WO2013147407A1 - 자성특성이 우수한 （１００）〔０ｖｗ〕 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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    • H01F1/14791—Fe-Si-Al based alloys, e.g. Sendust

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the same, which is used as an iron core of an electric device such as a motor, a transformer, and more particularly to (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties and a manufacturing method thereof It is about.
  • Non-oriented electrical steel sheet is an important component necessary for converting electrical energy into mechanical energy in electrical equipment. In order to reduce energy, it is necessary to lower magnetic properties, ie, iron loss and increase magnetic flux density.
  • Iron loss turns into heat and disappears during the energy conversion process, and magnetic flux density appears as a power generating force. Therefore, when the magnetic flux density is high, the copper loss of an electric apparatus can be reduced and miniaturization is possible.
  • Iron loss may be lowered by lowering the thickness or by adding a large amount of alloying elements.
  • iron loss may be made of clean steel with less impurities, or may be made of steel with improved magnetic properties by adding additional elements. In the former case, the cost of the further process is increased in the manufacturing process, and in the latter case, the cost is increased for additional elements to be added.
  • the production method of high quality (111) [uvw] non-oriented electrical steel sheet which is generally performed currently is about 3% of Si as main alloy, 0.5 to 1.4% of Al, 0.1 to 0.4% of Mn, and others. It is composed of unavoidable impurities and residual components, and it is possible to obtain good magnetic properties by lowering the slab heating temperature during hot rolling. Specifically, as the slab heating temperature is low, such as 1050 to 1150 ° C., it is possible to obtain good magnetic properties. The reason is that the reheating of the slab at a low temperature is the only method in order to prevent the generation of fine AlN and MnS which inhibit the crystal growth during the final annealing by the Winding-Rewinding method.
  • Figure 1 shows the ideal crystal orientation and each crystal orientation obtained by the etching-pit method
  • Figure 2 is N.H.
  • the schematic diagram for demonstrating the segregation phenomenon of Heo (refer nonpatent literature 1, 2) is shown.
  • the equilibrium segregation concentration (Cs) decreases with increasing temperature, and the segregation concentration at each temperature is large as the amount of S contained in the electrical steel sheet increases.
  • the equilibrium segregation concentration at T 0 is Cs 0
  • the isothermal heat treatment at T 0 as shown in the second figure of FIG. 2, the segregation concentration (I) generally increases toward Cs 0 as time increases. Increases.
  • the segregation concentration (II) at the surface is after a certain maximum point P because loss of the surface segregation occurs due to the H 2 S reaction between the surface segregation S and hydrogen.
  • the surface segregation continuously decreases with time.
  • the surface energy of the body-centered cubic metal has the lowest (110), the middle (100) and the highest surface energy of (111). high.
  • the surface energy of the body-centered cubic lattice has the lowest surface energy of (110) when the concentration of surface segregated S is extremely small during final annealing, but the surface energy of (100) is lowest as the surface segregated S increases, When the concentration of the surface segregated S is further increased, the surface energy of (111) is the lowest, so that only the grains having the smallest surface energy are grown according to the concentration of the surface segregated S.
  • FIG. 3 to 3 show the surface energy change according to the surface segregation concentration of S in the body-centered cubic metal, and the fourth image of FIG. 3 shows the surface energy induced by the inventor (NH Heo).
  • It is a schematic diagram explaining a selective crystal growth phenomenon (refer nonpatent literature 1).
  • Non-Patent Documents 4 and 5 the crystal orientation of the nucleus shows the crystal orientation similar to that of the modified mother phase when nucleation is generated from the modified metal based on the elastic theory, and this is experimentally proved using 3% silicon steel.
  • the crystal orientation of cold rolled steel sheet is the (111) [uvw] principal crystal orientation represented by (111) [112] and (111) [110], and (100) [0vw] represented by (100) [012]. It can be seen that it consists of the negative crystal orientation of.
  • Patent Document 1 Korean Patent Registration No. 10-0797895 (2008.01.18)
  • Non-Patent Document 1 Acta Materialia vol. 48, 2000, pp 2901
  • Non-Patent Document 2 Acta Materialia vol. 51, 2003, pp 4953
  • Non Patent Literature 3 Acta metall. vol. 1, 1953, pp 79
  • Non-Patent Document 4 Journal of the Korean Physical Society vol. 44, 2004, pp 1547
  • Non Patent Literature 5 Materials Letters vol. 59, 2005, pp 2827
  • Non-Patent Document 6 IEEE Trans. Magnetics vol. 37, 2001, pp 2318
  • Non-Patent Document 7 J. Magnetism and Magnetic Materials vol. 254-255, 2003, pp 315
  • the present invention adds S as the most important element in the production of (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet and shows ferrite structure at all manufacturing process temperatures.
  • the present invention proposes a method for producing a (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet by a short time heat treatment using a composition steel sheet.
  • the present invention is applied to the nucleation theory and surface energy organic selective crystal growth method during the final annealing, and the (100) [0vw] crystal orientation present in the cold rolled sheet is annealed for a short time in a reducing gas atmosphere rather than vacuum.
  • the (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet core material which is suitable for the iron core of a rotating machine by obtaining the (100) [0vw] crystal orientation, it is possible to obtain a low cost and a short time by using a winding-rewinding method.
  • a main purpose is to provide a (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties and a method of manufacturing the same, which can be easily manufactured.
  • C more than 0 and less than 0.005%
  • Si 2 to 4%
  • Mn 0.05% and more but less than 1.0%
  • S 0.0001 to 0.035%
  • Al more than 0 0.20% Or less
  • P more than 0 and 0.2% or less
  • N more than 0 and 0.003% or less
  • the remaining Fe and other unavoidable impurity slabs are hot rolled and cold rolled after pickling, and the cold rolled steel sheet is 800 ° C to 1100 ° C.
  • the first stage annealing furnace In the first stage annealing furnace, the first stage annealing, the first stage annealing furnace higher than the temperature of the first stage annealing furnace, two stage annealing in two stage annealing furnace, the final grain annealing plate average grain size y and plate thickness x
  • the relationship is y ⁇ 2.2x + 0.1 (unit: mm), and when S is 0.007% by weight or more, the relationship is y ⁇ 1.48x + 0.04 (unit: mm).
  • a method for producing a (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties When S is less than 0.007% by weight, the relationship is y ⁇ 2.2x + 0.1 (unit: mm), and when S is 0.007% by weight or more, the relationship is y ⁇ 1.48x + 0.04 (unit: mm).
  • the heat treatment time in the first stage annealing furnace is 10 seconds to 600 seconds
  • the heat treatment time in the two stage annealing furnace is preferably 10 seconds to 600 seconds.
  • the hot rolled sheet may be subjected to intermediate annealing at a temperature range of 950 ° C. to 1370 ° C. in order to solidify MnS that may occur during hot rolling.
  • the said S contains more than 0.008%-0.035% or less.
  • the slab structure during hot rolling and the annealing plate structure at the annealing temperature are preferably characterized in that the ferrite structure.
  • C more than 0 and 0.005% or less
  • Si 2 to 4%
  • Mn 0.05% or more and less than 1.0%
  • S 0.0001 to 0.035%
  • Al more than 0 It contains 0.20% or less
  • P more than 0 and 0.2% or less
  • N more than 0 and 0.003% or less
  • a (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties is provided.
  • the average grain size y and the plate thickness x of the surface of the plate represent a relationship of y ⁇ 2.2x + 0.1 (unit: mm) when S is less than 0.007% by weight, and when S is 0.007% by weight or more, y ⁇ 1.48x + 0.04 (unit: mm) is shown.
  • the said S contains more than 0.008%-0.035% or less.
  • Figure 1 shows the ideal crystal orientation and each crystal orientation obtained by the etching-pit method.
  • FIG. 2 is a schematic diagram illustrating segregation phenomenon.
  • 3 is a graph showing the change in surface energy according to the surface segregation concentration of S in the body-centered cubic lattice.
  • ODF Orientation Distribution Function
  • Example 5 is a graph showing crystal orientation distribution of steel grade A according to Example 1.
  • Example 6 is a graph showing the crystal orientation distribution of steel grade A according to Example 2.
  • Example 7 is a graph showing crystal orientation distribution of steel grade A according to Example 3.
  • Figure 8 is a photograph showing the etch fit tissue of steel grade A according to Example 3.
  • Example 11 is a graph showing the crystal orientation distribution of steel grade A according to Example 6.
  • Example 13 is a graph showing the crystal orientation distribution of steel grade B according to Example 8.
  • Example 15 is a graph showing the crystal orientation distribution of steel grade D according to Example 10.
  • FIG. 17 is a graph showing a relationship between annealing plate surface average grain size (y) and plate thickness (x) of steel sheet A according to Example 11;
  • FIG. 17 is a graph showing a relationship between annealing plate surface average grain size (y) and plate thickness (x) of steel sheet A according to Example 11;
  • 21 is a graph showing the crystal orientation distribution of steel grade A according to Example 14.
  • Example 22 is a graph showing the crystal orientation distribution of steel grade A according to Example 15;
  • Example 23 is a graph showing the crystal orientation distribution of steel grade A according to Example 16.
  • 25 is a graph showing the crystal orientation distribution of steel grade H according to Example 18.
  • 26 is a graph showing the crystal orientation distribution of steel class H according to Example 18.
  • FIG. 27 is a graph showing the relationship between the average grain size (y) and the plate thickness (x) of the annealing plate of steel type H according to Example 19;
  • FIG. 27 is a graph showing the relationship between the average grain size (y) and the plate thickness (x) of the annealing plate of steel type H according to Example 19;
  • the present invention adds S, the most important element for the production of a new (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet at 0.0001% to 0.035%, and Si and Mn, which are the main elements of the iron-based alloy, in the entire temperature range of the manufacturing process.
  • S the most important element for the production of a new (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet at 0.0001% to 0.035%
  • Si and Mn which are the main elements of the iron-based alloy, in the entire temperature range of the manufacturing process.
  • the surface energy of the (100) grains by the surface segregated S is preferentially suppressed to be more than 0 to 0.20% by weight or less, and N is more than 0 to 0.0030% by weight.
  • P is suppressed to more than 0 and 0.2% by weight or less, and reheating the hot rolled sheet at 1370 ° C. or more is designed to enable re-use of MnS in the component range described later.
  • the component range of the slab used in the present invention is by weight percent, C: more than 0 and less than 0.005%, Si: 2 to 4%, Mn: 0.05% to be composed of a ferrite phase in the temperature range over the entire manufacturing process Or less than 1.0%, S: 0.0001 to 0.035%, Al: more than 0 and 0.20% or less, P: more than 0 and 0.2% or less and N: more than 0 and 0.003% or less and consist of the remaining Fe and other unavoidable impurities.
  • a (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet having a thickness of 0.10 to 0.70 mm having excellent magnetic properties within the component range.
  • the increase in the resistivity is the largest Si and Mn is about half the effect of Si.
  • One embodiment of the present invention by weight% C: more than 0 0.005% or less, Si: 2-4%, Mn: 0.05% or more less than 1.0%, S: 0.0001 ⁇ 0.035%, Al: more than 0 0.20% or less, P: more than 0 and 0.2% or less, N: more than 0 and 0.003% or less, composed of the remaining Fe and other unavoidable impurities, and the hot-rolled, pickled and cold-rolled slabs of the composition consisting of ferrite phase in the entire temperature range
  • the final annealing is carried out in a reducing gas atmosphere, so that the surface of the annealing plate is made of (100) [0vw] crystal orientation.
  • weight% C more than 0 0.005% or less, Si: 2-4%, Mn: 0.05% or more less than 1.0%, S: 0.0001 ⁇ 0.035%, Al: more than 0 Reheat slab containing 0.20% or less, P: greater than 0 or less 0.2% or less, N: greater than 0 or less and 0.003% or less, composed of the remaining Fe and other unavoidable impurities, and exhibiting a ferrite phase structure in the temperature range of the entire manufacturing process.
  • the hot-rolled sheet is subjected to intermediate annealing at 950 ° C to 1370 ° C or omitted, cold-rolled after pickling, and then annealing composed of one-stage annealing furnace and two-stage annealing furnace.
  • the heat treatment atmosphere of the first stage annealing furnace and the second stage annealing furnace uses a reducing gas atmosphere to prevent (111) crystal growth due to surface oxidation of Al, Fe, Si, and the like.
  • the temperature of the first stage annealing furnace is 800 ° C. to 1100.
  • the temperature of the two-stage annealing furnace is set at 1150 to 1370 degrees Celsius higher than the temperature of the one-stage annealing furnace.
  • the substantial S content should be at least 0.0001% by weight or more so that S can surface segregate and change surface energy, and prevent the formation of MnS that impedes selective crystal growth of (100) [0vw] grains upon final annealing.
  • S is preferably limited to 0.035% by weight or less.
  • S is preferably limited to more than 0.008% by weight to 0.035% by weight or less.
  • C is required to include 0.02 to 0.07% of C in the steel sheet.
  • the conventional austenitic ( ⁇ ) ⁇ ferrite ( ⁇ ) phase transformation using a long time oxidizing vacuum atmosphere heat treatment method is not used.
  • Table 1 of the following Examples using the composition showing the ferrite structure in the entire temperature range in the manufacturing process in order to obtain a (100) [0vw] crystal orientation easily after the final annealing within a short time in a reducing gas atmosphere, The strong austenite stabilizing element C in the range is limited to more than 0 and 0.005% by weight or less.
  • elements to be lowered if possible include Ti, B, Sn, Sb, Ca, Zr, Nb, V, Cu, and the like.
  • the slab in the manufacturing process according to the embodiment of the present invention It is preferable to limit the content of the composition of the composition to between 2.0 wt% and 4.0 wt%, which is the minimum content of the ferrite structure in the entire temperature range.
  • Mn 0.05 wt% or more but less than 1.0 wt%
  • Mn is an austenite stabilizing element that increases the specific resistance like Si and lowers the eddy current loss during iron loss, but when Mn is added 1% or more in electrical steel sheet containing 2 ⁇ 4% Si, the austenite fraction increases in the steel sheet. In the manufacturing process, the slab does not show the ferrite structure over the entire temperature range.
  • the Mn content range is currently set so that the slab exhibits a ferrite structure in the temperature range of the entire manufacturing process. It is desirable to limit the content to 0.05% by weight or more and less than 1.0% by weight, which is the minimum content that can be lowered in the process.
  • Al more than 0 and 0.2% by weight or less
  • Al is added to the existing (111) [uvw] non-oriented electrical steel sheet by 0.2 ⁇ 1.3% because it is an effective component to decrease the eddy current loss by increasing the specific resistance like Si.
  • the object of the present invention is to produce (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet
  • Al is added in excess of 0.2% in the composition of the present invention
  • a surface oxide layer by Al is formed upon annealing, and the surface oxide layer
  • the H 2 S reaction which is a reaction between S segregated on the surface of the steel sheet directly below and hydrogen in a reducing atmosphere, does not occur smoothly due to the surface oxide layer, resulting in an increase in segregation concentration of S on the surface of the steel sheet directly below the surface oxide layer.
  • the surface energy of the (111) grains is minimized rather than the surface energy of the (100) grains. Therefore, as Al increases, selective grain growth of (111) grains is promoted rather than selective grain growth of (100) grains, so that the final grain orientation is shown in (100) [0vw] grain orientation as shown in FIGS. Since the crystal orientation is changed to the (111) [uvw] crystal orientation, the content of Al is preferably limited to more than 0 and 0.2 wt% or less in order to obtain the (100) [0vw] crystal orientation.
  • N In order to prevent selective crystal growth inhibition of (100) [0vw] grains by the produced AlN, it is preferable to keep N as low as possible from 0 to 0.003% by weight or less.
  • Hot rolling does not adversely affect the crystal growth at the final annealing because the slab is heated to a high temperature of 1200 ° C. or higher and the finishing temperature in the hot rolling process is 900 ° C. or higher, since there is little precipitation of fine AlN and MnS in the hot rolled sheet. Do not.
  • the magnetic properties at the same level can be obtained.
  • the hot rolled plate may be prepared in the final plate thickness by cold rolling once as it is after pickling, and also by two cold rolling methods including intermediate annealing after one cold rolling.
  • the solubility temperature of 0.0001% S is 950 °C and the solubility temperature of 0.035% S is 1370 °C, so that MnS that can be produced after hot rolling is dissolved in the temperature range of 950 °C ⁇ 1370 depending on the content of S. It is preferable that it is made of °C.
  • the final annealing composed of one and two stages is required to be performed in a reducing gas atmosphere containing hydrogen and / or nitrogen to prevent (111) crystal growth due to surface oxidation of Al, Fe, Si, and the like. There is.
  • first stage and the second stage annealing are divided into two stages in order to obtain stable (100) [0vw] crystal orientation, and the division should be divided into one stage annealing and two stage annealing. Connect passages between the furnaces to allow continuous annealing.
  • the temperature and heat treatment time range of the first stage annealing furnace is It is set to 800-1100 degreeC, 10 second-600 second, and the temperature and heat processing time range of a two-stage annealing furnace shall be 1150 degreeC-1370 degreeC, and 10 second-600 second.
  • the heat treatment time is less than 10 seconds, the atomic migration time is insufficient, so that the alignment of the (100) texture is difficult, and if the heat treatment time exceeds 600 seconds, the heat treatment time is changed to the (111) texture. It is preferable to set it as 600 seconds.
  • the (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties according to an embodiment of the present invention is continuously manufactured by using a winding-rewinding method from the above hot rolling to final annealing. Can be.
  • the surface coating of the manufactured electrical steel sheet may be used as the coating method that is commonly used as needed.
  • Table 1 shows the various chemical compositions of the specimens to be used in the examples to be described later, with the remainder being made of Fe and other unavoidable impurities.
  • the specimens each had a plate shape, and the plates were cast into ingots through a vacuum induction melting process, and the hot rolled 3 mm thick hot rolled sheet was heated according to the content of S after heating the ingot to 1200 ° C.
  • the hot rolled 3 mm thick hot rolled sheet was heated according to the content of S after heating the ingot to 1200 ° C.
  • the cold rolling rate was in the range of 77% to 97%.
  • the final annealing method for the cold-rolled steel sheet was selected not by vacuum, but by heat treatment method consisting of annealing ending at a time from 1150 °C to 1370 °C at a reducing gas atmosphere, one stage annealing and two stage annealing.
  • the temperature and heat treatment time range of the first-stage annealing furnace is 800 ° C. to 1100 ° C. and 10 seconds to 600 seconds. It was set as 1150 degreeC-1370 degreeC, and 10 second-600 second.
  • An etching-pit method and an optical microscope were used to determine the crystal orientation of the annealing plate.
  • annealing treatment of the hot rolled sheet formed as shown in Table 1 at 1050 °C pickling and cold rolling to prepare a cold rolled steel sheet having a thickness of 0.20mm, omitting one stage annealing for the cold rolled steel sheet for 600 seconds at 1300 °C Final annealing.
  • Fig. 5 shows the result, and the crystal orientation does not represent 100% (100) [0vw], but 47% (100) [0vw] and 52% (111) [uvw].
  • FIG. 6 shows the results and shows a non-oriented electrical steel sheet structure composed of about 89% (100) [0 vw] and 11% (111) [uvw].
  • FIG. 9 shows the results and again shows a complete 100% (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet structure having a main orientation of (100) [012].
  • FIG. 10 shows the results and shows a complete 100% (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet structure having a main orientation of (100) [012].
  • FIG. 11 shows the results and shows a complete 100% (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet structure having a main orientation of (100) [012].
  • FIG. 12 shows the results, showing a complete 100% (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet structure having a main orientation of (100) [012].
  • FIG. 13 shows the results and shows a complete 100% (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet structure having a main orientation of (100) [012].
  • FIG. 14 shows the results and again shows a complete 100% (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet structure having a main orientation of (100) [012].
  • the annealing treatment of the hot rolled sheet formed as shown in D and E of Table 1 was omitted, followed by pickling and cold rolling to prepare a cold rolled steel sheet having a thickness of 0.20 mm, and the final annealing of the cold rolled steel sheet was performed at 850 ° C. for 540 seconds in one step. After annealing, annealing was carried out for two hundred and twenty seconds at 1300 ° C. 15 and 16 show the results. As Al is added, the crystal orientation of (111) [uvw] remains after the final annealing as Al is added, and the crystal orientation is 75% at 100% (100) [0 vw] as Al content is increased. It can be seen that% (100) [0vw] + 25% (111) [uvw] and 30% (100) [0vw] + 70% (111) [uvw].
  • the annealing treatment of the hot rolled sheet formed as shown in Table 1 was omitted, and a cold rolled steel sheet having a thickness of 0.10 mm to 0.70 mm was prepared by pickling and cold rolling.
  • the final annealing of the cold rolled steel sheet was performed at 960 ° C. for 120 seconds at However, after annealing, annealing was performed for 2 seconds at 120 ° C higher than this.
  • a complete 100% (100) [0vw] crystal orientation could be obtained regardless of the thickness, and the relationship between the average grain size (y, mm) and the plate thickness (x, mm) is shown graphically in FIG.
  • the annealing treatment of the hot rolled sheet formed as shown in Table 1 was omitted, and a cold rolled steel sheet having a thickness of 0.25 mm and 0.35 mm was prepared by pickling and cold rolling.
  • the final annealing of the cold rolled steel sheet was performed at 800 ° C. for 120 seconds. However, after annealing, annealing was performed two times for 60 seconds at a higher temperature of 1300 ° C.
  • the average grain size (y) and the plate thickness (x) of the surface of the annealing plate are Heat treatment should be performed to show the relationship y ⁇ 2.2x + 0.1.
  • Example 12 when the grain size (y) is one or more times larger than the annealing plate thickness (x), 50% or more of the (100) [0vw] crystal orientation was obtained.
  • the annealing treatment of the hot rolled sheet formed as shown in Table 1 was omitted, followed by pickling and cold rolling to prepare a cold rolled steel sheet having a thickness of 0.35 mm, and the final annealing for the cold rolled steel sheet after one stage annealing at 850 ° C for 540 seconds And annealing at 120 ° C. for 2 seconds at a higher temperature of 1300 ° C. 20 shows the results and shows a complete 100% (100) [0 vw] crystal orientation structure.
  • the hot rolled steel sheet annealing treatment as shown in Table 1, was omitted, and a cold rolled steel sheet having a thickness of 0.20 mm was prepared by pickling and cold rolling. It was.
  • Fig. 21 shows the result, and the crystal orientation does not indicate (100) [0 vw] but 54% (100) [0 vw] and 46% (111) [uvw].
  • annealing treatment of the hot rolled sheet formed as shown in Table 1 was omitted, and a cold rolled steel sheet having a thickness of 0.20 mm was prepared by pickling and cold rolling.
  • the first stage of the cold rolled steel was omitted and 400 seconds at 1370 ° C. was omitted.
  • Fig. 22 shows the result, and the crystal orientation does not indicate (100) [0vw], but shows (100) [0vw] and 41% (111) [uvw] of 59%.
  • Fig. 23 shows the result and shows the structure of (111) [uvw] non-oriented electrical steel sheet whose main orientation is 85% or more.
  • the hot rolled sheet formed as shown in Table 1 G was annealed at 1330 ° C., pickled and cold rolled to produce a 0.20 mm thick cold rolled steel sheet, and the final annealing for the cold rolled steel sheet was performed at 1020 ° C. for 30 seconds. Thereafter, annealing was performed for two hundred and twenty seconds at 1300 ° C. higher than this.
  • Fig. 24 shows the result and shows the 100% (100) [0 vw] non-oriented electrical steel sheet structure.
  • the hot rolled steel sheet formed as shown in Table 1 H or not was subjected to annealing at 1370 ° C., and pickled and cold rolled to prepare a 0.20 mm thick cold rolled steel sheet. After one stage annealing, two stage annealing was performed for 120 seconds at a higher temperature of 1300 ° C. 25 and 26 show the results and show 100% (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet structure with or without annealing treatment.
  • the annealing treatment of the hot rolled sheet formed as shown in Table 1 was omitted, and a cold rolled steel sheet having a thickness of 0.10 mm to 0.70 mm was prepared by pickling and cold rolling.
  • the final annealing of the cold rolled steel sheet was performed at 1020 ° C. for 30 seconds. However, after annealing, annealing was performed two times for 90 seconds at a higher temperature of 1300 ° C. A complete 100% (100) [0vw] crystal orientation could be obtained regardless of the thickness, and the relationship between the average grain size (y, mm) and the plate thickness (x, mm) of the surface of the annealing plate was graphically shown in FIG. It was.
  • FIG. 28 shows the grain orientation distribution and mean grain size (y) for them, showing a relationship of y ⁇ 1.48x + 0.04 between the mean grain size (y) and the plate thickness (x) of the annealing plate surface.
  • the crystal orientation did not represent a perfect 100% (100) [0 vw] but a considerable amount of (111) [uvw] fraction.
  • the method of manufacturing a (100) [0vw] non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties is performed by using a steel plate exhibiting a ferrite structure in a preheating temperature range, so that the heat treatment is performed in a reducing gas atmosphere rather than vacuum. It is easy to form the (100) [0vw] crystal orientation easily and inexpensively in time.

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Abstract

본 발명은 모터, 변압기와 같은 전기기기의 철심으로 사용되는 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 본 발명의 일실시예에 의하면, 중량%로 S가 0.0001~0.035% 함유되고 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 전 온도영역에서 페라이트 조직을 나타내는 성분조성의 슬라브를 열간압연, 산세 후 냉간압연하고, 냉연강판의 표면에서 (100) 결정립의 선택적 결정성장이 이루어지도록 소둔하여, 소둔판의 표면이 (100)[0vw] 결정방위로 이루어지게 하는 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판의 제조방법이 제공된다.

Description

자성특성이 우수한 （１００）〔０ｖｗ〕 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
본 발명은 모터, 변압기와 같은 전기기기의 철심으로 사용되는 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 자성 특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근의 전기기기에서는 고효율과 소형화를 목적으로 고주파영역에서의 사용이 증가하고 있으며, 특히 전기자동차용의 발전기로서 400~1,000Hz의 고주파영역에서의 자성향상이 강하게 요구되고 있다.
무방향성 전기강판은 전기기기에서 전기적 에너지를 기계적 에너지로 바꾸어 주는데 필요한 중요한 부품으로서 에너지절감을 위해서는 그 자기적 특성 즉, 철손을 낮추고 자속밀도를 높이는 것이 필요하다.
철손은 에너지변환 과정에서 열로 변하여 사라지며, 자속밀도는 동력을 일으키는 힘으로 나타난다. 따라서, 자속밀도가 높으면 전기기기의 동손을 줄일 수 있어서 소형화가 가능하다.
철손은 두께를 낮추거나 합금원소를 많이 첨가하면 낮아질 수도 있지만, 불순물이 적은 청정강으로 제조하거나, 추가적인 원소를 첨가하여 자성을 향상시킨 강으로 제조하기도 하였다. 전자의 경우, 제조공정에서 추가 공정에 대한 원가가 증대되며 후자의 경우, 추가로 첨가하는 원소에 대한 비용 증가가 뒤따른다.
현재 일반적으로 행하여지고 있는 고급 (111)[uvw] 무방향성 전기강판의 제조방법은, 주합금으로서 Si는 약 3%, 거기에 Al이 0.5~1.4%, Mn이 0.1~0.4%, 그 외 기타 불가피한 불순물과 잔류성분으로 구성되고, 열연시 슬라브 가열온도를 낮춤으로써 양호한 자성을 얻고 있는데, 구체적으로 1050~1150℃와 같이 슬라브 가열온도가 낮으면 낮을수록 양호한 자성을 얻는 것이 가능하다. 그 이유는, 풀고 감는 방법(Winding-rewinding method)에 의한 최종 소둔시 결정성장을 저해하는 미세한 AlN, MnS의 발생을 방지하기 위해서는 저온에서 슬라브를 재가열하는 방법이 유일한 방법이기 때문이다.
즉, 용강에서 응고할 때 AlN, MnS는 조대입자로 석출되며, 이 AlN, MnS가 슬라브 가열시 재용해하고, 이 용해된 [Al],[N], [Mn], [S]는 열간압연 종료 시 유해한 AlN, MnS로 되어 재석출하게 되므로 슬라브 재가열온도가 높을수록 용해하는 [Al], [N], [Mn], [S]는 많아지며, 최종 소둔에서의 결정성장을 방해하게 된다. 결국, 양호한 자성을 얻기 위해서는 슬라브의 재가열 온도를 낮게 유지하여야만 하는데 이 경우 당연히 사상압연 온도도 낮게 되며, 통상 850℃ 정도로 된다.
합금설계 이론을 고찰해 보면, 3% 규소강판에서 일어나는 결정성장에 있어서, (110)[001] 고스 집합조직은 3% 규소강판에서 유일하게 얻어지는 최종 집합조직이 아니며, 같은 3% 규소강판에서조차, 냉간 압연율, 열처리 분위기, 가열속도 등의 조합에 따라 S의 표면편석 농도가 달라지고 각 결정방위에 있는 표면 결정립들의 표면에너지가 달라진다. 결국, 현 3% 전기강판 생산라인에 적용되고 있는 위의 여러 가지 정해진 요소값들은 단지, S의 표면편석 농도를 낮춤으로서 (110)[001] 표면 결정립들의 표면에너지를 최소화하고, 이들의 표면에너지 유기 선택적 결정 성장(Surface-energy-induced selective growth)을 원활하게 하여, 최종 소둔 후 (110)[001] 결정립들만이 남게 하는 하나의 특정 조합에 불과한 것으로 결론지을 수 있다. 여기서 편석이라 함은 전기강판 중에 포함된 자유원자(Free atom) S가 최종 소둔 중에 표면이나 결정립계로 자유원자의 형태로 모이는 현상을 의미한다.
도 1은 이상적인 결정방위와 엣치핏 방법(Etch-pit method)에 의해 얻어진 각 결정방위를 나타낸 것이며, 도 2는 N.H. Heo의 편석현상(비특허문헌 1, 2 참조)을 설명하기 위한 모식도를 나타낸다.
도 2의 첫 번째 그림에 도시된 바와 같이, 평형 편석 농도(Cs)는 온도의 증가에 따라 감소하고, 전기강판 중에 포함되는 S의 양이 많아짐에 따라 각 온도에서의 편석 농도는 크게 나타난다. 또한, T0에서의 평형 편석 농도가 Cs0인 경우, T0에서 등온 열처리하는 경우 도 2의 두 번째 그림에 도시된 바와 같이 편석 농도(I)는 일반적으로 시간이 증가함에 따라 Cs0를 향하여 증가한다.
그러나, 수소(H)를 포함하는 열처리 분위기에서는 표면편석된 S와 수소 사이의 H2S반응으로 인해 표면편석된 S의 손실이 발생하기 때문에 표면에서의 편석농도(II)는 어떤 최대점 P이후에는 표면편석량이 시간의 증가에 따라 지속적으로 감소한다.
한편, 같은 성분의 전기강판을 같은 온도에서 등온 열처리하는 경우에도, 도 2의 세 번째 그림에서 표시한 바와 같이 T0에서 등온 열처리하는 경우 그 온도까지 가열시 승온속도가 커짐에 따라 T0에서의 편석 농도 곡선은 II에서 III으로 시간이 짧은 쪽으로 이동할 것으로 예상된다.
한편, J. Friedel(비특허문헌 3 참조)에 따르면, 체심입방격자(Body-centered cubic)금속의 표면에너지는 (110)이 가장 낮고, (100)이 중간이고 (111)의 표면에너지가 가장 높다.
또한, 체심입방격자의 표면에너지는 최종 소둔 중 표면편석된 S의 농도가 극히 작으면 (110)의 표면에너지가 가장 낮으나, 표면편석된 S가 증가함에 따라 (100)의 표면에너지가 가장 낮아지며, 표면편석된 S의 농도가 더욱 증가하면 (111)의 표면에너지가 가장 낮아지기 때문에 표면편석된 S의 농도에 따라 표면에너지가 가장 작은 결정립들만이 성장하게 된다.
도 3의 첫 번째 그림부터 세 번째 그림까지는 체심입방격자 금속에 있어서 S의 표면편석 농도에 따른 표면에너지 변화를 나타내었고, 도 3의 네 번째 그림은 본 발명자(N.H. Heo)가 제시한 표면에너지 유기 선택적 결정성장 현상을 설명하는 모식도이다(비특허문헌 1 참조). 즉, S의 표면편석 농도 C(110) 이하를 나타내는 시간대에서는 (100)과 (111) 결정립들을 잠식하면서 (110) 결정립들의 표면에너지 유기 선택적 결정성장만이 일어나고, C(111) 이상에서는 (111) 결정립들의 결정성장만이 일어나며, C(110) ~ C(111) 사이의 표면편석 농도를 나타내는 시간대에서는 (100) 결정립들만이 성장한다.
또한, 본 발명자는 변형금속에서의 재결정 핵생성 이론을 완성하였다(비특허문헌 4, 5 참조). 즉, 탄성 이론을 바탕으로 변형된 금속으로부터의 핵 생성시, 그 핵의 결정방위는 변형된 모상과 유사한 결정방위를 나타낸다는 것을 이론화하였으며 3% 규소강을 이용하여 이를 실험적으로 입증하였다.
도 4는 산세한 열간압연 판으로부터 얻어진 일반적인 냉간압연 판의 결정방위분포함수(ODF; Orientation Distribution Function)를 나타내고 있다. 방위분포함수에서 등고선이 밀집되어 있는 부분일수록 그 부분을 나타내는 결정방위가 냉연강판 내에 강하게 형성되어 있다는 것을 뜻한다. 따라서, 냉연강판의 결정방위는 (111)[112]와 (111)[110]로 대표되는 (111)[uvw] 주 결정방위와, (100)[012]로 대표되는 (100)[0vw]의 부 결정방위로 구성되어 있음을 볼 수 있다.
한편, 기존 (111)[uvw] 무방향성 전기강판에 비해 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판 개발에 관련된 연구가 발표되어 왔다. T. Tomida (비특허문헌 6, 7 참조) 및 등록특허 10-0797895(특허문헌 1) 등 연구결과에서는 S를 피할 수 없는 불순물로 취급하고 있는데, 다량의 C를 포함한 강판을 진공에서 등온 열처리하는 동안 탈탄반응에 의해 오스테나이트(γ)에서 페라이트(α)로의 상변태가 일어나면서 (100)[0vw] 결정방위를 얻는 방법과 다량의 Mn을 포함한 강판을 고온에서 냉각하는 동안 오스테나이트(γ)에서 페라이트(α)로의 상변태를 이용하여 (100)[0vw] 결정방위를 얻는 방법을 보고하였다.
그러나, 상기 기술한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판 제조방법들에서는 난해한 진공 열처리 방법과 수십 시간의 긴 열처리 시간으로 인해 상용화는 실패하였다.
특허문헌 1 : 한국등록특허 제10-0797895호 (2008.01.18)
비특허문헌 1 : Acta Materialia vol. 48, 2000, pp 2901
비특허문헌 2 : Acta Materialia vol. 51, 2003, pp 4953
비특허문헌 3 : Acta metall. vol. 1, 1953, pp 79
비특허문헌 4 : Journal of the Korean Physical Society vol. 44, 2004, pp 1547
비특허문헌 5 : Materials Letters vol. 59, 2005, pp 2827
비특허문헌 6 : IEEE Trans. Magnetics vol. 37, 2001, pp 2318
비특허문헌 7 : J. Magnetism and Magnetic Materials vol. 254-255, 2003, pp 315
본 발명은 상술한 바와 같은 종래의 제조방법이 갖는 제반 문제점을 해결하기 위해, (100)[0vw] 무방향성 전기강판 제조에 있어 S를 가장 중요한 원소로서 첨가하고 모든 제조공정 온도에서 페라이트 조직을 나타내는 성분조성의 강판을 이용하여 짧은 시간 열처리에 의해 (100)[0vw] 무방향성 전기강판을 제조할 수 있는 방법을 제시하고자 한다.
즉, 본 발명은, 최종 소둔시 핵생성 이론 및 표면에너지 유기 선택적 결정성장방법을 응용하고, 냉간압연 판에 존재하는 (100)[0vw] 결정방위를 진공이 아닌 환원성 가스분위기에서 짧은 시간 소둔하여 (100)[0vw] 결정방위를 얻을 수 있도록 함으로써, 회전기용 철심에 적합한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판 철심재료를 풀고 감는 방법(Winding-rewinding method)을 이용하여 저렴한 비용 및 짧은 시간으로 용이하게 제조할 수 있는, 자성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판 및 그 제조방법의 제공에 주된 목적이 있다.
본 발명의 일실시예에 의하면, 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 불순물 성분조성의 슬라브를 열간압연, 산세 후 냉간압연하고, 냉연강판을 800℃~1100℃의 1단 소둔로에서 1단 소둔하고, 1단 소둔로의 온도보다 높은 1150℃~1370℃의 2단 소둔로에서 2단 소둔하며, 최종 소둔을 거친 소둔판의 평균결정립 크기 y와 판 두께 x는, 상기 S가 0.007중량% 미만인 경우, y ≥ 2.2x + 0.1 (단위:mm) 의 관계를 나타내고, 상기 S가 0.007중량% 이상인 경우, y ≥ 1.48x + 0.04 (단위:mm) 의 관계를 나타내는 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판의 제조방법이 제공된다.
이때, 상기 1단 소둔로에서의 열처리시간은 10초~600초이고, 상기 2단 소둔로에서의 열처리시간은 10초~600초인 것이 바람직하다.
또한, 상기 열간압연 후, 열간압연시 생길 수 있는 MnS를 고용되게 하기 위해서 950℃~1370℃ 온도범위에서 열연판 중간소둔을 행할 수 있다.
또한, 상기 S는 0.008% 초과 ~ 0.035% 이하 함유되는 것이 바람직하다.
또한, 열간압연시의 상기 슬라브 조직 및 소둔온도에서의 상기 소둔판 조직은 페라이트상 조직인 것을 특징으로 하 것이 바람직하다.
아울러, 상기 냉연강판 소둔시 표면산화로 인한 (111) 결정성장 방지를 위해, 상기 1단 소둔로와 상기 2단 소둔로는 환원성 가스분위기를 사용하는 것이 바람직하다.
한편, 본 발명의 다른 실시예에 의하면, 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 전기강판이 제공된다.
여기서, 판 표면의 평균결정립 크기 y와 판 두께 x는, 상기 S가 0.007중량% 미만인 경우, y ≥ 2.2x + 0.1 (단위:mm) 의 관계를 나타내고, 상기 S가 0.007중량% 이상인 경우, y ≥ 1.48x + 0.04 (단위:mm) 의 관계를 나타낸다.
이때, 800℃~1100℃의 1단 소둔로에서 1단 소둔되고, 1단 소둔로의 온도보다 높은 1150℃~1370℃의 2단 소둔로에서 2단 소둔되는 것이 바람직하며, 각각의 소둔로에서 열처리시간은 10초~600초인 것이 바람직하다.
또한, 상기 S는 0.008% 초과 ~ 0.035% 이하 함유되는 것이 바람직하다.
도 1은 이상적인 결정방위와 엣치핀 방법(Etch-pit method)에 의해 얻어진 각 결정방위를 보여주는 그림.
도 2는 편석현상을 설명하는 모식도.
도 3은 체심입방격자 금속에 있어서 S의 표면편석 농도에 따른 표면에너지 변화를 나타내는 그래프.
도 4는 산세한 열간압연 판으로부터 얻어진 일반적인 냉간압연 판의 결정방위분포함수(ODF; Orientation Distribution Function)를 나타내는 등고선도.
도 5는 실시예 1에 따른 강종 A의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 6은 실시예 2에 따른 강종 A의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 7은 실시예 3에 따른 강종 A의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 8은 실시예 3에 따른 강종 A의 엣치핏 조직을 보여주는 사진.
도 9는 실시예 4에 따른 강종 A의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 10은 실시예 5에 따른 강종 A의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 11은 실시예 6에 따른 강종 A의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 12는 실시예 7에 따른 강종 A의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 13은 실시예 8에 따른 강종 B의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 14는 실시예 9에 따른 강종 C의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 15는 실시예 10에 따른 강종 D의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 16은 실시예 10에 따른 강종 E의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 17은 실시예 11에 따른 강종 A의 소둔판 표면 평균결정립 크기(y)와 판 두께(x) 사이의 관계를 나타낸 그래프.
도 18과 도 19는 실시예 12에 따른 강종 A의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 20은 실시예 13에 따른 강종 F의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 21은 실시예 14에 따른 강종 A의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 22는 실시예 15에 따른 강종 A의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 23은 실시예 16에 따른 강종 A의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 24는 실시예 17에 따른 강종 G의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 25는 실시예 18에 따른 강종 H의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 26은 실시예 18에 따른 강종 H의 결정방위 분포를 나타낸 그래프.
도 27은 실시예 19에 따른 강종 H의 소둔판 표면 평균결정립 크기(y)와 판 두께(x) 사이의 관계를 나타낸 그래프.
도 28은 실시예 20에 따른 강종 H의 결정방위 분포 및 평균결정립 크기(y)를 나타낸 그래프.
이하, 본 발명인 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판 및 그 제조방법의 바람직한 실시예를 첨부된 도면을 참조하여 설명하기로 한다. 이 과정에서 도면에 도시된 선들의 두께나 구성요소의 크기 등은 설명의 명료성과 편의상 과장되게 도시되어 있을 수 있다.
또한, 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 정의된 용어들로서 이는 사용자, 운용자의 의도 또는 관례에 따라 달라질 수 있다. 그러므로, 이러한 용어들에 대한 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 하여 내려져야 할 것이다.
아울러, 아래의 실시예는 본 발명의 권리범위를 한정하는 것이 아니라 본 발명의 청구범위에 제시된 구성요소의 예시적인 사항에 불과하며, 본 발명의 명세서 전반에 걸친 기술사상에 포함되고 청구범위의 구성요소에서 균등물로서 치환 가능한 구성요소를 포함하는 실시예는 본 발명의 권리범위에 포함될 수 있다.
Al 탈산 강에서는 W.C.Leslie (Trans. ASM vol. 46, 1954, pp 1470) 등에서 제시된 AlN의 용해도 곡선에서 판단하면, 1200℃이상의 슬라브 재가열시 후술하는 성분범위 강판에서 AlN의 재고용이 가능하다. 또한, 3%Si 강에서는 N.G. Ainslie (JISI vol. 3, 1960, pp 341) 및 N.H. Heo (ISIJ International vol. 51, 2011, pp 280)의 MnS의 용해도 곡선에서 판단하면 1320℃이상의 열간압연판 재가열시 후술하는 성분범위 강판에서 MnS의 재고용이 가능하다.
본 발명은 새로운 (100)[0vw] 무방향성 전기강판의 제조를 위해 가장 중요한 원소인 S를 0.0001%~0.035%로 첨가하고, 철계 합금의 주요원소인 Si와 Mn을 제조공정상의 전 온도범위에서 페라이트 상으로 되는 조건을 전제로, 표면편석된 S에 의한 (100) 결정립의 표면에너지 유기 선택적 결정성장을 방해하는 Al을 0 초과 0.20중량% 이하로 우선적으로 억제하고, N을 0 초과 0.0030중량% 이하, P를 0 초과 0.2중량% 이하로 억제하고, 1370℃ 이상의 열간압연판 재가열에서는 후술하는 성분범위에서의 MnS의 재고용이 가능하도록 설계된 것이다.
이에 따라, 본 발명에서 사용되는 슬라브의 성분범위는 전체 제조공정에 걸친 온도범위에서 페라이트 상으로 구성되도록, 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 이루어진다. 그 결과, 성분범위 내에서 자성특성이 우수한 두께 0.10 ~ 0.70mm의 (100)[0vw] 무방향성 전기강판을 손쉽고 값싸게 제조할 수 있게 된다. 혼합하는 합금원소의 첨가량에 있어서, 고유저항 증가량은 Si가 가장 크며 Mn은 Si의 약 반 정도의 효과가 있다.
본 발명의 일실시예는, 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, 전 온도영역에서 페라이트 상으로 이루어지는 성분조성의 슬라브를 열간압연, 산세 후 냉간압연하고, Al, Fe, Si등의 표면산화로 인한 (111) 결정성장 방지를 위해 환원성 가스분위기에서 최종 소둔하여, 소둔판 표면이 (100)[0vw] 결정방위로 이루어지게 한다.
또한, 본 발명의 일실시예에 의하면, 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, 전 온도영역에서 페라이트 상으로 이루어지는 성분조성으로 된 최종 소둔판에서 결정방위가 (100)[0vw]이고 동시에 평균결정립 크기(y, mm)와 판두께(x, mm)사이에는 y≥2.2x + 0.1의 관계를 나타내게 된다.
뿐만 아니라, 본 발명의 일실시예에 의하면, 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, 전체 제조공정상의 온도범위에서 페라이트 상 조직을 나타내는 슬라브를 재가열하고 열간압연한 후 열간압연시 생길 수 있는 MnS를 고용되게 하기 위해서 950℃~1370℃에서 열연판 중간소둔을 행하거나 생략하고, 산세 후 냉간압연한 다음, 1단 소둔로 및 2단 소둔로로 구성된 소둔로에서 최종 소둔하여 (100)[0vw] 무방향성 전기강판을 제조하게 된다.
아울러, 본 발명의 일실시예에 의하면, 1단 소둔로 및 2단 소둔로의 열처리 분위기는 Al, Fe, Si등의 표면산화로 인한 (111) 결정성장을 방지하기 위해서 환원성 가스분위기를 사용한다. 이때, 1단 소둔시 (111) 결정성장을 최대한 억제하고 1단 소둔온도보다 더 높은 2단 소둔온도에서 (100)의 결정성장을 최대한 활성화하기 위해서, 1단 소둔로의 온도는 800℃~1100℃, 2단 소둔로의 온도는 1단 소둔로 온도보다 높은 1150℃~1370℃로 한다.
이하, 본 발명의 성분조성 한정 이유를 설명하기로 한다.
S: 0.0001~0.035중량%
전술한 바와 같이, 적절한 양의 표면 편석된 S가 존재할 때 원하는 (100)[0vw] 결정립의 선택적 결정성장이 일어날 수 있기 때문에, 완전히 S함량을 없애는 경우 열처리하는 동안 (110)의 표면에너지가 가장 낮아서 (110) 결정립들만이 그 이외의 결정립들을 잠식하면서 성장하기 때문에 최종적으로 (100)[0vw] 결정방위가 아니라 (110)[uvw] 결정방위가 얻어진다.
따라서, 실질적인 S 함량은 S가 표면편석되어 표면에너지를 변화시킬 수 있도록 최소한 0.0001중량% 이상은 되어야 하고, 최종 소둔시 (100)[0vw] 결정립들의 선택적 결정성장을 방해하는 MnS의 생성을 방지하기 위해서는 가능하다면 S는 0.035중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
더욱 바람직하게는, 현 제강공정에서의 경제성을 고려하여, S는 0.008중량% 초과 ~ 0.035중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
C: 0 초과 0.005% 이하
장시간 진공 열처리시 일어나는 탈탄반응에 의해 수반되는 오스테나이트(γ) → 페라이트(α) 상변태를 이용한 종래의 (100)[0vw] 결정방위 형성 방법에서는 강판 내에 C를 0.02~0.07%를 필수적으로 포함한다.
이 경우, 진공중의 지극히 느린 탈탄반응 때문에 최종 소둔 후 (100)[0vw] 결정방위를 얻기까지는 수십 시간의 열처리 시간이 필요하며, 긴 열처리시간에 적합한 벳치 형(Batch type) 열처리가 불가피하다.
그러나, 본 발명의 일실시예에 따른 (100)[0vw] 무방향성 전기강판 제조방법의 경우, 종래의 오스테나이트(γ) → 페라이트(α) 상변태를 이용하는 장시간 산화성 진공분위기 열처리 방법을 이용하는 것이 아니라, 하기 실시예의 표 1에서 보여주듯이 제조공정상의 전 온도범위에서 페라이트조직을 나타내는 성분조성을 이용하며, 환원성 가스분위기에서 짧은 시간 내에 최종 소둔 후 쉽게 (100)[0vw] 결정방위를 얻기 위해, 성분조성범위에서 강력한 오스테나이트 안정화원소인 C를 0 초과 0.005중량% 이하로 제한한다.
이에 따라, 본 발명의 일실시예에 따른 (100)[0vw] 무방향성 전기강판 제조방법의 경우, 종래의 (111)[uvw] 무방향성 전기강판 생산방식인 풀고 감는 최종 소둔 방법(Winding-rewinding method)을 사용할 수 있기 때문에 짧은 시간 내 대량생산이 가능하고 생산성 향상에 따른 제조비용 절감의 효과를 볼 수 있게 된다.
한편, 기타 불가피하게 첨가되는 불순물원소로서 가능하면 낮추어야 할 원소로는 Ti, B, Sn, Sb, Ca, Zr, Nb, V, Cu 등이 있다.
Si: 2.0~4.0중량%
Si는 비저항을 증가시켜서 철손 중 와류손실을 낮추는 성분이기 때문에 첨가하며, 4.0중량%를 초과하여 첨가되면 냉간압연성이 떨어져 압연판의 파단이 일어나기 때문에, 본 발명의 일실시예에 따른 제조공정상 슬라브의 성분조성이 전 온도범위에서 페라이트조직을 나타낼 수 있는 최소함량인 2.0중량%와 4.0중량% 사이로 그 함량을 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.05중량% 이상 1.0중량% 미만
Mn은 오스테나이트 안정화 원소로서 Si와 같이 비저항을 증가시켜 철손 중 와류손실을 낮추는 성분이나, 2~4%Si를 포함한 전기강판에서 Mn을 1% 이상 첨가하면 강판 중에 오스테나이트 분율을 증가시키게 되어, 제조공정상 전 온도범위에서 슬라브가 페라이트조직을 나타내지 못하게 된다.
따라서, 본 발명의 제조방법을 이용하여 원하는(100)[0vw] 결정방위의 무방향성 전기강판을 얻기 위해서는, 전체 제조공정상의 온도범위에서 슬라브가 페라이트조직을 나타낼 수 있도록, Mn 함량범위를 현 제강공정에서 낮출 수 있는 최소함량인 0.05중량% 이상, 1.0중량% 미만으로 그 함량을 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0 초과 0.2중량% 이하
Al은 Si와 같이 비저항을 증가시켜 와류손실을 낮추는데 유효한 성분이기 때문에 기존 (111)[uvw] 무방향성 전기강판에는 0.2~1.3% 정도 첨가한다.
그러나, 본 발명의 목적은 (100)[0vw] 무방향성 전기강판의 제조에 있으므로, 본 발명에서의 성분조성에서 Al을 0.2%초과하여 첨가하면 소둔시 Al에 의한 표면산화층이 형성되고, 표면산화층 직하 강판표면에 편석된 S와 환원성 분위기 중의 수소와의 반응인 H2S반응이 표면산화층으로 인해 원활히 일어나지 않아, 표면산화층 직하 강판표면에서 S의 편석농도가 증가되는 현상을 초래한다.
결과적으로, (100) 결정립의 표면에너지보다는 (111)결정립의 표면에너지가 최소화된다. 따라서, Al이 증가함에 따라 (100) 결정립의 선택적 결정성장보다는 (111) 결정립들의 선택적 결정성장이 촉진되어 하기 실시예 10의 도 15와 16에서처럼 최종 결정방위는 (100)[0vw] 결정방위에서 (111)[uvw] 결정방위로 바뀌기 때문에, (100)[0vw] 결정방위를 얻기 위해서는 Al의 함량은 0 초과 0.2중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0 초과 0.2중량% 이하
P는 비저항을 증가시켜 철손을 낮추므로 첨가하는데, 하기 실시예 13의 도 20의 결과를 보면 0.1중량% 첨가되어도 완전한 (100)[0vw] 결정방위를 얻는데 영향을 미치지 않는다. 그러나, P가 과다하게 첨가되면 열연과정 중 P의 결정립계 편석에 의한 결정립계 취화로 인해서 냉간압연시 균열 가능성이 크기 때문에, 0 초과 0.2중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 생성된 AlN에 의한 (100)[0vw] 결정립들의 선택적 결정성장 억제를 방지하기 위해, 가능하다면 N은 0 초과 0.003중량% 이하로 낮게 하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 일실시예에 따른 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
열간압연은 슬라브를 1200℃이상의 고온으로 가열하고, 열연공정에서의 사상온도를 900℃ 이상으로 실시하므로, 열연판에 미세한 AlN과 MnS의 석출이 거의 없기 때문에 최종 소둔에서의 결정성장에 악영향을 미치지 않는다. 또한, 동일성분에서 열연판 소둔을 하는 경우와 하지 않은 경우에 있어, 동등 수준의 자성특성을 얻을 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따라, 열연판은 산세 후 그대로 1회 냉간압연으로 최종 판 두께로 제조할 수 있으며, 1회 냉간압연후 중간소둔을 포함한 2회 냉간압연 방법으로도 가능하다.
이때, 0.0001%S의 고용온도는 950℃이고, 0.035%S의 고용온도는 1370℃이므로 열간압연 후 생길 수 있는 MnS를 고용되게 하기 위해서 중간소둔시 온도범위는 S의 함량에 따라 950℃~1370℃로 이루어지는 것이 바람직하다.
1단 및 2단으로 구성된 최종 소둔은 전술한 바와 같이, Al, Fe, Si등의 표면산화로 인한 (111) 결정성장 방지를 위해, 수소 및/또는 질소를 포함하는 환원성 가스분위기 중에서 실시할 필요가 있다.
또한, 1단 소둔과 2단 소둔으로 구분하는 것은 2단 소둔에서 안정된 (100)[0vw] 결정방위를 얻기 위함이고, 그 구분은 1단 소둔과 2단 소둔의 소둔로를 구분하여야 하며, 소둔로 사이에 연결통로를 만들어 연속소둔할 수 있도록 한다.
이때, 1단 소둔시 (111) 결정성장을 최대한 억제하고 1단 소둔온도 보다 더 높은 2단 소둔온도에서 (100)의 결정성장을 최대한 활성화하기 위해, 1단 소둔로의 온도 및 열처리시간 범위는 800~1100℃, 10초~600초로 하고, 2단 소둔로의 온도 및 열처리시간 범위는 1150℃~1370℃, 10초~600초로 한다.
열처리 시간이 10초 미만이면 원자 이동시간이 충분하지 못하여 (100) 집합조직의 정렬이 어렵고, 600초를 초과하면 (111) 집합조직으로 변경되므로, 소둔시 열처리 시간은 전술한 바와 같이 10초~600초로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일실시예에 따른 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판은, 전술한 열간압연에서부터 최종 소둔에 이르기까지, 풀고 감는 방법(Winding-rewinding method)을 이용하여 연속적으로 제조될 수 있다.
한편, 제조된 전기강판의 표면코팅은 필요에 따라 통상 사용하고 있는 코팅방법이 사용될 수 있다.
이하, 실시예에 대하여 설명한다.
표 1에는 후술할 실시예들에 사용될 시편들의 다양한 화학적 조성을 나타내었으며, 나머지 잔부는 Fe 및 기타 불가피 불순물로 이루어진다. 상기 시편들은 각각 판재 형태를 갖고, 상기 판재들은 진공유도 용해 공정을 통해 잉곳(ingot)으로 주조되었으며, 상기 잉곳을 1200℃로 가열 후 열간 압연한 3mm 두께의 열연판을 S의 함량에 따라 열간압연시 생성될 수 있는 MnS를 고용시키기 위해서 950℃~1370℃ 소둔처리 하는 경우와 하지 않는 경우로 구분하고, 산세 후 냉간압연하여 0.10~0.70mm 두께의 냉연강판을 제조하였다. 이때의 냉간압연율은 77%~97% 범위였다.
또한, 냉연강판에 대한 최종 소둔 방법은 진공이 아닌, 환원성 가스분위기에서 1150℃~1370℃로 한 번에 끝나는 소둔과, 1단 소둔 및 2단 소둔으로 구성되는 열처리 방법을 택하였다. 이때, 1단 소둔 및 2단 소둔으로 구성되는 열처리의 경우 1단 소둔로의 온도 및 열처리시간 범위는 800℃~1100℃ 및 10초~600초로 하고, 2단 소둔로의 온도 및 열처리시간 범위는 1150℃~1370℃ 및 10초~600초로 하였다. 상기 소둔판에 대한 결정방위를 알아보기 위해서 엣치핏 방법(Etch-pit method)과 광학현미경을 사용하였다.
표 1
강 종 성분(중량%)
C Si Mn P S Al N
A 0.002 3.3 0.7 0.003 0.001 0.0008 0.002
B 0.002 2.1 0.1 0.003 0.001 0.0007 0.002
C 0.002 3.3 0.7 0.002 0.007 0.0008 0.002
D 0.002 2.1 0.1 0.003 0.001 0.2 0.002
E 0.002 0.1 0.1 0.002 0.002 1.5 0.002
F 0.002 3.3 0.7 0.1 0.001 0.0008 0.002
G 0.002 3.3 0.7 0.002 0.011 0.0005 0.002
H 0.002 3.3 0.7 0.002 0.035 0.0005 0.002
[실시예 1]
상기 표 1의 A와 같이 조성되는 열연판을 1050℃에서 소둔 처리 후, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대하여 1단 소둔을 생략하고 1300℃에서 600초 동안 최종 소둔하였다. 도 5는 그 결과를 나타내고 있으며, 결정방위는 완전한 100% (100)[0vw]를 나타내는 것이 아니라, 47%의 (100)[0vw]와 52% (111)[uvw]를 나타내고 있다.
[실시예 2]
상기 표 1의 A와 같이 조성되는 열연판을 1050℃에서 소둔 처리 후, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 850℃에서 540초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1300℃에서 15초간 2단 소둔하였다. 도 6은 그 결과를 나타내고 있으며, 약 89% (100)[0vw]와 11%(111)[uvw]로 구성된 무방향성 전기강판 조직을 나타내고 있다.
[실시예 3]
상기 표 1의 A와 같이 조성되는 열연판을 1050℃에서 소둔 처리 후, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 850℃에서 540초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1300℃에서 60초간 2단 소둔하였다. 도 7은 그 결과를 나타내고 있으며, 완전한 100% (100)[0vw] 무방향성 전기강판 조직을 나타내고 있다. 도 8은 그 엣치핏 조직을 나타내고 있다. 완전한 100% (100)[0vw] 결정방위 중에서 주 방위가 (100)[012]인 엣치핏 형태를 잘 나타내고 있음을 볼 수 있다.
[실시예 4]
상기 표 1의 A와 같이 조성되는 열연판을 1050℃에서 소둔 처리 후, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 850℃에서 180초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1150℃에서 600초 동안 2단 소둔하였다. 도 9는 그 결과를 나타내고 있으며 이 역시, 주 방위가 (100)[012]인 완전한 100% (100)[0vw] 무방향성 전기강판 조직을 나타내고 있다.
[실시예 5]
상기 표 1의 A와 같이 조성되는 열연판을 소둔 처리를 생략하고, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 850℃에서 540초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1300℃에서 120초간 2단 소둔하였다. 도 10은 그 결과를 나타내고 있으며, 주 방위가 (100)[012]인 완전한 100% (100)[0vw] 무방향성 전기강판 조직을 나타내고 있다.
[실시예 6]
상기 표 1의 A와 같이 조성되는 열연판을 소둔 처리를 생략하고, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 1100℃에서 10초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1150℃에서 600초 동안 2단 소둔하였다. 도 11은 그 결과를 나타내고 있으며, 주 방위가 (100)[012]인 완전한 100% (100)[0vw] 무방향성 전기강판 조직을 나타내고 있다.
[실시예 7]
상기 표 1의 A와 같이 조성되는 열연판을 소둔 처리를 생략하고, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 800℃에서 600초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1370℃에서 10초간 2단 소둔하였다. 도 12는 그 결과를 나타내고 있으며, 주 방위가 (100)[012]인 완전한 100% (100)[0vw] 무방향성 전기강판 조직을 나타내고 있다.
[실시예 8]
상기 표 1의 B와 같이 조성되는 열연판을 소둔 처리를 생략하고, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 850℃에서 540초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1300℃에서 120초간 2단 소둔하였다. 도 13은 그 결과를 나타내고 있으며, 주 방위가 (100)[012]인 완전한 100% (100)[0vw] 무방향성 전기강판 조직을 나타내고 있다.
[실시예 9]
상기 표 1의 C와 같이 조성되는 열연판을 1230℃에서 소둔 처리 후, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 960℃에서 120초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1300℃에서 120초 동안 2단 소둔하였다. 도 14는 그 결과를 나타내고 있으며 이 역시, 주 방위가 (100)[012]인 완전한 100% (100)[0vw] 무방향성 전기강판 조직을 나타내고 있다.
[실시예 10]
상기 표 1의 D, E와 같이 조성되는 열연판을 소둔 처리를 생략하고, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 850℃에서 540초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1300℃에서 120초 동안 2단 소둔하였다. 도 15와 16은 그 결과를 나타내고 있으며, Al이 첨가됨에 따라 최종 소둔 후 (111)[uvw] 결정방위가 잔존하고, Al함량이 증가함에 따라 결정방위는 100% (100)[0vw]에서 75% (100)[0vw] + 25% (111)[uvw], 30% (100)[0vw] + 70% (111)[uvw]로 바뀌는 것을 알 수 있다.
[실시예 11]
상기 표 1의 A와 같이 조성되는 열연판을 소둔 처리를 생략하고, 산세 및 냉간압연하여 0.10mm~0.70mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 960℃에서 120초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1300℃에서 120초 동안 2단 소둔하였다. 두께에 상관없이 완전한 100% (100)[0vw] 결정방위를 얻을 수 있었고, 평균결정립 크기(y, mm)와 판 두께(x, mm) 사이의 관계를 도 17에 그래프로 나타내었다.
이때, 100% (100)[0vw] 결정방위를 나타내는 소둔판 표면의 평균결정립 크기(y, mm)와 판두께(x, mm)는 y = 2.2x + 0.1의 직선적인 관계를 나타내었으며, S가 0.007중량% 미만인 경우에 모두 y = 2.2x + 0.1의 관계를 만족하였다.
[실시예 12]
상기 표 1의 A와 같이 조성되는 열연판을 소둔 처리를 생략하고, 산세 및 냉간압연하여 0.25mm 및 0.35mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 800℃에서 120초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1300℃에서 60초 동안 2단 소둔하였다.
도 18과 도 19는 이들에 대한 결정방위 분포 및 평균결정립 크기(y)를 보여주는 것으로, 소둔판 표면의 평균결정립 크기(y)와 판 두께(x) 사이에 y < 2.2x + 0.1인 관계를 보여주고 있으며, 이때 결정방위는 100% (100)[0vw]를 나타내는 것이 아니라, 두께와 상관없이 상당량의 (111)[uvw] 분율을 나타내었다.
이러한 결과는 적절치 못한 1단 소둔처리로 인해, 1300℃에서 60초간 2단 소둔 초기에 나타나는 (111) 결정립의 성장이 활발하게 되고, 남은 시간 동안 (100)결정립들이 (111) 결정립들을 잠식하면서 성장함에도 불구하고, 2단 소둔 종료 후에 (111) 결정립들이 잔존하기 때문이다.
따라서, 1단 및 2단 소둔 후, 완전한 100% (100)[0vw] 결정방위를 얻기 위해서는, S가 0.007중량% 미만인 경우, 소둔판 표면의 평균결정립 크기(y)와 판 두께(x)가 y ≥ 2.2x + 0.1인 관계를 나타내도록 열처리하여야 한다.
상기 실시예 12에 대해 정리해 보면, 대략 소둔판 두께(x)보다 결정립 크기(y)가 1배 이상 큰 경우, 50% 이상의 (100)[0vw] 결정방위를 얻을 수 있었다.
[실시예 13]
상기 표 1의 F와 같이 조성되는 열연판을 소둔 처리를 생략하고, 산세 및 냉간압연하여 0.35mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 850℃에서 540초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1300℃에서 120초간 2단 소둔하였다. 도 20은 그 결과를 나타내고 있으며, 완전한 100% (100)[0vw] 결정방위 조직을 나타내고 있다.
[실시예 14]
상기 표 1의 A와 같이 조성되는 열연판 소둔 처리를 생략하고, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대하여 1단 소둔을 생략하고 1150℃에서 240초 동안 최종 소둔하였다. 도 21은 그 결과를 나타내고 있으며, 결정방위는 (100)[0vw]를 나타내는 것이 아니라, 54%의 (100)[0vw]와 46% (111)[uvw]를 나타내고 있다.
[실시예 15]
상기 표 1의 A와 같이 조성되는 열연판을 소둔 처리를 생략하고, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대하여 1단 소둔을 생략하고 1370℃에서 400초 동안 최종 소둔하였다. 도 22는 그 결과를 나타내고 있으며, 결정방위는 (100)[0vw]를 나타내는 것이 아니라, 59%의 (100)[0vw]와 41% (111)[uvw]를 나타내고 있다.
[실시예 16]
상기 표 1의 A와 같이 조성되는 열연판을 소둔 처리를 생략하고, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 750℃에서 1000초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1130℃에서 8초 동안 2단 소둔하였다. 도 23은 그 결과를 나타내고 있으며, 주 방위가 85%이상의 (111)[uvw] 무방향성 전기강판 조직을 나타내고 있다.
[실시예 17]
상기 표 1의 G와 같이 조성되는 열연판을 1330℃에서 소둔 처리하고, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종소둔은 1020℃에서 30초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1300℃에서 240초 동안 2단 소둔하였다. 도 24는 그 결과를 나타내고 있으며, 100% (100)[0vw] 무방향성 전기강판 조직을 나타내고 있다.
[실시예 18]
상기 표 1의 H와 같이 조성되는 열연판을 1370℃에서 소둔 처리하거나 또는 하지 않고, 산세 및 냉간압연하여 0.20mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 1020℃에서 30초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1300℃에서 120초 동안 2단 소둔하였다. 도 25와 도 26은 그 결과를 나타내고 있으며, 소둔처리 유무에 상관없이 100% (100)[0vw] 무방향성 전기강판 조직을 나타내고 있다.
[실시예 19]
상기 표 1의 H와 같이 조성되는 열연판을 소둔 처리를 생략하고, 산세 및 냉간압연하여 0.10mm~0.70mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 1020℃에서 30초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1300℃에서 90초 동안 2단 소둔하였다. 두께에 상관없이 완전한 100%(100)[0vw] 결정방위를 얻을 수 있었고, 소둔판 표면의 평균결정립 크기(y, mm)와 판 두께(x, mm) 사이의 관계를 도 27에 그래프로 나타내었다.
이때, 완전한 100% (100)[0vw] 결정방위를 나타내는 소둔판 표면의 평균결정립 크기(y, mm)와 판두께(x, mm)는 y = 1.48x + 0.04의 직선적인 관계를 나타내었으며, S가 0.007중량% 이상인 경우에 모두 y = 1.48x + 0.04의 관계를 만족하였다.
[실시예 20]
상기 표 1의 H와 같이 조성되는 열연판을 소둔 처리를 생략하고, 산세 및 냉간압연하여 0.35mm 두께의 냉연강판을 제조하였고, 냉연강판에 대한 최종 소둔은 1020℃에서 5초 동안 1단 소둔 후, 이보다 더 높은 1300℃에서 10초 동안 2단 소둔하였다. 도 28은 이들에 대한 결정방위 분포 및 평균결정립 크기(y)를 보여주는 것으로, 소둔판 표면의 평균결정립 크기(y)와 판 두께(x) 사이에 y < 1.48x + 0.04인 관계를 보여주고 있으며, 이때 결정방위는 완전한 100% (100)[0vw]를 나타내는 것이 아니라 상당량의 (111)[uvw] 분율을 나타내었다.
이러한 결과는 적절치 못한 1단 소둔처리로 인해, 1300℃에서 10초간 2단 소둔 초기에 나타나는 (111) 결정립의 성장이 활발하게 되고, 남은 시간동안 (100)결정립들이 (111) 결정립들을 잠식하면서 성장함에도 불구하고, 2단 소둔 종료 후에 (111) 결정립들이 잔존하기 때문이다.
따라서, 1단 및 2단 소둔 후, 완전한 100% (100)[0vw] 결정방위를 얻기 위해서는, S가 0.007중량% 이상인 경우, 소둔판 표면의 평균결정립 크기(y)와 판 두께(x)가 y ≥ 1.48x + 0.04인 관계를 나타내도록 열처리하여야 한다.
오스테나이트(γ)에서 페라이트(α)로의 상변태를 위해 다량의 C와 Mn을 포함한 강판을 이용하여 진공에서 장시간 열처리하는 기존의 (100)[0vw] 무방향성 전기강판 제조방법과 비교하여, 본 발명의 바람직한 일실시예에 따른 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판의 제조방법은 전 열처리 온도구간에서 페라이트 조직을 나타내는 강판을 이용하여 진공이 아닌 환원성 가스 분위기에서 열처리가 이루어지므로 짧은 시간에 쉽고 저렴하게 (100)[0vw] 결정방위 형성이 용이하다.
따라서, 풀고 감는 방법(Winding-rewinding method)에 의한 무방향성 전기강판의 제조가 가능하며, 생산성 향상과 제조비용의 절감 효과가 있다.

Claims (12)

  1. 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 불순물 성분조성의 슬라브를 열간압연, 산세 후 냉간압연하고, 냉연강판을 800℃~1100℃의 1단 소둔로에서 1단 소둔하고, 1단 소둔로의 온도보다 높은 1150℃~1370℃의 2단 소둔로에서 2단 소둔하며,
    최종 소둔을 거친 소둔판의 평균결정립 크기 y와 판 두께 x는,
    상기 S가 0.007중량% 미만인 경우, y ≥ 2.2x + 0.1 (단위:mm) 의 관계를 나타내고,
    상기 S가 0.007중량% 이상인 경우, y ≥ 1.48x + 0.04 (단위:mm) 의 관계를 나타내는 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판의 제조방법.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 1단 소둔로에서의 열처리시간이 10초~600초이고, 상기 2단 소둔로에서의 열처리시간이 10초~600초인 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판의 제조방법.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 슬라브를 재가열하고 열간압연한 후, 열간압연시 생길 수 있는 MnS를 고용되게 하기 위해서 950℃~1370℃ 온도범위에서 열연판 중간소둔을 행하거나 이를 생략하고 산세 후 냉간압연하는 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판의 제조방법.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 S는 0.008% 초과 ~ 0.035% 이하 함유되는 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판의 제조방법.
  5. 청구항 1에 있어서,
    열간압연시의 상기 슬라브 조직 및 소둔온도에서의 상기 소둔판 조직은 페라이트상 조직인 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판의 제조방법.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 냉연강판 소둔시 표면산화로 인한 (111) 결정성장 방지를 위해, 상기 1단 소둔로와 상기 2단 소둔로는 환원성 가스분위기를 사용하는 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판의 제조방법.
  7. 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 전기강판.
  8. 청구항 7에 있어서,
    판 표면의 평균결정립 크기 y와 판 두께 x는,
    상기 S가 0.007중량% 미만인 경우, y ≥ 2.2x + 0.1 (단위:mm) 의 관계를 나타내는 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판.
  9. 청구항 7 또는 청구항 8에 있어서,
    판 표면의 평균결정립 크기 y와 판 두께 x는,
    상기 S가 0.007중량% 이상인 경우, y ≥ 1.48x + 0.04 (단위:mm) 의 관계를 나타내는 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판.
  10. 청구항 7에 있어서,
    800℃~1100℃의 1단 소둔로에서 1단 소둔되고, 1단 소둔로의 온도보다 높은 1150℃~1370℃의 2단 소둔로에서 2단 소둔된 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판.
  11. 청구항 10에 있어서,
    상기 1단 소둔로에서의 열처리시간이 10초~600초이고, 상기 2단 소둔로에서의 열처리시간이 10초~600초인 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판.
  12. 청구항 7에 있어서,
    상기 S는 0.008% 초과 ~ 0.035% 이하 함유되는 것을 특징으로 하는 자성특성이 우수한 (100)[0vw] 무방향성 전기강판.
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