WO2023018195A1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

무방향성 전기강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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WO2023018195A1
WO2023018195A1 PCT/KR2022/011879 KR2022011879W WO2023018195A1 WO 2023018195 A1 WO2023018195 A1 WO 2023018195A1 KR 2022011879 W KR2022011879 W KR 2022011879W WO 2023018195 A1 WO2023018195 A1 WO 2023018195A1
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grains
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electrical steel
steel sheet
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박준수
홍재완
송대현
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주식회사 포스코
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Definitions

  • One embodiment of the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a manufacturing method thereof. More specifically, it relates to a non-oriented electrical steel sheet having excellent iron loss by uniformizing the microstructure and a manufacturing method thereof.
  • the representative magnetic properties of non-oriented electrical steel sheet are iron loss and magnetic flux density.
  • the higher the magnetic flux density the same energy As a result, a larger magnetic force can be induced, and energy efficiency can be improved because a small current can be applied to obtain the same magnetic flux density. Therefore, in order to improve energy efficiency, it can be said that a technology for developing a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetism with low core loss and high magnetic flux density is essential.
  • Impurities other than Si, Al, and Mn that are unavoidably contained must be more strictly controlled. Most of the impurities form precipitates such as C, N, S, etc. to suppress the growth of crystal grains or impede the movement of magnetic domain walls, thereby deteriorating magnetism, so control of their content is very important.
  • Japanese Patent Laid-open Publication No. 2016-199787 suggests a method for securing excellent magnetism by improving the texture by controlling the heating rate to 50°C/s or more during the final annealing of the non-oriented electrical steel sheet
  • the part where the magnetic properties may be inferior due to the non-uniformity of the microstructure is not considered.
  • the prior art reduces the specific impurity element contained in the steel to a very low level and adds a skin pass process to obtain a high-strength steel sheet before stress relief annealing and a low iron loss steel sheet due to the ease of crystal grain growth during annealing.
  • the method is presented, there is a disadvantage in that cost increases for extremely low management of impurities are caused.
  • it is intended to provide a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetism through uniform control of the microstructure by optimally controlling the components of the steel and optimizing the manufacturing method.
  • Si 2.5 to 4%
  • Mn 0.1 to 1.0%
  • S 0.001 to 0.005%
  • Cu 0.002 to 0.01%
  • the balance Fe and unavoidable May contain impurities.
  • the non-oriented electrical steel sheet may have FGS (average grain diameter of grains that are in the lower 10% or less based on grain diameter among all grains) ⁇ 15 ⁇ m.
  • the non-oriented electrical steel sheet further contains at least one of C: 0.005% or less, Al: 0.5 to 1.5%, N: 0.005% or less, P: 0.2% or less, Sn: 0.2% or less, and Ti: 0.005% or less by weight%.
  • C 0.005% or less
  • Al 0.5 to 1.5%
  • N 0.005% or less
  • P 0.2% or less
  • Sn 0.2% or less
  • Ti 0.005% or less by weight%.
  • the non-oriented electrical steel sheet further contains at least one of Sb: 0.2% or less, Ni: 0.05% or less, Cr: 0.05% or less, Zr: 0.01% or less, Mo: 0.01% or less, and V: 0.01% or less by weight%.
  • Sb 0.2% or less
  • Cr 0.05% or less
  • Zr 0.01% or less
  • Mo 0.01% or less
  • V 0.01% or less by weight%.
  • FGS average grain size of grains in the lower 10% or less based on grain size among all grains
  • GS average grain diameter of all grains
  • the non-oriented electrical steel sheet may have FGA (average area of grains that are in the lower 10% or less based on grain size among all grains) / TGA (area of all grains) ⁇ 0.005.
  • composition of the non-oriented electrical steel sheet may satisfy Equation 1 below.
  • the average heating rate between the soaking temperature at 600°C is 15 to 50°C/s, and the average cooling between the soaking temperature and the soaking temperature at 600°C.
  • the rate may be 10 to 40 °C/s.
  • the heating rate and cooling rate may satisfy the following [Equation 2].
  • [heating rate] and [cooling rate] are the average heating rate and average cooling rate between 600 ° C and the maximum temperature during cold-rolled annealing, respectively, and the unit is ° C / s)
  • the slab may further include one or more of C: 0.005% or less, Al: 0.5 to 1.5%, N: 0.005% or less, P: 0.1% or less, Sn: 0.1% or less, and Ti: 0.005% or less by weight%. there is.
  • the slab composition may satisfy Equation 1 below.
  • the soaking temperature may be 900 to 1100 °C.
  • the method of manufacturing the non-oriented electrical steel sheet may further include coating an insulating film on the annealed cold-rolled cold-rolled sheet.
  • first, second and third are used to describe, but are not limited to, various parts, components, regions, layers and/or sections. These terms are only used 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 1ppm is 0.0001 weight%.
  • the meaning of further including an additional element means replacing and including iron (Fe) as much as the additional amount of the additional element.
  • Copper (Cu) and sulfur (S) are elements that need to be added in very small amounts or managed in an extremely low amount depending on the purpose.
  • Cu and S precipitates and inclusions inhibit the growth of crystal grains and impede the movement of magnetic domain walls, thereby deteriorating magnetism. Therefore, in the case of Cu and S, since they form sulfides together with Mn to make the distribution of crystal grains non-uniform, and the fine sulfides themselves may deteriorate magnetism, their addition amounts should be appropriately controlled.
  • the non-oriented electrical steel sheet of one embodiment of the present invention contains, by weight, Si: 2.5 to 4%, Mn: 0.1 to 1.0%, S: 0.001 to 0.005%, Cu: 0.002 to 0.01%, the balance Fe and unavoidable impurities, , Fe and other unavoidable impurities may be included as the balance.
  • C 0.005% or less
  • Al 0.5 to 1.5%
  • N 0.005% or less
  • P 0.2% or less
  • Sn 0.2% or less
  • Ti 0.005% or less
  • Si serves to lower the iron loss by increasing the specific resistance of the material, and when too little is added, the iron loss improvement effect may be insufficient. Therefore, adding 2.5% by weight or more of Si is advantageous for the development of a low core loss non-oriented electrical steel sheet. Conversely, if too much silicon is added, the brittleness of the material increases, resulting in plate breakage during winding and cold rolling, which can lead to a rapid decrease in rolling productivity. Therefore, Si may be added within the above range. More specifically, Si may be included in an amount of 2.6 to 3.7% by weight.
  • Manganese (Mn) serves to improve iron loss by increasing the specific resistance of the material and form sulfides. However, if too little is added, sulfides may be finely precipitated and magnetism may deteriorate. Conversely, if too much is added, the magnetic flux density may decrease by promoting the formation of ⁇ 111 ⁇ texture, which is unfavorable to magnetism. Therefore, Mn may be added within the above range. More specifically, 0.20 to 0.60 wt % of Mn may be included.
  • Aluminum (Al) serves to lower iron loss by increasing the specific resistance of the material, improves rollability or improves workability during cold rolling, and reduces magnetic anisotropy to reduce magnetic deviation between the rolling direction and the vertical direction of rolling. can reduce However, if too little is added, there is no effect on reducing high-frequency iron loss, and the precipitation temperature of AlN is lowered, so that fine nitrides are formed and magnetism may be deteriorated. Conversely, if too much is added, nitride is excessively formed, deteriorating magnetism, and causing problems in all processes such as steelmaking and continuous casting, which can greatly reduce productivity. Therefore, Al may be added within the above range. More specifically, 0.7 to 1.0 wt % of Al may be included.
  • Carbon (C) inhibits the growth of ferrite crystal grains during annealing, increasing the degree of deterioration of magnetism during processing, and can deteriorate magnetism by forming carbides by combining with Ti, Nb, etc. It may be 0.0040% by weight or less because iron loss increases due to aging and reduces the efficiency of electric devices.
  • Sulfur (S) forms fine sulfides such as MnS, CuS, and (Cu, Mn)S, which are harmful to magnetic properties, inside the base material to suppress crystal grain growth and weaken iron loss, so it is preferable to add it low.
  • S sulfur
  • the content exceeds 0.0050% by weight, grain growth may be inhibited due to increased generation of sulfides or the degree of deterioration of magnetism after processing may be increased, so S may be added within the above range. More specifically, 0.0013 to 0.0040% by weight of S may be included.
  • Nitrogen (N) is strongly combined with Al, Ti, Nb, etc. to form nitride inside the base material to suppress crystal grain growth and deteriorate iron loss, so it is preferable to contain nitrogen (N) in a small amount. . More specifically, it may include 0.0005 to 0.0035% by weight.
  • Titanium (Ti) is an element that has a very strong tendency to form precipitates in steel. It combines with C and N to form fine carbides or nitrides inside the base material to suppress crystal grain growth. It is inferior and deteriorates magnetism, such as worsening iron loss, so it can be limited to 0.0050% by weight or less. More specifically, it may contain 0.0010 to 0.0040% by weight.
  • Copper (Cu) can combine with Mn and S to form fine sulfides. However, when it is added at less than 0.002%, it promotes the formation of fine sulfides and deteriorates magnetic properties, so it may be contained at 0.002% or more. In addition, since sulfides increase when added in excess of 0.01%, the content of Cu may be 0.0020 to 0.0100% by weight. More specifically, it may contain 0.0050 to 0.0080% by weight.
  • P, Sn, and Sb which are generally known as elements to improve the texture, may be added for additional magnetic improvement.
  • the addition amount may be 0.2% or less, respectively, since there is a problem of inhibiting crystal grain growth and reducing productivity.
  • Ni and Cr 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.
  • Zr, Mo, V, etc. are also strong carbonitride forming elements, it is preferable not to add them as much as possible, and each may be limited to 0.01% by weight or less.
  • Fe and other unavoidable impurities may be included.
  • additional elements may be added within a range not impairing the technical spirit of the present invention. In this case, the remaining Fe is replaced and added. It is also possible that the addition of additional elements is limited.
  • the additional element at least one of Sb: 0.2% or less, Ni: 0.05% or less, Cr: 0.05% or less, Zr: 0.01% or less, Mo: 0.01% or less, and V: 0.01% or less can do.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention contains Si: 2.5 to 4%, Mn: 0.1 to 1.0%, S: 0.001 to 0.005%, Cu: 0.002 to 0.01%, and the balance Fe and unavoidable impurities. It can be done.
  • Mn, Cu, and S may satisfy Equation 1 below.
  • Mn is an element added to increase specific resistance along with Si and Al
  • sulfide is mainly known as MnS.
  • Cu is also an element that forms sulfide, and can form sulfide alone or in combination with CuS or MnS.
  • These sulfides precipitate finely to inhibit crystal grain growth, thereby making the microstructure non-uniform, and impeding the movement of magnetic domain walls during magnetization, thereby deteriorating magnetism.
  • the effect of fine sulfides rather than coarse sulfides is more detrimental to magnetism.
  • the non-oriented electrical steel sheet in which the content of S is controlled to satisfy the above [Equation 1] can have a uniform microstructure. More specifically, the value of Equation 1 may be 0.70 to 1.50.
  • the non-oriented electrical steel sheet may have FGS (average grain diameter of grains that are in the lower 10% or less based on grain diameter among all grains) ⁇ 15 ⁇ m.
  • FGS may be 15 to 30 ⁇ m, more specifically 20 to 25 ⁇ m.
  • FGS means the average grain size of the grains, when there are less than 10% of the grains having a small grain size based on the grain size among the total grains included in the area of the steel sheet to be measured. For example, assuming that the number of crystal grains to be measured is 100, it means the average grain size of crystal grain groups consisting of the smallest to 10th smallest crystal grains (ie, the 1st to 10th crystal grain groups). Here, the average grain size means the number average grain size. As the FGS increases, hysteretic loss among the generated iron losses decreases and iron loss improves. Crystal grains to be measured may have a particle diameter of 5 ⁇ m or more.
  • the criterion for measuring the crystal grain size is not particularly limited, and may be a surface parallel to the rolling surface (ND surface).
  • the crystal grain size does not substantially vary in the plate thickness direction, but can be measured at a thickness between 1/5t and 1/2t.
  • the grain size is measured by the diameter of a circle assuming an imaginary surface having the same area as the crystal grain.
  • FGS can be measured from specimens having an area of at least 5 mm ⁇ 5 mm.
  • FGS may directly photograph the microstructure and utilize an image analyzer, or may be measured using an EBSD program.
  • the non-oriented electrical steel sheet may have FGS (average grain diameter of grains in the lower 10% or less based on grain diameter among all grains) / GS (average grain diameter of all grains) ⁇ 0.15.
  • FGS / GS may be 0.15 to 0.25, more specifically 0.15 to 0.2.
  • the non-oriented electrical steel sheet may have FGA (average area of grains that are in the lower 10% or less based on the grain size among all grains) / TGA (average area of all grains) ⁇ 0.005.
  • FGA/TGA may be 0.005 to 0.02, more specifically 0.005 to 0.0015.
  • W 15/50 when a magnetic flux density of 1.5 T is induced at a frequency of 50 Hz, an average loss in a rolling direction and a vertical direction of the rolling direction, W 15/50 , may be 2.0 W/kg or less. Specifically, W 15/50 may be 1.5 to 2.0 W/kg, more specifically 1.8 to 2.0 W/kg.
  • an average loss W 10/400 in a rolling direction and a vertical direction of the rolling direction may be 16.5 W/kg or less.
  • W 10/400 may be 10.0 to 16.5 W/kg, more specifically 15.0 to 16.5 W/kg.
  • a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention includes the steps of hot rolling a slab; Cold rolling a hot-rolled sheet; and a cold-rolled sheet annealing step.
  • Hot-rolled sheet annealing may be added if necessary, and a plurality of cold rolling including intermediate annealing may be included to further improve magnetic properties. Examples of the manufacturing method below are only examples and do not necessarily correspond thereto.
  • C 0.005% or less
  • Si 2.0 to 4.0%
  • Mn 0.1 to 1.0%
  • S 0.001 to 0.005%
  • Al 0.5 to 1.5 %
  • N 0.005% or less
  • Ti 0.005% or less
  • Cu heating a slab containing 0.002 to 0.01%, the balance containing Fe and other unavoidable impurities; hot-rolling the slab to form a hot-rolled sheet; forming a cold-rolled sheet by cold-rolling the hot-rolled sheet; It may include the step of cold-rolled sheet annealing of the cold-rolled sheet.
  • Mn, Cu, and S may satisfy the following [Formula 1].
  • the composition of the slab and the composition of the aforementioned non-oriented electrical steel sheet are substantially the same.
  • the composition of the slab redundant description is omitted.
  • a step of heating the slab may be further included before the step of manufacturing the hot-rolled sheet.
  • Heating the slab may be a step of heating at 1200 °C or less. Specifically, it may be a step of heating at 950 to 1200 ° C, more specifically at 1000 to 1200 ° C.
  • the reheating temperature of the slab exceeds 1200 ° C, precipitates such as nitrides, carbides, and sulfides present in the slab are re-dissolved, and then fine precipitates during hot rolling and annealing to suppress crystal grain growth and reduce magnetism, so heating the slab
  • the temperature can be controlled below 1200°C.
  • the thickness of the formed hot-rolled sheet may be 2.0 to 3.0 mm. Specifically, the thickness of the hot-rolled sheet may be 2.3 to 2.5 mm.
  • the formed hot-rolled sheet may be wound at 700° C. or less and cooled in air.
  • the hot-rolled sheet annealing step may be omitted or the hot-rolled sheet annealing step may be performed.
  • the hot-rolled sheet annealing step may be performed at 950 to 1150 ° C.
  • the hot-rolled sheet annealing step may be performed at 975 to 1025 ° C.
  • the temperature is less than 950 ° C in the hot-rolled sheet annealing step, it is difficult to obtain a texture favorable to magnetism during annealing after cold rolling due to insufficient grain growth, and when the temperature exceeds 1150 ° C, crystal grains grow excessively The surface defects of the plate may be excessive.
  • the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet includes the step of annealing the hot-rolled sheet; Afterwards, a step of pickling the annealed hot-rolled sheet may be further included.
  • Pickling the annealed hot-rolled sheet may be a conventional pickling method.
  • Cold rolling the hot-rolled sheet may be a step of performing cold rolling twice or more including one or intermediate annealing.
  • the thickness of the formed cold-rolled sheet may be 0.10 to 0.50 mm, specifically 0.30 to 0.40 mm.
  • the reduction ratio may be 50 to 95%.
  • the annealing temperature is not significantly limited as long as the temperature applied to conventional non-oriented electrical steel sheet cold-rolled sheet annealing.
  • the cold-rolled sheet annealing process is an important factor that greatly affects the microstructure and texture of the non-oriented electrical steel sheet and influences the magnetism, the conditions must be more closely controlled.
  • the core loss of non-oriented electrical steel sheet is closely related to the grain size. Iron loss of non-oriented electrical steel can be divided into hysteretic loss and eddy current loss. Hysteretic loss decreases as the grain size increases, and eddy current loss increases as the grain size increases. size exists. Therefore, from a macroscopic point of view, it is important to derive and apply a cold-rolled sheet annealing temperature capable of securing an optimal grain size, and it is appropriate if the soaking temperature during cold-rolled sheet annealing is 900 to 1100 ° C.
  • the average heating rate from 600° C. to the soaking annealing temperature during cold-rolled sheet annealing is 15 to 50° C./s, and the average cooling from the soaking temperature during cold-rolled sheet annealing to 600° C.
  • the rate may be 10 to 40 °C/s.
  • the heating rate may be 20 to 40 °C/s, and the cooling rate may be 10 to 30 °C/s. If the heating rate is less than 15 °C / s, the fraction of texture that is unfavorable to magnetism increases and there may be a problem of inferior magnetism. there is.
  • the cooling rate is less than 10 ° C / s, there may be a problem in that the texture fraction, which is unfavorable to magnetism, increases, and if it exceeds 40 ° C / s, the residual stress present in the plate after annealing increases, resulting in poor magnetism. There may be.
  • the heating rate and the cooling rate may satisfy Equation 2 below.
  • [heating rate] and [cooling rate] are the average heating rate and average cooling rate between 600 ° C and soaking temperature during cold-rolled annealing, respectively, and the unit is ° C / s)
  • the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet may further include coating an insulating film on the annealed cold-rolled cold-rolled sheet.
  • the insulating film may be an organic, inorganic, or organic-inorganic composite film, and may be another insulating film.
  • the non-oriented electrical steel sheet manufactured by the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet may have FGS (average grain diameter of grains that are in the lower 10% or less based on grain size among all grains) ⁇ 15 ⁇ m, and FGS (lower grain size based on grain size among all grains) Average grain size of 10% or less) / GS (average grain size of all grains) ⁇ 0.15, FGA (average area of grains in the bottom 10% or less based on grain size among all grains) / TGA (average area of all grains) ⁇ may be 0.005.
  • the non-oriented electrical steel sheet manufactured by the method of manufacturing the non-oriented electrical steel sheet may have an iron loss W of 15/50 of 2.0 W/kg or less and an iron loss of W 10/400 of 16.5 W/kg or less.
  • the amount of Mn, S, and Cu added by changing the amount of Mn, S, and Cu and the uniformity of the microstructure (the size of fine crystal grains and fraction, area) and its effect on magnetism.
  • Each steel ingot was heated at 1160 ° C, hot rolled to a thickness of 2.4 mm, and then wound.
  • the hot-rolled steel sheet wound and cooled in air was subjected to hot-rolled sheet annealing and pickling at 1000° C., then cold-rolled to a thickness of 0.35 mm, and finally cold-rolled sheet annealing was performed.
  • the cold-rolled sheet annealing soaking temperature was carried out between 950 and 1100 ° C, and the heating rate during annealing was 23 ° C / s and the cooling rate was 13 ° C / s, so as to satisfy the following [Equation 2].
  • [heating rate] and [cooling rate] are the average heating rate and cooling rate between 600 °C and cold-rolled sheet annealing cracking temperature during annealing of cold-rolled sheet, respectively, and the unit is °C / s)
  • the grain size was analyzed by observing the microstructure of each specimen, and the iron loss W 15/50 , which is the average loss in the rolling direction and in the vertical direction when a magnetic flux density of 1.5 T was induced at a frequency of 50 Hz through Epstein sample processing and W 10/400, which is the average loss in the rolling direction and in the vertical direction of the rolling direction when a magnetic flux density of 1.0T is induced at a frequency of 400 Hz , and the results are shown in Table 2 below.
  • FGS is the average grain size of the lower 10% or less of the grains based on the grain size among the total grains
  • GS is the average grain size of the entire grains
  • FGA is the average area of the lower 10% or less of the grains based on the grain size among the total grains
  • TGA is the average area of all grains.
  • A2, A5, A7, A8, and A9 in which Si, Al, Mn, S, and Cu of the present invention satisfy all of the respective component addition amount ranges and [Equation 1] are FGS (of all crystal grains) Average grain size of grains in the bottom 10% or less in terms of grain size) ⁇ 15 ⁇ m, FGS (average grain size of grains in the bottom 10% or less in terms of grain size among all grains) / GS (average grain size of all grains) ⁇ 0.15, FGA (out of all grains) Based on the grain size, the average area of crystal grains in the lower 10% or less)/TGA (average area of all crystal grains) ⁇ 0.005 was satisfied, and as a result, iron loss W 15/50 and W 10/400 were very good.
  • A4 satisfies [Equation 1] but did not satisfy the content range in which S and Cu are controlled, so FGS (average grain diameter of grains in the lower 10% or less based on grain size among all grains) ⁇ 15 ⁇ m, FGS (of all grains) Average grain size of grains in the bottom 10% or less in terms of grain size)/GS (average grain size of all grains) ⁇ 0.15, FGA (average area of grains in the bottom 10% or less in terms of grain size among all grains)/TGA (average area of all grains) The relational expression of ⁇ 0.005 was also not satisfied, and as a result, iron loss W 15/50 and W 10/400 were inferior.
  • Example 2 Cold rolled sheet annealing heating and cooling rate control
  • Each steel ingot was heated at 1190 ° C, hot rolled to a thickness of 2.3 mm, and then wound.
  • the hot-rolled steel sheet wound and cooled in air was subjected to hot-rolled sheet annealing and pickling at 1050° C., then cold-rolled to a thickness of 0.35 mm, and finally cold-rolled sheet annealing was performed.
  • the cold-rolled sheet annealing target temperature was carried out between 950 and 1100 °C, and the heating rate and cooling rate were changed differently during annealing to confirm the effect according to [Equation 2] below.
  • [heating rate] and [cooling rate] are the average heating rate and cooling rate between 600 ° C and the maximum temperature during cold-rolled annealing, respectively, and the unit is ° C / s)
  • the grain size was analyzed by observing the microstructure of each specimen, and the iron loss W 15/50 and W 10/400 were measured through Epstein sample processing, and the results are shown in Table 4 below.
  • the heating rate and cooling rate are the average heating rate and cooling rate between 600 ° C. and the maximum temperature during annealing of the cold-rolled sheet, respectively.
  • Description of the FGS, GS, FGA, TGA and iron loss W 15/50 , W 10/400 is the same as in Example 1.
  • Si, Al, Mn, S, and Cu of the present invention have all the relational expressions of [Equation 1] and heating rate, cooling rate, and [Equation 2] during annealing of cold-rolled sheet and the range of each component addition amount.
  • Satisfied B2, B3, B6, B7, B9, B12 are FGS (average grain size of grains in the bottom 10% or less in terms of grain size among all grains) ⁇ 15 ⁇ m, FGS (average grain size in the bottom 10% or less in terms of grain size among all grains) Grain diameter)/GS (average grain diameter of all grains) ⁇ 0.15, FGA (average grain diameter of grains in the bottom 10% or less based on grain size among all grains)/TGA (average area of all grains) ⁇ 0.005 were all satisfied, and the result , iron loss W 15/50 and W 10/400 were very good.
  • B5 did not satisfy the Mn component addition range and [Equation 1], and also did not satisfy [Equation 2] during cold-rolled annealing. ⁇ 15 ⁇ m, FGS (average grain size of the bottom 10% of all grains based on grain size) / GS (average grain size of all grains) ⁇ 0.15, FGA (average area of grains below 10% of all grains based on grain size)
  • the iron loss W 15/50 and W 10/400 were inferior because the relational expression of /TGA (average area of all crystal grains) ⁇ 0.005 was not satisfied.
  • FGS average grain size of grains in the bottom 10% or less in terms of grain size
  • FGS average grain size in the bottom 10% or less in terms of grain size among all grains
  • GS all grains in terms of grain size
  • FGA average area of grains in the bottom 10% or less based on grain size
  • TGA average area of all grains
  • B11 did not satisfy the management range of Cu and [Equation 1], and did not satisfy the heating rate and [Equation 2] during cold-rolled annealing.
  • Grain size) ⁇ 15 ⁇ m
  • FGS average grain size of grains in the bottom 10% or less based on grain size
  • GS average grain size of all grains
  • FGA average grain size of grains in the bottom 10% or less in terms of grain size among all grains
  • TGA average area of all crystal grains

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Abstract

본 발명의 일 실시예는 중량%로, Si: 2.5 내지 4%, Mn: 0.1 내지 1.0%, S: 0.001 내지 0.005%, Cu: 0.002 내지 0.01%, 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛인 무방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.

Description

무방향성 전기강판 및 그 제조 방법
본 발명의 일 실시예는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 보다 구체적으로 미세조직을 균일화하여 철손이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근 환경보존 및 에너지 절약에 대한 규제가 강화됨에 따라 전기적 에너지를 기계적 에너지로 또는 기계적 에너지를 전기적 에너지로 바꾸어주는 에너지 변환 기기인 모터나 발전기의 효율 향상에 대한 요구가 증대되고 있다. 무방향성 전기강판은 이러한 모터, 발전기 등의 회전기기 및 소형 변압기 등의 정지 기기에서 철심용 재료로 사용되는 소재이므로, 모터나 발전기의 효율 향상에 대한 요구는 무방향성 전기강판에 대한 특성 향상 요구로 이어지고 있다.
무방향성 전기강판의 대표적인 자기적 특성은 철손과 자속밀도이며, 무방향성 전기강판이 철손이 낮을수록 철심이 자화되는 과정에서 손실되는 철손이 감소하여 효율이 향상되며, 자속밀도가 높을수록 똑 같은 에너지로 더 큰 자기강을 유도할 수 있으며 같은 자속밀도를 얻기 위해서는 적은 전류를 인가해도 되기 때문에 에너지 효율을 향상시킬 수 있다. 따라서, 에너지 효율 향상을 위해서는 저철손이면서 고자속밀도인 자성이 우수한 무방향성 전기강판 개발기술이 필수적이라고 할 수 있다.
무방향성 전기강판의 특성에 대해 보다 상세히 살펴보면, 무방향성 전기강판의 철손을 낮추기 위한 효율적인 방법으로는 비저항이 큰 원소인 Si, Al, Mn의 첨가량을 증가시키거나 강판의 두께를 얇게 하는 방법이 있다. 하지만, 두께가 얇은 강판은 생산성 및 가공성이 떨어져 가공비가 증가한다는 단점이 있으며, 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 함금 원소 첨가량의 증가는 자속밀도를 열위시키게 되므로 우수한 철손과 자속밀도를 확보하기 위해서는 적정 첨가량 및 Si, Al, Mn 첨가량 사이의 첨가비를 적절히 제어해야 한다. Si, Al, Mn 외의 불가피하게 함유되는 불순물들은 그 함유량을 보다 엄격하게 제어해야 한다. 대부분의 불순물들은 C, N, S 등과 석출물을 형성하여 결정립의 성장을 억제하거나 자구 벽의 이동을 방해함으로써 자성을 열위시키므로 그 함유량의 제어가 매우 중요하다고 할 수 있다.
무방향성 전기강판의 철손은 낮추면서 자속밀도도 향상시키기 위해 REM등 특수 첨가원소를 활용하여 집합조직을 개선하여 자기적 성질을 향상시키거나 온간압연, 2회 압연 2회 소둔 등 추가적인 제조 공정을 도입하는 기술 등도 시도되고 있다. 그러나 이러한 기술들은 모두 제조 원가의 상승을 야기하거나 대량 생산의 어려움이 따르기 때문에 자성이 우수하면서도 상업적으로 생산이 용이한 기술 개발이 필요하다고 할 수 있다. 또한 불순물의 첨가량을 극력으로 억제하고 Ca등의 원소를 첨가함으로써 개재물의 형성을 억제하고 제어하기 위한 기술들도 개발되고 있으나 이 역시 제조 원가의 상승을 야기시키고 그 효과를 명확히 확보하기 쉽지 않은 상황이다.
이러한 문제점을 해결하기 위한 지속적인 노력이 있었으며 많은 기술들이 개발되었다. 무방향성 전기강판에 대한 종래기술 중 일본 공개특허 2016-199787은 무방향성 전기강판의 최종 소둔 시 가열속도를 50℃/s이상으로 제어함으로써 집합조직을 향상시켜 우수한 자성을 확보할 수 있는 방법을 제시하였는데, 급속가열을 실시함에 따라 집합조직이 향상되는 결과와는 별개로 미세조직이 불균일해짐에 따라 자성이 열위해질 수 있는 부분은 고려되지 못하고 있다.
기존 기술은 성분 중 불순물인 S, As, Nb, Ti등을 극력으로 억제하고 열연판 소둔 조건을 제어함으로써 개재물 제어, 집합조직 개선 등을 통해 자성을 개선할 수 있는 기술을 제시하고 있으나, 불순물의 극력 억제를 위한 제조 원가의 증가 및 장시간의 열연판 소둔 시간등으로 인해 상업적으로 적용되기 어려운 기술로 볼 수 있다.
또한, 종래 기술은 강에 포함되는 특정 불순물 원소를 매우 낮은 레벨까지 감소시키고 스킨 패스공정을 추가함으로써 응력제거 소둔 전에는 고강도의 강판, 소둔 시에는 결정립 성장의 용이성으로 인해 저철손의 강판을 얻을 수 있는 방법을 제시하였지만, 불순물의 극저 관리를 위한 원가 상승이 야기되는 단점이 있다.
또한, Ca나 Mg 및 REM등 희토류 원소를 첨가함으로써 MnS의 석출을 억제하여 응력 제거 전에는 결정립이 작지만 응력 제거 소둔 시 결정립이 성장하여 우수한 철손을 가질 수 있는 기술을 제시되었다. 하지만 이 역시, 추가 원소의 첨가 및 제어를 위한 제조 원가의 상승이 동반되며 응력제거 소둔을 실시하지 않는 경우 그 효과를 확보하기 어렵다.
본 발명의 일 실시예에서는 강의 성분을 최적으로 제어하고 제조방법을 최적화함으로써 미세조직의 균일한 제어를 통하여 자성이 우수한 무방향성 전기강판을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, Si: 2.5 내지 4%, Mn: 0.1 내지 1.0%, S: 0.001 내지 0.005%, Cu: 0.002 내지 0.01%, 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
무방향성 전기강판은 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛일 수 있다.
무방향성 전기강판은 중량%로 C: 0.005%이하, Al: 0.5 내지 1.5%, N:0.005%이하, P: 0.2% 이하, Sn: 0.2% 이하 및 Ti: 0.005%이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
무방향성 전기강판은 중량%로 Sb: 0.2% 이하, Ni: 0.05% 이하, Cr: 0.05% 이하, Zr:0.01% 이하, Mo: 0.01% 이하, 및 V: 0.01% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
무방향성 전기강판은 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15일 수 있다.
무방향성 전기강판은 FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 면적) ≥ 0.005일 수 있다.
무방향성 전기강판 조성이 하기 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
0.4≤([Mn]+10×[Cu])×1000×[S]≤1.5
(여기서, [Mn], [Cu], 및 [S]는 각각 Mn, Cu 및 S 의 첨가량(중량%)임)
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법은 중량%로, Si: 2.5 내지 4%, Mn: 0.1 내지 1.0%, S: 0.001 내지 0.005%, Cu: 0.002 내지 0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 상기 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 및 냉연판을 냉연판 소둔하는 단계;를 포함하며, 냉연판 소둔하는 단계;에서, 600℃에서 균열 온도 사이의 평균 가열속도는 15 내지 50 ℃/s이고, 균열 온도에서 600℃ 사이의 평균 냉각속도는 10 내지 40℃/s일 수 있다.
가열속도와 냉각속도는 하기 [식 2]를 만족할 수 있다.
[식 2] 200≤([가열속도]×[냉각속도])≤500
(여기서, [가열속도], [냉각속도]는 각각 냉연판 소둔 시 600℃와 최고온도 사이의 평균 가열속도와 평균 냉각속도이고, 단위는 ℃/s임)
슬라브는 중량%로 C: 0.005%이하, Al: 0.5 내지 1.5%, N:0.005%이하, P: 0.1% 이하, Sn: 0.1% 이하 및 Ti: 0.005%이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
슬라브 조성은 하기 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
0.4≤([Mn]+10×[Cu])×1000×[S]≤1.5
(여기서, [Mn], [Cu], 및 [S]는 각각 슬라브 내의 Mn, Cu 및 S 의 첨가량(중량%)임)
냉연판 소둔하는 단계;에서 균열 온도는 900 내지 1100℃일 수 있다.
상기 무방향성 전기강판의 제조방법은 냉연판 소둔된 냉연판에 절연 피막을 코팅하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 구현예에 따르면, 성분계가 최적으로 제어된 무방향성 전기강판을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현예에 의하면, 무방향성 전기강판의 제조조건을 최적화 할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현예에 의하면, 냉연판 소둔 후의 미세조직이 보다 균일하게 제어된 무방향성 전기강판을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 철손이 우수한 무방향성 전기강판을 제공할 수 있다.
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.
무방향성 전기강판에서 철손을 낮추기 위한 가장 효율적인 방법은 규소(Si), 알루미늄(Al), 망간(Mn)을 첨가함으로써 강의 비저항을 증가시키는 것이다. 하지만 Fe에 Si, Al, Mn등이 첨가되면 철손은 감소하지만 포화자속밀도의 감소를 피할 수 없으며, Si, Al, Mn 첨가량이 많은 고합금계에서는 소재의 취성 증가에 의한 냉간압연성이 열위하게 되어 생산성 확보가 어렵다. 따라서, 저철손이면서도 고자속밀도의 특성을 가지면서 생산성을 확보하기 위해서는 Si, Al, Mn 첨가량 및 첨가비의 적절한 조합이 필요하다.
구리(Cu)와 황(S)은 그 목적에 따라 미량 첨가하거나 첨가량을 극저로 관리해야 하는 원소이다. 무방향성 전기강판에서는 석출물 및 개재물이 결정립 성장을 억제하고 자구 벽의 이동을 방해함으로써 자성을 열위시키게 된다. 이에, Cu와 S의 경우는 Mn과 함께 황화물을 형성하여 결정립의 분포를 불균일하게 할 뿐아니라 미세한 황화물 자체로 자성을 열위시킬 수 있으므로 그 첨가량을 적절하게 제어해야 한다.
본 발명 일 구현예의 무방향성 전기강판은 중량%로, Si: 2.5 내지 4%, Mn: 0.1 내지 1.0%, S: 0.001 내지 0.005%, Cu: 0.002 내지 0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 잔부로 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
본 발명 일 구현예의 무방향성 전기강판은 중량%로 C: 0.005%이하, Al: 0.5 내지 1.5%, N:0.005%이하, P: 0.2% 이하, Sn: 0.2% 이하 및 Ti: 0.005%이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명 일 구현예의 무방향성 전기강판은 중량%로 Sb: 0.2% 이하, Ni: 0.05% 이하, Cr: 0.05% 이하, Zr:0.01% 이하, Mo: 0.01% 이하, 및 V: 0.01% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
먼저 무방향성 전기강판의 성분 한정의 이유부터 설명한다.
Si: 2.5 내지 4.0 중량%
규소 (Si)는 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추어주는 역할을 하며, 너무 적게 첨가되는 경우, 철손 개선 효과가 부족할 수 있다. 따라서, Si의 함량을 2.5 중량% 이상을 첨가하는 것이 저철손 무방향성 전기강판의 개발에 유리하다. 반대로 규소가 너무 많이 첨가되는 경우 재료의 취성이 증가하여 권취 및 냉간압연 중 판파단이 발생하여 압연 생산성이 급격히 저하될 수 있다. 따라서 전술한 범위에서 Si를 첨가할 수 있다. 더욱 구체적으로는 Si는 2.6 내지 3.7 중량%로 포함될 수 있다.
Mn: 0.10 내지 1.00 중량%
망간 (Mn)은 재료의 비저항을 높여 철손을 개선하고 황화물을 형성시키는 역할을 하나, 너무 적게 첨가되면 황화물이 미세하게 석출되어 자성을 저하시킬 수 있다. 반대로 너무 많이 첨가되면 자성에 불리한 {111} 집합조직의 형성을 조장하여 자속밀도가 감소할 수 있다. 따라서, 전술한 범위에서 Mn을 첨가할 수 있다. 더욱 구체적으로 Mn을 0.20 내지 0.60 중량% 포함할 수 있다.
Al: 0.5 내지 1.5 중량%
알루미늄(Al)은 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추는 역할을 하며, 압연성을 개선하거나 혹은 냉간압연시 작업성을 좋게하는 효과가 있고, 자기 이방성을 감소시켜 압연 방향과 압연 수직 방향의 자성 편차를 감소시킬 수 있다. 그러나, 너무 적게 첨가되면 고주파 철손 저감에 효과가 없고 AlN의 석출 온도가 낮아져 질화물이 미세하게 형성되어 자성을 저하시킬 수 있다. 반대로 너무 많이 첨가되면 질화물이 과다하게 형성되어 자성을 열화시키며, 제강과 연속주조 등의 모든 공정상에 문제를 발생시켜 생산성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, 전술한 범위에서 Al을 첨가할 수 있다. 더욱 구체적으로 Al을 0.7 내지 1.0 중량% 포함할 수 있다.
C: 0.0050 중량% 이하
탄소(C)는 소둔시 페라이트 결정립 성장을 억제하여 가공 시 자성의 열화정도가 커지며, Ti, Nb 등과 결합하여 탄화물을 형성하여 자성을 열위시킬 수 있고, 최종 제품에서 전기 제품으로 가공 후 사용 시 자기시효에 의하여 철손이 높아져 전기기기의 효율을 감소시키기 때문에 0.0040 중량% 이하일 수 있다.
S: 0.0010 내지 0.0050 중량%
황(S)은 모재 내부에 자기적 특성에 유해한 MnS, CuS 및 (Cu, Mn)S등의 미세한 황화물을 형성하여 결정립 성장을 억제하여 철손을 약화시키므로 낮게 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.0010 중량% 미만으로 첨가되는 경우 오히려 집합조직 형성에 불리하며, 미세한 황화물 형성이 촉진되어 자성이 저하되기 때문에 0.001% 이상 함유하는 것이 좋다. 또한, 함량이 0.0050 중량%를 초과하는 경우에는 황화물 생성 증가로 인하여 결정립 성장을 억제하거나 가공 후 자성의 열화정도를 크게 할 수 있으므로, 전술한 범위에서 S을 첨가할 수 있다. 더욱 구체적으로 S를 0.0013 내지 0.0040 중량% 포함할 수 있다.
N: 0.0040 중량% 이하
질소(N)은 Al, Ti, Nb 등과 강하게 결합하여 모재 내부에 질화물을 형성하여 결정립 성장을 억제하는 등 철손을 악화시키므로 적게 함유하는 것이 바람직하고, 본 발명에서는 0.0040 중량% 이하로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0005 내지 0.0035 중량% 포함할 수 있다.
Ti: 0.0050 중량% 이하
티타늄(Ti)은 강내 석출물 형성 경향이 매우 강한 원소로, C, N과 결합하여 모재 내부에 미세한 탄화물 또는 질화물을 형성하여 결정립 성장을 억제하므로, 많이 첨가될수록 탄화물과 질화물이 많이 형성되어 집합 조직이 열위하게 되고 철손을 악화시키는 등 자성을 열위하게 하므로 0.0050 중량% 이하로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0010 내지 0.0040 중량% 포함할 수 있다.
Cu: 0.0020 내지 0.0100%
구리(Cu)는 Mn 및 S와 결합하여 미세한 황화물을 형성할 수 있다. 하지만, 0.002% 미만으로 첨가되는 경우 오히려 미세한 황화물 형성을 촉진시켜 자성이 저하되기 때문에, 0.002% 이상 함유할 수 있다. 또한, 0.01% 초과하여 첨가되는 경우 황화물이 증가하므로 Cu의 함량은 0.0020 내지 0.0100 중량%일 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0050 내지 0.0080 중량% 포함할 수 있다.
상기 원소 외에 일반적으로 집합조직을 개선하는 원소로 알려진 P, Sn, Sb는 추가적인 자성 개선을 위해 첨가되어도 무방하다. 하지만 첨가량이 너무 많은 경우, 결정립 성장성을 억제시키고 생산성을 저하시키는 문제가 있으므로 그 첨가량은 각각 0.2%이하일 수 있다. 제강 공정에서 불가피하게 첨가되는 원소인 Ni, Cr의 경우 불순물 원소들과 반응하여 미세한 황화물, 탄화물 및 질화물을 형성하여 자성에 유해한 영향을 미치므로 이들 함유량은 각각 0.05중량%이하로 제한될 수 있다. 또한 Zr, Mo, V등도 강력한 탄질화물 형성 원소이기 때문에 가능한 첨가되지 않는 것이 바람직하며 각각 0.01중량%이하로 제한될 수 있다.
상기 원소 이외의 나머지로 Fe 및 기타 불가피한 불순물이 포함될 수 있다. 전술한 원소외에 본 발명의 기술적 사상을 해치지 않는 범위에서 추가 원소의 추가도 가능하다. 이 경우, 잔부인 Fe를 대체하여 첨가한다. 또한, 추가 원소의 추가가 제한되는 것도 가능하다. 추가 원소의 일 예로서, Sb: 0.2% 이하, Ni: 0.05% 이하, Cr: 0.05% 이하, Zr:0.01% 이하, Mo: 0.01% 이하, 및 V: 0.01% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
즉, 본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 Si: 2.5 내지 4%, Mn: 0.1 내지 1.0%, S: 0.001 내지 0.005%, Cu: 0.002 내지 0.01%, 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
또한, 본 발명 일 구현예의 무방향성 전기강판은 Mn, Cu, S가 하기 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
0.40≤([Mn]+10×[Cu])×1000×[S]≤1.5
(여기서, [Mn], [Cu], 및 [S]는 각각 Mn, Cu 및 S 의 첨가량(중량%)임)
본 발명에서 Mn, Cu, S가 상기 [식 1]을 만족하도록 제어되는 이유는 다음과 같다. 일반적으로 무방향성 전기강판에서 Mn은 Si, Al과 더불어 비저항을 증가시키기 위해 첨가되는 원소이고, 황화물이라 함은 주로 MnS라고 알려져 있다. 하지만 Cu 역시 황화물을 형성하는 원소로 CuS 단독 또는 MnS와 복합으로 황화물을 형성할 수 있다. 이러한 황화물은 미세하게 석출하여 결정립 성장을 억제하여 미세조직을 분균일하게 하고 자화 시 자구 벽의 이동을 방해함으로써 자성을 열위시키게 된다. 조대한 황화물 보다는 미세한 황화물의 효과가 더욱 자성을 열위시키게 된다. 또한, 일반적으로 Cu는 Mn에 비해 그 첨가량이 적지만 첨가량이 적을수록 석출온도가 낮아 미세하게 석출하게 되므로 기존의 Mn, S 첨가량의 제어와 더불어 Cu의 첨가량도 엄밀하게 제어되어야 하므로, Mn, Cu, S의 함량이 상기 [식 1]을 만족하도록 제어된 무방향성 전기강판은 미세조직이 균일화 될 수 있다. 더욱 구체적으로 식 1의 값이 0.70 내지 1.50일 수 있다.
무방향성 전기강판은 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛일 수 있다. 구체적으로 FGS는 15 내지 30 ㎛, 보다 구체적으로 20 내지 25 ㎛ 일 수 있다.
더욱 구체적으로 FGS란 측정 대상이 되는 강판 면적에 포함되는 전체 결정립 중에서 결정립 입경 기준으로 입경이 작은 10% 이하의 결정립들이 있을 때, 그 결정립들의 평균 결정립 입경을 의미한다. 예컨데 측정 대상이 되는 결정립의 개수가 100개라고 가정할 때, 가장 작은 결정립부터 10번째로 작은 결정립으로 이루어진 결정립 집단(즉, 1번째 내지 10번째의 결정립 집단)의 평균 결정립 입경을 의미한다. 여기서 평균 결정립 입경은 수평균 결정립 입경을 의미한다. FGS가 클수록 발생되는 철손 중 이력손실이 감소하여 철손이 향상된다. 측정 대상이 되는 결정립은 입경이 5㎛ 이상일 수 있다.
결정립 입경 측정 면 기준은 특별히 한정되지 아니하며, 압연면(ND면)과 평행한 면이 될 수 있다. 결정립 입경은 판두께 방향으로 실질적으로 편차가 존재하지 않으나, 1/5t 내지 1/2t 사이의 두께에서 측정할 수 있다. 결정립 입경은 결정립과 동일한 면적을 갖는 가상의 면을 가정하여, 그 원의 지름으로 측정한다.
작은 면적에서 측정할 시 편차가 클 수 있으므로, 적어도 5mm×5mm 면적을 갖는 시편으로부터 FGS를 측정할 수 있다.
더욱 구체적으로 FGS는 미세조직을 직접 촬영하여 이미지 분석기를 활용할 수도 있으며, EBSD 프로그램을 이용하여 측정할 수도 있다.
상기 무방향성 전기강판은 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15일 수 있다. 구체적으로 FGS/GS는 0.15 내지 0.25, 보다 구체적으로 0.15 내지 0.2일 수 있다.
상기 무방향성 전기강판은 FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005일 수 있다. 구체적으로, FGA/TGA는 0.005 내지 0.02, 보다 구체적으로 0.005 내지 0.0015 일 수 있다.
또한, 상기 무방향성 전기강판은 50Hz 주파수에서 1.5T 자속밀도가 유기되었을 때 압연방향과 압연방향의 수직방향의 평균 손실인 철손 W15/50은 2.0W/kg 이하일 수 있다. 구체적으로 W15/50은 1.5 내지 2.0W/kg, 보다 구체적으로 1.8 내지 2.0W/kg일 수 있다.
상기 무방향성 전기강판은 400Hz 주파수에서 1.0T 자속밀도가 유기되었을 때 압연방향과 압연방향의 수직방향의 평균 손실인 철손 W10/400은 16.5W/kg 이하일 수 있다. 구체적으로 W10/400은 10.0 내지 16.5W/kg, 보다 구체적으로 15.0 내지 16.5W/kg일 수 있다.
본 발명의 일 구현예에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법은, 슬라브를 열간압연하는 단계; 열연판을 냉간압연 하는 단계; 및 냉연판 소둔 단계를 포함한다. 열연판 소둔은 필요한 경우에 추가할 수 있으며, 또한, 추가적인 자성 향상을 위해 중간소둔을 포함하는 복수의 냉간압연을 포함할 수 있다. 하기 제조방법의 예시는 실시예에 불과하고 반드시 이에 해당되어야 하는 것은 아니다.
일 예로, 본 발명의 무방향성 전기강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 2.0 내지 4.0%, Mn: 0.1 내지 1.0%, S: 0.001 내지 0.005%, Al: 0.5 내지 1.5%, N: 0.005% 이하, Ti: 0.005% 이하, Cu: 0.002 내지 0.01%를 포함하고, 잔부로 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 단계; 상기 슬라브를 열간압연하여 열연판을 형성하는 단계; 상기 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 형성하는 단계; 상기 냉연판을 냉연판 소둔하는 단계를 포함할 수 있다.
슬라브의 조성 중 Mn, Cu, S는 하기 [식 1]을 만족할 수 있다.
[식 1]
0.4≤([Mn]+10×[Cu])×1000×[S]≤1.5
(여기서, [Mn], [Cu], 및 [S]는 각각 Mn, Cu 및 S 의 첨가량(중량%)임)
이후 무방향성 전기강판의 제조 과정에서 강 조성에 실질적인 변동은 없으므로, 슬라브의 조성과 전술한 무방향성 전기강판의 조성은 실질적으로 동일하다. 슬라브의 조성에 대하여, 중복되는 설명은 생략한다.
열연판을 제조하는 단계 이전에 슬라브를 가열하는 단계를 더 포함할 수 있다. 슬라브를 가열하는 단계;는 1200℃ 이하에서 가열하는 단계일 수 있다. 구체적으로 950 내지 1200℃, 보다 구체적으로 1000 내지 1200℃에서 가열하는 단계일 수 있다. 슬라브의 재가열 온도가 1200℃ 초과인 경우에는 슬라브 내에 존재하는 질화물, 탄화물, 황화물 등의 석출물이 재고용되고, 이후 열간압연 및 소둔시 미세 석출되어 결정립 성장을 억제하고 자성을 저하시킬 수 있으므로, 슬라브 가열온도는 1200℃ 이하로 제어될 수 있다.
슬라브를 열간압연하여 열연판을 형성하는 단계; 는 형성된 열연판의 두께가 2.0 내지 3.0 mm일 수 있다. 구체적으로 열연판의 두께는 2.3 내지 2.5 mm일 수 있다.
상기 형성된 열연판은 700℃ 이하에서 권취되고 공기중에서 냉각될 수 있다.
상기 권취된 열연판은 열연판 소둔 단계가 생략되거나 열연판 소둔 단계를 실시할 수 있다. 상기 열연판 소둔 단계는 열연판 소둔단계는 950 내지 1150℃에서 행해질 수 있다. 구체적으로 상기 열연판 소둔단계는 975 내지 1025℃에서 행해질 수 있다. 상기 열연판 소둔단계에서 온도가 950℃ 미만인 경우에는, 결정립 성장이 불충분하여 냉간압연 후 소둔 시 자성에 유리한 집합조직을 얻기가 어렵고, 온도가 1150℃를 초과하는 경우에는, 결정립이 과도하게 성장되고 판의 표면 결함이 과다해질 수 있다.
상기 무방향성 전기강판의 제조방법은 상기 열연판 소둔 단계; 이후에 소둔된 열연판을 산세하는 단계를 더 포함할 수 있다. 상기 소둔된 열연판을 산세하는 단계;는 통상의 산세방법 일 수 있다.
상기 열연판을 냉간압연하는 단계;는 1회 또는 중간소둔을 포함하는 2회 이상의 냉간압연을 행하는 단계일 수 있다. 상기 형성된 냉연판의 두께는 0.10 내지 0.50mm, 구체적으로 0.30 내지 0.40mm 일 수 있다.
냉간압연하는 단계에서 압하율은 50 내지 95%일 수 있다.
상기 냉연판을 냉연판 소둔하는 단계;에서 소둔 온도는 통상적인 무방향성 전기강판 냉연판 소둔에 적용되는 온도면 크게 제한은 없다. 하지만, 냉연판 소둔 공정은 무방향성 전기강판의 미세조직 및 집합조직에 큰 영향을 미쳐 자성을 좌우하는 중요한 요소이므로 그 조건은 보다 면밀하게 제어되어야 한다.
무방향성 전기강판의 철손은 결정립 크기와 밀접하게 연관되어 있다. 무방향성 전기강판의 철손은 이력손실과 와류손실로 구분할 수 있는데, 이력손실은 결정립 크기가 클수록 감소하고 반대로 와류손실은 결정립 크기가 클수록 증가하게 되어 이력손실과 와류손실의 합이 최소가 되는 적정 결정립 크기가 존재한다. 따라서 거시적인 관점에서는 최적 결정립 크기를 확보할 수 있는 냉연판 소둔온도를 도출하고 적용하는 것이 중요하고 냉연판 소둔 시 균열 온도는 900 내지 1100℃라면 적당하다. 냉연판 소둔 시 균열 온도가 900℃ 미만인 경우 결정립이 너무 미세하여 이력손실이 증가하며, 1100℃를 초과할 경우는 결정립이 너무 조대하여 와류손이 증가하여 철손이 열위하게 되므로 900 내지 1100℃로 제어될 수 있다.
그러나 미시적인 관점에서 보면 동일한 결정립 크기라고 하더라도 미세조직의 균일성이 우수할수록 보다 철손이 저감될 수 있다. 평균 결정립 크기는 유사하더라도 평균 결정립 대비 매우 미세한 결정립들과 매우 조대한 결정립들이 많을수록 철손은 열위하게 되므로 미세조직의 균일성을 확보할수록 자성을 향상시킬 수 있다.
상기 냉연판을 냉연판 소둔하는 단계;에서 600℃에서 냉연판 소둔 시의 균열 소둔 온도까지의 평균 가열속도는 15 내지 50℃/s이고, 냉연판 소둔 시의 균열 온도에서 600 ℃까지의 평균 냉각속도는 10 내지 40℃/s일 수 있다. 구체적으로 상기 가열속도는 20 내지 40℃/s이고, 냉각속도는 10 내지 30℃/s일 수 있다. 가열속도가 15℃/s 미만인 경우에는 자성에 불리한 집합 조직의 분율이 증가하여 자성이 열위되는 문제가 있을 수 있고, 50℃/s 초과인 경우에는 결정립이 불균일해져 자성이 열위되는 문제가 있을 수 있다. 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 마찬가지로 자성에 불리한 집합 조직 분율이 증가하는 문제가 있을 수 있고, 40℃/s 초과인 경우에는 소둔 후 판내 존재하는 잔류 응력이 증가하여 자성이 열위되는 문제가 있을 수 있다.
또한, 상기 냉연판을 냉연판 소둔하는 단계;에서 가열속도와 냉각속도는 하기 식 2를 만족할 수 있다.
[식 2] 200≤([가열속도]×[냉각속도])≤500
(여기서, [가열속도], [냉각속도]는 각각 냉연판 소둔 시 600℃와 균열 온도 사이의 평균 가열속도와 평균 냉각속도이고, 단위는 ℃/s임)
상기 무방향성 전기강판의 제조방법은 냉연판 소둔된 냉연판에 절연 피막을 코팅하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 절연 피막은 유기질, 무기질 및 유무기 복합피막일 수 있으며, 기타 절연이 가능한 피막제일 수 있다.
상기 무방향성 전기강판의 제조방법에 의하여 제조된 무방향성 전기강판은 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛일 수 있고, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15일 수 있으며, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005일 수 있다.
또한, 상기 무방향성 전기강판의 제조방법에 의하여 제조된 무방향성 전기강판은 철손 W15/50이 2.0W/kg 이하일 수 있고, 철손 W10/400이 16.5W/kg 이하일 수 있다.
이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실시예 1- Mn, Cu, S 함량에 따른 비교
진공 용해를 통하여 하기 표 1과 같이 조성되는 강괴를 제조하여 Mn, S, Cu의 양을 변화시켜 Mn, S, Cu의 첨가량 및 하기 [식 1] 이 미세조직의 균일성 (미세한 결정립의 크기 및 분율, 면적)과 자성에 미치는 영향을 보고자 하였다.
[식 1]
0.4≤([Mn]+10×[Cu])×1000×[S]≤1.5
(여기서, [Mn], [Cu], 및 [S]는 각각 Mn, Cu 및 S 의 첨가량(중량%)임)
각 강괴는 1160℃에서 가열하고, 2.4mm의 두께로 열간압연한 후 권취하였다. 공기 중에서 권취하고 냉각한 열연강판을 1000℃에서 열연판 소둔 및 산세한 다음 0.35mm 두께로 냉간압연하고, 최종적으로 냉연판 소둔을 실시하였다. 이 때, 냉연판 소둔 균열 온도는 950 내지 1100℃사이로 실시하였으며 소둔 시 가열속도는 23℃/s, 냉각속도는 13℃/s으로 하여 하기 [식 2]를 만족하도록 제어하였다.
[식 2] 200≤([가열속도]×[냉각속도])≤500
(여기서, [가열속도], [냉각속도]는 각각 냉연판 소둔 시 600℃와 냉연판 소둔 균열 온도 사이의 평균 가열속도와 냉각속도이고, 단위는 ℃/s임)
각각의 시편에 대하여 미세조직을 관찰하여 결정립 크기를 분석하였고 앱스타인 시료 가공을 통해 50Hz주파수에서 1.5T의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 압연방향 수직방향의 평균 손실인 철손 W15/50과 400Hz주파수에서 1.0T의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 압연방향 수직방향의 평균 손실인 W10/400을 측정하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
강종
(중량%)		 C Si Mn P S Al Ti N Cu
A1 0.0025 2.9 0.58 0.007 0.0059 1.0 0.0036 0.0032 0.0015
A2 0.003 3.7 0.31 0.003 0.0035 0.5 0.0026 0.0035 0.0049
A3 0.0038 3.4 0.02 0.010 0.0038 1.2 0.0009 0.0019 0.0080
A4 0.003 3.3 0.58 0.007 0.0007 0.6 0.0017 0.0038 0.0108
A5 0.0019 3.0 0.88 0.006 0.0015 0.7 0.0008 0.0018 0.0026
A6 0.0031 3.6 0.20 0.005 0.0013 0.7 0.0025 0.0038 0.0046
A7 0.0045 2.9 0.40 0.010 0.0016 0.8 0.0019 0.0022 0.0069
A8 0.0023 2.9 0.54 0.005 0.0025 0.9 0.0010 0.0007 0.0056
A9 0.0032 3.2 0.87 0.006 0.0010 1.1 0.0019 0.0022 0.005
A10 0.0039 3.2 1.13 0.006 0.0023 0.7 0.0007 0.0017 0.0062
A11 0.0025 2.9 0.75 0.006 0.0033 0.8 0.0012 0.0023 0.0074
강종 [식 1] 냉연판 소둔온도 (℃) GS
(㎛)		 FGS
(㎛)		 FGS/GS FGA/TGA 철손, W15/50
(W/Kg)		 철손, W10/400
(W/Kg)		 비고
A1 3.51 1030 103 14 0.14 0.003 2.28 17.9 비교예
A2 1.26 1010 117 26 0.22 0.016 1.85 15.9 발명예
A3 0.38 960 95 13 0.14 0.004 2.19 17.7 비교예
A4 0.48 1020 93 13 0.14 0.004 2.15 16.8 비교예
A5 1.36 1060 154 24 0.16 0.009 1.88 15.8 발명예
A6 0.32 980 91 13 0.14 0.005 2.13 17.2 비교예
A7 0.75 990 121 21 0.17 0.017 1.96 16.2 발명예
A8 1.49 970 116 19 0.16 0.010 1.94 15.5 발명예
A9 0.92 1050 142 25 0.18 0.012 1.86 16.1 발명예
A10 2.74 950 86 12 0.14 0.003 2.23 17.3 비교예
A11 2.72 1030 97 14 0.14 0.004 2.31 17.7 비교예
상기 표 2에서 FGS는 전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경이고, GS는 전체 결정립의 평균 입경이며, FGA는 전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적이고, TGA는 전체 결정립의 평균 면적이다.
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 Si, Al, Mn, S, Cu가 각각의 성분 첨가량 범위 및 [식 1] 을 모두 만족한 A2, A5, A7, A8, A9는 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005의 관계식을 모두 만족하였고 그 결과, 철손 W15/50과 W10/400이 매우 우수하게 나타났다.
반면, A1은 S와 Cu가 각각의 제어되는 함량 범위를 만족하지 못하였으며, [식 1] 도 만족하지 못하였고, 이에 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005의 관계식도 만족하지 못하고, 그 결과 철손 W15/50과 W10/400이 열위하게 나타났다.
A3과 A10은 Mn이 제어된 함량범위를 만족하지 못하였으며 [식 1] 도 만족하지 못하였고, 이에 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005의 관계식도 만족하지 못하여 그 결과, 철손 W15/50과 W10/400이 열위하게 나타났다.
A4는 [식 1] 은 만족하였으나 S와 Cu가 제어되는 함량 범위를 만족하지 못하였고, 이에 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005의 관계식도 만족하지 못하여 그 결과, 철손 W15/50과 W10/400이 열위하게 나타났다.
한편 A6, A11는 Mn, S 및 Cu는 각각의 제어되는 함량범위를 만족하였으나 [식 1]을 만족하지 못하였고 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립 의 평균 입경) ≥ 0.15, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005의 관계식도 만족하지 못하여 그 결과, 철손 W15/50과 W10/400이 열위하게 나타났다.
실시예 2- 냉연판 소둔 가열 및 냉각 속도 제어
진공 용해를 통하여 하기 표 3과 같이 조성되는 강괴를 제조하여 Mn, S, Cu의 양을 변화시켜 Mn, S, Cu의 첨가량 및 하기 [식 1] 과 냉연판 소둔 시 가열속도 및 냉각속도 조건이 미세조직의 균일성 (미세한 결정립의 크기 및 분율, 면적)과 자성에 미치는 영향을 보고자 하였다.
[식 1]
0.4≤([Mn]+10×[Cu])×1000×[S]≤1.5
(여기서, [Mn], [Cu], 및 [S]는 각각 Mn, Cu 및 S 의 첨가량(중량%)임)
각 강괴는 1190℃에서 가열하고, 2.3mm의 두께로 열간압연한 후 권취하였다. 공기 중에서 권취하고 냉각한 열연강판을 1050℃에서 열연판 소둔 및 산세한 다음 0.35mm 두께로 냉간압연하고, 최종적으로 냉연판 소둔을 실시하였다. 이 때, 냉연판 소둔 목표 온도는 950 내지 1100℃사이로 실시하였으며 소둔 시 가열속도와 냉각속도를 다르게 변화시켜 하기 [식 2]에 따른 그 영향을 확인하였다.
[식 2] 200≤([가열속도]×[냉각속도])≤500
(여기서, [가열속도], [냉각속도]는 각각 냉연판 소둔 시 600℃와 최고온도 사이의 평균 가열속도와 냉각속도이고, 단위는 ℃/s임)
각각의 시편에 대하여 미세조직을 관찰하여 결정립 크기를 분석하였고 앱스타인 시료 가공을 통해 철손 W15/50과 W10/400을 측정하여 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
강종 C Si Mn P S Al Ti N Cu Sn
B1 0.0034 3.3 0.25 0.004 0.0025 0.91 0.0023 0.0014 0.0069 0.01
B2 0.0014 2.9 0.83 0.014 0.0011 1.12 0.004 0.0021 0.0048 -
B3 0.0042 3.6 0.25 0.003 0.004 1.19 0.0042 0.0038 0.0087 0.06
B4 0.0008 2.9 0.76 0.008 0.0018 1.30 0.0004 0.0020 0.0066 -
B5 0.0030 3.0 0.08 0.008 0.0015 0.65 0.0015 0.0019 0.0056 0.03
B6 0.0008 2.6 0.58 0.010 0.0018 0.57 0.0028 0.0017 0.0065 0.02
B7 0.0023 3.0 0.36 0.005 0.0017 0.66 0.0033 0.0008 0.0063 -
B8 0.0037 3.5 0.32 0.006 0.0039 0.82 0.0029 0.0024 0.0055 0.05
B9 0.0017 2.9 0.71 0.013 0.002 0.83 0.0015 0.0025 0.0028 0.08
B10 0.0024 2.8 0.66 0.013 0.0017 1.25 0.0006 0.0024 0.0022 -
B11 0.0037 3.4 0.43 0.012 0.0034 0.91 0.0022 0.0012 0.0113 0.02
B12 0.0034 3.7 0.56 0.006 0.0021 0.97 0.0011 0.0024 0.0076 0.01
B13 0.0020 3.6 0.15 0.004 0.0008 1.07 0.0034 0.0022 0.0024 0.03
강종 [식 1] 냉연판 소둔
균열온도 (℃)		 가열
속도 (℃/s)		 냉각 속도 (℃/s) [식 2] GS
(㎛)		 FGS
(㎛)		 FGS
/GS		 FGA
/TGA		 철손, W15/50
(W/Kg)		 철손, W10/400
(W/Kg)		 비고
B1-1 0.80 1010 45 27 1215 127 14 0.11 0.002 2.18 17.2 비교예
B1-2 0.80 1010 13 20 260 100 14 0.14 0.003 2.23 17.6 비교예
B1-3 0.80 1010 40 6 240 86 12 0.14 0.003 2.19 17.5 비교예
B1-4 0.80 1010 12 11 132 108 13 0.12 0.004 2.28 18.1 비교예
B2 0.97 1030 27 16 432 114 24 0.21 0.011 1.92 15.9 발명예
B3 1.35 1020 15 25 375 122 22 0.18 0.013 1.86 15.7 발명예
B4 1.49 960 55 32 1760 92 12 0.13 0.004 2.24 17.6 비교예
B5 0.20 1000 12 10 120 86 12 0.14 0.003 2.16 16.8 비교예
B6 1.16 980 27 15 405 100 19 0.19 0.006 1.97 16.3 발명예
B7 0.72 1060 30 14 420 87 20 0.23 0.007 1.89 15.9 발명예
B8 1.46 1020 24 58 1392 100 11 0.11 0.003 2.14 16.7 비교예
B9 1.48 1050 22 21 462 150 24 0.16 0.011 1.91 16.2 발명예
B10 1.16 1040 8 53 424 71 10 0.14 0.002 2.29 17.5 비교예
B11 1.85 1020 59 38 2242 127 14 0.11 0.004 2.15 17.00 비교예
B12 1.34 980 45 11 495 82 18 0.22 0.008 1.88 15.6 발명예
B13 0.14 1070 8 8 64 100 14 0.14 0.002 2.13 17.1 비교예
상기 가열속도, 냉각속도는 각각 냉연판 소둔 시 600℃와 최고온도 사이의 평균 가열속도와 냉각속도이다. 상기 FGS, GS, FGA, TGA 및 철손 W15/50, W10/400의 설명은 상기 실시예 1과 같다.
상기 표 4에 나타난 바와 같이, 본 발명의 Si, Al, Mn, S, Cu가 각각의 성분 첨가량 범위 및 [식 1]과 냉연판 소둔 시 가열속도, 냉각속도 및 [식 2]의 관계식을 모두 만족한 B2, B3, B6, B7, B9, B12는 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005의 관계식을 모두 만족하였고 그 결과, 철손 W15/50과 W10/400이 매우 우수하게 나타났다.
반면, B1은 Si, Al, Mn, S, Cu가 각각의 성분 첨가량 범위 및 [식 1]을 모두 만족하였고 냉연판 소둔 시 가열속도와 냉각속도 범위도 만족하였으나, [식 2]를 만족하지 못하였고 그 결과 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005의 관계식을 만족하지 못하여 철손 W15/50과 W10/400이 열위하게 나타났다.
B4는 Si, Al, Mn, S, Cu가 각각의 성분 첨가량 범위 및 [식 1]을 모두 만족하였으나 냉연판 소둔 시 가열속도가 관리범위를 만족하지 못하였고 [식 2]도 만족하지 못하였으며, 그 결과 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005의 관계식을 만족하지 못하여 철손 W15/50과 W10/400이 열위하게 나타났다.
B5는 Mn이 성분 첨가량 범위 및 [식 1]을 만족하지 못하였으며 냉연판 소둔 시 [식 2]도 만족하지 못하였고, 그 결과 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005의 관계식을 만족하지 못하여 철손 W15/50과 W10/400이 열위하게 나타났다.
B8은 Si, Al, Mn, S, Cu가 각각의 성분 첨가량 범위 및 [식 1]을 모두 만족하였으나 냉연판 소둔 시 냉각속도와 [식 2]를 만족하지 못하였고 그 결과 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립 평균 입경) ≥ 0.15, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005의 관계식을 만족하지 못하여 철손 W15/50과 W10/400이 열위하게 나타났다.
B10은 Si, Al, Mn, S, Cu가 각각의 성분 첨가량 범위 및 [식 1]을 모두 만족하였으며, 냉연판 소둔 시 [식 2]도 만족하였으나, 가열속도와 냉각속도가 각각의 관리범위를 만족하지 못하였고, 그 결과 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005의 관계식을 만족하지 못하여 철손 W15/50과 W10/400이 열위하게 나타났다.
B11은 Cu의 관리범위 및 [식 1]을 만족하지 못하였으며 냉연판 소둔 시 가열속도와 [식 2]를 만족하지 못하였고, 그 결과 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005의 관계식을 만족하지 못하여 철손 W15/50과 W10/400이 열위하게 나타났다.
B13은 S의 관리범위 및 [식 1]을 만족하지 못하였으며 냉연판 소둔 시 가열속도와 냉각속도 및 [식 2]를 모두 만족하지 못하였고, 그 결과 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛, FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15, FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005의 관계식을 만족하지 못하여 철손 W15/50과 W10/400이 열위하게 나타났다.

Claims (11)

  1. 중량%로, Si: 2.5 내지 4%, Mn: 0.1 내지 1.0%, S: 0.001 내지 0.005%, Cu: 0.002 내지 0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경) ≥ 15㎛인, 무방향성 전기강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 무방향성 전기강판은 중량%로 C: 0.005%이하, Al: 0.5 내지 1.5%, N:0.005%이하, P: 0.2% 이하, Sn: 0.2% 이하 및 Ti: 0.005%이하 중 1종 이상을 더 포함하는, 무방향성 전기강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 무방향성 전기강판은 중량%로 Sb: 0.2% 이하, Ni: 0.05% 이하, Cr: 0.05% 이하, Zr:0.01% 이하, Mo: 0.01% 이하, 및 V: 0.01% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는, 무방향성 전기강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 무방향성 전기강판은 FGS(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 입경)/GS(전체 결정립의 평균 입경) ≥ 0.15인, 무방향성 전기강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 무방향성 전기강판은 FGA(전체 결정립 중 입경 기준으로 하위 10% 이하인 결정립들의 평균 면적)/TGA(전체 결정립의 평균 면적) ≥ 0.005인, 무방향성 전기강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 무방향성 전기강판 조성이 하기 식 1을 만족하는, 무방향성 전기강판.
    [식 1]
    0.4≤([Mn]+10×[Cu])×1000×[S]≤1.5
    (여기서, [Mn], [Cu], 및 [S]는 각각 Mn, Cu 및 S의 첨가량(중량%)임)
  7. 중량%로, Si: 2.5 내지 4%, Mn: 0.1 내지 1.0%, S: 0.001 내지 0.005%, Cu: 0.002 내지 0.01%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계;
    상기 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 및
    상기 냉연판을 냉연판 소둔하는 단계;를 포함하며,
    상기 냉연판 소둔하는 단계;에서, 600℃에서 균열 온도 사이의 평균 가열속도는 15 내지 50 ℃/s이고, 균열 온도에서 600℃ 사이의 평균 냉각속도는 10 내지 40℃/s이고,
    하기 식 2를 만족하는, 무방향성 전기강판의 제조방법.
    [식 2]
    200≤([가열속도]×[냉각속도])≤500
    (여기서, [가열속도], [냉각속도]는 각각 냉연판 소둔 시 600℃와 균열 온도 사이의 평균 가열속도와 평균 냉각속도이고, 단위는 ℃/s임)
  8. 제7항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로 C: 0.005%이하, Al: 0.5 내지 1.5%, N:0.005%이하, P: 0.1% 이하, Sn: 0.1% 이하 및 Ti: 0.005%이하 중 1종 이상을 더 포함하는, 무방향성 전기강판의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 슬라브 조성은 하기 식 1을 만족하는, 무방향성 전기강판의 제조방법.
    [식 1]
    0.4≤([Mn]+10×[Cu])×1000×[S]≤1.5
    (여기서, [Mn], [Cu], 및 [S]는 각각 슬라브 내의 Mn, Cu 및 S 의 첨가량(중량%)임)
  10. 제7항에 있어서,
    상기 냉연판을 냉연판 소둔하는 단계;에서
    균열 온도는 900 내지 1100℃인, 무방향성 전기강판의 제조방법.
  11. 제7항에 있어서,
    상기 무방향성 전기강판의 제조방법은 냉연판 소둔 이후, 소둔된 냉연판에 절연 피막을 코팅하는 단계;를 더 포함하는, 무방향성 전기강판의 제조방법.
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