WO2015099315A1 - 무방향성 전기강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

무방향성 전기강판 및 그의 제조방법 Download PDF

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이상우
신수용
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Definitions

  • Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof are non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof.
  • It relates to a non-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the same.
  • Non-oriented electrical steel sheet is mainly used in the equipment that converts electrical energy into mechanical energy, in the process requires excellent magnetic properties in order to exhibit high efficiency.
  • Magnetic characteristics include iron loss and magnetic flux density. Low iron loss can reduce energy lost in energy conversion process, and high magnetic flux density can produce more power with small electric energy. Therefore, iron loss of non-oriented electrical steel sheet This low and high magnetic flux density can increase the motor's energy efficiency.
  • high-frequency iron loss means iron loss at a frequency of 400 Hz or higher. In order to reduce this, it is important to increase the resistivity of the material.
  • a commonly used method for increasing the magnetic properties of non-oriented electrical steel sheets is to add Si as an alloying element.
  • the increase in the resistivity of steel through the addition of Si has the advantage of lowering the high frequency iron loss, but the magnetic flux density is inferior and the workability is deteriorated.
  • non-oriented electrical steel sheets are also greatly influenced by the texture.
  • Japanese Patent No. 2004-197217 proposes a method of cold rolling and recrystallization annealing by making the grain size 400 or more after hot-rolled sheet annealing.
  • Japanese Patent 1996-088114 proposes a method of developing an aggregate structure advantageous to magnetic properties through two cold rolling methods including an intermediate annealing.
  • all of these methods to improve the collective structure have a problem that the productivity is too low or the cost increases to be applied to the actual production process.
  • One embodiment of the present invention to provide a non-oriented electrical steel sheet.
  • Another embodiment of the present invention is to provide a method for producing a non-oriented electrical steel sheet.
  • [Al], [Mn], [Sb], and [Sn] mean weight percent (%) of Al, Mn, Sb, and Sn, respectively.
  • the thickness of the electrical steel sheet may be 0.15 to 0.35mm.
  • the electrical steel sheet includes a composite inclusion including one or two selected from A1N and MnS, and the distribution density of the composite inclusions having a size of 10 nm or more is
  • the average grain size of the electrical steel sheet may be 50 to 150.
  • the electrical steel sheet may have a fraction of more than 25% of a structure in which ⁇ 001 ⁇ plane is parallel to the plate surface of the electrical steel sheet within 15 °.
  • Si 2.5-3.5%
  • Al 0.3-1.5%
  • Mn 0.3-1.5%
  • N 0.001-0.005%
  • S 0.001-0.005%
  • Sb 0.001-0.005%
  • 0.02-0.25% and Sn contains one or two selected from 0.02 0.25%, the balance contains Fe and other inevitable impurities, the content of Al, Mn, Sb and Sn is represented by the following formulas 1 to 3 Manufacturing a slab satisfying the above; Reheating the slab and hot rolling to manufacture a hot rolled steel sheet; cold rolling the hot rolled steel sheet to manufacture a cold rolled steel sheet; And it provides a method for producing a non-oriented electrical steel sheet comprising the final annealing the cold rolled steel sheet.
  • the final annealing electrical steel sheet comprises a composite inclusion including one or two selected from among A1N and MnS therein, the distribution density of inclusions having a size of 10nm or more 0.02 / mm May be 2 or less.
  • the average grain size of the electrical steel sheet may be 50 to 150.
  • the final annealing step of the electrical steel sheet may have a fraction of the tissue parallel to the plate surface of the ⁇ 001 ⁇ plane o electrical steel sheet within 15 ° 25% or more.
  • the reheating may be carried out at a temperature of 1100 ° C to 1,200 ° C.
  • the hot rolling may be finished at temperatures above 800 ° C.
  • it may further comprise the step of annealing the hot rolled steel sheet.
  • the hot rolled sheet annealing may be carried out at a temperature of 850 to 1150 ° C.
  • the cold rolled steel sheet may be manufactured to a thickness of 0.15 to 0.35mm by applying a reduction ratio of 70 to 95%.
  • the final annealing may be carried out at a temperature of 850 to 1 HKTC.
  • the distribution density of the inclusions in the steel sheet is reduced to improve the iron loss, while the ⁇ 001 ⁇ plane is parallel to the plate surface of the electrical steel sheet within 15 °.
  • the fraction of the structure forming the structure it is possible to provide a non-oriented electrical steel sheet having an excellent magnetic flux density. Accordingly, the efficiency of eco-friendly driving motors can be improved.
  • Method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is increased by%
  • Si 2.5-3.5%
  • A1 0.3-1.5%
  • Mn 0.3-1.5%
  • N 0.001-0.005%
  • S 0.001 0.005%
  • Sb 0.02 0.25%
  • Sn 02-0.25%
  • the non-oriented electrical steel sheet may have a thickness of 0.15 to 0.35 mm.
  • the non-oriented electrical steel sheet has a composite inclusion including at least one of AIN or MnS in the steel sheet, and the distribution density of inclusions having a size of 10 nm or more is 0.02 pieces / mm 2 .
  • the magnetic flux density is high when manufacturing the product because the fraction of the tissue whose surface is parallel to the plate surface of the electrical steel sheet within 15 ° is 25% or more and the average grain size of the steel sheet is in the range of 50 to 150.
  • Si 2.5-3.5 weight 0 /.
  • Si plays a role of lowering iron loss by increasing the specific resistance of the material. When it is added below 2.5%, the effect of improving high frequency iron loss is insufficient, and when it is added above 3.5%, the hardness of the material increases and productivity and punchability are increased. It is not desirable because it causes heat. More specifically, it may be 2.7 to 3.4% by weight.
  • A1 increases the resistivity of the material, lowers iron loss and forms nitride. If A1 is added below 0.3%, it is not effective in reducing high frequency iron loss, and nitride is finely formed, which deteriorates the magnetism. If it is added more than 1.5%, it causes problems in all processes such as steelmaking and continuous casting. Lowers. More specifically, it may be 0.5 1.0 increment 0 /.
  • Mn improves iron resistivity and forms sulfides by increasing the specific resistance of the material, and when added below 0.3%, MnS is finely precipitated to deteriorate magnetism and hardly improve high frequency iron loss.
  • Mn is added in excess of 1.5%, the amount of Mn added is 0.1-1.5% because the ⁇ 111 ⁇ surface, which is disadvantageous to magnetism, promotes the formation of a structure parallel to the plate surface of the electrical steel sheet within 15 0 . Limiting
  • the weight may be 0.1 0.7 0/0.
  • N forms fine and long A1N precipitates inside the base metal to suppress grain growth and infers iron loss
  • the content of N is limited by grain boundary segregation elements.
  • S forms fine precipitates, MnS and CuS, which deteriorate its magnetic properties. It is preferable to remove the refining process in steelmaking as an element if possible, Since the diffusion of S is limited by grain boundary segregation elements, the content is limited to 001 to 005%. More specifically, it may be 0.0019 to 0.0024%.
  • Sn segregates on the surface and grain boundaries of the steel sheet to inhibit surface oxidation during annealing, impedes the diffusion of elements through the grain boundaries, and recrystallizes the structure where ⁇ 111 ⁇ plane is parallel to the plate surface of the electrical steel sheet within 15 °. Interfere to improve collective organization.
  • toughness is reduced due to an increase in the amount of grain boundary segregation, which is not preferable because productivity is lowered compared to magnetic improvement. More specifically, it may be 0.03 0.12%.
  • the reason for limiting ([Sb] + [Sn]) to 0.05 0.25% is that the effect of improving the magnetism is most excellent in this range. At 0.05% or less, there is no magnetic improvement effect. At 0.25% or more, the magnetism is deteriorated, and the toughness of the material is excessively lowered, which causes problems in productivity. More specifically, it may be 0.06 0.24%.
  • elements such as C, Ti, and Nb may be included. Since C causes self aging, the C content should be limited to 0.004% or less, preferably 0.003% or less.
  • Ti is an undesirable crystal orientation in non-oriented electrical steel sheet. It may be less than 0.004%, more preferably less than 0.002% because it promotes the growth of tissue parallel to the plate surface within 15 °.
  • the controlled molten steel is uncoiled in a continuous casting process to produce slabs.
  • the precipitate may be re-dissolved so that it may be finely precipitated after hot rolling, and then reheated at 1200 ° C or lower.
  • the slab is reheated, it is then hot rolled. During hot rolling
  • Hot and cold rolling is preferably carried out at a temperature of 800 ° C or more.
  • Hot rolled hot rolled sheet is annealed at a temperature of 850 ⁇ 1150 ° C. If the hot-rolled sheet annealing temperature is less than 850 ° C, the structure does not grow or finely grow, so there is little synergy effect of the magnetic flux density. If the annealing temperature exceeds 1, 150 ° C, the magnetic properties deteriorate, Due to the poor rolling workability, the silver range is limited to 850 ⁇ 1,150 ° C. More preferred annealing temperature of the hot rolled sheet
  • Hot-rolled sheet annealing is performed in order to increase the orientation favorable to magnetic as needed, but it is also possible to omit hot-rolled sheet annealing.
  • the hot rolled sheet is annealed or black is omitted. Then, the hot rolled sheet is pickled and then cold rolled to a predetermined plate thickness.
  • the hot rolling can be made cold rolled plate to a thickness of less than 0.35mm by applying a reduction ratio of about 70 ⁇ 95%. More specifically, it may be 0.15 to 0.35mtn. In case of less than 0.35mm, iron loss improvement and magnetic flux density of electrical steel sheet are excellent at high frequency.
  • the reduction ratio means (thickness before rolling minus thickness after rolling) / (thickness before rolling).
  • Cold rolled cold rolled plates are subjected to final annealing. If the final annealing temperature is less than 850 ° C, recrystallization does not occur sufficiently. If the final annealing silver exceeds 1100 ° C, the grain size becomes too large and the high frequency iron loss is opened. Preference is given to performing at a temperature of 100 ° C.
  • the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention through the embodiment. However, the following examples are merely to illustrate the invention, but the content of the present invention is not limited by the following examples.
  • Vacuum dissolution in a laboratory produced a steel ingot of the same component as shown in Table 1 below. Impurities C, Ti, and Nb of the material were all controlled to 0.0025% or less. Each material was reheated to 1130 ° C and hot finished rolling at 87 C C to produce a 2.0 mm thick hot rolled sheet. The hot rolled hot rolled sheet was annealed and cold rolled at 1100 ° C, pickled and cold rolled to a thickness of 0.30 mm, and then subjected to final annealing at 980 ° C for 100 seconds.
  • a 19 3.4 1.0 0.6 0.15 0.13 0.0020 0.0019 0.0020 0.0024 0.0020 Table shows the amount and percentage of major component additions, iron loss, magnetic flux density, inclusion distribution density, and ⁇ 001 ⁇ // ND fraction (the fraction of tissue where ⁇ 001 ⁇ plane is parallel to the plate surface of electrical steel within 15 °). 2 is shown. Magnetic properties were calculated by measuring the rolling direction and the vertical direction using a single sheet tester and averaging them. Sample preparation for observation of inclusions was carried out using a replica method, which is a common method for steel materials, and a transmission electron microscope was used as a device. At this time, the acceleration voltage was applied to 200kV. Aggregates were measured using EBSD, and the O001 was calculated to calculate the ⁇ 001 ⁇ // ND fraction, including the orientation within an error range of 15 °.

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Abstract

무방향성 전기강판의 제조방법이 개시된다. 본 발명에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법은 중량 퍼센트(wt%)로 Si:2.0~4.0%, 산가용성 Al:0.01~0.04%, Mn:0.20%이하, Sb: 0.005~0.10%, N:0.005%이하, S:0.005%이하, C:0.005~0.015%를 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 1차 재결정 소둔하는 단계; 및 상기 1차 재결정 소둔이 완료된 냉연강판을 고온소둔하는 단계를 포함한다.

Description

【명세서】
【발명의 명칭】
무방향성 전기강판 및 그의 제조방법
【기술분야】
무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
【배경기술】
무방향성 전기강판은 전기에너지를 기계적 에너지로 변환시키는 기기에 주로 사용되는데, 그 과정에서 높은 효율을 발휘하기 위해 우수한 자기적 특성을 요구한다.
자기적 특성으로는 철손과 자속밀도가 있는데, 철손이 낮으면 에너지 변환과정에서 손실되는 에너지를 줄일 수 있고, 자속밀도가 높으면 작은 전기에너지로 더 큰 동력을 생산할 수 있으므로, 무방향성 전기강판의 철손이 낮고 자속밀도가 높으면 모터의 에너지 효율을 증가시킬 수 있다.
특히 최근 친환경자동차의 구동모터용으로 사용되는 최고급 무방향성 전기강판은 고속회전용으로 사용되므로 고주파 철손의 저감이 중요하게 취급되는데， 일반적으로 고주파 철손은 400Hz 또는 그 이상 주파수에서의 철손을 의미하며， 이를 저감시키기 위해서는 재료의 고유저항을 증가시키는 것이 중요하다.
무방향성 전기강판의 자기적 특성을 증가시키기 위해 통상적으로 사용되는 방법은 Si를 합금원소로 첨가하는 것이다 . Si의 첨가를 통해 강의 고유저항이 증가하면 고주파 철손이 낮아지는 장점이 있으나， 자속밀도가 열위해지고 가공성이 저하되어 3.5%이상 첨가하면 냉간압연이 곤란해진다.
따라서 Si 외에도 비저항 증가 원소인 Al, Mn 등을 투입하는 방법이 시도되고 있다. 이들 원소의 첨가를 통해 철손은 감소시킬 수 있지만 전체 합금량의 증가로 인해 자속밀도가 열화되고, 재료의 경도 증가와 가공성 열화로 인.해 냉간압연이 곤란해지는 단점이 있다. 뿐만 아니라 A1과 Mn은 강판 내에 불가피하게 존재하는 불순물과 결합하여 질화물이나 황화물 등을 미세하게 석출시켜서 오히려 철손을 악화시키기도 한다.
이러한 이유로 무방향성 전기강판의 자기적 특성 향상을 위해서는 강의 고청정화 또한 매우 중요하다. 제강 단계에서 불순물올 극저로 관리하여 최종 제품 내에 존재하는 개재물을 최소화함으로서 철손을 낮출 수 있기 때문이다. 하지만 자속밀도는 강의 고청정화를 통해 그리 크게 향상되지 않으며， 제강 작업성 저하 및 비용 증가의 요인이 된다.
무방향성 전기강판의 자기적 특성은 집합조직에 의해서도 큰 영향을 받는다. 무방향성 전기강판에서는 결정방위들 중에서 {001 }면이 판면과 평행한 방위의 분율이 높고, { 111 }면이 판면과 평행한 방위의 분율이 낮은 집합조직을 갖는 것이 자기적 특성에 유리하다.
집합조직을 제어하여 자기적 특성을 향상시키는 방법은 다양하게 제안되어 왔다. 일본특허 2004-197217호 공보의 방법은 열연판 소둔 후 결정립 크기를 400 이상으로 만들어 냉간압연 및 재결정 소둔하는 방법을 제안하였다.
일본특허 1996-088114는 중간 소둔을 포함하는 2회 냉간압연법을 통해 자기적 특성에 유리한 집합조직을 발달시키는 방법을 제안하였다. 그러나 이러한 신공정을 통한 집합조직 향상 방법들은 모두 실제 생산공정에 적용하기에는 생산성이 지나치게 저하되거나 비용이 증가하는 문제를 안고 있다.
한편 결정립계 편석원소의 미량 첨가를 통해 집합조직을 향상시키는 방법들 또한 각종 문헌에서 제안되었다ᅳ 그러나 이는 본 발명자가 직접 실험한 결과 각 문헌에 제시된 범위 내의 원소 투입으로는 집합조직 및 자성이 거의 개선되지 않음올 확인하였다.
【발명의 상세한 설명】
【기술적 과제】
본 발명의 일 실시예는 무방향성 전기강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 또 다른 실시예는 무방향성 전기강판의 제조방법을 제공함에 있다.
【기술적 해결방법】
위 목적을 달성하기 위하여 본 발명의 일 실시예에 따르면, 증량 %로, Si:
2.5-3,5%, A1: 0.3-1.5%, Mn: 0.3-1.5%, N: 0.001-0.005% 및 S: 0·001~0.005%를 함유하고, Sb: 0.02 0.25% 및 Sn: 0·02~0.25% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 흔입되는 불순물을 함유하며， 상기 ΑΙ, Μη, Sb 및 Sn의 함유량이 하기 식 1 내지 3을 만족하는 무방향성 전기강판을 제공한다. [식 i ]
0.9<([Α1]+[Μη])<1.5
[식 2]
0.05<([Sb]+[Sn])<0.25
[식 3]
0.04<([Sb]+[Sn])/([Al]+[Mn])<0.17
단, 상기 식 1 내지 3에서, [Al], [Mn], [Sb] 및 [Sn]은 각각 Al, Mn, Sb 및 Sn의 중량 퍼센트 (%)를 의미한다.
상기 전기강판의 두께가 0.15 내지 0.35mm일 수 있다.
상기 전기강판은 A1N 및 MnS 중에서 선택된 1종 또는 2종을 포함하는 복합 개재물을 포함하고， 크기가 10nm 이상인 복합 개재물들의 분포밀도가
0.02개 /mm2 이하일 수 있다.
상기 전기강판의 평균 결정립 크기가 50 내지 150 일 수 있다.
상기 전기강판은 {001 }면이 전기강판의 판면과 15°내에서 평행올 이루고 있는 조직의 분율이 25% 이상일 수 있다.
본 발명의 바람직한 다른 실시예에 따르면, 중량 %로， Si: 2.5~3.5%, Al: 0.3-1.5%, Mn: 0.3-1.5%, N: 0.001-0.005% 및 S: 0.001~0.005%을 함유하고, Sb:
0.02-0.25% 및 Sn: 0.02 0.25% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 흔입되는 불순물을 함유하며， 상기 Al, Mn, Sb 및 Sn의 함유량이 하기 식 1 내지 3을 만족하는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 재가열한 후 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및 상기 냉연강판을 최종소둔하는 단계를 포함하는 무방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.
[식 1]
Figure imgf000004_0001
[식 21
0.05<([Sb]+[Sn])<0.25
[식 3]
0.04<([Sb]+[Sn])/([Al]+[Mn])<0.17 단, 상기 식 1 내지 3에서, [Al], [Mn], [Sb] 및 [Sn]은 각각 Al, Mn, Sb 및 Sn의 증량 퍼센트 (%)를 의미한다.
상기 제조방법에 있어서， 상기 최종소둔 단계를 거친 전기강판은 그 안에 A1N 및 MnS 중에서 선텍된 1종 또는 2종을 포함하는 복합 개재물을 포함하고, 크기가 10nm 이상인 개재물들의 분포밀도가 0.02개 /mm2 이하일 수 있다.
상기 제조방법에 있어서, 상기 전기강판의 평균 결정립 크기가 50 내지 150 일 수 있다.
상기 제조방법에 있어서, 상기 최종소둔 단계를 거친 전기강판은 {001 }면 o 전기강판의 판면과 15°내에서 평행을 이루고 있는 조직의 분율이 25% 이상일 수 있다.
상기 재가열은 1100 °C 내지 1,200 °C의 온도에서 실시될 수 있다.
상기 열간압연은 800 °C 이상의 온도에서 마.무리될 수 있다.
상기 제조방법에 있어서, 상기 열연강판을 열연판 소둔하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 열연판 소둔은 850 내지 1150 °C의 온도에서 실시될 수 있다.
상기 제조방법에 있어서, 상기 냉연강판은 70 내지 95%의 압하율을 적용하여 0.15 내지 0.35mm두께로 제조될 수 있다.
상기 최종소둔은 850 내지 1 HKTC의 온도에서 실시될 수 있다.
【유리한 효과】
본 명에 의하면, Si, Al, Mn, Sb 및 Sn등의 함량을 최적화하여, 강판 내에 개재물의 분포밀도를 감소시켜 철손이 개선되는 동시에 {001 }면이 전기강판의 판면과 15°내에서 평행을 이루고 있는 조직의 분율을 향상시킴으로써, 우수한 자속밀도를 가지는 무방향성 전기강판을 제공할 수 있다. 이에 따라 친환경 자동차용 구동모터의 효율을 향상시킬 수 있다ᅳ
【발명의 실시를 위한 최선의 형태】
본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것돌을 달성하는 방법은 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며， 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하고, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식올 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며， 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 이하, 본 발명의 바람직한 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명하기로 한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법은 증량 %로,
Si: 2.5~3.5%, A1: 0.3~1.5%， Mn: 0.3-1.5%, N: 0.001-0.005% 및 S: 0.001 0.005%를 함유하고, Sb: 0.02 0.25% 및 Sn:으02~0.25% 증에서 선택된 1종 또는 2종을
함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 흔입되는 불순물을 함유하며, 상기 ΑΙ, Μη, Sb 및 Sn의 함유량이 하기 식 1 내지 3을 만족한다.
[식 1]
0.9<([Al]+[Mn])<1.5
[식 2]
0.05<([Sb] + [Sn])<0.25
[식 3]
0.04<([Sb]+[Sn])/([Al]+[Mn])<0.17
단, 상기 식 1 내지 3에서， [Al], [Mn], [Sb] 및 [Sn]은 각각 Al, Mn, Sb 및
Sn의 중량 퍼센트 (%)를 의미한다.
상기 무방향성 전기강판은 두께가 0.15 내지 0.35mm일 수 있다.
상기 무방향성 전기강판은 강판 내에 AIN 또는 MnS의 단독 혹은 적어도 하나를 포함하는 복합 개재물이 형성되며, 그 크기가 10nm 이상인 개재물들의 분포밀도가 0.02개 /mm2이고, 집합조직을 측정하면 {001 }면이 전기강판의 판면과 15°내에서 평행을 이루고 있는 조직의 분율이 25% 이상이고， 강판의 평균 결정립 크기가 50~150 범위이기 때문에, 제품 제작시 자속밀도가 높고
철손 (W10/400)이 낮은 무방향성 전기강판을 제공할 수 있다ᅳ (여기서 전기강판의 판면이란 전기강판의 압연 방향을 X축 전기강판의 폭 방향을 y축으로 하였을 때 xy면을 의미한다)
이하, 본 발명올 구성하는 성분 원소의 범위와 그 성분 원소 간의 첨가 비율을 한정한 이유에 대하여 설명한다.
[Si: 2.5-3.5중량0 /。] Si는 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추어주는 역할을 하며， 2.5% 미만으로 첨가될 경우, 고주파 철손 개선 효과가 부족하며, 3.5%를 초과하여 첨가될 경우 재료의 경도가 상승하여 생산성 및 타발성이 열위해지므로 바람직하지 않다. 보다 구체적으로는 2.7~3.4 중량 %일 수 있다.
[A1: 0.3 1.5중량0 /0]
A1은 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추며 질화물을 형성한다. A1이 0.3%미만으로 첨가되면 고주파 철손 저감에 효과가 없고 질화물이 미세하게 형성되어 자성을 열화시키며， 1.5%를 초과하여 첨가되면 제강과 연속주조 등의 모든 공정상에 문제를 발생시켜 생산성을 크게 저하시킨다. 보다 구체적으로는 0.5 1.0 증량0 /。일 수 있다.
[Mn: 0.1-1.5중량0 /。]
Mn은 재료의 비저항을 높여 철손을 개선하고 황화물을 형성시키는 역할을 하며, 0.3%이하로 첨가되면 MnS가 미세하게 석출되어 자성을 열화시키고 고주파 철손 개선효과가 거의 없다. Mn이 1.5%를 초과하도록 첨가되면 자성에 불리한 { 111 }면이 전기강판의 판면과 150내에서 평행을 이루고 있는 조직의 형성을 조장하여 자속밀도가 감소하므로 Mn의 첨가량은 0.1~1.5%로 제한함이
바람직하다. 보다 구체적으로는 0.1 0.7 중량0 /0일 수 있다.
상기 Si 조성 범위 내에서 [Al]+[Mn]을 0.9~1.5로 제한하는 이유는 0.9% 이하에서는 개재물을 조대하게 석출시키는 효과가 적고 고주파 철손 개선 효과가 미미하며, 1.5% 이상에서는 합금량 증가로 인해 재료의 경도가 높아져서 생산성이 열위해지기 때문이다.
[ : 0.001-0.005중량0 /0]
N은 모재 내부에 미세하고 긴 A1N 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제하여 철손을 열위시키므로 가급적 적게 함유시키는 것이 바람직하나, 본 발명에서는 결정립계 편석원소에 의해 N의 확산이 제한되므로 그 함량을
0.001~0.005%로 제한한디-. 보다 구체적으로는 0.0021 0.0024%일 수 있다.
[S: 0.001-0.005중량0 /0]
S는 미세한 석출물인 MnS 및 CuS를 형성하여 자기특성올 악화시키기 때 _묻_에ᅳ낮제ᅳ관 -려—하는ᅳ것-어ᅳ바람—작하 -여ᅳ강중체ᅳ필주불 ]^f존재하는 원소로 제강에서 정련과정을 가능하면 제거하는 것이 바람직하나， 본 발명에서는 결정립계 편석원소에 의해 S의 확산이 제한되므로 그 함량을 으 001~으005%로 제한한다ᅳ 보다 구체적으로는 0.0019 0.0024%일 수 있다.
[Sb: 0.02-0.25증량0 /0]
Sb는 강판의 표면 및 결정립계에 편석하여 소둔시 표면산화를 억제하고, 결정립계를 통한 원소의 확산을 방해하며, { 111 }면이 전기강판의 판면과 15°내에서 평행을 이루고 있는 조직의 재결정을 방해하여 집합조직을 개선시키는 역할올 한다. 0.02% 이하로 첨가되면 그 효과가 없으며 으25% 이상 첨가되면 결정립계 편석량 증가로 인해 인성이 저하되어 자성개선 대비 생산성이 저하되므로 바람직하지 않다. 보다 구체적으로는 0.03 0.12일 수 있다.
[Sn: 0.02-0.25증량0 /0]
Sn은 강판의 표면 및 결정립계에 편석하여 소둔시 표면산화를 억제하고, 결정립계를 통한 원소의 확산을 방해하며, { 111 }면이 전기강판의 판면과 15°내에서 평행을 이루고 있는 조직의 재결정을 방해하여 집합조직을 개선시키는 역할을 한다. 0.02% 이하로 첨가되면 그 효과가 없으며 0.25% 이상 첨가되면 결정립계 편석량 증가로 인해 인성이 저하되어 자성개선 대비 생산성이 저하되므로 바람직하지 않다. 보다 구체적으로는 0.03 0.12%일 수 있다.
([Sb] + [Sn])을 0.05 0.25%로 제한하는 이유는 이 범위에서 자성을 개선하는 효과가 가장 뛰어나기 때문이다. 0.05% 이하에서는 자성 개선 효과가 없으며， 0.25% 이상에서는 자성이 오히려 악화되고 재료의 인성이 과다하게 저하되어 생산성에 문제가 발생한다. 보다 구체적으로는 0.06 0.24%일 수 있다.
([Sb]+[Sn])/([Al]+[Mn])을 0.04 0.17로 제한하는 이유는 이 범위에서 Sb와 Sn이 결정립계에 편석하여 N과 S의 결정립계 확산을 방해하여 석출물을 생성을 방해하고, 최종소둔시 { 111 }면이 전기강판의 판면과 15°내에서 평행을 이루고 있는 조직의 생성을 억제하여 자성에 유리한 집합조직을 만들 수 있기 때문이다. ([Sb] + [Sn])/([Al]+[Mn]) 값이 상기 범위를 벗어나면 자성이 오히려 악화되고 철손이 증가하게 된다. 보다 구체적으로는 0.05~0.16일 수 있다.
상기의 원소 외에도 C, Ti, Nb 등의 원소가 포함될 수 있다. C는 자기시효를 일으키므로 0.004%이하, 바람직하게는 0.003%이하로 제한하는 것이 좋다. Ti는 무방향성 전기강판에 있어서 바람직하지 않은 결정방위인 { 111 }면이 전기강판의 판면과 15°내에서 평행을 이루고 있는 조직의 성장을 촉진하므로 0.004%이하， 보다 바람직하게는 0.002%이하일 수 있다.
이하에서는 본 발명에 따른 무방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명에 따른 무방향성 전기강판의 제조방법의 제강단계에서는 불순물의 픽업을 최소화 하기 위해 합금원소의 순도가 높은 것을사용하는 것이 바람직하다.
이렇게 하여 제어된 용강을 연속주조 공정에서 웅고시켜 슬라브를 제조한다. 슬라브를 가열로에 장입하여 1100°C 이상 1 ,200 °C 이하의 온도에서 재가열 한다. 1200 °C 이상에서 재가열시 석출물이 재용해되어 열간압연 이후 미세하게 석출될 수 있으므로, 1200 °C이하에서 재가열한다.
슬라브가 재가열되면, 이어서 열간압연을 수행한다. 열간압연시
열.간마무리압연은 800 °C 이상의 온도에서 실시하는 것이 바람직하다.
열간압연 된 열연판은 850~1150 °C의 온도에서 열연판 소둔한다. 열연판 소둔 온도가 850 °C 미만이면 조직이 성장하지 않거나 미세하게 성장하여 자속밀도의 상승 효과가 적으며, 소둔온도가 1 , 150 °C를 초과하면 자기특성이 오히려 열화되고, 판형상의 변형으로 인해 압연작업성이 나빠질 수 있으므로, 그 은도범위는 850~1 ,150 °C로 제한한다. 보다 바람직한 열연판의 소둔온도는
950~U 50'r이다. 열연판 소둔은 필요에 따라자성에 유리한 방위를 증가시키기 위하여 수행되는 것이나, 열연판소둔을 생략하는 것도 가능하다.
상기와 같이 열연판 소둔하거나 흑은 이를 생략하고, 이어서 열연판을 산세한 후, 소정의 판두께가 되도록 냉간압연한다.
넁간압연은 약 70~95%의 압하율을 적용하여 0.35mm 이하의 두께로 냉연판을 제조할 수 있다. 보다 구체적으로는 0.15~0.35mtn 일 수 있다 . 0.35mm 이하인 경우 고주파에서 전기강판의 철손 개선 및 자속밀도가 우수하다.
여기서 압하율은 (압연 전 두께 -압연 후 두께) /(압연 전 두께)를 의미한다. 냉간압연된 냉연판은 최종소둔을 실시한다. 최종소둔 온도가 850°C 미만이면 재결정이 층분히 발생하지 못하고, 최종소둔 은도가 1100 °C를 초과하게 되면 결정립경이 너무 커져 고주파 철손이 열위해지므로 최종소둔은 결정립경이 50~150 이 되도록 850 1 100 °C 온도에서 수행함이 바람직하다. 이하, 실시쉐를 통해 본 발명에 따른 무방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 단 하기의 실시예는 본 발명을 예시하는 것일 뿐， 본 발명의 내용이 하기의 실시예에 의하여 한정되는 것은 아니다.
<실시예 >
실험실에서 진공용해하여 하기의 표 1에 나타낸 것과 같은 성분의 강괴를 제조하였다. 소재의 불순물 C, Ti, Nb는 모두 0.0025% 이하로 제어하였다. 각 소재는 1130°C로 재가열하고 87C C에서 열간 마무리 압연하여 두께 2.0mm의 열연판을 제작하였다. 열간압연된 열연판은 1100°C에서 열연판 소둔 후 산세하고 냉간압연하여 두께를 0.30mm로 만든 후 980 °C에서 100초간 최종 소둔을 실시하였다.
【표 1 ]
Si Al n Sb Sn N S C Ti Nb
Al 2.7 0.5 0.1 0.06 0.06 0.0023 0.0023 0.0019 0.0018 0.0024
A2 2.7 0.5 0.4 0.03 0.03 0.0021 0.0021 0.0024 0.0023 0.0019
A3 2.7 0.7 0.5 0.00 0.03 0.0022 0.0021 0.0018 0.0021 0.0020
A4 2.7 0.9 0.5 0.09 0.09 0.0019 0.0022 0.0021 0.0021 0.0023
A5 2.7 0.9 0.5 0.03 0.00 0.0024 0.0019 0.0021 0.0020 0.0021
A6 2.7 0.9 0.9 0.06 0.12 0.0018 0.0024 0.0023 0.0023 0.0022
A7 3.0 0.3 0.3 0.02 0.00 0.0023 0.0021 0.0021 0.0020 0.0024
A8 3.0 0.7 0.5 0.03 0.06 0.0021 0.0024 0.0024 0.0023 0.0021
A9 3.0 0.9 0.6 0.06 0.06 0.0021 0.0024 0.0021 0.0021 0.0021
A 10 3.0 0.9 0.9 0.03 0.02 0.0024 0.0021 0.0021 0.0024 0.0020
Al l 3.4 0.3 0.4 0.03 0.03 0.0019 0.0020 0.0023 0.0020 0.0023
A 12 3.4 0.6 0.4 0.06 0.03 0.0021 0.0021 0.0019 0.0023 0.0021
A 13 3.4 0.6 0.5 0.12 0.12 0.0024 0.0020 0.0019 0.0021 0.0020
A14 3.4 0.6 0.7 0.03 0.03 0.0017 0.0024 0.0024 0.0019 0.0021
A15 3.4 0.7 0.6 0.06 0.06 0.0017 0.0019 0.0021 0.0021 0.0021
A 16 3.4 0.8 0.1 0.06 0.06 0.0022 0.0021 0.0019 0.0021 0.0021
A17 3.4 0.9 0.1 0.09 0.09 0.0024 0.0023 0.0021 0.0020 0.0020
A18 3.4 1.0 0.5 0.12 0.12 0.0021 0.0021 0.0021 0.0019 0.0021
A 19 3.4 1.0 0.6 0.15 0.13 0.0020 0.0019 0.0020 0.0024 0.0020 각각에 대한 주요 성분 첨가량 및 비율， 철손, 자속밀도, 개재물 분포밀도， {001 }//ND 분율 ({001 }면이 전기강판의 판면과 15°내에서 평행을 이루고 있는 조직의 분율)을 표 2에 나타낸다. 자기적 특성은 단일시트 테스터 (Single sheet tester)를 이용하여 압연방향과 수직방향을 측정하고 이를 평균하여 계산하였다. 개재물의 관찰을 위한 샘플 제작은 철강재료에서 일반적인 방법인 레플리카법을 이용하였으며, 장치로는 투과전자현미경을사용하였다. 이때 가속전압은 200kV를 인가하였다. 집합조직은 EBSD를 이용하여 측정하였으며, ODF를 계산하여 오차범위 15°이내의 방위를 포함하여 {001 }//ND 분율을 계산하였다.
【표 2】
Figure imgf000011_0001
표 2를 참고하면, 본 발명에서 제시한 Al+Mn, Sb+Sn: (Sb+Sn)/(A1+Mn)의 범위를 만족하는 A2, A4, A8, A9, Al l , A12, A14, A15, A16, A18의 경우, 그 크기가 10nm 이상인 개재물 분포밀도가 0.02 개 /mm2 이하로 낮다. 따라서 철손이 낮으면서 동시에 {001 }/ ND 분율이 25% 이상으로 자속밀도가높은 것을 확인할 수 있다.
반면 강종 ΑΙ, ΑΙ Ι의 경우 Al+Mn의 함량이 본 발명의 범위보다부족하여 자속밀도는 양호하나 철손이 열위하였고, 강종 A6은 Al+Mn의 함량이 본 발명의 범위를 초과하여 개재물 분포밀도가 증가하고 철손이 열위하였다. 강종 A7, A10은 Sb+Sn의 함량이 본 발명의 범위보디- 낮아서 집합조직이 열위하여 자속밀도가 낮았고, 강종 A19는 Sb+Sn의 함량이 본 발명의 범위보다 높아서 철손과 가공성이 열위하게 나타났다.
강종 A13, A17의 경우 (Sb+Sn)/(A1+Mn)의 비율이 본 발명의 범위보다 높아서 철손과 가공성이 열위하였고, 강종 A3, A5의 경우 (Sb+Sn)/(A1+Mn)의 비율이 발명의 범위보다 낮아서 자속밀도와 철손이 매우 열위함을 알 수 있다. 이상 본 발명의 실시예를 설명하였지만, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명이 그 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

【청구의 범위】
【청구항 1】
중량 %로, Si: 2.5-3.5%, A1: 0.3-1.5%, Mn: 0.1-1.5%, N: 0.001-0.005% 및 S: 0.001 0.005%를 함유하고, Sb: 0.02 0.25% 및 Sn: 0.02-0.25% 증에서 선택된 1종 ᅳ또는 2종을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 흔입되는 불순물을 함유하며， 상기 Al, Mn, Sb 및 Sn의 함유량이 하기 식 1 내지 3을 만족하는 무방향성 전기강판.
[식 1]
Figure imgf000013_0001
[식 2]
0.05<([Sb]+[Sn])<0.25
[식 3]
0.04<([Sb]+[Sn])/([Al]+[Mn])<0.17
단, 상기 식 1 내지 3에서, [Al], [Mn], [Sb] 및 [Sn]은 각각 Al, Mn, Sb 및 Sn의 중량 퍼센트 (%)를 의미한다.
【청구항 2】
제 1항에 있어서,
상기 전기강판의 두께가 0.15 내지 0.35mm인 무방향성 전기강판.
【청구항 3】
제 2항에 있어서,
상기 전기강판은 A1N 및 MnS 중에서 선택된 1종 또는 2종을 포함하는 복합 개재물을 포함하고， 크기가 10nm 이상인 복합 개재물들의 분포밀도가
0.02개 /mm2 이하인 무방향성 전기강판.
【청구항 4】
제 3항에 있어서,
상기 전기강판의 평균 결정립 크기가 50 내지 150 ' / m인 무방향성 전기강판.
【청구항 5】
제 1 항 내지 제 4항 증 어느 한 항에 있어서,
상기 전기강 ^U L면으]ᅳ전 2ᅵᅳ강¾의ᅳ판-면-과ᅳ오-차범 -위ᅳ 1-5대에—서ᅳ평—행 ¾ 이루고 있는 조직의 분율이 25% 이상인 무방향성 전기강판.
【청구항 6】
증량 %로, Si: 2.5~3.5%, A 0.3~1.5%, Mn: 0.1 1.5%, N: 0.001 0.005% 및 S: 0.001~0.005%을 함유하고, Sb: 0.02~0.25% 및 Sn: 0.02~0.25% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 흔입되는 불순물을 함유하며, 상기 ΑΙ, Μη, Sb 및 Sn의 함유량이 하기 삭 1 내지 3을 만족하는 슬라브를 제조하는 단계;
상기 슬라브를 재가열한 후 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및
상기 냉연강판을 최종소둔하는 단계를 포함하는 무방향성 전기강판의 제조방법.
[식 1]
0.9<([Α1]+[Μη])<1.5
[식 2]
0.05<([Sb]+[Sn])<0.25
[식 3]
0.04<([Sb]+[Sn])/([Al]+[Mn])<0.17
단, 상기 식 1 내지 3에서， [Al], [Mn], [Sb] 및 [Sn]은 각각 Al, Mn, Sb 및 Sn의 증량 퍼센트 (%)를 의미한다.
【청구항 7】
제 6항에 있어서,
상기 최종소둔 단계를 거친 전기강판은 그 안에 A1N 및 MnS 증에서 선택된 1종 또는 2종을 포함하는 복합 개재물올 포함하고, 크기가 lOnm 이상인 개재물들의 분포밀도가 0.02개 /mm2 이하인 무방향성 전기강판의 제조방법.
【청구항 8】
제 6항 또는 제 7항에 있어서,
상기 슬라브 재가열은 1,100°C 내지 1 ,200 °C의 온도에서 실시되는 무방향성 전기강판의 제조방법.
【청구항 9】
제 8항에 있어서, 상기 열간압연은 800°C 이상의 은도에서 마무리되는 무방향성 전기강판의 제조방법.
【청구항 10】
제 9항에 있어서,
상기 열연강판을 열연판소둔하는 단계를 더 포함하고， 상기 열연판 소둔은 850 내지 1 150°C의 온도에서 실시되는 무방향성 전기강판의 제조방법.
【청구항 11】
제 10항에 있어서，
상기 냉연강판은 70 내지 95%의 압하율을 적용하여 0.15 내지 0.35mtn 두께로 제조되는 무방향성 전기강판의 제조방법.
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