WO2022139359A1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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김용수
신수용
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Definitions

  • One embodiment of the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • one embodiment of the present invention is a non-oriented electrical steel sheet that suppresses the formation of fine carbonitrides by appropriately adding Mo, Ti, Nb, and V, and controlling the time in a specific temperature range during the cooling process after final annealing, and manufacturing the same it's about how As a result, it relates to a non-oriented electrical steel sheet excellent in both magnetism and strength and a method for manufacturing the same.
  • Non-oriented electrical steel sheet is mainly used in motors that convert electrical energy into mechanical energy, and in the process, excellent magnetic properties of non-oriented electrical steel sheet are required to exhibit high efficiency.
  • eco-friendly automobiles driven by motors instead of internal combustion engines are attracting attention, the demand for non-oriented electrical steel sheets used as core materials for driving motors is increasing. is becoming
  • the magnetic properties of non-oriented electrical steel sheets are mainly evaluated by iron loss and magnetic flux density.
  • Core loss refers to energy loss occurring at a specific magnetic flux density and frequency
  • magnetic flux density refers to the degree of magnetization obtained under a specific magnetic field. The lower the iron loss, the more energy efficient the motor can be manufactured under the same conditions, and the higher the magnetic flux density, the smaller the motor or the reduction in copper loss. Therefore, it is possible to make a driving motor with excellent efficiency and torque by using a non-oriented electrical steel sheet with low iron loss and high magnetic flux density, thereby improving the mileage and output of an eco-friendly vehicle.
  • the characteristics of the non-oriented electrical steel sheet to be considered are also different depending on the operating conditions of the motor.
  • W15/50 which is the iron loss when a 1.5T magnetic field is applied at a commercial frequency of 50Hz
  • magnetic properties are often important at low magnetic fields of 1.0T or less and high frequencies of 400 Hz or higher. It is often used to evaluate the characteristics of
  • Non-oriented electrical steel sheets for eco-friendly vehicle driving motors require excellent strength as well as magnetic properties.
  • Drive motors for eco-friendly vehicles are mainly designed in the form of inserting permanent magnets into the rotor. However, when the motor rotates at high speed, if the strength of the electrical steel sheet is low, the permanent magnet inserted in the rotor may be separated by centrifugal force. Therefore, an electrical steel sheet with high strength is required to secure the performance and durability of the motor .
  • a method commonly used to simultaneously increase the magnetic properties and strength of the non-oriented electrical steel sheet is to add alloying elements such as Si, Al, and Mn. If the specific resistance of the steel is increased through the addition of these alloying elements, the eddy current loss can be reduced and the total iron loss can be lowered. In addition, the alloying element can be dissolved in iron as a substitution element to produce a strengthening effect to increase strength. On the other hand, as the addition amount of alloying elements such as Si, Al, Mn increases, the magnetic flux density becomes inferior and brittleness increases. In particular, the thinner the electrical steel sheet, the better the high-frequency iron loss.
  • An embodiment of the present invention provides a non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the same. More specifically, in one embodiment of the present invention, Mo, Ti, Nb, and V are appropriately added, and the non-oriented electrical steel sheet suppresses the formation of fine carbonitride by controlling the time in a specific temperature range during the cooling process after final annealing, and its A manufacturing method is provided.
  • Non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention by weight%, Si: 3.3 to 4.0%, Al: 0.4 to 1.5%, Mn: 0.2 to 1.0%, C: 0.0015 to 0.0040%, N: 0.0005 to 0.0020 %, S: 0.0005 to 0.0025%, Mo: 0.005 to 0.01%, Ti: 0.0005 to 0.0020%, Nb: 0.0005 to 0.0020%, and V: 0.0005 to 0.0020%, including the remainder Fe and unavoidable impurities, and the following formula 1 is satisfied.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention has an average grain size of 55 to 80 ⁇ m.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention has a distribution density of at least one of carbides, nitrides and carbonitrides having a particle diameter of 50 nm or less of 0.5 pieces/mm 2 or less.
  • Equation 2 The value calculated by Equation 2 below may be 500 to 2000.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include at least one of Sn: 0.015 to 0.1 wt%, Sb: 0.015 to 0.1 wt%, and P: 0.005 to 0.05 wt%.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include one or more of Cu: 0.05 wt% or less, B: 0.002 wt% or less, Mg: 0.005 wt% or less, and Zr: 0.005 wt% or less .
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a specific resistance of 50 ⁇ cm or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a density of 7.55 g/cm 3 or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a 0.2% offset yield strength (Rp 0.2 ) of 440 MPa or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a 0.2% offset yield strength (Rp 0.2 ) of 98.5% or more of the upper yield strength (ReH).
  • the non-oriented electrical steel sheet manufacturing method is, by weight, Si: 3.3 to 4.0%, Al: 0.4 to 1.5%, Mn: 0.2 to 1.0%, C: 0.0015 to 0.0040%, N: 0.0005 to 0.0020%, S: 0.0005 to 0.0025%, Mo: 0.005 to 0.01%, Ti: 0.0005 to 0.0020%, Nb: 0.0005 to 0.0020% and V: 0.0005 to 0.0020%, including the remainder Fe and unavoidable impurities, Preparing a slab that satisfies the following formula 1; preparing a hot-rolled sheet by hot-rolling the slab; It includes the steps of manufacturing a cold-rolled sheet by cold-rolling the hot-rolled sheet and final annealing of the cold-rolled sheet.
  • the final annealing includes cracking at a cracking temperature of 910 to 1000°C and cooling from the cracking temperature to 600°C within 25 seconds.
  • the step of annealing the hot-rolled sheet at a temperature of 850 to 1150° C. may be further included.
  • hydrogen (H 2 ) and nitrogen (N 2 ) may be annealed in a mixed atmosphere.
  • 1 is a graph schematically illustrating the temperature in the final annealing process in an embodiment of the present invention.
  • first, second and third etc. are used to describe, but are not limited to, various parts, components, regions, layers and/or sections. These terms are used only to distinguish one part, component, region, layer or section from another part, component, region, layer or section. Accordingly, a first part, component, region, layer or section described below may be referred to as a second part, component, region, layer or section without departing from the scope of the present invention.
  • % means weight %, and 1 ppm is 0.0001 weight %.
  • the meaning of further including the additional element means that the remaining iron (Fe) is included by replacing the additional amount of the additional element.
  • Non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention by weight%, Si: 3.3 to 4.0%, Al: 0.4 to 1.5%, Mn: 0.2 to 1.0%, C: 0.0015 to 0.0040%, N: 0.0005 to 0.0020 %, S: 0.0005 to 0.0025%, Mo: 0.005 to 0.01%, Ti: 0.0005 to 0.0020%, Nb: 0.0005 to 0.0020% and V: 0.0005 to 0.0020%, and the remainder Fe and unavoidable impurities.
  • Si increases the specific resistance of the material, lowers the iron loss, and increases the strength by solid solution strengthening. When too little Si is added, the effect of improving iron loss and strength may be insufficient. When Si is added too much, the brittleness of the material increases, which leads to a sharp decrease in rolling productivity, and the formation of oxides and oxides on the surface that are harmful to magnetism can be a problem. Accordingly, Si may be included in an amount of 3.3 to 4.0 wt%. More specifically, it may include 3.4 to 3.6 wt%.
  • Aluminum (Al) increases the specific resistance of the material, lowers iron loss, and increases strength by solid solution strengthening. If too little Al is added, it may be difficult to obtain a magnetic improvement effect because fine nitride is not formed or the surface oxide layer is not densely formed. When Al is added too much, nitride is formed excessively, which deteriorates magnetism, and causes problems in all processes such as steelmaking and continuous casting, which can greatly reduce productivity. Accordingly, Al may be included in an amount of 0.4 to 1.5 wt%. More specifically, it may contain 0.5 to 1.0% by weight.
  • Mn Manganese
  • Mn improves the iron loss by increasing the specific resistance of the material and serves to form sulfide.
  • MnS is formed finely and magnetic deterioration occurs.
  • Mn is added too much, fine MnS is excessively precipitated and promotes the formation of ⁇ 111 ⁇ texture unfavorable to magnetism, and the magnetic flux density decreases rapidly.
  • Mn may be included in an amount of 0.2 to 1.0% by weight. More specifically, it may include 0.30 to 0.70 wt%.
  • Carbon (C) causes magnetic aging and combines with other impurity elements to form carbides, thereby reducing magnetic properties, but improving strength by preventing dislocation movement. If too little C is added, the strength improvement effect may be insufficient. If C is added too much, fine carbides may increase and the magnetism may deteriorate rapidly. Accordingly, it may contain 0.0015 to 0.0040 wt% of C. More specifically, it may include 0.0020 to 0.0038 wt%.
  • N Nitrogen (N) not only forms fine AlN precipitates inside the base material, but also forms fine precipitates by combining with other impurities to inhibit grain growth, worsening iron loss, but improving strength. If too little nitrogen is added, the strength may not be sufficiently improved. If nitrogen is added too much, fine nitrides may increase and iron loss may rapidly deteriorate. Accordingly, N may be included in an amount of 0.0005 to 0.0020% by weight. More specifically, it may include 0.0008 to 0.0018 wt%.
  • S Since S forms fine precipitates of MnS and CuS and deteriorates magnetic properties and deteriorates hot workability, it is desirable to manage it low. However, if too little S is added, the magnetic flux density may decrease. Accordingly, S may be included in an amount of 0.0005 to 0.0025% by weight. More specifically, it may include 0.0010 to 0.0023% by weight.
  • Molybdenum (Mo) segregates at grain boundaries during annealing to suppress the development of ⁇ 111 ⁇ texture, which is harmful to magnetism, and improves strength by forming fine carbides during cooling. If too little Mo is added, the effect may be insufficient. If too much Mo is added, it may promote carbide formation and deteriorate the magnetism. Accordingly, it may contain 0.005 to 0.01 wt% of Mo. More specifically, it may include 0.0060 to 0.0090 wt%.
  • Titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) have a very strong tendency to form precipitates in the steel, and they form fine carbides, nitrides, or sulfides inside the base material to inhibit grain growth and magnetic wall movement, thereby deteriorating iron loss. Therefore, it is necessary to appropriately adjust the upper limits of Ti, Nb, and V. On the other hand, if they are included too little, the strength of the electrical steel sheet may be significantly lowered. Accordingly, Ti, Nb, and V may each include 0.0005 to 0.0020 wt%. More specifically, it may contain 0.0007 to 0.0018 wt%, respectively.
  • Ti, Nb, and V serve to enhance strength, it is preferable to include a total amount of 0.0030% by weight or more. When they are included too much, they form fine carbides, nitrides or sulfides to inhibit grain growth and magnetic domain wall movement, thereby deteriorating iron loss.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention satisfies Equation 1 below.
  • Equation 1 When Equation 1 is satisfied, the formation of fine carbonitrides can be minimized. That is, in the range of 1.75 to 4.00, the formation of fine carbonitrides is suppressed and the distribution density of the carbonitride is minimized, so that it can be managed in this range. If the value of Equation 1 is too low, it may be a problem in terms of strength. More specifically, the value of Equation 1 may be 2.00 to 3.50.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include at least one of Sn: 0.015 to 0.1 wt%, Sb: 0.015 to 0.1 wt%, and P: 0.005 to 0.05 wt%.
  • Tin (Sn) and antimony (Sb) segregate on the surface and grain boundaries of the steel sheet to suppress surface oxidation during annealing, prevent diffusion of elements through grain boundaries, and interfere with recrystallization of ⁇ 111 ⁇ //ND orientations to form a texture plays a role in improving
  • Sn and Sb may further include 0.015 to 0.100 wt%, respectively. More specifically, each of 0.020 to 0.075% by weight may be further included.
  • Phosphorus (P) segregates on the surface and grain boundaries of the steel sheet to suppress surface oxidation during annealing, interferes with the diffusion of elements through grain boundaries, and improves texture by preventing recrystallization of ⁇ 111 ⁇ //ND orientation do. If too little P is added, the effect may not be sufficient. If too much P is added, the hot working properties may be deteriorated, and productivity may be lowered compared to the improvement of the magnetic field. Accordingly, it may further include 0.005 to 0.050 wt% of P. More specifically, it may further include 0.007 to 0.045 wt% of P.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include one or more of Cu: 0.01 wt% or less, B: 0.002 wt% or less, Mg: 0.005 wt% or less, and Zr: 0.005 wt% or less .
  • Copper (Cu) is an element capable of forming sulfides at high temperatures, and when added in a large amount, it is an element that causes defects in the surface during the manufacture of slabs. Therefore, when Cu is further included, it may be included in an amount of 0.05 wt% or less. More specifically, it may include 0.001 to 0.05 wt%.
  • Mg, and Zr may be further included in each of the above-described ranges as elements that adversely affect magnetism.
  • the balance contains Fe and unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities are impurities mixed in during the steel making step and the manufacturing process of the grain-oriented electrical steel sheet, which are widely known in the relevant field, and thus a detailed description thereof will be omitted.
  • the addition of elements other than the alloy components described above is not excluded, and may be included in various ways within the scope of not impairing the technical spirit of the present invention. When additional elements are included, they are included by replacing the remainder of Fe.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention has an average grain size of 55 to 80 ⁇ m. If the average grain size is too small, the iron loss may deteriorate. When the average grain size is too large, the strength may be weakened. More specifically, the average grain size may be 58 to 75 ⁇ m.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention has a density of at least one of carbides, nitrides and carbonitrides having a particle diameter of 50 nm or less of 0.5 pieces/mm 2 or less.
  • the contents of Mo, Ti, Nb, V, C, and N are added in relatively appropriate amounts to the C and N content, and also the final annealing process
  • the density of carbides, nitrides, or carbonitrides (hereinafter, collectively referred to as “carbonitrides”) can be as low as possible.
  • the lower limit of the carbonitride particle size may be 5 nm. Carbonitrides smaller than the above-mentioned particle diameter may not have a substantial effect on magnetism.
  • the particle size may mean a particle size of a circle assuming an imaginary circle having the same area as the area of the carbonitride when the steel sheet is observed.
  • the measurement surface of the carbonitride may be a surface (ND surface) or a cross-section (TD surface, RD surface). Carbonitrides can be observed using TEM.
  • the carbonitride refers to a particle-shaped portion having a higher content of C and/or N compared to the base material of the steel sheet.
  • the distribution density of the carbonitride may be 0.5 pieces/mm 2 or less. More specifically, it may be 0.05 to 0.50 pieces/mm 2 . More specifically, it may be 0.10 to 0.40 pieces/mm 2 . When carbides, nitrides or carbonitrides are simultaneously included, it is the distribution density of their sum.
  • Equation 2 below may be 500 to 2000.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a specific resistance of 50 ⁇ cm or more. More specifically, it may be 53 ⁇ cm or more. More specifically, it may be 58 ⁇ cm or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but may be 100 ⁇ cm or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a density of 7.55 g/cm 3 or more.
  • improved strength can be obtained while having an appropriate density.
  • the density may be 7.55 to 8.00 g/cm 3 .
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is excellent in strength and magnetism at the same time.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a 0.2% offset yield strength (Rp 0.2 ) of 440 MPa or more.
  • Rp 0.2 0.2% offset yield strength
  • the efficiency can be improved by arranging the permanent magnet at the end of the rotor. This may cause deformation and destruction of the end of the rotor, which may cause a problem in durability. For this reason, the mechanical properties of the steel sheet are important, and this can be confirmed through the 0.2% offset yield strength (Rp 0.2 ). More specifically, the 0.2% offset yield strength (Rp 0.2 ) may be 440 to 460 MPa.
  • the yield strength is reduced to a lesser extent, so that the strength of the motor can be maintained even when the motor rotates at a high speed.
  • the 0.2% offset yield strength (Rp 0.2 ) may be 98.5% or more of the upper yield strength (ReH). More specifically, the 0.2% offset yield strength (Rp 0.2 ) may be 98.5% to 99.9% of the upper yield strength (ReH). Yield strength can be measured by performing a tensile test with a specimen with a parallel section length of 80 mm in compliance with ISO6892 standard and measuring the yield strength with or without tensile strength of 0.2%, respectively.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a magnetic flux density (B50) of 1.66T or more.
  • B50 means the magnetic flux density induced in a magnetic field of 5000A/m. More specifically, the magnetic flux density (B50) may be 1.67 to 1.70T.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have an iron loss (W10/400) of 12.0 W/kg or less.
  • W10/400 means iron loss when a magnetic flux density of 1.0T is induced at a frequency of 400Hz. More specifically, the iron loss (W10/400) may be 10.5 to 11.5 W/kg.
  • the measurement reference thickness of the iron loss may be 0.30mm.
  • a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention comprises the steps of manufacturing a slab; preparing a hot-rolled sheet by hot-rolling the slab; It includes the steps of manufacturing a cold-rolled sheet by cold-rolling the hot-rolled sheet and final annealing of the cold-rolled sheet.
  • the alloy composition of the slab has been described in the alloy composition of the non-oriented electrical steel sheet, the overlapping description will be omitted. Since the alloy composition is not substantially changed in the manufacturing process of the non-oriented electrical steel sheet, the alloy composition of the non-oriented electrical steel sheet and the slab is substantially the same.
  • the slab is in weight%, Si: 3.3 to 4.0%, Al: 0.4 to 1.5%, Mn: 0.2 to 1.0%, C: 0.0015 to 0.0040%, N: 0.0005 to 0.0020%, S: 0.0005 to 0.0025%, Mo: 0.005 to 0.01%, Ti: 0.0005 to 0.0020%, Nb: 0.0005 to 0.0020%, and V: 0.0005 to 0.0020%, including the balance Fe and unavoidable impurities, the following formula 1 may be satisfied.
  • the slab manufacturing process may be performed by a process known in the art.
  • the slab may be heated. Specifically, the slab can be charged to a heating furnace and heated to a temperature of 1,200° C. or less. If the heating temperature of the slab is too high, the precipitates such as AlN, MnS, etc. present in the slab are re-dissolved and then finely precipitated during hot rolling and annealing to suppress grain growth and reduce magnetism.
  • a hot-rolled sheet is manufactured by hot-rolling the slab.
  • the thickness of the hot-rolled sheet may be 2 to 2.3 mm.
  • the finish rolling temperature may be 800° C. or higher. Specifically, it may be 800 to 1000 °C.
  • the hot-rolled sheet may be wound at a temperature of 700° C. or less.
  • the step of annealing the hot-rolled sheet may be further included.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature may be 850 to 1150 °C. If the hot-rolled sheet annealing temperature is too low, the structure does not grow or grows fine, so it is not easy to obtain a texture advantageous for magnetism during annealing after cold rolling. If the annealing temperature is too high, magnetic crystal grains may grow excessively and surface defects of the plate may become excessive.
  • the hot-rolled sheet annealing is performed in order to increase the orientation favorable to magnetism, if necessary, and may be omitted.
  • the annealed hot-rolled sheet can be pickled. More specifically, the hot-rolled sheet annealing temperature may be 950 to 1150 °C.
  • the hot-rolled sheet is cold-rolled to manufacture a cold-rolled sheet.
  • the reduction may be performed by adjusting the reduction ratio to 70 to 85%.
  • the cold rolling step may include one cold rolling step or two or more cold rolling steps with intermediate annealing therebetween.
  • the intermediate annealing temperature may be 850 to 1150 °C.
  • the thickness of the cold-rolled sheet may be 0.10 to 0.35 mm.
  • the cold-rolled sheet is final annealed.
  • the annealing temperature is not particularly limited as long as it is a temperature typically applied to the non-oriented electrical steel sheet. Since the iron loss of the non-oriented electrical steel sheet is closely related to the grain size, it can be annealed at a cracking temperature (T max ) of 910 to 1000 °C. In this case, the cracking temperature means a state in which there is little temperature fluctuation. In addition, the cracking time can be annealed for a short time to 100 seconds or less.
  • hydrogen (H 2 ) and nitrogen (N 2 ) may be annealed in a mixed atmosphere. Specifically, it may be annealed in an atmosphere containing 5 to 40% by volume of hydrogen, and 60 to 95% by volume of nitrogen. Annealing in the above-described atmosphere has the advantage of preventing the formation of fine oxides harmful to magnetism that may be formed at high temperatures.
  • the average grain size may be 55 to 80 ⁇ m, and all (ie, 99% or more) of the processed structure formed in the previous cold rolling step may be recrystallized.
  • an insulating film may be formed.
  • the insulating film may be treated with an organic, inorganic, and organic/inorganic composite film, and may be treated with other insulating film materials.
  • a slab was prepared from components containing Table 1 and the remainder Fe and unavoidable impurities.
  • the slab was heated to 1,150° C. and hot-rolled at a finishing temperature of 880° C. to prepare a hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm.
  • the hot-rolled hot-rolled sheet was annealed at 1020° C. for 100 seconds, and then cold-rolled to a thickness of 0.25 mm. This was subjected to final annealing at the temperature of Table 2 for 100 seconds.
  • Relational Equation 1 calculated value for each specimen, cooling time from cracking temperature to 600°C during final annealing, distribution density of (Mo, Ti, Nb, V)(C,N) precipitates with a diameter of 50 nm or less, average grain size, upper yield strength Degree (ReH), 0.2% offset yield strength (Rp0.2), Rp0.2/ReH and magnetic properties are shown in Table 2.
  • Each component content was measured by ICP wet analysis method.
  • the cooling time from the highest temperature to 600 °C was measured by directly measuring the plate temperature by attaching a TC to the surface of the specimen. Precipitates are distributed by preparing a TEM specimen by the replica method and observing an area of 0.5 mm 2 or more at high magnification. Density was calculated.
  • the grain size was calculated as (measured area ⁇ number of grains) ⁇ 0.5 by grinding and etching the cross section in the vertical direction of rolling of the specimen and photographing a sufficient area to contain 1500 or more grains with an optical microscope. Yield strength complied with ISO6892 standard, and tensile test was performed with a specimen with a parallel part length of 80 mm, and the results are shown. For magnetic properties such as magnetic flux density and iron loss, each specimen was cut with a width of 60 mm ⁇ length of 60 mm ⁇ 5 sheets, and the rolling direction and the rolling direction were measured with a single sheet tester, and the average values were shown.
  • B1 and C1 have too long cooling time, generate a large amount of carbonitride, and have poor magnetism.
  • A2 has too high a cracking temperature, large grains, and poor strength characteristics.
  • D5 and D6 have a small content of Mo, Ti, Nb, and V, so it can be seen that both strength and magnetism are inferior.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, Si : 3.3 내지 4.0%, Al : 0.4 내지 1.5%, Mn : 0.2 내지 1.0%, C : 0.0015 내지 0.0040%, N : 0.0005 내지 0.0020%, S : 0.0005 내지 0.0025%, Mo : 0.005 내지 0.01%, Ti : 0.0005 내지 0.0020%, Nb : 0.0005 내지 0.0020% 및 V : 0.0005 내지 0.0020% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

Description

무방향성 전기강판 및 그 제조방법
본 발명의 일 실시예는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 구체적으로 본 발명의 일 실시예는 Mo, Ti, Nb, V를 적절히 첨가하고, 최종 소둔 후 냉각 과정에서 특정 온도 범위에서의 시간을 조절하여 미세한 탄질화물 형성을 억제하는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 결과적으로 자성과 강도가 모두 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
무방향성 전기강판은 전기에너지를 기계적에너지로 변환시키는 모터에 주로 사용되는데, 그 과정에서 높은 효율을 발휘하기 위해 무방향성 전기강판의 우수한 자기적 특성을 요구한다. 특히 근래에는 내연기관 대신 모터로 구동되는 친환경자동차가 주목받게 되면서 구동모터 코어 소재로 사용되는 무방향성 전기강판의 수요가 증가하고 있으며, 이를 위해 자기적 특성과 강도가 동시에 우수한 무방향성 전기강판이 요구되고 있다.
무방향성 전기강판의 자기적 특성은 주로 철손과 자속밀도로 평가한다. 철손은 특정 자속밀도와 주파수에서 발생하는 에너지 손실을 의미하며, 자속밀도는 특정 자장 하에서 얻어지는 자화의 정도를 의미한다. 철손이 낮을수록 동일한 조건에서 에너지 효율이 높은 모터를 제조할 수 있으며, 자속밀도가 높을수록 모터를 소형화시키거나 구리손을 감소시킬 수 있다. 따라서 낮은 철손과 높은 자속밀도를 갖는 무방향성 전기강판을 사용하여 효율과 토크가 우수한 구동모터를 만들 수 있고, 이를 통해 친환경자동차의 주행거리와 출력을 향상시킬 수 있다.
모터의 작동조건에 따라 고려해야 되는 무방향성 전기강판의 특성 또한 달라지게 된다. 모터에 사용되는 무방향성 전기강판의 특성을 평가하기 위한 일반적인 기준으로는 상용주파수 50Hz에서 1.5T 자장이 인가되었을 때의 철손인 W15/50을 널리 사용하고 있다. 그러나 친환경자동차 구동모터에 사용되는 두께 0.35mm 이하의 무방향성 전기강판에서는 1.0T 또는 그 이하의 저자장과 400Hz 이상의 고주파에서 자기적 특성이 중요한 경우가 많으므로, W10/400 철손으로 무방향성 전기강판의 특성을 평가하는 경우가 많다.
친환경자동차 구동모터용 무방향성 전기강판은 자기적 특성만큼 우수한 강도 또한 요구된다. 친환경차용 구동모터는 주로 회전자에 영구자석을 삽입한 형태로 설계되는데, 영구자석 삽입형 모터가 우수한 성능을 발휘하기 위해서는 영구자석이 최대한 고정자에 가까워지도록 회전자의 바깥쪽에 위치해야 한다. 그러나 모터가 고속으로 회전할 때 전기강판의 강도가 낮으면 회전자에 삽입되어 있는 영구자석이 원심력에 의해 이탈할 수 있으므로, 모터의 성능과 내구성을 확보하기 위해서 높은 강도를 갖는 전기강판이 요구된다.
무방향성 전기강판의 자기적 특성과 강도를 동시에 증가시키기 위해 통상적으로 사용되는 방법은 Si, Al, Mn 등의 합금원소를 첨가하는 것이다. 이러한 합금원소의 첨가를 통해 강의 비저항이 증가하면 와전류 손실이 감소하여 전체 철손을 낮출 수 있다. 또한 합금원소가 철에 치환형 원소로 고용되어 강화효과를 일으켜 강도를 높일 수 있다. 반면 Si, Al, Mn 등의 합금원소 첨가량이 증가할수록 자속밀도가 열위해지고 취성이 증가하는 단점이 있으며, 일정량 이상 첨가하면 냉간압연이 불가능하여 상업적 생산이 불가능해진다. 특히 전기강판은 두께를 얇게 만들수록 고주파 철손이 우수해지게 되는데, 취성에 의한 압연성 저하는 치명적인 문제가 된다.
모터의 설계의도에 따라 자기적 특성은 다소 열화되더라도 강도가 개선된 전기강판을 사용하기도 하는데, 이러한 용도의 전기강판을 제조하기 위한 방법으로는 침입형 원소의 석출을 이용하는 방법과 결정립 크기를 감소시키는 방법이 있다. 주로 모터를 소형화하여 회전속도를 상향시키거나 회전자에 삽입되는 영구자석의 효과를 높이고자 할 때 전기강판의 자기적 특성이 다소 열화되더라도 강도가 현저하게 상향된 전기강판으로 제조된 회전자를 사용한다. 이 때 C, N, S 등 침입형 고용원소가 포함된 미세석출물을 형성시키게 되면 강도 상향 효과는 좋으나 철손이 급격하게 열화되어 오히려 모터의 효율을 저하시킬 수 있는 단점이 있다. 그리고 결정립 크기를 감소시키는 방법은 미재결정부 혼입에 따른 강판 재질 불균일도가 증가하여 양산제품의 품질편차가 커지는 단점이 있다.
상기와 같은 문제점들을 해결하기 위해 최종소둔공정의 냉각속도 제어를 통해 자성과 강도가 동시에 우수한 무방향성 전기강판을 만들고자 하였으나, 이는 미재결정부 혼입에 따른 재질 불균일도 상승으로 양산공정에 적용하기 어려운 문제가 있다. 이 외에도 자성과 강도를 동시에 개선하기 위해 기존에 제안된 대부분의 기술들이 제조비용 증가, 생산성 및 실수율 하락, 개선효과 미흡 등의 이유로 사용되지 못하고 있다.
본 발명의 일 실시예에서는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 더욱 구체적으로 본 발명의 일 실시예에서는 Mo, Ti, Nb, V를 적절히 첨가하고, 최종 소둔 후 냉각 과정에서 특정 온도 범위에서의 시간을 조절하여 미세한 탄질화물 형성을 억제하는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, Si : 3.3 내지 4.0%, Al : 0.4 내지 1.5%, Mn : 0.2 내지 1.0%, C : 0.0015 내지 0.0040%, N : 0.0005 내지 0.0020%, S : 0.0005 내지 0.0025%, Mo : 0.005 내지 0.01%, Ti : 0.0005 내지 0.0020%, Nb : 0.0005 내지 0.0020% 및 V : 0.0005 내지 0.0020% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족한다.
[식 1]
1.75 ≤ ([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])/([C]+[N]) ≤ 4.00
(식 1에서, [Mo], [Ti], [Nb], [V], [C] 및 [N]은 각각 Mo, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량(중량%)를 나타낸다.)
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 평균 결정립경이 55 내지 80㎛이다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 50nm 이하의 입경을 갖는 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1종 이상의 분포밀도가 0.5개/mm2 이하 이다.
하기 식 2로 계산되는 값이 500 내지 2000일 수 있다.
[식 2]
[평균 결정립경(㎛)]2×[50nm 이하의 입경을 갖는 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1종 이상의 분포밀도(개/mm2)]
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 Sn : 0.015 내지 0.1 중량%, Sb: 0.015 내지 0.1 중량% 및 P : 0.005 내지 0.05 중량% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 Cu: 0.05 중량% 이하, B : 0.002 중량% 이하, Mg : 0.005 중량% 이하 및 Zr : 0.005 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 비저항이 50μΩ·㎝ 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 밀도가 7.55g/cm3 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 0.2% 오프셋 항복강도(Rp0.2)가 440MPa 이상 일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 0.2% 오프셋 항복강도(Rp0.2)가 상항복강도(ReH)의 98.5% 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판 제조 방법은 중량%로, Si : 3.3 내지 4.0%, Al : 0.4 내지 1.5%, Mn : 0.2 내지 1.0%, C : 0.0015 내지 0.0040%, N : 0.0005 내지 0.0020%, S : 0.0005 내지 0.0025%, Mo : 0.005 내지 0.01%, Ti : 0.0005 내지 0.0020%, Nb : 0.0005 내지 0.0020% 및 V : 0.0005 내지 0.0020% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 슬라브를 제조하는 단계; 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간압연 하여 냉연판을 제조하는 단계 및 냉연판을 최종 소둔하는 단계를 포함한다.
[식 1]
1.75 ≤ ([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])/([C]+[N]) ≤ 4.00
(식 1에서, [Mo], [Ti], [Nb], [V], [C] 및 [N]은 각각 Mo, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량(중량%)를 나타낸다.)
최종 소둔하는 단계는 910 내지 1000℃의 균열 온도에서 균열하는 단계 및 균열 온도로부터 600℃까지 25초 이내에 냉각하는 단계를 포함한다.
열연판을 제조하는 단계 이후, 열연판을 850 내지 1150℃ 온도에서 열연판 소둔 하는 단계를 더 포함할 수 있다.
최종 소둔하는 단계는 수소(H2)와 질소(N2)가 혼합된 분위기에서 소둔할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 자성과 강도를 동시에 향상시킨 무방향성 전기강판을 제공하여, 친환경자동차 구동모터의 성능 향상에 기여한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에서 최종 소둔 공정에서의 온도를 모식화한 그래프이다.
도 2는 강종 B1에서 측정한 단면의 TEM 사진이다.
도 3은 강종 B3에서 측정한 단면의 TEM 사진이다.
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, Si : 3.3 내지 4.0%, Al : 0.4 내지 1.5%, Mn : 0.2 내지 1.0%, C : 0.0015 내지 0.0040%, N : 0.0005 내지 0.0020%, S : 0.0005 내지 0.0025%, Mo : 0.005 내지 0.01%, Ti : 0.0005 내지 0.0020%, Nb : 0.0005 내지 0.0020% 및 V : 0.0005 내지 0.0020% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하에서는 무방향성 전기강판의 성분 한정의 이유부터 설명한다.
Si: 3.30 내지 4.00 중량%
실리콘(Si)은 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추어주고 고용강화에 의해 강도를 높여주는 역할을 한다. Si가 너무 적게 첨가될 경우 철손 및 강도 개선 효과가 부족할 수 있다. Si를 너무 많이 첨가할 경우, 재료의 취성이 증가하여 압연생산성이 급격히 저하되고 자성에 유해한 표층부 산화층 및 산화물을 형성하여 문제가 될 수 있다. 따라서, Si를 3.3 내지 4.0 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 3.4 내지 3.6 중량% 포함할 수 있다.
Al: 0.40 내지 1.50 중량%
알루미늄(Al)은 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추고, 고용강화에 의해 강도를 높여주는 역할을 한다. Al이 너무 적게 첨가될 경우 미세 질화물을 형성되거나 표층부 산화층이 치밀하게 생성되지 못하여 자성 개선 효과를 얻기 어려울 수 있다. Al이 너무 많이 첨가되면 질화물이 과다하게 형성되어 자성을 열화시키며, 제강과 연속주조 등의 모든 공정상에 문제를 발생시켜 생산성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, Al을 0.4 내지 1.5 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.5 내지 1.0 중량% 포함할 수 있다.
Mn: 0.20 내지 1.00 중량%
망간(Mn)은 재료의 비저항을 높여 철손을 개선하고 황화물을 형성시키는 역할을 한다. Mn이 너무 적게 첨가될 경우 MnS가 미세하게 형성되어 자성 열화를 일으키며, Mn이 너무 많이 첨가될 경우 미세한 MnS가 과다하게 석출되고 자성에 불리한 {111} 집합조직의 형성을 조장하여 자속밀도가 급격히 감소하게 된다. 따라서, Mn을 0.2 내지 1.0 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.30 내지 0.70 중량% 포함할 수 있다.
C : 0.0015 내지 0.0040 중량%
탄소(C)는 자기시효를 일으키고 기타 불순물 원소와 결합하여 탄화물을 생성하여 자기적 특성을 저하시키나 전위 이동을 방해하여 강도를 향상시키는 역할을 한다. C가 너무 적게 첨가되면, 강도개선 효과가 부족할 수 있다. C가 너무 많이 첨가되면, 미세 탄화물이 증가하여 자성이 급격히 열화될 수 있다. 따라서, C를 0.0015 내지 0.0040 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0020 내지 0.0038 중량% 포함할 수 있다.
N : 0.0005 내지 0.0020 중량%
질소(N)는 모재 내부에 미세한 AlN 석출물을 형성할 뿐 아니라, 기타 불순물과 결합하여 미세한 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제하여 철손을 악화시키나 강도를 향상시키는 역할을 한다. 질소가 너무 적게 첨가되면 강도가 충분히 향상되지 못할 수 있다. 질소가 너무 많이 첨가되면, 미세 질화물이 증가하여 철손이 급격히 열화될 수 있다. 따라서, N을 0.0005 내지 0.0020 중량%포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0008 내지 0.0018 중량% 포함할 수 있다.
S : 0.0005 내지 0.0025 중량%
S는 미세한 석출물인 MnS 및 CuS를 형성하여 자기특성을 악화시키고 열간가공성을 악화시키기 때문에 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 다만, S를 너무 적게 첨가하면, 자속밀도가 저하될 수 있다. 따라서, S를 0.0005 내지 0.0025 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0010 내지 0.0023 중량% 포함할 수 있다.
Mo : 0.0050 내지 0.0100 중량%
몰리브덴(Mo)은 소둔시 입계에 편석하여 자성에 유해한 {111} 집합조직의 발달을 억제하고 냉각중에 미세한 탄화물을 형성하여 강도를 향상시키는 역할을 한다. Mo가 너무 적게 첨가되면 그 효과가 미흡할 수 있다. Mo가 너무 많이 첨가되면, 탄화물 형성을 조장하여 자성을 열화시킬 수 있다. 따라서, Mo를 0.005 내지 0.01 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0060 내지 0.0090 중량% 포함할 수 있다.
Ti, Nb, V : 각각 0.0005 내지 0.0020 중량%
티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 바나듐(V)은 강내 석출물 형성 경향이 매우 강하며, 모재 내부에 미세한 탄화물, 질화물 또는 황화물을 형성하여 결정립 성장 및 자벽이동을 억제함으로써 철손을 열화시킨다. 따라서 Ti, Nb, V의 상한을 적절히 조절할 필요가 있다. 반면, 이 들을 너무 적게 포함하면, 전기강판의 강도가 현저히 낮아질 수 있다. 따라서, Ti, Nb 및 V를 각각 0.0005 내지 0.0020 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 각각 0.0007 내지 0.0018 중량% 포함할 수 있다.
Ti+Nb+V : 0.0030 내지 0.0050 중량%
전술하듯이 Ti, Nb, V는 강도를 강화하는 역할을 하므로, 이 들의 합량을 0.0030 중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 이 들이 너무 많이 포함될 경우, 미세한 탄화물, 질화물 또는 황화물을 형성하여 결정립 성장 및 자벽이동을 억제함으로써 철손을 열화시킨다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 하기 식 1을 만족한다.
[식 1]
1.75 ≤ ([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])/([C]+[N]) ≤ 4.00
(식 1에서, [Mo], [Ti], [Nb], [V], [C] 및 [N]은 각각 Mo, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량(중량%)를 나타낸다.)
식 1을 만족하는 경우, 미세한 탄질화물의 형성을 최소화할 수 있다. 즉, 1.75 내지 4.00의 범위 내에서는 미세한 탄질화물이 형성이 억제되어 탄질화물의 분포밀도가 최소화하므로 이 범위에서 관리될 수 있다. 식 1 값이 너무 낮으면, 강도 면에서 문제가 될 수 있다. 더욱 구체적으로 식 1 값이 2.00 내지 3.50이 될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 Sn : 0.015 내지 0.1 중량%, Sb: 0.015 내지 0.1 중량% 및 P : 0.005 내지 0.05 중량% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Sn, Sb : 각각 0.015 내지 0.100 중량%
주석(Sn) 및 안티몬(Sb)은 강판의 표면 및 결정립계에 편석하여 소둔시 표면산화를 억제하고, 결정립계를 통한 원소의 확산을 방해하며, {111}//ND 방위의 재결정을 방해하여 집합조직을 개선시키는 역할을 한다. Sn 및 Sb가 너무 적게 첨가될 경우 전술한 효과가 충분치 않을 수 있다. Sn 및 Sb가 너무 많이 첨가될 경우 결정립계 편석량 증가로 인해 인성이 저하되어 자성개선 대비 생산성이 저하될 수 있다. 따라서, Sn 및 Sb을 각각 0.015 내지 0.100 중량% 더 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 각각 0.020 내지 0.075 중량% 더 포함할 수 있다.
P : 0.005 내지 0.050 중량%
인(P)는 강판의 표면 및 결정립계에 편석하여 소둔시 표면산화를 억제하고, 결정립계를 통한 원소의 확산을 방해하며, {111}//ND 방위의 재결정을 방해하여 집합조직을 개선시키는 역할을 한다. P가 너무 적게 첨가될 경우 그 효과 충분치 않을 수 있다. P가 너무 많이 첨가될 경우 열간가공 특성이 열화되어 자성개선 대비 생산성이 저하될 수 있다. 따라서, P를 0.005 내지 0.050 중량% 더 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 P를 0.007 내지 0.045 중량% 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 Cu: 0.01 중량% 이하, B : 0.002 중량% 이하, Mg : 0.005 중량% 이하 및 Zr : 0.005 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Cu: 0.05 중량% 이하
구리(Cu)는 고온에서 황화물을 형성할 수 있는 원소이며 다량으로 첨가시에는 슬라브의 제조시 표면부의 결함을 야기하는 원소이다. 따라서, Cu를 더 포함할 경우, 0.05 중량% 이하로 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.001 내지 0.05 중량% 포함할 수 있다.
B : 0.002 중량% 이하, Mg : 0.005 중량% 이하 및 Zr : 0.005 중량% 이하
B, Mg, Zr은 자성에 악영향을 주는 원소들로서 각각 전술한 범위로 더 포함할 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 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 평균 결정립경이 55 내지 80㎛이다. 평균 결정립경이 너무 작은 경우, 철손이 열위해 질 수 있다. 평균 결정립경이 너무 클 경우, 강도가 약해질 수 있다. 더욱 구체적으로 평균 결정립경이 58 내지 75㎛일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 50nm 이하의 입경을 갖는 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1종 이상의 밀도가 0.5개/mm2 이하 이다.
본 발명의 일 실시예에서는 Mo, Ti, Nb, V, C, N을 일정 함량 이상 포함하면서도, Mo, Ti, Nb, V의 함량을 C, N 함량에 상대적으로 적정량 첨가하고, 또한 최종 소둔 과정에서의 냉각 시간을 조절하여, 탄화물, 질화물 또는 탄질화물(이하, “탄질화물”로 통칭하기도 함)의 밀도를 최대한 낮출 수 있다. 탄질화물 입경의 하한은 5nm 일 수 있다. 전술한 입경 미만의 탄질화물은 자성에 실질적인 영향이 없을 수 있다. 입경은 강판을 관찰하였을 때, 탄질화물의 면적과 동일한 면적의 가상의 원을 가정하여 그 원의 입경을 의미할 수 있다. 탄질화물의 측정면은 표면(ND면) 또는 단면(TD면, RD면)일 수 있다. 탄질화물은 TEM을 이용하여 관찰할 수 있다. 탄질화물이란 강판의 기재에 비해 C 및/또는 N의 함량이 높은 입자 형상의 부분을 의미한다.
탄질화물의 분포밀도는 0.5개/mm2 이하일 수 있다. 더욱 구체적으로 0.05 내지 0.50 개/mm2 일 수 있다. 더욱 구체적으로 0.10 내지 0.40 개/mm2 일 수 있다. 탄화물, 질화물 또는 탄질화물을 동시에 포함하는 경우, 이들의 합의 분포밀도이다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 하기 식 2 값이 500 내지 2000일 수 있다.
[식 2]
[평균 결정립경(㎛)]2×[50nm 이하의 입경을 갖는 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1종 이상의 분포밀도(개/mm2)]
식 2값이 500 내지 2000을 만족함으로써, 자성을 향상시키는 동시에 강도를 향상시킬 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 비저항이 50 μΩ·㎝ 이상일 수 있다. 보다 구체적으로는, 53μΩ·㎝ 이상일 수 있다. 더욱 구체적으로는, 58 μΩ·㎝ 이상일 수 있다. 상한은 특별히 제한되지 않으나, 100 μΩ·㎝ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 밀도가 7.55g/cm3 이상일 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서 적절한 밀도를 가지면서도 개선된 강도를 얻을 수 있다. 구체적으로 밀도는 7.55 내지 8.00g/cm3일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 강도 및 자성이 동시에 우수하다. 구체적으로 본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 0.2% 오프셋 항복강도(Rp0.2)가 440MPa 이상 일 수 있다. 모터가 빠른 속도로 회전하는 경우, 모터 안쪽에서 바깥쪽 방향을 따라 강한 응력이 부여된다. 특히 영구자석 삽입형 모터의 경우 영구자석을 회전자의 최말단에 배치하여 효율을 향상할 수 있는데, 항복강도가 낮은 전기강판을 사용하게 되면 모터가 회전할 때 회전자에 삽입된 영구자석이 원심력에 의해 회전자 말단부의 변형 및 파괴를 유발하여 내구성에 문제를 일으킬 수 있다. 이러한 이유로, 강판의 기계적 특성이 중요하며, 이를 0.2% 오프셋 항복강도(Rp0.2)를 통해 확인할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.2% 오프셋 항복강도(Rp0.2)가 440 내지 460MPa 일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에서 인장이 부여되기 전에 비해 인장이 부여되더라도 항복강도가 적게 줄어들어, 모터가 빠른 속도로 회전하더라도 모터의 강도를 유지할 수 있다. 구체적으로 0.2% 오프셋 항복강도(Rp0.2)가 상항복강도(ReH)의 98.5% 이상일 수 있다. 더욱 구체적으로 0.2% 오프셋 항복강도(Rp0.2)가 상항복강도(ReH)의 98.5% 내지 99.9% 일 수 있다. 항복강도는 ISO6892 규격을 준수하여 평행부 길이 80mm의 시편으로 인장시험하고 각각 0.2% 인장 또는 인장 없이 항복강도를 측정하는 방식으로 측정할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 자속밀도(B50)가 1.66T 이상일 수 있다. 이 때, B50은 5000A/m의 자기장에서 유도되는 자속밀도를 의미한다. 더욱 구체적으로 자속밀도(B50)가 1.67 내지 1.70T일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 철손(W10/400)이 12.0 W/kg 이하일 수 있다. W10/400은 400Hz의 주파수로 1.0T의 자속밀도를 유기하였을 때의 철손을 의미한다. 더욱 구체적으로 철손(W10/400)이 10.5 내지 11.5 W/kg 일 수 있다. 철손의 측정 기준 두께는 0.30mm일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법은 슬라브를 제조하는 단계; 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간압연 하여 냉연판을 제조하는 단계 및 냉연판을 최종 소둔하는 단계를 포함한다.
이하에서는 각 단계별로 구체적으로 설명한다.
먼저, 슬라브를 제조한다.
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, Si : 3.3 내지 4.0%, Al : 0.4 내지 1.5%, Mn : 0.2 내지 1.0%, C : 0.0015 내지 0.0040%, N : 0.0005 내지 0.0020%, S : 0.0005 내지 0.0025%, Mo : 0.005 내지 0.01%, Ti : 0.0005 내지 0.0020%, Nb : 0.0005 내지 0.0020% 및 V : 0.0005 내지 0.0020% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
1.75 ≤ ([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])/([C]+[N]) ≤ 4.00
(식 1에서, [Mo], [Ti], [Nb], [V], [C] 및 [N]은 각각 Mo, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량(중량%)를 나타낸다.)
슬라브 제조 공정은 해당 기술 분야에서 알려진 공정으로 수행할 수 있다.
슬라브를 제조한 이후, 슬라브를 가열할 수 있다. 구체적으로 슬라브를 가열로에 장입하여 1,200℃이하의 온도로 가열할 수 있다. 슬라브 가열 온도가 너무 높으면, 슬라브 내에 존재하는 AlN, MnS등의 석출물이 재고용된 후 열간압연 및 소둔시 미세 석출되어 결정립 성장을 억제하고 자성을 저하시킬 수 있다.
다음으로, 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조한다. 열연판 두께는 2 내지 2.3mm가 될 수 있다. 열연판을 제조하는 단계에서 마무리 압연 온도는 800℃ 이상일 수 있다. 구체적으로 800 내지 1000℃ 일 수 있다. 열연판은 700℃ 이하의 온도에서 권취될 수 있다.
열연판을 제조하는 단계 이후, 열연판을 열연판 소둔하는 단계를 더 포함할 수 있다. 이 때 열연판 소둔 온도는 850 내지 1150℃일 수 있다. 열연판소둔 온도가 너무 낮으면, 조직이 성장하지 않거나 미세하게 성장하여 냉간압연 후 소둔 시 자성에 유리한 집합조직을 얻기가 쉽지 않다. 소둔온도가 너무 높으면 자결정립이 과도하게 성장하고 판의 표면 결함이 과다해 질 수 있다. 열연판 소둔은 필요에 따라 자성에 유리한 방위를 증가시키기 위하여 수행되는 것이며, 생략도 가능하다. 소둔된 열연판을 산세할 수 있다. 더욱 구체적으로 열연판 소둔 온도는 950 내지 1150℃일 수 있다.
다음으로, 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조한다. 이 때, 압하율을 70 내지 85%로 조절하여 압하할 수 있다. 필요시 냉간압연하는 단계는 1회의 냉간압연 단계 또는 중간 소둔을 사이에 둔 2회 이상의 냉간압연 단계를 포함할 수 있다. 이 때, 중간 소둔 온도는 850 내지 1150℃일 수 있다. 냉연판의 두께는 0.10 내지 0.35mm일 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 910 내지 1000℃의 균열 온도(Tmax)로 소둔할 수 있다. 이 때 균열 온도란 온도 변동이 거의 없는 상태를 의미한다. 또한 균열 시간은 100초 이하로 단시간 소둔할 수 있다.
이후, 균열 온도(Tmax)로부터 600℃까지 25초 이내(t)에 냉각한다. 이처럼 단시간에 냉각하여 미세한 탄질화물의 생성을 최대한 억제하고, 결정립의 불규칙한 성장을 억제할 수 있다. 더욱 구체적으로 균열 온도(Tmax)로부터 600℃까지 15 내지 23초 동안(t)에 냉각한다. 도 1에는 본 발명의 일 실시예에 의한 균열 온도 및 냉각 시간(t)를 모식적으로 나타내었다.
최종 소둔하는 단계는 수소(H2)와 질소(N2)가 혼합된 분위기에서 소둔할 수 있다. 구체적으로 수소를 5 내지 40 부피%, 및 질소를 60 내지 95 부피% 포함하는 분위기에서 소둔할 수 있다. 전술한 분위기에서 소둔하면 고온에서 형성될 수 있는 자성에 유해한 미세 산화물 형성을 방지할 수 있는 장점이 있다.
최종 소둔 과정에서 평균 결정립 입경이 55 내지 80㎛이 될 수 있으며, 전 단계인 냉간압연 단계에서 형성된 가공 조직이 모두(즉, 99% 이상) 재결정될 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
표 1 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 성분으로 슬라브를 제조하였다. 슬라브를 1,150℃로 가열하고 880℃의 마무리온도로 열간압연하여, 판두께 2.0mm의 열연판을 제조하였다. 열간압연된 열연판은 1020℃에서 100초간 열연판 소둔 후, 냉간압연하여 각각의 두께를 0.25mm로 만들었다. 이를 표 2의 온도에서 100초간 최종 소둔을 시행하였다.
각 시편에 대한 관계식1 계산값, 최종 소둔시 균열 온도에서 600℃까지의 냉각시간, 직경 50nm 이하인 (Mo, Ti, Nb, V)(C,N) 석출물의 분포밀도, 평균 결정립경, 상항복강도(ReH), 0.2% 오프셋 항복강도(Rp0.2), Rp0.2/ReH 및 자기적 특성을 표 2에 나타내었다. 각 성분함량은 ICP 습식분석법으로 측정하였다. 최고온도에서 600℃까지의 냉각시간은 시편 표면에 TC를 부착하여 판온을 직접 측정하여 소요시간을 측정하였다. 석출물은 레플리카법으로 TEM 시편을 제조하고 고배율로 0.5mm2 이상의 면적을 관찰하여 직경 50nm 이하이면서 Mo, Ti, Nb, V 중 하나가 포함된 탄화물 또는 질화물이 발견되면 그 개수를 관찰면적으로 나누어 분포밀도를 계산하였다. 결정립경은 시편의 압연수직방향 단면을 연마 후 에칭하고 광학 현미경으로 결정립이 1500개 이상 포함되도록 충분한 면적을 촬영하여, (측정면적÷결정립개수)^0.5로 계산하였다. 항복강도는 ISO6892 규격을 준수하여 평행부 길이 80mm의 시편으로 인장시험하고 결과값을 나타내었다. 자속밀도, 철손 등의 자기적 특성은 각각의 시편에 대해 너비 60mm × 길이 60mm × 매수 5매의 시편을 절단하여 Single sheet tester로 압연방향과 압연수직방향을 측정하고 그 평균값을 나타내었다.
시편번호 Si
[%]		 Al
[%]		 Mn
[%]		 C
[ppm]		 N
[ppm]		 S
[ppm]		 Ti
[ppm]		 Nb
[ppm]		 V
[ppm]		 Mo
[ppm]		 Ti+Nb+V
[ppm]
A1 3.3 1.0 0.6 38 17 17 7 7 8 69 22
A2 3.3 1.0 0.6 33 14 17 10 7 7 76 24
A3 3.3 1.0 0.6 20 17 23 8 17 11 81 36
A4 3.3 1.0 0.6 25 8 10 15 18 17 65 50
B1 3.4 0.6 0.7 37 17 16 16 9 14 83 39
B2 3.4 0.6 0.7 19 9 8 16 14 15 71 45
B3 3.4 0.6 0.7 33 15 11 17 14 9 75 40
B4 3.4 0.6 0.7 27 8 21 9 12 15 73 36
C1 3.5 0.8 0.2 31 14 12 8 11 7 63 26
C2 3.5 0.8 0.2 19 11 17 17 18 16 81 51
C3 3.5 0.8 0.2 34 14 16 16 9 12 61 37
C4 3.5 0.8 0.2 26 14 14 10 18 9 64 37
D1 3.6 0.4 0.4 19 17 18 9 14 7 85 30
D2 3.6 0.4 0.4 37 18 12 9 7 8 65 24
D3 3.6 0.4 0.4 37 9 10 14 16 14 80 44
D4 3.6 0.4 0.4 27 18 17 17 7 7 62 31
D5 3.6 0.4 0.4 28 16 17 3 2 3 82 8
D6 3.6 0.4 0.4 31 15 17 16 9 7 30 32
시편번호 밀도
[g/cm3]		 비저항
[μΩ·cm]		 식1 균열온도 Tmax→600℃ 냉각시간
[sec]		 탄질화물 분포밀도
[개/mm2]		 결정립경
[μm]		 식 2 값
A1 7.56 62.7 1.65 950 19 0.28 59 974.68
A2 7.56 62.7 2.13 1020 22 0.25 92 2116
A3 7.56 62.7 3.16 950 17 0.24 71 1209.84
A4 7.56 62.7 3.48 950 23 0.13 69 618.93
B1 7.60 60.2 2.26 950 31 0.73 65 3084.25
B2 7.60 60.2 4.14 950 20 0.67 73 3570.43
B3 7.60 60.2 2.40 950 15 0.35 67 1571.15
B4 7.60 60.2 3.11 950 14 0.12 71 604.92
C1 7.57 60.5 1.98 950 33 0.68 64 2785.28
C2 7.57 60.5 4.40 950 19 0.81 74 4435.56
C3 7.57 60.5 2.04 950 20 0.14 70 686
C4 7.57 60.5 2.53 950 17 0.18 58 605.52
D1 7.61 58.1 3.19 900 22 0.15 48 345.6
D2 7.61 58.1 1.62 950 15 0.14 63 555.66
D3 7.61 58.1 2.70 950 16 0.28 75 1575
D4 7.61 58.1 2.07 950 23 0.12 65 507
D5 7.61 58.1 2.05 950 21 0.13 87 983.97
D6 7.61 58.1 1.35 950 22 0.11 84 776.16
시편번호 ReH
[MPa]		 Rp0.2
[MPa]		 Rp0.2
/ReH
[%]		 W10/400
[W/kg]		 B50
[T]		 비고
A1 455.1 445.8 98.0 11.4 1.67 비교예
A2 437.1 434.0 99.3 11.1 1.67 비교예
A3 448.1 444.5 99.2 11.0 1.67 발명예
A4 450.0 445.5 99.0 11.1 1.67 발명예
B1 443.8 441.5 99.5 12.3 1.68 비교예
B2 441.2 438.3 99.3 12.4 1.68 비교예
B3 443.8 442.0 99.6 11.1 1.68 발명예
B4 446.6 443.0 99.2 11.3 1.68 발명예
C1 451.7 449.0 99.4 12.3 1.67 비교예
C2 442.6 439.1 99.2 12.2 1.67 비교예
C3 450.1 446.3 99.2 11.2 1.67 발명예
C4 455.9 452.6 99.3 11.1 1.67 발명예
D1 459.8 454.0 98.7 12.1 1.68 비교예
D2 450.1 440.3 97.8 11.3 1.68 비교예
D3 443.8 442.0 99.6 11.4 1.68 발명예
D4 447.3 445.5 99.6 11.2 1.68 발명예
D5 446.3 432.0 96.8 11.9 1.67 비교예
D6 448.4 433.0 96.6 11.8 1.67 비교예
표 1 내지 표 3에 나타나듯이, 합금 성분이 적절히 조절되고, 최종 소둔 시 냉각 시간이 짧게 조절된 실시예는 탄질화물 분포와 결정립경이 알맞게 제어되어 440MPa 이상의 높은 Rp0.2와 우수한 자기적 특성이 나타남을 확인할 수 있다.A1, D2는 식 1 값이 너무 작아, 강도 특성이 열위함을 확인할 수 있다.B2, C2는 식 1 값이 너무 커, 탄질화물이 다량 발생하고, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
B1, C1은 냉각 시간이 너무 길어, 탄질화물이 다량 발생하고, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
A2는 균열 온도가 너무 높아, 결정립이 크고, 강도 특성이 열위함을 확인할 수 있다.
D1은 균열 온도가 너무 낮아, 결정립이 너무 작게 형성되고, 강도 및 자성이 모두 열위함을 확인할 수 있다.
D5 및 D6는 Mo, Ti, Nb, V의 함량이 적어, 강도 및 자성이 모두 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 (11)

  1. 중량%로, Si : 3.3 내지 4.0%, Al : 0.4 내지 1.5%, Mn : 0.2 내지 1.0%, C : 0.0015 내지 0.0040%, N : 0.0005 내지 0.0020%, S : 0.0005 내지 0.0025%, Mo : 0.005 내지 0.01%, Ti : 0.0005 내지 0.0020%, Nb : 0.0005 내지 0.0020% 및 V : 0.0005 내지 0.0020% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 1을 만족하고,
    평균 결정립경이 55 내지 80㎛이고,
    50nm 이하의 입경을 갖는 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1종 이상의 분포밀도가 0.5개/mm2 이하인 무방향성 전기강판.
    [식 1]
    1.75 ≤ ([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])/([C]+[N]) ≤ 4.00
    (식 1에서, [Mo], [Ti], [Nb], [V], [C] 및 [N]은 각각 Mo, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량(중량%)를 나타낸다.)
  2. 제1항에 있어서,
    하기 식 2로 계산되는 값이 500 내지 2000인 무방향성 전기강판.
    [식 2]
    [평균 결정립경(㎛)]2×[50nm 이하의 입경을 갖는 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1종 이상의 분포밀도(개/mm2)]
  3. 제1항에 있어서,
    Sn : 0.015 내지 0.1 중량%, Sb: 0.015 내지 0.1 중량% 및 P : 0.005 내지 0.05 중량% 중 1종 이상을 더 포함하는 무방향성 전기강판.
  4. 제1항에 있어서,
    Cu: 0.05 중량% 이하, B : 0.002 중량% 이하, Mg : 0.005 중량% 이하 및 Zr : 0.005 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 무방향성 전기강판.
  5. 제1항에 있어서,
    비저항이 50μΩ·㎝ 이상인 무방향성 전기강판.
  6. 제1항에 있어서,
    밀도가 7.55g/cm3 이상인 무방향성 전기강판.
  7. 제1항에 있어서,
    0.2% 오프셋 항복강도(Rp0.2)가 440MPa 이상인 무방향성 전기강판.
  8. 제1항에 있어서,
    0.2% 오프셋 항복강도(Rp0.2)가 상항복강도(ReH)의 98.5% 이상인 무방향성 전기강판.
  9. 중량%로, Si : 3.3 내지 4.0%, Al : 0.4 내지 1.5%, Mn : 0.2 내지 1.0%, C : 0.0015 내지 0.0040%, N : 0.0005 내지 0.0020%, S : 0.0005 내지 0.0025%, Mo : 0.005 내지 0.01%, Ti : 0.0005 내지 0.0020%, Nb : 0.0005 내지 0.0020% 및 V : 0.0005 내지 0.0020% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 슬라브를 제조하는 단계;
    상기 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계;
    상기 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계 및
    상기 냉연판을 최종 소둔하는 단계를 포함하고,
    상기 최종 소둔하는 단계는 910 내지 1000℃의 균열 온도에서 균열하는 단계 및 상기 균열 온도로부터 600℃까지 25초 이내에 냉각하는 단계를 포함하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    [식 1]
    1.75 ≤ ([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])/([C]+[N]) ≤ 4.00
    (식 1에서, [Mo], [Ti], [Nb], [V], [C] 및 [N]은 각각 Mo, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량(중량%)를 나타낸다.)
  10. 제9항에 있어서,
    상기 열연판을 제조하는 단계 이후, 상기 열연판을 850 내지 1150℃ 온도에서 열연판 소둔 하는 단계를 더 포함하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  11. 제9항에 있어서,
    상기 최종 소둔하는 단계는 수소(H2)와 질소(N2)가 혼합된 분위기에서 소둔하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
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