WO2022139567A1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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주형돈
박준수
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    • H01F1/18—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets with insulating coating

Definitions

  • One embodiment of the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the same. Specifically, it relates to a non-oriented electrical steel sheet in which annealing of the hot-rolled sheet is omitted and the magnetism is improved at the same time, and a method for manufacturing the same.
  • Motors or generators are energy conversion devices that convert electrical energy into mechanical energy or mechanical energy into electrical energy. Accordingly, there is an increasing demand for development of materials having superior properties even in non-oriented electrical steel sheets used as materials for iron cores such as motors, generators and small transformers.
  • energy efficiency is the ratio of input energy to output energy.
  • energy loss such as iron loss, copper loss, and mechanical loss that is eventually lost in the energy conversion process can be reduced.
  • the typical magnetic properties of non-oriented electrical steel sheet are iron loss and magnetic flux density. The lower the iron loss of non-oriented electrical steel sheet, the lower the iron loss lost in the process of iron core magnetization, the higher the efficiency. Since a larger magnetic field can be induced and a small current can be applied to obtain the same magnetic flux density, copper loss can be reduced and energy efficiency can be improved. Therefore, it can be said that it is essential to develop a non-oriented electrical steel sheet having low iron loss and excellent magnetism with high magnetic flux density to improve energy efficiency.
  • a technique for improving the texture by performing an annealing process for a hot-rolled sheet after hot rolling of a slab before cold-rolling a hot-rolled sheet is widely used.
  • this method also causes an increase in manufacturing cost due to the addition of a process called the hot-rolled sheet annealing process, and contains problems such as inferior cold rolling performance when the grains are coarsened by performing the hot-rolled sheet annealing process. Therefore, if a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetism can be manufactured without performing the hot-rolled sheet annealing process, the manufacturing cost can be reduced and the problem of productivity caused by the hot-rolled sheet annealing process can be solved.
  • One embodiment of the present invention provides a non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the same. Specifically, to provide a non-oriented electrical steel sheet in which annealing of the hot-rolled sheet is omitted and magnetic properties are improved at the same time, and a method for manufacturing the same.
  • Non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention by weight, C: 0.005% or less (excluding 0%), Si: 1.2 to 2.7%, Mn: 0.4 to 2.0%, S: 0.005% or less ( 0% or less), Al: 0.3% or less (excluding 0%), N: 0.005% or less (excluding 0%), Ti: 0.005% or less (excluding 0%)
  • the remainder is Fe and unavoidable
  • the volume fraction of crystal grains containing impurities, satisfying Equation 1 below, and having an angle between the ⁇ 112 ⁇ plane and the rolling plane of the steel sheet of 15° or less is 40 to 60%.
  • the concentrated layer including Si oxide, Al oxide, or Si and Al complex oxide may exist in a depth range of 0.2 ⁇ m or less from the surface.
  • the total amount of Si and Al may be 1.5 times or more of that of the substrate.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have an average grain size of 50 to 120 ⁇ m.
  • Non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention by weight, C: 0.005% or less (excluding 0%), Si: 1.2 to 2.7%, Mn: 0.4 to 2.0%, S: 0.005% or less ( 0% or less), Al: 0.3% or less (excluding 0%), N: 0.005% or less (excluding 0%), Ti: 0.005% or less (excluding 0%)
  • the remainder is Fe and unavoidable Heating a slab that contains impurities and satisfies the following Equation 1; preparing a hot-rolled sheet by hot-rolling the slab; bending the hot-rolled sheet; 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 elongation may be 0.1 to 0.5%.
  • the step of annealing the hot-rolled sheet may not be included between the steps of manufacturing the cold-rolled sheet.
  • the slab heating temperature SRT (°C) and the Ae1 temperature (°C) may satisfy the following relationship.
  • the slab In the step of heating the slab, it can be maintained for 1 hour or more in the austenite single phase region.
  • the step of hot rolling includes rough rolling and finishing rolling, and the finishing rolling start temperature (FET) may satisfy the following relationship.
  • Ae1 is the temperature at which austenite is completely transformed into ferrite (°C)
  • Ae3 is the temperature at which austenite is transformed into ferrite (°C)
  • FET is the finishing rolling start temperature (°C).
  • the step of hot rolling includes rough rolling and finishing rolling, and the rolling reduction of the finishing rolling may be 85% or more.
  • the step of hot rolling includes rough rolling and finishing rolling, and the reduction ratio at the front end of finishing rolling may be 70% or more.
  • the step of hot rolling includes rough rolling and finishing rolling, and the deviation of the finishing rolling termination temperature (FDT) in the entire length of the hot-rolled sheet may be 30° C. or less.
  • FDT finishing rolling termination temperature
  • the step of hot rolling includes rough rolling, finishing rolling and winding step, and the temperature (CT) in the winding step may satisfy the following relationship.
  • the maximum number of times during the 90 ⁇ repeated bending test of the hot-rolled sheet is 30 or more, and the following relationship with the thickness of the hot-rolled sheet can be satisfied.
  • the hot-rolled sheet In the step of repeatedly bending the hot-rolled sheet, it can be repeatedly bent 5 times or more.
  • the magnetism is excellent.
  • 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, C: 0.005% or less (excluding 0%), Si: 1.2 to 2.7%, Mn: 0.4 to 2.0%, S: 0.005% or less ( 0% or less), Al: 0.3% or less (excluding 0%), N: 0.005% or less (excluding 0%), Ti: 0.005% or less (excluding 0%)
  • the remainder is Fe and unavoidable contains impurities.
  • Carbon (C) combines with Ti to form carbide, which is inferior to magnetism, and when used after processing into electrical products in the final product, iron loss increases due to magnetic aging, thereby reducing the efficiency of electrical equipment. More specifically, C may be included in an amount of 0.0001 to 0.0045 wt%.
  • Si is a major element added to increase the resistivity of steel to lower the eddy current loss during iron loss. When too little Si is added, a problem of deterioration of iron loss arises. Conversely, if Si is added too much, the austenite region is reduced, so if the hot-rolled sheet annealing process is omitted, the upper limit may be limited to 2.7 wt% in order to utilize the phase transformation phenomenon. More specifically, Si may include 1.80 to 2.60 wt%.
  • Mn Manganese
  • the amount of addition is small, the effect of increasing the specific resistance is small, and unlike Si and Al, an appropriate amount of Si and Al as an austenite stabilizing element is added according to the amount of addition. If it is excessive, the magnetic flux density may be greatly reduced. More specifically, Mn may be included in an amount of 0.80 to 1.50 wt%.
  • S is an element that forms sulfides such as MnS, CuS, and (Cu,Mn)S that are harmful to magnetic properties, so it can be added as low as possible. If too much sulfur is added, the magnetism may be inferior due to the increase of fine sulfides. More specifically, S may include 0.0001 to 0.0030 wt%.
  • Aluminum (Al) plays an important role in reducing iron loss by increasing specific resistance together with Si, but it is an element that stabilizes ferrite more than Si, and the magnetic flux density is greatly reduced as the amount added increases.
  • the content of Al is limited.
  • Al when Al is added to partially replace Si, there is an advantageous aspect in forming an oxide layer, so it can be partially replaced, and the addition amount can be limited to 0.30 wt% or less. More specifically, it may contain 0.0001 to 0.20 wt% of Al.
  • N is an element harmful to magnetism, such as forming a nitride by strongly bonding with Al, Ti, etc. to suppress grain growth, and thus may be included in a small amount. More specifically, N may be included in an amount of 0.0001 to 0.0030% by weight.
  • Titanium (Ti) forms fine carbides and nitrides by combining with C and N to inhibit grain growth, and as the amount of titanium (Ti) is increased, the texture deteriorates due to the increased carbides and nitrides, and thus magnetism may be included less. More specifically, it may include 0.0001 to 0.0030 wt% of Ti.
  • P, Sn, and Sb which are known as elements for improving texture, may be added to further improve magnetism.
  • the amount added is too large, there is a problem of suppressing grain growth and lowering productivity.
  • Copper (Cu) is an element that forms (Mn,Cu)S sulfide together with Mn. When added in a large amount, copper (Cu) forms a fine sulfide and deteriorates magnetism, so the addition amount may be limited to 0.02 wt% or less. More specifically, Cu may include 0.0015 to 0.019 wt%.
  • Ni, Cr, and Nb which are elements that are inevitably added in the steelmaking process, they react with impurity elements to form fine sulfides, carbides, and nitrides, which have a detrimental effect on magnetism. have.
  • Zr, Mo, and V are strong carbonitride forming elements, it is preferable not to be added as much as possible, and each may be contained in an amount of 0.01 wt% or less.
  • 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 above-described alloy components 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 may satisfy Equation 1.
  • Equation 1 In the case of Al, the effect of stabilizing ferrite is very large, so the total content of Si+Al should be limited. If Equation 1 is satisfied, it has a sufficient austenite single-phase region at high temperature, and it is possible to secure a recrystallized structure after hot rolling through phase transformation during hot rolling. In addition, when Equation 1 is satisfied, it is possible to control the oxide layer formation by controlling the atmosphere in the annealing furnace during the final annealing.
  • the volume fraction of grains having an angle between the ⁇ 112 ⁇ plane and the rolling plane of the steel sheet of 15° or less may be 40 to 60%.
  • the volume fraction of the crystal grains having an angle between the ⁇ 112 ⁇ plane and the rolling plane of 15° or less is increased.
  • the magnetism can be improved. More specifically, the volume fraction of crystal grains in which the ⁇ 112 ⁇ plane of the steel sheet is parallel within 15° may be 43.0 to 57.0%.
  • the concentrated layer including Si oxide, Al oxide, or Si and Al complex oxide may exist in a depth range of 0.2 ⁇ m or less from the surface. Since the concentrating layer including Si oxide, Al oxide, or Si and Al complex oxide has inferior magnetism, it is necessary to control the formation thickness to be as thin as possible.
  • the thickness of the thickening layer may be 0.20 ⁇ m or less. More specifically, the thickness of the thickening layer may be 0.01 to 0.15 ⁇ m.
  • the total amount of Si and Al may be 1.5 times or more of that of the substrate.
  • the O content may include 5 wt% or more.
  • the thickening layer is distinguished from the steel sheet substrate in that the total amount of Si and Al is 1.5 times or more of the substrate, and the O content is 5% by weight or more.
  • the control method of the thickening layer will be described in detail in the method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet to be described later.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have an average grain size of 50 to 120 ⁇ m.
  • the measurement standard of the grain size may be a plane parallel to the rolling plane (ND plane).
  • the grain size means a diameter of an imaginary circle having the same area.
  • a method of controlling the grain size will be described in detail in the method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet to be described later.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention has excellent iron loss and magnetic flux density due to the above-described alloy components and properties.
  • the iron loss (W15/50) when a magnetic flux density of 1.5 Tesla is induced at a frequency of 50 Hz may be 3.50 W/Kg or less. More specifically, it may be 2.30 to 3.50 W/Kg.
  • the induced magnetic flux density (B50) may be 1.660 Tesla or more. More specifically, it may be 1.660 to 1.750 Tesla.
  • the thickness of the magnetic measurement reference may be 0.50 mm.
  • a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention comprises the steps of heating a slab; preparing a hot-rolled sheet by hot-rolling the slab; bending the hot-rolled sheet; 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%, C: 0.005% or less (excluding 0%), Si: 1.2 to 2.7%, Mn: 0.4 to 2.0%, S: 0.005% or less (excluding 0%), Al: 0.3% or less (excluding 0%), N: 0.005% or less (excluding 0%), Ti: 0.005% or less (excluding 0%)
  • the remainder contains Fe and unavoidable impurities, and the following formula 1 can be satisfied
  • the slab heating temperature SRT (°C) and the Ae1 temperature (°C) may satisfy the following relationship.
  • the slab heating temperature is high enough to satisfy the above-mentioned range, it is possible to sufficiently secure a recrystallized structure after hot rolling, and even if the hot-rolled sheet annealing is not performed, the magnetism can be improved.
  • Ae1 temperature (°C) is determined by the alloy composition of the slab. Since this is widely known in the technical field, a detailed description thereof will be omitted. For example, it can be calculated with commercial thermodynamic programs such as Thermo-Calc. and Factsage.
  • the slab reheating temperature is too high, the precipitates are re-dissolved and finely precipitated in the hot rolling and annealing process. It is difficult to secure a post-recrystallization organization.
  • the step of heating the slab it can be maintained for 1 hour or more in the austenite single phase region. This is the time required for coarsening of the precipitates, and is also necessary for coarsening the recrystallization structure after hot rolling by coarsening the crystallizer of austenite before hot rolling.
  • a hot-rolled sheet is manufactured by hot-rolling the slab.
  • the step of manufacturing a hot-rolled sheet by hot rolling may specifically include a rough rolling step, a finishing rolling step, and a winding step.
  • the magnetism can be improved even if the hot-rolled sheet annealing is not performed.
  • the rough rolling step is a step of rough rolling the slab to manufacture a bar (Bar).
  • the finishing rolling step is a step of manufacturing a hot-rolled sheet by rolling a bar.
  • the winding step is a step of winding the hot-rolled sheet.
  • the rolling in the finishing rolling remains as a deformed structure, thereby refining the microstructure of the non-oriented electrical steel sheet, and also making the texture inferior, thereby greatly reducing the magnetism.
  • the improvement effect of the texture by the strain energy is reduced, and finally the magnetism is greatly inferior.
  • the cube goss and rotated cube, which are advantageous textures for magnetism among the textures after the final annealing, develop better, so that the magnetism can be improved.
  • Ae1 is the temperature at which austenite is completely transformed into ferrite (°C)
  • Ae3 is the temperature at which austenite is transformed into ferrite (°C)
  • FET is the finishing rolling start temperature (°C).
  • Ae1 temperature (°C) and Ae3 temperature (°C) are determined by the alloy composition of the slab.
  • the reduction ratio in the finishing rolling can also contribute to the development of the texture described above.
  • the rolling reduction of the finishing rolling may be 85% or more.
  • the rolling reduction of the finishing rolling may be the cumulative reduction ratio of the plurality of passes. More specifically, the rolling reduction of the finishing rolling may be 85 to 90%.
  • the reduction ratio at the final rolling shear may be 70% or more.
  • the front end of finishing rolling means up to (the total number of passes)/2 when finishing rolling is performed with two or more even passes. When finishing rolling is performed with two or more odd passes, it means up to (total number of passes+1)/2. More specifically, the reduction ratio at the front end of the finishing rolling may be 70 to 87%.
  • the deviation of the finishing rolling termination temperature (FDT) in the entire length of the hot-rolled sheet may be 30° C. or less. That is, the difference between the maximum temperature of the finishing rolling end temperature and the finishing rolling end temperature minimum temperature may be 30° C. or less.
  • the deviation of the finishing rolling end temperature (FDT) may be small, it is possible to control the area fractions of the fine grains and the coarse grains after the final annealing. Ultimately, it has excellent magnetic properties even without hot-rolled sheet annealing. More specifically, the deviation of the finishing rolling termination temperature (FDT) in the entire length of the hot-rolled sheet may be 15 to 30 °C.
  • the temperature (CT) in the winding step may satisfy the following relationship.
  • CT represents the temperature (°C) in the winding step
  • [Si+Al] represents the content (weight %) of Si+Al.
  • the microstructure and repeated bending characteristics of the hot-rolled sheet are improved by the above-described finishing rolling termination temperature and winding temperature control.
  • the microstructure of the hot-rolled sheet since the hot-rolled sheet annealing process is not performed, the microstructure of the hot-rolled sheet has a great influence on the microstructure of the non-oriented electrical steel sheet finally manufactured.
  • the thickness of the hot-rolled sheet may be 2.0 to 3.0 mm. More specifically, it may be 2.3 mm to 2.5 mm.
  • the maximum number of times of 90 ⁇ repeated bending test of hot-rolled sheet is 30 or more, and the following relationship with the thickness of hot-rolled sheet can be satisfied.
  • the maximum number of repeated bending may be determined by the alloy composition of the above-described steel sheet and the slab heating and hot rolling conditions.
  • the 90 ⁇ repeated bending test is to measure the degree to which bending deformation can be applied to the material by using a 20mm ⁇ 120mm specimen and measuring the maximum number of bendings until fracture by conducting the test with a bending radius of 10mmR. The higher the number of times, the more bending strain can be applied to the steel sheet.
  • the hot-rolled sheet is bent.
  • repeated bending is performed 5 or more times by applying tension before starting cold rolling, and as described above, in one embodiment of the present invention, a non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties even without hot-rolled sheet annealing through alloy composition and various process control. can be manufactured.
  • the elongation due to repeated bending may be 0.1 to 0.5%. If the elongation rate is too low, the effect of improving the microstructure by bending may not be large. If the elongation is too high, non-uniform elongation is applied to the material, which can cause surface and property problems. More specifically, the elongation may be 0.2 to 0.4%.
  • the applied tension may be 250 to 4000 kgf based on a width of 1000 mm.
  • the step of annealing the hot-rolled sheet may not be included between the steps of manufacturing the cold-rolled sheet. That is, in an embodiment of the present invention, the step of annealing the hot-rolled sheet may be omitted. Specifically, after the step of manufacturing the hot-rolled sheet, the temperature of the steel sheet may be maintained at 300° C. or less between the steps of manufacturing the cold-rolled sheet.
  • the hot-rolled sheet is cold-rolled to manufacture a cold-rolled sheet.
  • Cold rolling is final rolling to a thickness of 0.10mm to 0.70mm. If necessary, secondary cold rolling may be performed after primary cold rolling and intermediate annealing, and the final rolling reduction may be in the range of 50 to 95%.
  • 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 is suitable if it is 900 to 1100°C. If the temperature is too low, the hysteresis loss increases because the crystal grains are too fine.
  • an insulating film may be formed.
  • the insulating film may be treated with an organic, inorganic, and organic/inorganic composite film, and it is also possible to process with other insulating film materials.
  • a slab containing the alloy components and the remainder Fe and unavoidable impurities summarized in Table 1 was prepared.
  • the slab was heated at 1150° C., and then hot-rolled to the thickness listed in Table 2 below and then wound up.
  • the wound hot-rolled steel sheet was bent at least 5 times before/after pickling without annealing the hot-rolled sheet, processed at the elongation shown in Table 2 below, cold-rolled to a thickness of 0.50 mm, and finally about 80 at the temperature summarized in Table 2 below.
  • Cold-rolled sheet annealing was performed for a second.
  • the manufactured final annealed plate was formed as an Epstein test piece with a length of 305 mm and a width of 30 mm for magnetic measurement from the L direction (rolling direction) and C direction (rolling vertical direction).
  • the developed steels 1 to 8 that satisfy all of the alloy components and manufacturing processes proposed in an embodiment of the present invention have an angle between the ⁇ 112 ⁇ plane and the rolling plane of 15° or less. It can be confirmed that the volume fraction is properly formed and, ultimately, the magnetism is excellent.
  • Comparative Material 1 In Comparative Material 1, it can be seen that Mn is added in excess, Al is added too little, the value of Equation 1 is not satisfied, the number of bending processes is small, and a large number of ⁇ 112 ⁇ crystal grains are generated, and the magnetism is inferior.
  • Comparative Material 2 has an appropriate alloy component, but has a low elongation during bending, a large number of ⁇ 112 ⁇ grains are generated, and poor magnetism.
  • Comparative material 3 and comparative material 4 did not satisfy the value of Equation 1, so it can be seen that the magnetism is inferior.
  • Comparative material 5 had a high elongation during bending, so cold rolling was impossible.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:1.2 내지 2.7%, Mn: 0.4 내지 2.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.3% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(0%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함) 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하고, 강판 중 {112}면이 압연면과 이루는 각도가 15° 이하인 결정립의 부피 분율이 40 내지 60%이다. [식 1] 0.3 ≤ ([Si]+ [Al]-1.5)/[Mn] ≤ 0.85 (식 1에서, [Si] 및 [Al], [Mn] 은 각각 Si, Al 및 Mn의 함량(중량%)을 나타낸다.)

Description

무방향성 전기강판 및 그 제조방법
본 발명의 일 실시예는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 구체적으로 열연판 소둔을 생략하고 동시에 자성을 개선한 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
모터나 발전기는 전기적 에너지를 기계적 에너지로 또는 기계적 에너지를 전기적 에너지로 바꾸어 주는 에너지 변환 기기로 최근 환경보존 및 에너지 절약에 대한 규제가 강화됨에 따라 모터나 발전기의 효율 향상에 대한 요구가 증대되고 있으며, 그에 따라 이러한 모터, 발전기 및 소형 변압기등의 철심용 재료로 사용되는 무방향성 전기강판에서도 보다 우수한 특성을 가지는 소재에 대한 개발 요구가 증대되고 있다.
모터나 발전기에 있어서 에너지 효율이란, 입력된 에너지와 출력된 에너지의 비율이며, 효율향상을 위해서는 결국 에너지 변환과정에서 손실되는 철손, 동손, 기계손등의 에너지 손실을 얼만큼 줄일 수 있는지가 중요하며 그 중, 철손과 동손은 무방향성 전기강판의 특성에 크게 영향을 받기 때문이다. 무방향성 전기강판의 대표적인 자기적 특성은 철손과 자속밀도이며, 무방향성 전기강판의 철손이 낮을수록 철심이 자회되는 과정에서 손실되는 철손이 감소하여 효율이 향상되며, 자속밀도가 높을수록 똑같은 에너지로 더 큰 자기장을 유도할 수 있으며 같은 자속밀도를 얻기 위해서는 적은 전류를 인가해도 되기 때문에 동손을 감소시켜 에너지 효율을 향상시킬 수 있다. 따라서 에너지 효율 향상을 위해서는 저철손이면서 고자속밀도인 자성이 우수한 무방향성 전기강판 개발기술이 필수적이라고 할 수 있다.
무방향성 전기강판의 철손을 낮추기 위한 효율적인 방법으로는 비저항이 큰 원소인 Si, Al, Mn의 첨가량을 증가시키는 방법이 있다. 하지만, Si, Al, Mn 첨가량 증가는 강의 비저항을 증가시켜 무방향성 전기강판의 철손 중 와류손을 감소시킴으로써 철손을 저감하는 효과가 있지만 첨가량이 증가할수록 철손이 첨가량에 비례하여 무조건적으로 감소하는 것이 아니며 또한 반대로 합금원소 첨가량의 증가는 자속밀도를 열위시키게 되므로 철손을 낮추면서도 우수한 자속밀도를 확보하는 것은 성분계와 제조공정을 최적화하더라고 쉽지 않은 상황이다. 하지만 집합조직 향상은 철손과 자속밀도 중 어느 한 쪽을 희생시키지 않고 동시에 향상시킬 수 있는 방법이다. 이를 위하여 자성이 우수한 무방향성 전기강판에서는 집합조직을 개선하기 위한 목적으로 슬라브를 열간압연 후 열연판을 냉간압연하기 전 단계에서 열연판 소둔 공정을 수행함으로써 집합조직을 개선하는 기술이 널리 사용되고 있다. 하지만 이 방법 역시, 열연판 소둔 공정이라는 공정추가에 따른 제조 원가 상승을 야기하며, 열연판 소둔을 함으로써 결정립이 조대화될 경우, 냉간압연성이 열위되는 등의 문제를 내포하고 있다. 따라서 열연판 소둔 공정을 실시하지 않고 우수한 자성을 가지는 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다면, 제조 원가도 저감할 수 있으며 열연판 소둔공정에 따른 생산성의 문제도 해결할 수 있다.
본 발명의 일 실시예는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 구체적으로 열연판 소둔을 생략하고 동시에 자성을 개선한 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:1.2 내지 2.7%, Mn: 0.4 내지 2.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.3% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(0%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함) 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하고, 강판 중 {112}면이 압연면과 이루는 각도가 15° 이하인 결정립의 부피 분율이 40 내지 60%이다.
[식 1]
0.3 ≤ ([Si]+ [Al]-1.5)/[Mn] ≤ 0.85
(식 1에서, [Si] 및 [Al], [Mn] 은 각각 Si, Al 및 Mn의 함량(중량%)을 나타낸다.)
Si 산화물, Al 산화물 또는 Si 및 Al 복합 산화물을 포함하는 농화층이 표면으로부터 0.2㎛이하의 깊이 범위에 존재할 수 있다.
농화층은 Si 및 Al의 합량이 기재의 1.5배 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 평균 결정립 입경이 50 내지 120㎛일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:1.2 내지 2.7%, Mn: 0.4 내지 2.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.3% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(0%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함) 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 슬라브를 가열하는 단계; 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 굽힘 가공하는 단계; 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계 및 냉연판을 최종소둔하는 단계를 포함한다.
열연판을 굽힘 가공하는 단계에서 신장율이 0.1 내지 0.5% 일 수 있다.
[식 1]
0.3 ≤ ([Si]+ [Al]-1.5)/[Mn] ≤ 0.85
(식 1에서, [Si] 및 [Al], [Mn] 은 각각 Si, Al 및 Mn의 함량(중량%)을 나타낸다.)
열연판을 제조하는 단계 이후, 냉연판을 제조하는 단계 사이에 열연판을 소둔하는 단계를 포함하지 않을 수 있다.
슬라브를 가열하는 단계에서, 오스테나이트가 페라이트로 100% 변태되는 평형 온도를 Ae1(℃)이라고 할 때, 슬라브 가열온도 SRT(℃)와 Ae1온도(℃)가 하기 관계를 만족할 수 있다.
SRT ≥ Ae1+150℃
슬라브를 가열하는 단계에서, 오스테나이트 단상 영역에서 1시간 이상 유지할 수 있다.
열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고, 사상압연 시작 온도(FET)가 하기 관계를 만족할 수 있다.
Ae1 ≤ FET ≤ (2×Ae3+Ae1)/3
(단, Ae1은 오스테나이트가 페라이트로 완전히 변태되는 온도(℃), Ae3은 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도(℃), FET는 사상압연 시작 온도(℃)를 나타낸다.)
열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고, 사상압연의 압하율이 85% 이상일 수 있다.
열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고, 사상압연 전단에서의 압하율이 70%이상일 수 있다.
열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고, 열연판 전체 길이에서 사상압연 종료 온도(FDT)의 편차가 30℃ 이하일 수 있다.
열간압연하는 단계는 조압연, 사상압연 및 권취 단계를 포함하고, 귄취 단계에서의 온도(CT)가 하기 관계를 만족할 수 있다.
0.55≤CT×[Si]/1000≤1.75
(단, CT는 귄취 단계에서의 온도(℃)를 나타내고, [Si]는 Si의 함량(중량%)을 나타낸다.)
열간압연하는 단계 이후, 열연판의 90˚반복굽힘 시험시 최대 횟수가 30회 이상이며 열연판 두께와 하기 관계를 만족할 수 있다.
반복굽힘 최대 횟수/열연판 두께(mm) ≥ 1.5
열연판을 반복 굽힘하는 단계에서 5회 이상 반복 굽힘할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 무방향성 전기강판의 열연판 소둔 공정을 생략하더라도, 자성이 우수하다.
제1, 제2 및 제3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분, 영역, 층 및/또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션을 다른 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
어느 부분이 다른 부분의 "위에" 또는 "상에" 있다고 언급하는 경우, 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 그 사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
또한, 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미하며, 1ppm 은 0.0001중량%이다.
본 발명의 일 실시예에서 추가 원소를 더 포함하는 것의 의미는 추가 원소의 추가량 만큼 잔부인 철(Fe)을 대체하여 포함하는 것을 의미한다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:1.2 내지 2.7%, Mn: 0.4 내지 2.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.3% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(0%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함) 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하에서는 무방향성 전기강판의 성분 한정의 이유부터 설명한다.
C: 0.005중량% 이하
탄소(C)은 Ti와 결합하여 탄화물을 형성하여 자성을 열위시키며 최종제품에서 전기 제품으로 가공 후 사용 시 자기시효에 의하여 철손이 높아져 전기기기의 효율을 감소시키기 때문에 0.005 중량% 이하로 한다. 더욱 구체적으로 C를 0.0001 내지 0.0045 중량%로 포함할 수 있다.
Si:1.2 내지 2.7 중량%
실리콘(Si)은 강의 비저항을 증가시켜서 철손 중 와류손실을 낮추기 위해 첨가되는 주요 원소이다. Si가 너무 적게 첨가되면, 철손이 열화되는 문제가 발생한다. 반대로 Si가 너무 많이 첨가되면, 오스테나이트 영역을 감소시키므로 열연판 소둔 공정을 생략할 경우 상변태 현상을 활용하기 위해서는 2.7 중량%로 상한을 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 Si는 1.80 내지 2.60 중량% 포함할 수 있다.
Mn: 0.4 내지 2.0 중량%
망간(Mn)은 Si, Al등과 더불어 비저항을 증가시켜 철손을 낮추는 원소이면서 집합조직을 향상시키는 원소이기도 한다. 첨가량이 적을 경우, 비저항을 증가시키는 효과도 적을 뿐, Si, Al과 달리 오스테나이트 안정화 원소로 Si, Al 첨가량에 따라 적정량의 첨가가 필요하다. 과도할 경우 자속밀도가 크게 감소할 수 있다. 더욱 구체적으로 Mn은 0.80 내지 1.50 중량% 포함할 수 있다.
S: 0.005중량% 이하
황(S)는 자기적 특성에 유해한 MnS, CuS 및 (Cu,Mn)S 등의 황화물을 형성하는 원소이므로 가능한 한 낮게 첨가할 수 있다. 황이 너무 많이 첨가될 경우, 미세한 황화물의 증가로 인해 자성이 열위해질 수 있다. 더욱 구체적으로 S는 0.0001 내지 0.0030 중량% 포함할 수 있다.
Al: 0.30 중량% 이하
알루미늄(Al)은 Si과 함께 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 중요한 역할을 하지만 Si보다 페라이트를 더욱 안정화시키는 원소이면서 첨가량이 증가함에 따라 자속밀도가 크게 감소시킨다. 본 발명의 일 실시예에서는 상변태 현상을 활용하여 열연판 소둔을 생략하게 되므로, Al의 함량을 제한한다. 다만, Si을 일부 대체하여 Al을 첨가하는 경우 산화층 형성에 있어 유리한 측면이 있어 일부 대체할 수 있어 0.30 중량% 이하로 첨가량을 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 Al을 0.0001 내지 0.20 중량% 포함할 수 있다.
N: 0.005중량% 이하
질소(N)는 Al, Ti 등과 강하게 결합함으로써 질화물을 형성하여 결정립성장을 억제하는 등 자성에 해로운 원소이므로 적게 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 N을 0.0001 내지 0.0030 중량% 포함할 수 있다.
Ti: 0.005중량% 이하
티타늄(Ti)은 C, N과 결합함으로써 미세한 탄화물, 질화물을 형성하여 결정립성장을 억제하며 많이 첨가될 수록 증가된 탄화물과 질화물로 인해 집합 조직도 열위하게 되어 자성이 나빠지게 되므로 적게 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 Ti를 0.0001 내지 0.0030 중량% 포함할 수 있다.
상기 원소 외에 집합조직을 개선하는 원소로 알려진 P, Sn, Sb는 추가적인 자성 개선을 위해 첨가되어도 무방하다. 하지만 첨가량이 너무 많은 경우, 결정립 성장성을 억제시키고 생산성을 저하시키는 문제가 있어 그 첨가량이 각각 0.1 중량%이하로 첨가되도록 제어할 수 있다.
구리(Cu)는 Mn과 함께 (Mn,Cu)S 황화물을 형성하는 원소로 첨가량이 많은 경우 미세한 황화물을 형성시켜 자성을 열위시키므로 그 첨가량을 0.02 중량% 이하로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 Cu는 0.0015 내지 0.019 중량% 포함할 수 있다.
제강 공정에서 불가피하게 첨가되는 원소인 Ni, Cr, Nb의 경우 불순물 원소들과 반응하여 미세한 황화물, 탄화물 및 질화물을 형성하여 자성에 유해한 영향을 미치므로 이들 함유량을 각각 0.05 중량% 이하로 제한할 수 있다.
또한 Zr, Mo, V등도 강력한 탄질화물 형성 원소이기 때문에 가능한 첨가되지 않는 것이 바람직하며 각각 0.01중량%이하로 함유되도록 할 수 있다.
잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 불가피한 불순물에 대해서는 제강 단계 및 방향성 전기강판의 제조 공정 과정에서 혼입되는 불순물이며, 이는 해당 분야에서 널리 알려져 있으므로, 구체적인 설명은 생략한다. 본 발명의 일 실시예에서 전술한 합금 성분 외에 원소의 추가를 배제하는 것은 아니며, 본 발명의 기술 사상을 해치지 않는 범위 내에서 다양하게 포함될 수 있다. 추가 원소를 더 포함하는 경우 잔부인 Fe를 대체하여 포함한다.
본 발명의 일 실시예에서 무방향성 전기강판은 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
0.3 ≤ ([Si]+ [Al]-1.5)/[Mn] ≤ 0.85
(식 1에서, [Si] 및 [Al], [Mn] 은 각각 Si, Al 및 Mn의 함량(중량%)을 나타낸다.)
Al의 경우 페라이트를 안정화시키는 효과가 매우 커서 Si+Al의 총 함량을 제한해야 한다. 식 1을 만족할 경우 고온에서 충분한 오스테나이트 단상 영역을 가지며 열간압연 시 상변태를 통한 열간압연 후 재결정 조직 확보가 가능하다. 또한 식 1을 만족할 시 최종 소둔 시 소둔로 내 분위기 제어를 통한 산화층 형성을 제어하는 것이 가능하다.
본 발명의 일 실시예에서 강판 중 {112}면이 압연면과 이루는 각도가 15° 이하인 결정립의 부피 분율이 40 내지 60%일 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서는 열연판 소둔을 생략함으로써, {112}면이 압연면과 이루는 각도가 15° 이하인 결정립의 부피 분율이 높아지게 된다. 다만 합금 조성 및 후술할 공정 조건을 제어함으로써, 자성을 향상시킬 수 있다. 더욱 구체적으로 강판 중 {112}면이 15° 이내에서 평행한 결정립의 부피 분율이 43.0 내지 57.0%일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서 Si 산화물, Al 산화물 또는 Si 및 Al 복합 산화물을 포함하는 농화층이 표면으로부터 0.2㎛이하의 깊이 범위에 존재할 수 있다. Si 산화물, Al 산화물 또는 Si 및 Al 복합 산화물을 포함하는 농화층은 자성을 열위 시키므로, 형성 두께를 가능한 얇게 제어할 필요가 있다. 본 발명의 일 실시예에서 농화층의 두께는 0.20㎛ 이하일 수 있다. 더욱 구체적으로 농화층의 두께는 0.01 내지 0.15㎛일 수 있다.
농화층은 Si 및 Al의 합량이 기재의 1.5배 이상일 수 있다. O함량은 5 중량% 이상을 포함할 수 있다. 농화층은 Si 및 Al의 합량이 기재의 1.5배 이상이고, O함량은 5 중량% 이상 포함하는 점에서 강판 기재와는 구분된다. 농화층의 제어 방법에 대해서는 후술할 무방향성 전기강판의 제조 방법에서 구체적으로 설명한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 평균 결정립 입경이 50 내지 120㎛일 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서 결정립 입경의 측정 기준은 압연면(ND면)과 평행한 면일 수 있다. 결정립 입경이란 동일 면적을 갖는 가상의 원을 가정하여 그 원의 직경을 의미한다.
결정립 입경을 제어하는 방법은 후술할 무방향성 전기강판의 제조 방법에서 구체적으로 설명한다.
전술한 합금 성분 및 특성에 의해 본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 철손 및 자속밀도가 우수하다.
구체적으로 50Hz주파수에서 1.5Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 철손(W15/50)은 3.50W/Kg 이하일 수 있다. 더욱 구체적으로 2.30 내지 3.50W/Kg일 수 있다.
5000A/m의 자기장을 부가하였을 때 유도되는 자속밀도(B50)은 1.660Tesla 이상일 수 있다. 더욱 구체적으로 1.660 내지 1.750 Tesla 일 수 있다. 자성의 측정 기준 두께는 0.50mm일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법은 슬라브를 가열하는 단계; 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 굽힘 가공하는 단계; 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계 및 냉연판을 최종소둔하는 단계를 포함한다.
이하에서는 각 단계별로 구체적으로 설명한다.
슬라브의 합금 성분에 대해서는 전술한 무방향성 전기강판의 합금성분에서 설명하였으므로, 중복되는 설명은 생략한다. 무방향성 전기강판의 제조 과정에서 합금 성분이 실질적으로 변동되지 않으므로, 무방향성 전기강판과 슬라브의 합금 성분은 실질적으로 동일하다.
구체적으로 슬라브는 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:1.2 내지 2.7%, Mn: 0.4 내지 2.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.3% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(0%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함) 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
0.3 ≤ ([Si]+ [Al]-1.5)/[Mn] ≤ 0.85
(식 1에서, [Si] 및 [Al], [Mn] 은 각각 Si, Al 및 Mn의 함량(중량%)을 나타낸다.)
그 밖의 추가 원소에 대해서는 무방향성 전기강판의 합금성분에서 설명하였으므로, 중복되는 설명은 생략한다.
슬라브를 가열하는 단계에서, 오스테나이트가 페라이트로 100% 변태되는 평형 온도를 Ae1(℃)이라고 할 때, 슬라브 가열온도 SRT(℃)와 Ae1온도(℃)가 하기 관계를 만족할 수 있다.
SRT ≥ Ae1+150℃
슬라브 가열 온도가 전술한 범위를 만족하도록 충분히 높을 경우, 열간압연 후 재결정 조직을 충분히 확보할 수 있고, 열연판 소둔을 수행하지 아니하더라도, 자성을 향상시킬 수 있다.
Ae1온도(℃)는 슬라브의 합금 성분에 의해 결정된다. 이에 대해서는 해당 기술 분야에서 널리 알려져 있으므로, 구체적인 설명은 생략한다. 예컨데, Thermo-Calc., Factsage 등 상용 열역학 프로그램으로 계산이 가능하다.
슬라브 재가열온도는 너무 높을 경우, 석출물이 재용해되어 열간압연 및 소둔공정에서 미세하게 석출되며, 너무 낮은 경우는 석출물의 조대화에는 유리하나 열간압연성이 저하되며 또한 충분한 상변태 구간의 미확보로 열간압연 후 재결정 조직 확보가 어렵다.
슬라브를 가열하는 단계에서, 오스테나이트 단상 영역에서 1시간 이상 유지할 수 있다. 이는 석출물의 조대화를 위해 필요한 시간이며 또한 열간압연 전 오스테나이트의 결정기를 조대하게 함으로써 열간압연 후 재결정 조직을 조대하게 하기 위해서도 필요하다.
다음으로, 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조한다. 열간압연 하여 열연판을 제조하는 단계는 구체적으로 조압연 단계, 사상압연 단계 및 권취 단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서는 조압연 단계, 사상압연 단계 및 권취 단계의 압하율 및 온도를 적절히 제어함으로써, 열연판 소둔을 수행하지 않더라도 자성을 향상시킬 수 있다.
먼저, 조압연 단계는 슬라브를 조압연하여 바(Bar)로 제조하는 단계이다.
사상압연 단계는 바를 압연하여 열연판을 제조하는 단계이다.
권취 단계는 열연판을 권취하는 단계이다.
상변태가 끝날 경우, 사상압연에서의 압연은 변형조직으로 그대로 잔존하게 되어 무방향성 전기강판의 미세조직을 미세화시키며, 집합조직도 열위하게 하여 자성을 크게 저하시킨다. 반대로 사상압연에서 상변태가 지나치게 많이 발생할 경우 역시 열연 재결정 조직의 결정립이 미세화되면 변형에너지에 의한 집합조직의 개선효과가 감소하여 최종적으로 자성을 크게 열위시키게 된다.
사상압연 시작 온도(FET)가 하기 관계를 만족할 시, 최종 소둔 후 집합조직 중 자성에 유리한 집합조직인 cube, goss 및 rotated cube가 보다 잘 발달하여 자성이 향상될 수 있다.
Ae1 ≤ FET ≤ (2×Ae3+Ae1)/3
단, Ae1은 오스테나이트가 페라이트로 완전히 변태되는 온도(℃), Ae3은 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도(℃), FET는 사상압연 시작 온도(℃)를 나타낸다.
Ae1온도(℃) 및 Ae3온도(℃)는 슬라브의 합금 성분에 의해 결정된다.
또한, 사상 압연에서의 압하율도 전술한 집합조직 발달에 기여할 수 있다. 구체적으로 사상압연의 압하율이 85% 이상일 수 있다. 사상압연이 복수회의 패스로 구성된 경우, 사상압연의 압하율은 복수회의 패스의 누적 압하율이 될 수 있다. 더욱 구체적으로 사상압연의 압하율이 85 내지 90%일 수 있다.
사상압연 전단에서의 압하율이 70%이상일 수 있다. 사상압연의 전단이란 2회 이상의 짝수회의 패스로 사상압연을 실시할 경우, (전체 패스 횟수)/2 까지를 의미한다. 2회 이상의 홀수회의 패스로 사상압연을 실시할 경우, (전체 패스 횟수+1)/2 까지를 의미한다. 더욱 구체적으로 사상압연 전단에서의 압하율이 70 내지 87%일 수 있다.
열연판 전체 길이에서 사상압연 종료 온도(FDT)의 편차가 30℃ 이하일 수 있다. 즉, 사상압연 종료 온도 중 최대 온도 및 사상압연 종료 온도 최소 온도의 차이가 30℃이하일 수 있다. 이처럼 사상압연 종료 온도(FDT)의 편차를 작게 제어함으로써, 최종 소둔 이후의 미소 결정립 및 조대 결정립의 면적 분율을 제어할 수 있다. 궁극적으로 열연판 소둔을 하지 않고도 자성이 우수하다. 더욱 구체적으로 열연판 전체 길이에서 사상압연 종료 온도(FDT)의 편차가 15 내지 30℃일 수 있다.
또한, 권취단계의 온도를 적절히 제어함으로써, 최종 소둔 이후의 미소 결정립 및 조대 결정립의 면적 분율을 제어에 기여할 수 있다. 구체적으로 귄취 단계에서의 온도(CT)가 하기 관계를 만족할 수 있다.
0.8≤CT×[Si+Al]/1000≤2.2
단, CT는 귄취 단계에서의 온도(℃)를 나타내고, [Si+Al]는 Si+Al의 함량(중량%)을 나타낸다.
전술한 사상압연 종료 온도 및 권취 온도 제어에 의해 열연판의 미세 조직과 반복굽힘 특성이 개선된다. 본 발명의 일 실시예에서는 열연판 소둔 공정을 수행하지 않기 때문에 열연판의 미세 조직이 최종 제조되는 무방향성 전기강판의 미세 조직에 큰 영향을 미친다.
열연판의 두께는 2.0 내지 3.0mm일 수 있다. 더욱 구체적으로 2.3mm 내지 2.5mm 일 수 있다.
열연판의 90˚반복굽힘 시험시 최대 횟수가 30회 이상이며 열연판 두께와 하기 관계를 만족할 수 있다.
반복굽힘 최대 횟수 ≥ 15 × 열연판 두께(mm)
반복 굽힘 최대 횟수가 너무 적을 시 목적으로 하는 자성을 적절히 확보하기 어렵다. 반복 굽힘 최대 횟수는 전술한 강판의 합금 성분 및 슬라브 가열 및 열연 조건에 의해 정해 질 수 있다.
90˚반복 굽힘 시험은 20mm × 120mm 시편 이용, 굽힘 반경 10mmR로 시험 진행하여 파단까지의 최대 굽힘 횟수 측정하는 방법을 통해 시험하는 것으로서, 재료에 굽힘변형을 인가할 수 있는 정도를 측정하기 위한 것이다. 이 횟수가 높을수록 강판에 더 많은 굽힘변형을 인가할 수 있다.
다음으로, 열연판을 굽힘 가공한다. 이 때 냉간압연 개시 전 장력을 인가하여 반복굽힘을 5회 이상 수행하며, 전술하였듯이, 본 발명의 일 실시예에서 합금 조성 및 다양한 공정 제어를 통해 열연판 소둔을 하지 않더라도 자성이 우수한 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
이 때, 반복 굽힘으로 인한 신장율이 0.1 내지 0.5%일 수 있다. 신장율이 너무 낮으면 굽힘 가공에 의한 미세조직 개선 효과가 크지 않을 수 있다. 신장율이 너무 높으면 재료에 불균일한 연신율이 가해져 표면 및 특성의 문제가 발생할 수 있다. 더욱 구체적으로 신장율이 0.2 내지 0.4%일 수 있다.
이 때, 인가되는 장력은 1000mm 폭 기준 250내지 4000kgf일 수 있다.
열연판을 제조하는 단계 이후, 냉연판을 제조하는 단계 사이에 열연판을 소둔하는 단계를 포함하지 않을 수 있다. 즉, 본 발명의 일 실시예에서 열연판을 소둔하는 단계를 생략할 수 있다. 구체적으로 열연판을 제조하는 단계 이후, 냉연판을 제조하는 단계 사이에 강판의 온도가 300℃ 이하로 유지될 수 있다.
다음으로, 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조한다.
냉간압연은 0.10mm에서 0.70mm의 두께로 최종 압연한다. 필요시 1차 냉간압연과 중간소둔 후 2차 냉간압연할 수 있으며, 최종 압하율은 50 내지 95%의 범위로 할 수 있다.
다음으로, 냉연판을 최종 소둔한다. 냉연판을 소둔하는 공정에서 소둔 온도는 통상적으로 무방향성 전기강판에 적용되는 온도면 크게 제한은 없다. 무방향성 전기강판의 철손은 결정립 크기와 밀접하게 연관되므로 900 내지 1100℃라면 적당하다. 온도가 너무 낮을 경우 결정립이 너무 미세하여 이력손실이 증가하며, 온도가 너무 높을 경우는 결정립이 너무 조대하여 와류손이 증가하여 철손이 열위하게 될 수 있다.
최종 소둔 후, 절연피막을 형성할 수 있다. 상기 절연피막은 유기질, 무기질 및 유무기 복합피막으로 처리될 수 있으며, 기타 절연이 가능한 피막제로 처리하는 것도 가능하다.
이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실시예 1
하기 표 1에서 정리된 합금 성분 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하였다. 슬라브를 1150℃에서 가열하고, 하기 표 2에 정리된 두께로 열간압연한 후 권취하였다. 권취된 열연강판을 열연판 소둔 없이 산세 전/후로 5회 이상 굽힘 가공하여 하기 표 2에 정리된 신장율로 가공하고, 0.50mm 두께로 냉간압연하고, 최종적으로 하기 표 2에 정리된 온도로 약 80초간 냉연판 소둔을 실시하였다.
철손 W15/50 및 자속밀도 B50, 집합조직 상의 특징을 하기 표 2에 정리하였다.
각각의 측정방법은 하기와 같다.
제조된 최종 소둔판을 L방향 (압연방향) 및 C방향 (압연수직방향)으로부터 자성측정을 위한 길이 305mm 폭 30mm의 엡스타인 시험편으로 형성하였다.
또한 집합조직을 측정하기 위하여 표면으로부터 5 내지 10%을 식각하고, 5mm x 5mm 영역을 EBSD을 이용하여 관찰하였다.
강종 C Si Mn S Al Ti N 식 1 값
비교재1 0.0017 2.70 0.251 0.0015 0.461 0.0016 0.0015 6.61
비교재2 0.0013 2.28 1.08 0.0013 0.003 0.0014 0.001 0.73
비교재 3 0.0021 1.79 1.87 0.0021 0.132 0.0010 0.0021 0.22
비교재 4 0.0013 2.25 0.76 0.0018 0.273 0.0015 0.0014 1.34
비교재 5 0.0008 2.54 1.38 0.0013 0.005 0.0014 0.0016 0.75
개발강1 0.0021 2.16 1.09 0.0016 0.152 0.0015 0.0017 0.74
개발강2 0.0015 2.32 1.11 0.0014 0.003 0.0014 0.0014 0.74
개발강3 0.002 2.33 1.11 0.0017 0.008 0.0015 0.0012 0.75
개발강4 0.0009 2.26 1.27 0.0009 0.193 0.0014 0.0011 0.75
개발강5 0.0012 2.41 1.32 0.0015 0.117 0.0015 0.0017 0.77
개발강6 0.0013 2.5 1.31 0.0012 0.004 0.0015 0.001 0.77
개발강7 0.0014 2.51 1.3 0.0018 0.006 0.0015 0.001 0.78
개발강8 0.0007 2.33 1.25 0.001 0.173 0.0015 0.0013 0.80
강종 열연판두께
(mm)		 반복굽힘
최대횟수		 신장률
(%)		 최종소둔온도
(℃)		 철손 W15/50 자속밀도B50
(T)		 {112} 분율
(%)
비교재1 2.3 27 0 1010 3.52 1.667 62.88
비교재2 2.5 42 0 1010 3.54 1.662 61.67
비교재3 2.3 49 0 980 3.73 1.677 70.54
비교재4 2.5 31 0.1 1010 3.66 1.672 65.38
비교재5 2.3 39 0.7 냉간압연 불가
개발강1 2.5 49 0.3 1010 2.82 1.690 52.24
개발강2 2.5 48 0.2 1010 2.91 1.689 51.42
개발강3 2.5 46 0.1 1010 2.94 1.692 55.49
개발강4 2.5 51 0.5 980 2.86 1.682 47.04
개발강5 2.5 51 0.4 1010 2.7 1.687 51.71
개발강6 2.5 40 0.5 1010 2.84 1.676 49.72
개발강7 2.3 43 0.3 1010 2.76 1.685 44.55
개발강8 2.3 45 0.1 1010 2.64 1.683 47.63
표 1 및 표 2에서 나타나는 것과 같이, 본 발명의 일 실시예에서 제안하는 합금 성분 및 제조 공정을 모두 만족하는 개발강 1 내지 8은 {112}면이 압연면과 이루는 각도가 15° 이하인 결정립의 부피 분율이 적절히 형성되고, 궁극적으로 자성이 우수함을 확인할 수 있다.
비교재 1은 Mn이 과량 첨가되고, Al이 과소 첨가되며, 식 1 값을 만족하지 못하고, 굽힘 가공 횟수도 적어, {112} 결정립이 다수 생성되고, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
비교재 2는 합금 성분은 적절하나, 굽힘 가공시 신장율이 낮아, {112} 결정립이 다수 생성되고, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
비교재 3 및 비교재 4는 식 1 값을 만족하지 못해, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
비교재 5는 굽힘 가공시 신장율이 높아, 냉간압연이 불가하였다.
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 (15)

  1. 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:1.2 내지 2.7%, Mn: 0.4 내지 2.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.3% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(0%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함) 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 1을 만족하고,
    강판 중 {112}면이 압연면과 이루는 각도가 15° 이하인 결정립의 부피 분율이 40 내지 60%인 무방향성 전기강판.
    [식 1]
    0.3 ≤ ([Si]+ [Al]-1.5)/[Mn] ≤ 0.85
    (식 1에서, [Si] 및 [Al], [Mn] 은 각각 Si, Al 및 Mn의 함량(중량%)을 나타낸다.)
  2. 제1항에 있어서,
    Si 산화물, Al 산화물 또는 Si 및 Al 복합 산화물을 포함하는 농화층이 표면으로부터 0.2㎛이하의 깊이 범위에 존재하는 무방향성 전기강판.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 농화층은 Si 및 Al의 합량이 기재의 1.5배 이상인 무방향성 전기강판.
  4. 제1항에 있어서,
    평균 결정립 입경이 50 내지 120㎛인 무방향성 전기강판.
  5. 중량%로, C: 0.005%이하(0%를 제외함), Si:1.2 내지 2.7%, Mn: 0.4 내지 2.0%, S: 0.005%이하(0%를 제외함), Al: 0.3% 이하(0%를 제외함), N:0.005% 이하(0%를 제외함), Ti: 0.005% 이하(0%를 제외함) 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 슬라브를 가열하는 단계;
    상기 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계;
    상기 열연판을 굽힘 가공하는 단계;
    상기 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계 및
    상기 냉연판을 최종소둔하는 단계를 포함하고,
    상기 열연판을 굽힘 가공하는 단계에서 신장율이 0.1 내지 0.5%인 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    [식 1]
    0.3 ≤ ([Si]+ [Al]-1.5)/[Mn] ≤ 0.85
    (식 1에서, [Si] 및 [Al], [Mn] 은 각각 Si, Al 및 Mn의 함량(중량%)을 나타낸다.)
  6. 제5항에 있어서,
    상기 열연판을 제조하는 단계 이후, 상기 냉연판을 제조하는 단계 사이에 열연판을 소둔하는 단계를 포함하지 않는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  7. 제5항에 있어서,
    슬라브를 가열하는 단계에서, 오스테나이트가 페라이트로 100% 변태되는 평형 온도를 Ae1(℃)이라고 할 때, 슬라브 가열온도 SRT(℃)와 Ae1온도(℃)가 하기 관계를 만족하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    SRT ≥ Ae1+150℃
  8. 제5항에 있어서,
    슬라브를 가열하는 단계에서, 오스테나이트 단상 영역에서 1시간 이상 유지하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  9. 제5항에 있어서,
    상기 열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고, 사상압연 시작 온도(FET)가 하기 관계를 만족하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    Ae1 ≤ FET ≤ (2×Ae3+Ae1)/3
    (단, Ae1은 오스테나이트가 페라이트로 완전히 변태되는 온도(℃), Ae3은 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도(℃), FET는 사상압연 시작 온도(℃)를 나타낸다.)
  10. 제5항에 있어서,
    상기 열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고,
    사상압연의 압하율이 85% 이상인 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  11. 제5항에 있어서,
    상기 열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고,
    사상압연 전단에서의 압하율이 70%이상인 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  12. 제5항에 있어서,
    상기 열간압연하는 단계는 조압연 및 사상압연 단계를 포함하고,
    열연판 전체 길이에서 사상압연 종료 온도(FDT)의 편차가 30℃ 이하인 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  13. 제5항에 있어서,
    상기 열간압연하는 단계는 조압연, 사상압연 및 권취 단계를 포함하고,
    귄취 단계에서의 온도(CT)가 하기 관계를 만족하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    0.55≤CT×[Si]/1000≤1.75
    (단, CT는 귄취 단계에서의 온도(℃)를 나타내고, [Si]는 Si의 함량(중량%)을 나타낸다.)
  14. 제5항에 있어서,
    상기 열간압연하는 단계 이후, 열연판의 90˚반복굽힘 시험시 최대 횟수가 30회 이상이며 열연판 두께와 하기 관계를 만족하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    반복굽힘 최대 횟수/열연판 두께(mm) ≥ 1.5
  15. 제5항에 있어서,
    상기 열연판을 반복 굽힘하는 단계에서 5회 이상 반복 굽힘하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
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