위기에서 소둔함으로써, Si 산화물을 포함하는 농화층이 적절한 깊이로 생성되고, 농화층 내에 Al이 포함되지 않도록 할 수 있다. 이러한 농화층은 자성 향상에 기여할 수 있다.
최종 소둔 후, 절연피막을 형성할 수 있다. 상기 절연피막은 유기질, 무기질 및 유무기 복합피막으로 처리될 수 있으며, 기타 절연이 가능한 피막제로 처리하는 것도 가능하다.
이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실시예 1
하기 표 1에서 정리된 합금 성분 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하였다. 슬라브를 1150℃에서 가열하고, 2.5mm의 두께로 열간압연한 후 권취하였다. 권취된 열연강판을 열연판 소둔 없이 산세한 다음 0.50mm 두께로 냉간압연하고, 최종적으로 냉연판 소둔을 실시하였다. 이 때, 냉연판 소둔 시 분위기는 10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90의 관계식을 만족하도록 제어하였고 소둔 온도는 900 내지 950℃ 사이에서 실시하였다.
각각의 시편에 대하여 최종 소둔 후 개재물 분포를 측정하였고 철손(W15/50)과 자속밀도(B50)도 측정하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
철손(W15/50)은 50Hz주파수에서 1.5Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 압연방향 수직방향의 평균 손실(W/kg)이다.
자속밀도(B50)은 5000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도의 크기(Tesla)이다.
MnSSRT/MnSMax의 측정 방법으로서, MnSSRT 1시간 이상을 재가열온도(SRT)에서 유지하는 조건에서 도달할 수 있을 분율로 측정하였으며, 상용 열역학 프로그램을 이용하여 계산하였다.
강종 C Si Mn S Al N Ti Cu
A1 0.0009 0.72 0.4 0.0025 0.0052 0.0028 0.0035 0.019
A2 0.0031 0.93 0.41 0.0032 0.0071 0.0036 0.0017 0.005
A3 0.0015 1.23 0.44 0.0027 0.0009 0.0013 0.0031 0.002
A4 0.0014 0.68 0.55 0.0026 0.0048 0.0036 0.0012 0.016
A5 0.0021 0.96 0.22 0.0022 0.0014 0.003 0.0013 0.008
A6 0.0027 1.38 0.52 0.0011 0.0014 0.0007 0.0021 0.01
A7 0.0009 1.68 0.86 0.0007 0.008 0.0042 0.0008 0.015
A8 0.0037 1.55 0.82 0.0043 0.014 0.0012 0.0009 0.007
A9 0.0039 1.67 0.53 0.0008 0.0088 0.0009 0.0032 0.01
A10 0.0015 1.95 0.64 0.0015 0.0028 0.0022 0.0014 0.016
A11 0.0011 2.28 1.1 0.0017 0.0012 0.0009 0.0043 0.007
A12 0.0011 2.36 0.93 0.0032 0.0033 0.0025 0.0036 0.013
A13 0.0036 1.69 0.75 0.0038 0.016 0.0022 0.0012 0.004
강종 [Mn]/([Si]
+150×[Al])		 MnSSRT/
MnSMax 		Fcount Farea Fcount x Farea {111} 결정립 분율
(부피%)		 철손,
W15/50 (W/Kg)		 자속밀도, B50 (T) 비고
A1 0.267 0.753 0.33 0.65 0.21 30.3 3.45 1.75 발명예
A2 0.206 0.818 0.31 0.73 0.23 31.6 3.32 1.74 발명예
A3 0.322 0.81 0.27 0.72 0.19 28.4 3.25 1.74 발명예
A4 0.393 0.829 0.25 0.65 0.16 45.1 4.53 1.69 비교예
A5 0.188 0.358 0.11 0.34 0.04 44.0 4.26 1.69 비교예
A6 0.327 0.622 0.24 0.79 0.19 28.2 3.16 1.73 발명예
A7 0.299 0.677 0.31 0.69 0.21 29.7 3.02 1.72 발명예
A8 0.225 0.943 0.32 0.68 0.22 39.6 4.15 1.66 비교예
A9 0.177 0.52 0.16 0.44 0.07 43.7 4.08 1.66 비교예
A10 0.27 0.802 0.32 0.59 0.19 30.5 2.91 1.73 발명예
A11 0.447 0.912 0.18 0.56 0.1 42.6 3.79 1.66 비교예
A12 0.326 0.944 0.26 0.63 0.16 31.4 2.65 1.72 발명예
A13 0.183 0.931 0.22 0.75 0.17 44.5 3.85 1.67 비교예
표 1 및 표 2에서 나타나는 것과 같이, 본 발명의 일 실시예에서 제안하는 합금 성분 및 제조 공정을 모두 만족하는 A1, A2, A3, A6, A7, A10, A12는 (Mn, Cu)S 황화물이 적절히 석출되어, 자성이 우수함을 확인할 수 있다.
반면, A4는 식 1 값을 만족하지 못해, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
A5는 Mn 함량 및 식 1 값을 만족하지 못하고, 슬라브 가열 시, MnSSRT/MnSMax ≥ 0.6이상을 만족하지 못하였다. 그 결과 황화물이 적절히 석출되지 못하고, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
A8은 Al이 성분 첨가량 만족하지 못하였고, 그 결과 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
A9은 식 1 값을 만족하지 못하고, 슬라브 가열 시, MnSSRT/MnSMax ≥ 0.6이상을 만족하지 못하였다. 그 결과 황화물이 적절히 석출되지 못하고, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
A11은 Mn 함량 및 식 1을 만족하지 못하였다. 그 결과 황화물이 적절히 석출되지 못하고, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
A13은 Al 함량 및 식 1을 만족하지 못하였다. 그 결과 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
실시예 2
하기 표 3에서 정리된 합금 성분 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하였다. 슬라브를 1100 내지 1250℃에서 가열하고, 2.7mm의 두께로 열간압연한 후 권취하였다. 슬라브 가열 시, 오스테나이트 단상에서의 유지 시간을 하기 표 4와 같이 변경하며 유지시간의 영향도 보고자 하였다. 권취된 열연강판은 열연판 소둔 없이 산세한 다음 0.50mm 두께로 냉간압연하고, 최종적으로 냉연판 소둔을 실시하였다. 이 때, 10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90의 관계식을 만족하는 분위기에서 소둔하였고 온도는 900 내지 950℃ 사이에서 실시하였다.
각각의 시편에 대하여 최종 소둔 후 개재물 개수 및 분포를 측정하였고 철손(W15/50)과 자속밀도(B50)도 측정하여 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다.
강종 C Si Mn P S Al N Ti Sn Cu
B1 0.0029 1.27 0.59 0.07 0.0039 0.0032 0.0009 0.0005 0.06 0.003
B2 0.0023 0.76 0.46 0.04 0.0018 0.0074 0.0038 0.0032 0.05 0.013
B3 0.0039 0.86 0.41 0.03 0.004 0.008 0.0018 0.0029 0.03 0.008
B4 0.0008 0.97 0.46 0 0.0012 0.0024 0.0027 0.0011 0.05 0.013
B5 0.0032 0.92 0.51 0 0.0039 0.0019 0.0035 0.0027 0 0.007
B6 0.0016 1.1 0.52 0.1 0.0022 0.0041 0.004 0.0035 0.05 0.015
B7 0.0009 1.65 0.55 0.03 0.0024 0.0068 0.0022 0.0018 0.02 0.017
B8 0.0027 1.99 0.68 0.04 0.0017 0.002 0.0025 0.0015 0.1 0.018
B9 0.0021 1.67 0.68 0.08 0.003 0.0087 0.0009 0.0026 0 0.009
B10 0.0042 2.01 0.63 0.01 0.0019 0.0074 0.0031 0.0036 0.04 0.017
B11 0.0039 2.29 0.82 0 0.0033 0.0018 0.0025 0.0029 0.03 0.016
B12 0.0007 2.23 0.93 0 0.0023 0.0037 0.0023 0.0006 0 0.01
B13 0.0024 2.34 0.94 0.04 0.001 0.0043 0.0029 0.0018 0.06 0.012
B14 0.0031 2.4 0.87 0.05 0.0009 0.0096 0.0009 0.0005 0.03 0.02
강종 [Mn]/
([Si]+150x[Al])		 SRT (℃) MnSSRT/
MnSMax 		SRT-A1 (℃) γ
분율		 γ 단상유지
시간
(시간)
B1 0.337 1200 0.824 282 100 1.6
B2 0.246 1180 0.578 286 100 2.3
B3 0.199 1180 0.786 277 100 1.5
B4 0.346 1140 0.629 241 100 1.2
B5 0.423 1250 0.59 358 100 1.3
B6 0.303 1220 0.541 301 100 0.9
B7 0.206 1180 0.773 232 100 2
B8 0.297 1180 0.763 218 100 2.1
B9 0.229 1220 0.768 276 100 0.7
B10 0.202 1110 0.911 144 100 1.4
B11 0.32 1100 0.969 138 100 0.8
B12 0.334 1160 0.908 218 100 1.3
B13 0.315 1150 0.827 189 100 1.8
B14 0.227 1190 0.743 205 78.5 1.1
강종 Fcount Farea Fcount x Farea {111} 결정립 분율
(부피%)		 철손,
W15/50 (W/Kg)		 자속밀도, B50 (T) 비고
B1 0.38 0.53 0.2 32.4 3.13 1.74 발명예
B2 0.18 0.48 0.09 42.0 4.49 1.69 비교예
B3 0.35 0.69 0.24 29.5 3.29 1.75 발명예
B4 0.3 0.62 0.19 31.2 3.15 1.75 발명예
B5 0.1 0.42 0.04 44.9 4.36 1.69 비교예
B6 0.1 0.31 0.03 41.7 4.23 1.68 비교예
B7 0.27 0.71 0.19 30.8 2.96 1.74 발명예
B8 0.29 0.61 0.18 30.1 2.85 1.73 발명예
B9 0.12 0.47 0.06 45.7 3.88 1.66 비교예
B10 0.34 0.52 0.18 43.8 3.82 1.66 비교예
B11 0.13 0.41 0.05 40.6 3.77 1.66 비교예
B12 0.32 0.54 0.17 33.1 2.76 1.73 발명예
B13 0.32 0.69 0.22 31.8 2.72 1.72 발명예
B14 0.27 0.59 0.16 52.5 3.74 1.65 비교예
표 3 내지 표 5에서 나타나는 것과 같이, 본 발명의 일 실시예에서 제안하는 합금 성분 및 제조 공정을 모두 만족하는 B1, B3, B4, B7, B8, B12, B13는 (Mn, Cu)S 황화물이 적절히 석출되어, 자성이 우수함을 확인할 수 있다.
반면, B2는 슬라브 가열 중, MnSSRT/MnSMax ≥ 0.6을 만족하지 못하였다. 그 결과 황화물이 적절히 석출되지 못하고, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
B5는 식 1 및 MnSSRT/MnSMax ≥ 0.6을 만족하지 못하였다. 그 결과 황화물이 적절히 석출되지 못하고, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
B6는 슬라브 가열 중, MnSSRT/MnSMax ≥ 0.6 및 오스테나이트 단상 유지 시간을 만족하지 못하였다. 그 결과 황화물이 적절히 석출되지 못하고, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
B9은 슬라브 가열 중, 오스테나이트 단상 유지 시간을 만족하지 못하였다. 그 결과 황화물이 적절히 석출되지 못하고, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
B10은 슬라브 가열 온도가 낮았다. 그 결과 황화물이 적절히 석출되지 못하고, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
B11은 슬라브 가열 온도가 낮고, 오스테나이트 단상 유지 시간을 만족하지 못하였다. 그 결과 황화물이 적절히 석출되지 못하고, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
B14는 슬라브 가열 시 오스테나이트 단상(γ)영역이 아닌 오스테나이트(γ)/페라이트(α) 이상 영역에서 열처리됨에 따라 자성이 열위하게 나타났다.
실시예 3
중량 %로, C : 0.0023%, Si : 2%, Mn : 0.7%, P : 0.02%, S : 0.0017%, Al : 0.009%, N : 0.002%, Ti : 0.001%, Sn : 0.01%, Cu : 0.01%와 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하였다. 슬라브를 1180℃에서 가열하고 2.6mm의 두께로 열간압연한 후 귄취하였다. 산세 및 냉간압연을 거치고 권취된 열연강판은 열연판 소둔 없이 산세한 다음 0.50mm 두께로 냉간압연하고, 최종적으로 냉연판 소둔을 실시하였다. 냉연판 소둔 온도는 900 내지 950℃ 사이에서 실시하였으며, 이 때 소둔로 내의 수소분위기를 바꾸어 10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90의 관계식이 표면 산화층 형성 및 자성에 미치는 영향을 보고자 하였다.
Al 산화층 두께는 표면으로부터 Al 및 O가 주성분인 영역의 두께를 Si 농화층은 표면으로부터 Si가 3 중량% 이상인 영역의 두께를 나타낸다.
H2
(부피%)		 10×([Si]+1000×[Al])-[H2] Al
산화층 두께(㎛)
 Si
농화층
두께 (㎛)		 {111} 결정립 분율
(부피%)		 철손,
W15/50 (W/Kg)		 자속밀도, B50 (T) 비고
0 110 0.06 0 39.6 3.87 1.69 비교예
10 100 0.04 0 38.1 3.62 1.68 비교예
20 90 0 0.12 28.7 2.98 1.73 발명예
30 80 0 0.08 31.9 3.01 1.74 발명예
40 70 0 0.05 30.6 2.86 1.73 발명예
50 60 0 0.03 30.9 2.82 1.73 발명예
표 6에서 나타나듯이, 최종 소둔의 수소 분위기를 적절히 제어한 발명예는 표면에 Al이 농화되지 아니하며, 또한 Si 농화층이 적절한 두께로 형성되고 자성이 우수한 것을 확인할 수 있다. 반면, 최종 소둔의 수소 분위기를 적절히 제어하지 못한 비교예는 표면에 Si가 아닌 Al이 농화되어, 자성이 열화되는 것을 확인할 수 있다.
실시예 4
중량 %로, C : 0.0023%, Si : 2%, Mn : 0.7%, P : 0.02%, S : 0.0017%, N : 0.002%, Ti : 0.001%, Sn : 0.01%, Cu : 0.01%와 하기 표 5의 Al 함량과 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하였다. 슬라브를 1180℃에서 재가열한 후 2.6mm의 두께로 열간압연한 후 귄취하였다. 산세 및 냉간압연을 거치고 권취된 열연강판은 열연판 소둔 없이 산세한 다음 0.50mm 두께로 냉간압연하고, 최종적으로 냉연판 소둔을 실시하였다. 냉연판 소둔 온도는 900~950℃ 사이에서 실시하였으며, 이 때 소둔로 내의 수소분위기를 바꾸어 Al 첨가량의 변화에 따른 10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90의 관계식이 표면 산화층 형성 및 자성에 미치는 영향을 보고자 하였다.
각각의 시편에 대하여 SEM 및 TEM을 이용하여 산화층 및 그 두께를 측정하였고, 철손(W15/50)과 자속밀도(B50)도 측정하여 그 결과를 하기 표 7에 나타내었다.
Al H2
(부피%)		 [Mn]/
([Si]+150×[Al])		 10×([Si]+
1000×[Al])-[H2]		 Al
산화층 두께(㎛)		 Si
농화층
두께 (㎛)		 {111} 결정립 분율
(부피%)		 철손,
W15/50 (W/Kg)		 자속밀도, B50 (T) 비고
0.003 20 0.286 30 0 0.07 33.6 2.93 1.73 발명예
0.006 20 0.241 60 0 0.09 30.4 3.05 1.74 발명예
0.009 20 0.209 90 0 0.09 32.5 3.08 1.73 발명예
0.01 20 0.2 100 0 0.16 43.1 3.58 1.69 비교예
0.012 20 0.184 120 0.07 0 42.1 3.67 1.69 비교예
0.003 30 0.286 20 0 0.08 27.6 2.96 1.74 발명예
0.006 30 0.241 50 0 0.07 31.5 2.88 1.74 발명예
0.009 30 0.209 80 0 0.1 33.3 2.95 1.73 발명예
0.01 30 0.2 90 0 0.12 31.2 3.03 1.73 발명예
0.012 30 0.184 110 0.05 0 42.7 3.55 1.7 비교예
0.015 30 0.165 140 0.11 0 41.9 3.81 1.69 비교예
0.02 30 0.14 190 0.15 0 45.5 3.86 1.69 비교예
표 7에서 나타나는 것과 같이, 본 발명의 일 실시예에서 제안하는 합금 성분 및 최종 소둔 분위기를 모두 만족하는 발명예는 표면에 Al이 농화되지 아니하며, 또한 Si 농화층이 적절한 두께로 형성되고 자성이 우수한 것을 확인할 수 있다.반면, 합금 조성을 만족하지 아니하거나, 최종 소둔 분위기가 제어되지 않은 비교예는 표면에 Si가 아닌 Al이 농화되거나 Si 농화층의 두께가 두꺼워져, 자성이 열화되는 것을 확인할 수 있다.
실시예 5
하기 표 8에서 정리된 합금 성분 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하였다. 슬라브를 1150℃에서 가열하고, 2.6mm의 두께로 열간압연한 후 권취하였다. 사상압연입측 온도 FET를 표 9와 같이 변화시켜 FET의 영향을 보고자 하였고 사상압연의 압하율은 87%, 사상 압연 중 전단압하율은 73%로 열간압연을 하였다. 열간압연 후 권취된 열연강판은 열연판 소둔 없이 산세한 다음 0.50mm 두께로 냉간압연하고, 최종적으로 냉연판 소둔을 실시하였다. 이 때, 냉연판 소둔 온도는 900 내지 950℃ 사이에서 실시하였다.
Intensity(max, HBA)를 구하기 위해 동일 합금 조성 및 공정 중 열연판 소둔 공정을 추가하여 Intensity(max, HBA)을 측정하였다.
최종 소둔 후 EBSD를 활용하여 집합조직을 측정하였고 철손(W15/50)과 자속밀도(B50)도 측정하여 그 결과를 하기 표 10에 나타내었다.
강종 C Si Mn S Al N Ti Cu
C1 0.0014 0.68 0.55 0.0026 0.0048 0.0036 0.0012 0.016
C2 0.0009 0.72 0.4 0.0025 0.0052 0.0028 0.0035 0.019
C3 0.0021 0.96 0.22 0.0022 0.0014 0.003 0.0013 0.008
C4 0.0027 1.38 0.52 0.0011 0.0014 0.0007 0.0021 0.01
C5 0.0009 1.68 0.86 0.0007 0.008 0.0042 0.0008 0.015
C6 0.0026 1.75 0.68 0.0053 0.0052 0.0032 0.0022 0.014
C7 0.0037 1.55 0.82 0.0043 0.014 0.0012 0.0009 0.007
C8 0.0031 0.93 0.41 0.0032 0.0071 0.0036 0.0017 0.005
C9 0.0015 1.23 0.44 0.0027 0.0009 0.0013 0.0031 0.002
C10 0.0039 1.67 0.53 0.0008 0.0088 0.0009 0.0032 0.01
C11 0.0015 1.95 0.64 0.0015 0.0028 0.0022 0.0014 0.016
C12 0.0011 2.28 1.1 0.0017 0.0012 0.0009 0.0043 0.007
C13 0.0011 2.36 0.93 0.0032 0.0033 0.0025 0.0036 0.013
C14 0.0043 1.21 0.53 0.0027 0.007 0.0021 0.0036 0.01
강종 [Mn]/([Si]+150×[Al]) Ae1
(℃)		 (2Ae3+Ae1)
/3(℃)		 FET (℃)
C1 0.393 889 917 950
C2 0.267 910 933 920
C3 0.188 930 962 950
C4 0.327 927 971 960
C5 0.299 924 973 950
C6 0.269 945 998 1020
C7 0.225 900 959 950
C8 0.206 900 940 920
C9 0.322 936 969 960
C10 0.177 937 999 930
C11 0.27 972 1029 1000
C12 0.447 949 1016 1020
C13 0.326 978 1053 1010
C14 0.235 921 959 1000
강종 (Vcube+Vgoss+Vr-cube) /Intensity(max) Intensity(max, HB)
/Intensity(max, HBA)		 {111} 결정립 분율
(부피%)		 철손,
W15/50 (W/Kg)		 자속밀도, B50 (T) 비고
C1 0.58 1.71 46.9 4.55 1.68 비교예
C2 2.26 1.48 31.9 3.41 1.75 발명예
C3 0.75 1.6 49.9 4.12 1.69 비교예
C4 1.59 1.35 33.3 3.09 1.73 발명예
C5 1.3 1.32 30.3 2.96 1.73 발명예
C6 0.82 1.68 47.5 3.75 1.68 비교예
C7 1.24 1.7 48.6 4.06 1.67 비교예
C8 2.3 1.27 30.7 3.25 1.74 발명예
C9 1.03 1.44 28.4 3.27 1.73 발명예
C10 0.6 1.93 46.9 4.01 1.67 비교예
C11 2.28 1.2 32.1 2.93 1.72 발명예
C12 0.57 1.83 41.5 3.89 1.66 비교예
C13 1.75 1.43 28.3 2.68 1.71 발명예
C14 0.66 1.82 45.1 4.26 1.67 비교예
표 8 내지 표 10에서 나타나는 것과 같이, 본 발명의 일 실시예에서 제안하는 합금 성분 및 사상압연 시작 온도를 모두 만족하는 C2, C4, C5, C8, C9, C11, C13는 최종 소둔 후 집합조직이 적절히 형성되고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 작게 형성됨을 확인할 수 있다.반면, C1은 식 1을 만족하지 못하고, 사상압연 시작 온도도 적절히 제어하지 못하였다. 따라서, 집합조직이 적절히 형성되지 못하였고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
C3는 Mn 함량 및 식 1을 만족하지 못하였다. 따라서, 집합조직이 적절히 형성되지 못하였고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
C6는 S 함량 및 사상압연 시작 온도도 적절히 제어하지 못하였다. 따라서, 집합조직이 적절히 형성되지 못하였고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
C7은 Al 함량을 만족하지 못하였다. 따라서, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)가 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
C10은 식 1을 만족하지 못하고, 사상압연 시작 온도도 적절히 제어하지 못하였다. 따라서, 집합조직이 적절히 형성되지 못하였고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
C12은 Mn 함량 및 식 1을 만족하지 못하고, 사상압연 시작 온도도 적절히 제어하지 못하였다. 따라서, 집합조직이 적절히 형성되지 못하였고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
C14은 사상압연 시작 온도도 적절히 제어하지 못하였다. 따라서, 집합조직이 적절히 형성되지 못하였고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
실시예 6
하기 표 11에서 정리된 합금 성분 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하였다. 슬라브는 1100 내지 1250℃에서 가열하고, 2.7mm의 두께로 열간압연한 후 권취하였다. 강종별로 사상압연 시작 온도 FET를 하기 표 12와 같이 변화시켰으며, 사상압연의 압하율 및 사상 압연 중 전단압하율도 하기 표 12와 같이 변화시켜 열간 압연을 하였다. 열간압연 후 권취된 열연강판은 열연판 소둔 없이 산세한 다음 0.50mm 두께로 냉간압연하고, 최종적으로 냉연판 소둔을 실시하였다. 이 때, 냉연판 소둔 온도는 900 내지 950℃ 사이에서 실시하였다.
Intensity(max, HBA)를 구하기 위해 동일 합금 조성 및 공정 중 열연판 소둔 공정을 추가하여 Intensity(max, HBA)을 측정하였다.
최종 소둔 후 EBSD를 활용하여 집합조직을 측정하였고 철손(W15/50)과 자속밀도(B50)도 측정하여 그 결과를 하기 표 13에 나타내었다.
강종 C Si Mn P S Al N Ti Sn Cu
D1 0.0008 0.97 0.46 0 0.0012 0.0024 0.0027 0.0011 0.05 0.013
D2 0.0029 1.27 0.59 0.07 0.0039 0.0032 0.0009 0.0005 0.06 0.003
D3 0.0042 2.01 0.63 0.01 0.0019 0.0074 0.0031 0.0036 0.04 0.017
D4 0.0039 2.29 0.82 0 0.0033 0.0018 0.0025 0.0029 0.03 0.016
D5 0.0039 0.86 0.41 0.03 0.004 0.008 0.0018 0.0029 0.03 0.008
D6 0.0016 1.1 0.52 0.1 0.0022 0.0041 0.004 0.0035 0.05 0.015
D7 0.0009 1.65 0.55 0.03 0.0024 0.0068 0.0022 0.0018 0.02 0.017
D8 0.0032 0.92 0.51 0 0.0039 0.0019 0.0035 0.0027 0 0.007
D9 0.0027 1.99 0.68 0.04 0.0017 0.002 0.0025 0.0015 0.1 0.018
D10 0.0021 1.67 0.68 0.08 0.003 0.0087 0.0009 0.0026 0 0.009
D11 0.0007 2.23 0.93 0 0.0023 0.0037 0.0023 0.0006 0 0.01
D12 0.0023 0.76 0.46 0.04 0.0018 0.0074 0.0038 0.0032 0.05 0.013
D13 0.0024 2.34 0.94 0.04 0.001 0.0043 0.0029 0.0018 0.06 0.012
D14 0.0031 2.4 0.87 0.05 0.0009 0.0096 0.0009 0.0005 0.03 0.02
강종 [Mn]/([Si]+150×[Al]) Ae1
(℃)		 (2Ae3+Ae1)
/3(℃)		 FET (℃) 사상압연 압하율
(%)		 사상압연 전단압하율(%)
D1 0.346 899 940 940 85.6 73.6
D2 0.337 918 986 970 87.9 78.2
D3 0.202 966 1042 960 76.8 54.6
D4 0.32 962 1049 970 87.7 63.6
D5 0.199 903 949 940 89 87.8
D6 0.303 919 992 1000 81.5 70.6
D7 0.206 948 1015 1000 88 76.3
D8 0.423 892 933 970 82.7 76.7
D9 0.297 962 1055 1000 89.1 85.9
D10 0.229 944 1037 1020 81.3 57.5
D11 0.334 942 1021 980 87.4 82.6
D12 0.246 894 939 970 86.1 64.1
D13 0.315 961 1083 980 88.4 74.4
D14 0.227 985 #VALUE! 970 79.1 72.8
강종 (Vcube+Vgoss+Vr-cube) /Intensity(max) Intensity(max, HB)
/Intensity(max, HBA)		 {111} 결정립 분율
(부피%)		 철손,
W15/50 (W/Kg)		 자속밀도, B50 (T) 비고
D1 1.1 1.48 31.7 3.12 1.75 발명예
D2 2.27 1.23 29.8 3.01 1.73 발명예
D3 0.81 1.73 45.3 3.92 1.66 비교예
D4 0.74 1.94 41.6 3.75 1.67 비교예
D5 1.86 1.35 30.9 3.36 1.74 발명예
D6 0.54 1.88 45.2 4.32 1.69 비교예
D7 2.13 1.27 32.8 2.99 1.73 발명예
D8 0.63 1.72 46.8 4.5 1.69 비교예
D9 2.31 1.36 29.6 2.91 1.73 발명예
D10 0.86 1.93 44.7 3.81 1.67 비교예
D11 1.46 1.35 32.5 2.83 1.72 발명예
D12 0.76 1.97 45.2 4.53 1.68 비교예
D13 1.65 1.36 29.5 2.76 1.72 발명예
D14 0.65 1.65 48.6 3.84 1.66 비교예
표 11 내지 표 13에서 나타나는 것과 같이, 본 발명의 일 실시예에서 제안하는 합금 성분 및 사상압연 압하율, 전단 압하율 및 시작 온도를 모두 만족하는 D1, D2, D5, D7, D9, D11, D13는 최종 소둔 후 집합조직이 적절히 형성되고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 작게 형성됨을 확인할 수 있다.반면, D3는 사상압연 압하율, 전단 압하율 및 시작 온도를 만족하지 못하였다. 따라서, 집합조직이 적절히 형성되지 못하였고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
D4는 전단 압하율을 만족하지 못하였다. 따라서, 집합조직이 적절히 형성되지 못하였고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
D6는 사상압연 압하율 및 시작 온도를 만족하지 못하였다. 따라서, 집합조직이 적절히 형성되지 못하였고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
D8은 식 1, 사상압연 압하율 및 시작 온도를 만족하지 못하였다. 따라서, 집합조직이 적절히 형성되지 못하였고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
D10은 사상압연 압하율, 전단 압하율을 만족하지 못하였다. 따라서, 집합조직이 적절히 형성되지 못하였고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
D12는 사상압연 시작 온도 및 사상압연 전단 압하율을 만족하지 못하였다. 따라서, 집합조직이 적절히 형성되지 못하였고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
D14는 사상압연 시작 온도 및 사상압연 압하율을 만족하지 못하였다. 따라서, 집합조직이 적절히 형성되지 못하였고, Intensity(max, HB)/Intensity(max, HBA)도 큰 값을 나타내었다. 결과적으로 자성이 열화되었다.
실시예 7
하기 표 14에서 정리된 합금 성분 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하였다. 슬라브를 1200℃에서 가열하고, 2.7mm의 두께로 열간압연한 후 권취하였다. 사상압연 종료 온도의 편차 및 권취온도를 하기 표 15와 같이 조절하였다. 열간압연 후 권취된 열연강판은 열연판 소둔 없이 산세한 다음 0.50mm 두께로 냉간압연하고, 최종적으로 냉연판 소둔을 실시하였다. 이 때, 냉연판 소둔 온도는 900 내지 950℃ 사이에서 실시하였다.
각각의 시편에 대하여 최종 소둔 후 미세조직을 분석하여 평균 결정립 입경과 결정립 입경에 따른 면적분포를 측정하였고 철손(W15/50)과 자속밀도(B50)도 측정하여 그 결과를 하기 표 16에 나타내었다.
강종 C Si Mn S Al N Ti Cu
E1 0.0009 0.72 0.4 0.0025 0.0052 0.0028 0.0035 0.019
E2 0.0027 1.38 0.52 0.0011 0.0014 0.0007 0.0021 0.01
E3 0.0021 0.96 0.22 0.0022 0.0014 0.003 0.0013 0.008
E4 0.0009 1.68 0.86 0.0007 0.008 0.0042 0.0008 0.015
E5 0.0014 0.68 0.55 0.0026 0.0048 0.0036 0.0012 0.016
E6 0.0031 0.93 0.41 0.0032 0.0071 0.0036 0.0017 0.005
E7 0.0037 1.55 0.82 0.0043 0.014 0.0012 0.0009 0.007
E8 0.0039 1.67 0.53 0.0008 0.0088 0.0009 0.0032 0.01
E9 0.0015 1.95 0.64 0.0015 0.0028 0.0022 0.0014 0.016
E10 0.0011 2.28 1.1 0.0017 0.0012 0.0009 0.0043 0.007
E11 0.0026 1.75 0.68 0.0053 0.0052 0.0032 0.0022 0.014
E12 0.0015 1.23 0.44 0.0027 0.0009 0.0013 0.0031 0.002
E13 0.0011 2.36 0.93 0.0032 0.0033 0.0025 0.0036 0.013
E14 0.0043 1.21 0.53 0.0027 0.007 0.0021 0.0036 0.01
강종 [Mn]/
([Si]+150x[Al])		 FDTMax-FDTMin CT×[Si]/1000
E1 0.267 22 0.55
E2 0.327 29 0.86
E3 0.188 47 0.61
E4 0.299 18 1.13
E5 0.393 28 0.48
E6 0.206 27 0.67
E7 0.225 26 1.15
E8 0.177 34 1.1
E9 0.27 23 1.27
E10 0.447 53 1.71
E11 0.269 24 1.24
E12 0.322 20 0.84
E13 0.326 16 1.7
E14 0.235 42 0.91
강종 평균 결정립 입경 (㎛) 미소 결정립 면적비(%) 조대 결정립 면적비(%) {111} 결정립 분율
(부피%)		 철손,
W15/50 (W/Kg)		 자속밀도, B50 (T) 비고
E1 62 0.38 38 31.7 3.26 1.74 발명예
E2 85 0.38 36 32.0 3.01 1.74 발명예
E3 69 0.36 44 42.6 4.28 1.68 비교예
E4 73 0.21 21 29.9 2.99 1.74 발명예
E5 82 0.5 39 50.8 4.46 1.67 비교예
E6 78 0.22 22 30.2 3.15 1.73 발명예
E7 47 0.53 27 40.5 3.96 1.67 비교예
E8 77 0.45 41 44.2 4.11 1.68 비교예
E9 59 0.29 37 33.2 2.89 1.72 발명예
E10 48 0.43 50 48.7 3.77 1.67 비교예
E11 44 0.48 31 51.1 3.79 1.67 비교예
E12 70 0.32 33 34.4 3.31 1.74 발명예
E13 84 0.38 37 30.1 2.74 1.71 발명예
E14 86 0.42 47 46.3 4.16 1.68 비교예
표 14 내지 표 16에서 나타나는 것과 같이, 본 발명의 일 실시예에서 제안하는 합금 성분 및 사상압연 종료 온도 편차, 권취온도를 모두 만족하는 E1, E2, E4, E6, E9, E12, E13는 최종 소둔 후 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성됨을 확인할 수 있다.반면, E3는 Mn 함량 및 식 1을 만족하지 못하고, 사상압연 종료 온도 편차를 만족하지 못하였다. 따라서, 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성되지 못하였다. 결과적으로 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
E5는 식 1 및 권취 온도를 만족하지 못하였다. 따라서, 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성되지 못하였다. 결과적으로 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
E7는 Al 함량을 만족하지 못하였다. 따라서, 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성되지 못하였다. 결과적으로 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
E8은 식 1 및 사상압연 종료 온도 편차를 만족하지 못하였다. 따라서, 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성되지 못하였다. 결과적으로 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
E10은 Mn 함량, 식 1을 만족하지 못하였고, 사상압연 종료 온도 편차를 만족하지 못하였다. 따라서, 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성되지 못하였다. 결과적으로 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
E11은 S 함량을 만족하지 못하였다. 따라서, 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성되지 못하였다. 결과적으로 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
E14는 사상압연 종료 온도 편차를 만족하지 못하였다. 따라서, 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성되지 못하였다. 결과적으로 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
실시예 8
하기 표 17에서 정리된 합금 성분 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하였다. 슬라브를 1100 내지 1200℃에서 가열하고, 2.8mm의 두께로 열간압연한 후 권취하였다. 사상압연 종료 온도의 편차 및 권취온도를 하기 표 18과 같이 조절하였다. 열간압연 후 권취된 열연강판은 열연판 소둔 없이 산세한 다음 0.50mm 두께로 냉간압연하고, 최종적으로 냉연판 소둔을 실시하였다. 이 때, 냉연판 소둔 온도는 900 내지 950℃ 사이에서 실시하였다.
각각의 시편에 대하여 열간 압연 후 미세조직을 분석하여 center부위와 surface 부위의 결정립 크기를 측정하였고 재결정된 분율도 측정하여 하기 표 18에 정리하였다. 또한 최종 소둔 후 미세조직을 분석하여 평균 결정립크기와 결정립크기에 따른 면적분포를 측정하였고 철손(W15/50)과 자속밀도(B50)도 측정하여 그 결과를 하기 표 19에 나타내었다.
강종 C Si Mn P S Al N Ti Sn Cu
F1 0.0039 2.29 0.82 0 0.0033 0.0018 0.0025 0.0029 0.03 0.016
F2 0.0008 0.97 0.46 0 0.0012 0.0024 0.0027 0.0011 0.05 0.013
F3 0.0029 1.27 0.59 0.07 0.0039 0.0032 0.0009 0.0005 0.06 0.003
F4 0.0042 2.01 0.63 0.01 0.0019 0.0074 0.0031 0.0036 0.04 0.017
F5 0.0031 2.4 0.87 0.05 0.0009 0.0096 0.0009 0.0005 0.03 0.02
F6 0.0039 0.86 0.41 0.03 0.004 0.008 0.0018 0.0029 0.03 0.008
F7 0.0009 1.65 0.55 0.03 0.0024 0.0068 0.0022 0.0018 0.02 0.017
F8 0.0027 1.99 0.68 0.04 0.0017 0.002 0.0025 0.0015 0.1 0.018
F9 0.0032 0.92 0.51 0 0.0039 0.0019 0.0035 0.0027 0 0.007
F10 0.0021 1.67 0.68 0.08 0.003 0.0087 0.0009 0.0026 0 0.009
F11 0.0007 2.23 0.93 0 0.0023 0.0037 0.0023 0.0006 0 0.01
F12 0.0024 2.34 0.94 0.04 0.001 0.0043 0.0029 0.0018 0.06 0.012
F13 0.0023 0.76 0.46 0.04 0.0018 0.0074 0.0038 0.0032 0.05 0.013
강종 [Mn]/([Si]+150×[Al]) FDTMax-FDTMin CT×[Si]/1000 GScenter/
GSsurface 		Gscenter×재결정율
/10
F1 0.32 36 1.51 1.03 2.8
F2 0.346 25 0.66 1.54 4
F3 0.337 16 0.88 1.28 3.6
F4 0.202 42 1.23 1.06 1.8
F5 0.227 29 1.82 1.06 3.6
F6 0.199 17 0.65 1.47 3.8
F7 0.206 28 1.16 1.21 3.4
F8 0.297 25 1.43 1.44 3.2
F9 0.423 36 0.54 1.12 1.7
F10 0.229 36 1.12 1.17 1.9
F11 0.334 25 1.47 1.29 2.6
F12 0.315 25 1.68 1.6 3.4
F13 0.246 40 0.46 1.06 1.9
강종 평균 결정립 입경 (㎛) 미소 결정립 면적비(%) 조대 결정립
면적비(%)		 {111} 결정립 분율
(부피%)		 철손,
W15/50 (W/Kg)		 자속밀도, B50 (T) 비고
F1 52 0.51 27 48.1 3.66 1.66 비교예
F2 62 0.32 30 32.1 3.03 1.74 발명예
F3 71 0.31 21 30.5 3.06 1.74 발명예
F4 46 0.45 24 44.0 3.85 1.67 비교예
F5 69 0.4 49 46.1 3.77 1.66 비교예
F6 72 0.24 27 33.0 3.26 1.73 발명예
F7 52 0.33 38 33.7 3.02 1.74 발명예
F8 76 0.21 25 29.1 2.94 1.73 발명예
F9 60 0.5 41 43.2 4.48 1.68 비교예
F10 45 0.43 44 41.1 3.69 1.68 비교예
F11 74 0.24 29 28.9 2.85 1.71 발명예
F12 79 0.3 32 29.5 2.82 1.72 발명예
F13 44 0.48 43 48.3 4.39 1.67 비교예
표 17 내지 표 19에서 나타나는 것과 같이, 본 발명의 일 실시예에서 제안하는 합금 성분 및 사상압연 종료 온도 편차, 권취온도를 모두 만족하는 F2, F3, F6, F7, F8, F11, F12는 열연판의 미세 조직이 적절히 형성되고, 또한 최종 소둔 후 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성됨을 확인할 수 있다.반면, F1은 사상압연 종료 온도 편차를 만족하지 못하였다. 따라서, 열연판 미세 조직 및 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성되지 못하였다. 결과적으로 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
F4는 사상압연 종료 온도 편차를 만족하지 못하였다. 따라서, 열연판 미세 조직 및 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성되지 못하였다. 결과적으로 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
F5는 권취온도를 만족하지 못하였다. 따라서, 열연판 미세 조직 및 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성되지 못하였다. 결과적으로 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
F9는 식 1, 사상압연 종료 온도 편차 및 권취온도를 만족하지 못하였다. 따라서, 열연판 미세 조직 및 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성되지 못하였다. 결과적으로 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
F10는 사상압연 종료 온도 편차를 만족하지 못하였다. 따라서, 열연판 미세 조직 및 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성되지 못하였다. 결과적으로 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
F13은 사상압연 종료 온도 편차 및 권취온도를 만족하지 못하였다. 따라서, 열연판 미세 조직 및 결정립 입경 및 분포가 적절히 형성되지 못하였다. 결과적으로 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
본 발명은 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims (23)

  1. 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:0.5 내지 2.4%, Mn: 0.4 내지 1.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.01% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함), Cu: 0.001 내지 0.02% 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 1을 만족하고,
    강판 중 {111}면이 압연면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율 이 27% 이상이고,
    0.9 ≤ (Vcube+Vgoss+Vr-cube)/Intensitymax ≤ 2.5을 만족하는 무방향성 전기강판.
    [식 1]
    0.19 ≤ [Mn]/([Si]+150×[Al]) ≤ 0.35
    (식 1에서, [Mn], [Si] 및 [Al]은 각각 Mn, Si 및 Al의 함량(중량%)을 나타낸다.)
    (단, Vcube, Vgoss, Vr-cube는 각각 cube, goss, rotated cube 집합조직의 부피%이며 Intensitymax는 ODF image(Φ2=45도 section)상에 나타나는 최대 강도값을 나타낸다.)
  2. 제1항에 있어서,
    강판 중 {111}면이 압연면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율 이 27% 내지 35%인 무방향성 전기강판.
  3. 제1항에 있어서,
    Si 산화물을 포함하는 농화층이 표면으로부터 0.15㎛이하의 깊이 범위에 존재하는 무방향성 전기강판.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 농화층은 Si:3% 이상, O:5% 이상, Al:0.5%이하 포함하는 무방향성 전기강판.
  5. 제1항에 있어서,
    황화물을 포함하고, 직경 0.5㎛ 이하의 황화물 중 직경 0.05㎛ 이상의 황화물의 개수율(Fcount) 및 직경 0.5㎛ 이하의 황화물 중 직경 0.05㎛ 이상의 황화물의 면적율(Farea)의 곱(Fcount × Farea)이 0.15 이상인 무방향성 전기강판.
  6. 제1항에 있어서,
    황화물을 포함하고, 직경 0.5㎛ 이하의 황화물 중 직경 0.05㎛ 이상의 황화물의 개수율(Fcount)이 0.2 이상인 무방향성 전기강판.
  7. 제1항에 있어서,
    직경 0.5㎛ 이하의 황화물 중 직경 0.05㎛ 이상의 황화물의 면적율(Farea)이 0.5 이상인 무방향성 전기강판.
  8. 삭제
  9. 제1항에 있어서,
    YP/TS≥ 0.7 만족하는 무방향성 전기강판.
    (단, YP는 항복강도, TS는 인장강도를 나타낸다.)
  10. 제1항에 있어서,
    평균 결정립 입경의 0.3배 이하인 미소 결정립의 면적비가 0.4%이하이고 평균 결정립 입경의 2배 이상인 조대 결정립의 면적비가 40%이하인 무방향성 전기강판.
  11. 제1항에 있어서,
    평균 결정립 입경은 50 내지 100㎛인 무방향성 전기강판.
  12. 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:0.5 내지 2.4%, Mn: 0.4 내지 1.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.01% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함), Cu: 0.001 내지 0.02% 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 슬라브를 가열하는 단계;
    슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계;
    상기 열연판을 열연판 소둔 없이, 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계 및
    상기 냉연판을 최종소둔하는 단계를 포함하고,
    제조된 강판의 {111}면이 압연면과 이루는 각도가 15°이하인 결정립의 부피분율이 27% 이상이고,
    상기 열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고, 사상압연 시작 온도(FET)가 하기 관계를 만족하고,
    Ae1 ≤ FET ≤ (2×Ae3+Ae1)/3
    사상압연의 압하율이 85% 이상이고,
    사상압연 전단에서의 압하율이 70%이상인 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    [식 1]
    0.19 ≤ [Mn]/([Si]+150×[Al]) ≤ 0.35
    (식 1에서, [Mn], [Si] 및 [Al]은 각각 Mn, Si 및 Al의 함량(중량%)을 나타낸다.)
    (단, Ae1은 오스테나이트가 페라이트로 완전히 변태되는 온도(℃), Ae3은 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도(℃), FET는 사상압연 시작 온도(℃)를 나타낸다.)
  13. 제12항에 있어서,
    최종소둔 시, Si, Al 성분과 소둔로 내 수소 분위기 (H2)가 10×([Si]+1000×[Al])-[H2]≤90를 만족하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    (단, [Si], [Al]은 각각 Si 및 Al의 함량(중량%)을 나타내고, [H2]는 소둔로 내 수소의 부피 분율(부피%)을 나타낸다.)
  14. 제12항에 있어서,
    슬라브를 가열하는 단계에서 MnS의 평형 석출량(MnSSRT) 및 MnS의 최대 석출량 (MnSMax)가 하기 식을 만족하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    MnSSRT/MnSMax ≥ 0.6
  15. 제12항에 있어서,
    슬라브를 가열하는 단계에서, 오스테나이트가 페라이트로 100% 변태되는 평형 온도를 A1(℃)이라고 할 때, 슬라브 가열온도 SRT(℃)와 A1온도(℃)가 하기 관계를 만족하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    SRT ≥ A1+150℃
  16. 제12항에 있어서,
    슬라브를 가열하는 단계에서, 오스테나이트 단상 영역에서 1시간 이상 유지하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  17. 삭제
  18. 삭제
  19. 삭제
  20. 제12항에 있어서,
    상기 열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고,
    열연판 전체 길이에서 사상압연 종료 온도(FDT)의 편차가 30℃ 이하인 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  21. 제12항에 있어서,
    상기 열간압연하는 단계는 조압연, 사상압연 및 권취 단계를 포함하고,
    귄취 단계에서의 온도(CT)가 하기 관계를 만족하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    0.55≤CT×[Si]/1000≤1.75
    (단, CT는 귄취 단계에서의 온도(℃)를 나타내고, [Si]는 Si의 함량(중량%)을 나타낸다.)
  22. 제12항에 있어서,
    열연판의 미세 조직이 하기 관계를 만족하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    GScenter/GSsurface≥1.15
    (단, GScenter는 GScenter는 두께 방향으로 1/4 내지 3/4t 부분의 결정립 평균 입경을 나타내며, GSsurface는 표면 내지 1/4t 부분의 결정립 평균 입경을 나타낸다.)
  23. 제12항에 있어서,
    열연판의 미세 조직이 하기 관계를 만족하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    (GScenter×재결정율)/10≥2
    (단, GScenter는 두께 방향으로 1/4 내지 3/4t 부분의 결정립 평균 입경을 나타내며, 재결정율은 열간압연후 재결정된 결정립의 면적분율을 나타낸다.)
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