WO2024136022A1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2024136022A1
WO2024136022A1 PCT/KR2023/014378 KR2023014378W WO2024136022A1 WO 2024136022 A1 WO2024136022 A1 WO 2024136022A1 KR 2023014378 W KR2023014378 W KR 2023014378W WO 2024136022 A1 WO2024136022 A1 WO 2024136022A1
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WO
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weight
electrical steel
oriented electrical
less
steel sheet
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PCT/KR2023/014378
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English (en)
French (fr)
Inventor
이헌주
이상우
김윤수
Original Assignee
주식회사 포스코
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Publication date
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  • One embodiment of the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the same. Specifically, an embodiment of the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet in which magnetic properties are improved by developing crystal grains with a specific orientation through thermal history control during annealing of a hot-rolled sheet and a method of manufacturing the same.
  • Non-oriented electrical steel sheets are mainly used in motors that convert electrical energy into mechanical energy, and in order to achieve high efficiency in the process, excellent magnetic properties of non-oriented electrical steel sheets are required.
  • the magnetic properties of non-oriented electrical steel are mainly evaluated by iron loss and magnetic flux density.
  • Iron loss refers to energy loss that occurs at a specific magnetic flux density and frequency
  • magnetic flux density refers to the degree of magnetization obtained under a specific magnetic field. The lower the iron loss, the more energy efficient a motor can be manufactured under the same conditions, and the higher the magnetic flux density, the more compact the motor or the reduction of copper loss. Therefore, a drive motor with excellent efficiency and torque can be made using non-oriented electrical steel sheets with low iron loss and high magnetic flux density, and through this, the driving distance and output of eco-friendly cars can be improved.
  • the characteristics of the non-oriented electrical steel sheet that must be considered also vary depending on the operating conditions of the motor.
  • W15/50 which is the iron loss when a 1.5T magnetic field is applied at a commercial frequency of 50Hz
  • magnetic properties are often important at low fields of 1.0T or less and high frequencies of 400 Hz or more, so non-oriented electrical steel sheets with W10/400 iron loss are used. The characteristics of are often evaluated.
  • a commonly used method to improve the magnetic properties of non-oriented electrical steel is to add alloy elements such as Si, Al, and Mn. If the resistivity of steel increases through the addition of these alloy elements, eddy current loss can be reduced, thereby lowering total iron loss. In addition, alloy elements can be dissolved in iron as substitutional elements to increase strength by producing a reinforcing effect. On the other hand, as the amount of alloy elements such as Si, Al, and Mn added increases, the magnetic flux density deteriorates and brittleness increases. If added in more than a certain amount, cold rolling becomes impossible, making commercial production impossible. In particular, the thinner the thickness of electrical steel sheet, the better the high-frequency iron loss, but the decrease in rolling properties due to brittleness becomes a fatal problem.
  • the maximum total Si, Al, and Mn content that can be commercially produced is known to be approximately 4.5%, and by optimizing the trace element content, the highest quality non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetism and strength can be produced.
  • electrical steel sheets with improved strength may be used even if the magnetic properties are somewhat deteriorated.
  • Methods for manufacturing electrical steel sheets for this purpose include using precipitation of interstitial elements and reducing grain size. There is a way to do it. Mainly when trying to increase the rotation speed by miniaturizing the motor or to increase the effect of the permanent magnet inserted into the rotor, a rotor made of electrical steel with significantly improved strength is used even though the magnetic properties of the electrical steel are somewhat deteriorated. do. At this time, if fine precipitates containing interstitial solid-solution elements such as C, N, and S are formed, the effect of increasing the strength is good, but there is a disadvantage that the iron loss can rapidly deteriorate and reduce the efficiency of the motor. In addition, the method of reducing the grain size has the disadvantage of increasing the unevenness of the steel sheet material due to the inclusion of unrecrystallized parts, thereby increasing the quality deviation of mass-produced products.
  • One embodiment of the present invention provides a non-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the same. Specifically, an embodiment of the present invention provides a non-oriented electrical steel sheet with improved magnetism by developing crystal grains with a specific orientation through thermal history control during annealing of a hot-rolled sheet and a method of manufacturing the same.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention contains Si: 2.5 to 4.5%, Al: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.1 to 0.5%, and the balance Fe and inevitable impurities.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention has a ⁇ 111 ⁇ //ND orientation fraction of 20 area% or less, and at this time, ⁇ 111 ⁇ //ND refers to the ⁇ 111 ⁇ side of the crystal grain as the rolling surface (ND surface). ) refers to grains parallel to each other within 15°.
  • the orientation with the highest strength is located within 10 degrees of ⁇ 001 ⁇ 130>.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include one or more of Sn, Sb, C, N, Ti, Nb, and V in an amount of 0.0050% by weight or less each.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include one or more of S: 0.0005 to 0.0050% by weight, Mg: 0.0025% by weight or less, and Cu: 0.01% by weight or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention contains one of P: 0.05% by weight or less, B: 0.002% by weight or less, Mo: 0.01% by weight or less, Cr: 0.5% by weight or less, and Zr: 0.005% by weight or less. It may include more than the above.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have an average grain size of 50 to 150 ⁇ m.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a distribution density of MgS precipitates with a diameter of 100 nm or less of 0.01 pieces/ ⁇ m 2 or less.
  • the method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention includes Si: 2.5 to 4.5%, Al: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.1 to 0.5%, and the balance of Fe and inevitable impurities in weight percent.
  • the step of annealing the hot-rolled sheet is a heating step of heating the hot-rolled sheet to a first cracking temperature (T 1 ) of 980°C to 1100°C at a temperature increase rate of 30°C/s or more, within 10°C of the first cracking temperature (T 1 ).
  • a first cracking step maintained for 20 to 60 seconds, a cooling step that passes within 30 seconds from the first cracking temperature (T 1 ) to a second cracking temperature (T 2 ) of 750°C to 850°C, and a second cracking temperature (T 2 ) includes a second cracking step maintained for 30 to 90 seconds within the 10°C range.
  • the heating step may be conducted for 40 to 100 seconds.
  • the cold-rolled sheet annealing step may be performed in an atmosphere having a mixed gas of hydrogen (H 2 ) and nitrogen (N 2 ) and a dew point of -10°C or lower.
  • the cold-rolled sheet annealing step may include a heating step of heating at a temperature increase rate of 25°C/s or more.
  • the cold-rolled sheet annealing step may include a cracking step of cracking at a cracking temperature of 900 to 1100°C.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention can have better properties by improving the anisotropy of magnetic flux density by optimizing the crystal orientation.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention contributes to the manufacture of eco-friendly automobile motors, high-efficiency home appliance motors, and super premium electric motors.
  • Figure 1 is a graph schematically showing heat history over time in a hot-rolled sheet annealing process according to an embodiment of the present invention.
  • first, second, and third 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 portion, component, region, layer or section from another portion, component, region, layer or section. Accordingly, the first part, component, region, layer or section described below may be referred to as the second part, component, region, layer or section without departing from the scope of the present invention.
  • % means weight%, and 1ppm is 0.0001% by weight.
  • further including an additional element means replacing the remaining iron (Fe) by the amount of the additional element.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention includes, in weight percent, Si: 2.5 to 4.5%, Al: 0.1 to 1.5%, and Mn: 0.1 to 0.5%.
  • Si plays a role in lowering iron loss by increasing the resistivity of the material and increasing strength through solid solution strengthening. If too little Si is added, the effect of improving iron loss and strength may be insufficient. If too much Si is added, the brittleness of the material increases, leading to a rapid decrease in rolling productivity and the formation of surface oxide layers and oxides that are harmful to magnetism. Therefore, it may contain 2.5 to 4.5% by weight of Si. More specifically, it may contain 2.7 to 4.0% by weight. More specifically, it may contain 3.0 to 3.7% by weight.
  • Aluminum (Al) plays a role in lowering iron loss by increasing the resistivity of the material and increasing strength through solid solution strengthening. If too little Al is added, fine nitrides may be formed, making it difficult to obtain a magnetic improvement effect. If too much Al is added, excessive nitrides are formed, deteriorating magnetism, and causing problems in all processes such as steelmaking and continuous casting, which can greatly reduce productivity. Therefore, it may contain 0.1 to 1.5% by weight of Al. More specifically, it may contain 0.3 to 1.2% by weight. More specifically, it may contain 0.5 to 1.0 weight%.
  • Manganese (Mn) increases the resistivity of materials, improves iron loss, and plays a role in forming sulfides. If too little Mn is added, fine sulfides are formed, causing magnetic deterioration, and if too much Mn is added, excessive fine MnS is precipitated and promotes the formation of ⁇ 111 ⁇ texture, which is unfavorable to magnetism, causing a sharp decrease in magnetic flux density. I do it. Therefore, it may contain 0.1 to 0.5% by weight of Mn. More specifically, it may contain 0.2 to 0.4% by weight.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include one or more of Sn, Sb, C, N, Ti, Nb, and V in an amount of 0.0050% by weight or less each.
  • One or more of Sn and Sb 0.0050% by weight or less each (excluding 0%)
  • Tin (Sn) and antimony (Sb) preferentially segregate at grain boundaries, slowing down the grain boundary segregation behavior of S and causing surface defects due to excessive overall surface segregation.
  • a small amount of tin (Sn) and antimony (Sb) are included in the steel components. It is advantageous. If too much Sn and Sb are added, it may cause surface defects. Therefore, one or more of Sn and Sb may each be included in an amount of 0.0050% by weight or less. More specifically, it may contain 0.0001 to 0.00050% by weight of each. More specifically, it may contain 0.0010 to 0.0030% by weight of each.
  • Carbon (C) causes self-aging and combines with other impurity elements to form carbides, which reduces magnetic properties but improves strength by interfering with dislocation movement. If too much C is included, the fine carbide fraction may increase and the magnetism may deteriorate. Therefore, it may contain C in an amount of 0.0050% by weight or less.
  • the lower limit of C is not particularly limited, but when considering productivity, it may include 0.0010% by weight or more. That is, it may contain 0.0010 to 0.0050% by weight of C. More specifically, it may contain 0.0010 to 0.0030% by weight.
  • N Nitrogen (N) not only forms fine AlN precipitates inside the base material, but also combines with other impurities to form fine precipitates, which inhibits grain growth and worsens iron loss. Therefore, it may contain 0.0050% by weight or less of N.
  • the lower limit of N is not particularly limited, but since N helps improve strength, the lower limit can be set to 0.0003% by weight. That is, it may contain 0.0003 to 0.0050% by weight of N. More specifically, it may contain 0.0010 to 0.0030% by weight.
  • Titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) have a very strong tendency to form precipitates within the steel, and form fine carbides, nitrides, or sulfides inside the base material, suppressing grain growth and domain wall movement, thereby deteriorating iron loss. Therefore, the Ti, Nb, and V contents may each be 0.0050% by weight or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but can be set to 0.0003% by weight due to steelmaking costs. That is, it may contain 0.0003 to 0.0050% by weight of Ti, Nb, and V, respectively. More specifically, it may contain 0.0003 to 0.0030% by weight of Ti, Nb, and V, respectively.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include one or more of S: 0.0005 to 0.0050% by weight, Mg: 0.0025% by weight or less, and Cu: 0.01% by weight or less.
  • S Sulfur
  • MnS and CuS which worsens magnetic properties and hot workability. Therefore, it may contain S in an amount of 0.0050% by weight or less.
  • it helps in the development of crystal grains with a specific orientation and helps improve magnetic flux density, so in one embodiment of the present invention, it can be added in an amount of 0.0005% by weight or more. More specifically, it may contain 0.0010 to 0.0030% by weight of S.
  • Magnesium (Mg) is an element that mainly combines with S to form sulfide, and can affect the surface oxide layer of base iron. Therefore, it may contain 0.0025% by weight or less of Mg.
  • the lower limit is not particularly limited, but can be set to 0.0001% by weight due to steel manufacturing costs. That is, it may contain 0.0001 to 0.0025% by weight of Mg. More specifically, it may contain 0.0005 to 0.0020% by weight.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention has one of P: 0.05% by weight or less, , B: 0.002% by weight or less, Mo: 0.01% by weight or less, Cr: 0.5% by weight or less, and Zr: 0.005% by weight or less. It may include more than one species.
  • Phosphorus (P) deteriorates hot processing characteristics and reduces productivity compared to improved magnetism. Therefore, P may be included in an amount of 0.050% by weight or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but it segregates on the surface and grain boundaries of the steel sheet to suppress surface oxidation during annealing, hinders diffusion of elements through grain boundaries, and improves texture by interfering with recrystallization in the ⁇ 111 ⁇ //ND orientation. Since it also performs its intended role, it can be set to 0.005%. That is, it may contain 0.005 to 0.050% by weight of P.
  • B may be included in an amount of 0.002% by weight or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but can be set to 0.0001% by weight due to steel manufacturing costs. That is, it may contain 0.0001 to 0.0020% by weight of B.
  • Mo molybdenum
  • the lower limit is not particularly limited, but can be included in an amount of 0.001% by weight or more because it plays a role in improving the texture by segregating on the surface and grain boundaries. That is, it may contain 0.001 to 0.010% by weight of Mo.
  • Chromium (Cr) plays a role in improving iron loss by increasing resistivity. If too much Cr is included, the magnetic flux density may decrease. More specifically, when Cr is further included, it may contain 0.01 to 0.10% by weight.
  • zirconium (Zr) is added in excessive amounts, it may cause magnetic deterioration through the formation of inclusions in the steel. Therefore, it may contain Zr in an amount of 0.005% by weight or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but can be set to 0.0001% by weight due to steel manufacturing costs. That is, it may contain 0.0001 to 0.0050% by weight of Zr.
  • the balance includes Fe and inevitable impurities.
  • unavoidable impurities they are impurities mixed during the steelmaking stage and the manufacturing process of non-oriented electrical steel sheets, and since these are widely known in the field, detailed explanations will be omitted.
  • the addition of elements other than the above-described alloy components is not excluded, and various elements may be included within a range that does not impair the technical spirit of the present invention. If additional elements are included, they are included by replacing the remaining Fe.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have an average grain size of 50 to 150 ⁇ m.
  • the grain size means the diameter of a virtual circle with an area equal to the grain area.
  • the average grain size can be calculated as 2 ⁇ (measured area ⁇ number of grains ⁇ ) 0.5 .
  • the grain size can be measured based on the rolling vertical plane (TD plane).
  • the measurement position is not particularly limited, but can be measured at 1/4 to 3/4 of the entire thickness of the steel plate. More specifically, the average grain size may be 60 to 95 ⁇ m.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a distribution density of MgS precipitates with a diameter of 100 nm or less of 0.01 pieces/ ⁇ m 2 or less.
  • MgS precipitates with a diameter of 100 nm or less segregate at grain boundaries, lowering the effective content of S that improves texture, significantly reducing the effect of improving texture, and adversely affecting magnetism. Therefore, it is advantageous to suppress them as much as possible.
  • MgS precipitates refer to particles in which Mg and S are aggregated and precipitated, and refer to a portion with a higher content of Mg and S compared to the base level of the steel sheet. Precipitates can be measured by transmission electron microscopy (TEM). Same as the grain size, it means the diameter of the circle assuming an imaginary circle, and can be measured based on the rolling vertical plane (TD plane).
  • the lower limit of the diameter of the precipitate is not particularly limited, but may be 1 nm due to measurement limitations.
  • MgS precipitates exceeding 100 nm are coarse and do not have a significant effect on magnetism, so they are not specifically limited.
  • the distribution density of MgS precipitates may be more specifically 0.001 to 0.007 pieces/ ⁇
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention has an area fraction of ⁇ 111 ⁇ //ND orientation of 20 area% or less, and in this case, ⁇ 111 ⁇ //ND refers to the ⁇ 111 ⁇ side of the crystal grain as the rolling surface ( ND plane) refers to grains parallel to each other within 15°.
  • ⁇ 111 ⁇ //ND As the orientation fraction of ⁇ 111 ⁇ //ND increases, the crystalmagnetic anisotropy energy increases, requiring more energy for magnetization, which worsens the magnetic properties, so it is necessary to reduce the ⁇ 111 ⁇ //ND fraction.
  • ⁇ 111 ⁇ //ND fraction can be measured by EBSD over a sufficiently large area containing more than 10,000 crystal grains. More specifically, the ⁇ 111 ⁇ //ND orientation fraction may be 3 to 16 area%.
  • the orientation with the highest strength may be located within 10 degrees of ⁇ 001 ⁇ 130>. This means that a large amount of crystal grains with orientations around ⁇ 001 ⁇ 130> were formed, and ⁇ 001 ⁇ 130> is the orientation with the best circumferential average magnetism, and among them, the anisotropy is low, so it exhibits excellent magnetism evenly in all directions. can help with
  • the direction with the highest intensity can be confirmed by expressing the data measured with EBSD in ODF. More specifically, the orientation with the highest intensity may be located in the range of 2° to 8° from ⁇ 001 ⁇ 130>.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention has excellent anisotropy of magnetic flux density and excellent high-frequency iron loss.
  • it When manufacturing an eco-friendly automobile driving motor using a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention, it has excellent magnetic properties evenly in all directions within the plane without adding elements such as Sn and Sb, There is an advantage.
  • the iron loss (W 10/400 ) of the non-oriented electrical steel sheet is 13.5 W/kg or less based on a thickness of 0.25 mm
  • the magnetic flux density (B 50 (90°) ) measured in the vertical direction of rolling is 1.64 T or more
  • the The magnetic flux density (B50 (55°) ) measured in the direction forming a 55° angle is 1.63T or more
  • B50(55 ⁇ )/B50(90 ⁇ ) can be more than 0.98.
  • Iron loss (W 10/400 ) is the iron loss when a magnetic flux density of 1.0T is induced at a frequency of 400HZ.
  • the magnetic flux density (B 50 ) is the magnetic flux density induced in a magnetic field of 5000A/m.
  • the iron loss (W 10/400 ) of the non-oriented electrical steel sheet is 10.0 to 13.3 W/kg
  • the magnetic flux density (B 50 (90°) ) measured in the rolling direction is 1.64 to 1.67T
  • the rolling direction and 55 The magnetic flux density (B 50 (55°) ) measured in the direction forming the ° angle is 1.63 to 1.66T
  • B50 (55 ⁇ )/B50 (90 ⁇ ) can be 0.990 to 0.999.
  • a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention includes manufacturing a hot-rolled sheet by hot-rolling a slab; Annealing a hot-rolled sheet; Manufacturing a cold-rolled sheet by cold-rolling a hot-rolled sheet; And a cold-rolled sheet annealing step of the cold-rolled sheet.
  • the slab is hot rolled.
  • the alloy composition of the slab was described in the above-mentioned alloy composition of the non-oriented electrical steel sheet, redundant description will be omitted. Since the alloy composition does not substantially change during the manufacturing process of the non-oriented electrical steel sheet, the alloy composition of the non-oriented electrical steel sheet and the slab are substantially the same.
  • the slab contains, in weight percent, Si: 2.5 to 4.5%, Al: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.1 to 0.5%, and the balance includes Fe and inevitable impurities.
  • the slabs can be heated before hot rolling.
  • the heating temperature of the slab is not limited, but the slab can be heated below 1200°C. If the slab heating temperature is too high, precipitates such as AlN and MnS present in the slab may be re-dissolved and finely precipitated during hot rolling and annealing, thereby suppressing grain growth and reducing magnetism.
  • the slab is hot rolled to manufacture a hot rolled sheet.
  • the hot rolled sheet thickness may be 1.8 to 2.3 mm.
  • the finish rolling temperature may be 800°C or higher. Specifically, it may be 800 to 1000°C.
  • Hot-rolled sheets can be wound at temperatures below 700°C.
  • Figure 1 is a graph schematically showing the heat history over time in the hot-rolled sheet annealing process.
  • the step of annealing the hot rolled sheet is a heating step of heating the hot rolled sheet to the first cracking temperature (T 1 ) of 980°C to 1100°C at a temperature increase rate of 30°C/s or more, the first cracking temperature (T 1 ) ) a first cracking step maintained for 20 to 60 seconds within the 10°C range, a cooling step that passes from the first cracking temperature (T 1 ) to the second cracking temperature (T 2 ) of 750°C to 850°C within 30 seconds, It includes a second cracking step maintained for 30 to 90 seconds within the 10°C range of the second cracking temperature (T 2 ).
  • the temperature of each stage means the temperature of the steel sheet surface at each stage.
  • the hot-rolled sheet is heated to a first cracking temperature (T 1 ) of 980°C to 1100°C at a temperature increase rate of 30°C/s or more.
  • Annealing of hot-rolled sheets helps improve aggregate structure by rapidly increasing the temperature at a temperature increase rate of 30°C/s or more. More specifically, the temperature may be increased at a temperature increase rate of 35 to 150°C/s. It is also possible to heat to the first cracking temperature (T 1 ) or higher and then cool to adjust to the first cracking temperature (T 1 ).
  • the heating step may be conducted from a starting temperature of 10 to 50° C. for 40 to 100 seconds.
  • the temperature increase rate may be the average temperature increase rate per hour from the start temperature to the end temperature.
  • the temperature can be raised at a general temperature increase rate of less than 30°C/s and then rapidly increased.
  • the first cracking temperature (T 1 ) is maintained within the 10°C range for 20 to 60 seconds.
  • the first cracking temperature (T 1 ) may be any temperature from 980°C to 1100°C, and annealing may be performed for 20 to 60 seconds while maintaining a constant temperature within the range of 10°C. If the first cracking temperature is too low or the time is too short, the crystal grains may not grow sufficiently, and the ⁇ 111 ⁇ //ND orientation may develop strongly in the recrystallization annealing step after cold rolling, thereby deteriorating the magnetism.
  • the first cracking temperature (T 1 ) is 1000°C to 1050°C and can be maintained for 30 to 50 seconds. It can be maintained in the 5°C range at the first cracking temperature.
  • the cooling step it passes from the first cracking temperature (T 1 ) to the second cracking temperature (T 2 ) of 750°C to 850°C within 30 seconds. At this time, if the cooling step time is too long, the aggregate texture may not be sufficiently improved. More specifically, the cooling step may be performed for 5 to 20 seconds.
  • the second cracking temperature (T 2 ) of 750°C to 850°C is maintained within 10°C for 30 to 90 seconds. If the second cracking temperature is too low or the time is too short, S may not be sufficiently segregated at the grain boundaries, which may reduce the texture improvement effect. If the second cracking temperature is too high or the second cracking time is too long, fine MgS precipitates may be formed and magnetism may deteriorate. More specifically, the second cracking temperature (T 2 ) is 780°C to 830°C and can be maintained for 45 to 80 seconds. It can be maintained in the 5°C range at the second cracking temperature.
  • the hot-rolled sheet is cold-rolled to produce a cold-rolled sheet.
  • Cold rolling is final rolling to a thickness of 0.1mm to 0.35mm.
  • the reduction rate can be adjusted to 85% or more. More specifically, the reduction rate may be 85 to 95%. If the reduction ratio is too low, a thickness difference in the width direction of the steel sheet may occur.
  • the cold-rolled sheet annealing step may be performed in an atmosphere having a mixed gas of hydrogen (H 2 ) and nitrogen (N 2 ) and a dew point of -10°C or lower.
  • a mixed gas of hydrogen (H 2 ) and nitrogen (N 2 ) By annealing in an atmosphere with a low dew point, surface oxidation can be suppressed and surface segregation of S can be promoted to form an excellent texture across the entire thickness. More specifically, the dew point may be -10 to -50°C. More specifically, it may be -15 to -45°C.
  • the mixed gas may contain less than 40% by volume of hydrogen and more than 60% by volume of nitrogen.
  • the atmosphere can be applied equally in the heating step and cracking step, which will be described later.
  • the cold-rolled sheet annealing step includes a heating step of heating from a starting temperature of 20 to 50°C to a cracking temperature at a temperature increase rate of 25°C/s or more.
  • a heating step of heating from a starting temperature of 20 to 50°C to a cracking temperature at a temperature increase rate of 25°C/s or more By rapidly increasing the temperature during annealing of a cold-rolled sheet, the texture can be improved. More specifically, the temperature may be increased at a temperature increase rate of 35 to 150°C/s.
  • the cold-rolled sheet annealing step may include a cracking step of cracking at a cracking temperature of 900 to 1100°C. If the cracking temperature is too low, the grains may not grow sufficiently or the deformed structure may remain, resulting in inferior iron loss. If the cracking temperature is too high, eddy current loss may increase, ⁇ 001 ⁇ 130> orientation may decrease, and magnetic properties may deteriorate. More specifically, it can crack at a cracking temperature of 950 to 1050°C. Annealing may be performed at cracking temperature for 30 to 50 seconds.
  • all (i.e., more than 99%) of the processed structure formed in the cold rolling step can be recrystallized.
  • an insulating film After annealing the cold rolled sheet, an insulating film can be formed.
  • the insulating film can be treated with organic, inorganic, and organic-inorganic composite films, and can also be treated with other insulating coating agents.
  • Slabs were manufactured from the ingredients in Tables 1 and 2 and the balance Fe and unavoidable impurities. This was heated to 1150°C and hot rolled to a finishing temperature of 880°C to produce a hot rolled sheet with a thickness of 2.0m.
  • the hot-rolled hot-rolled sheet was annealed for the first and second hot-rolled sheets under the conditions shown in Table 3 below, and then cold-rolled to have a thickness of 0.25 mm. This cold-rolled sheet was annealed under the conditions in Table 4.
  • the average grain size of the grains is measured by EBSD by grinding the TD cross-section of the specimen to an area of 100 mm 2 or more, then merged with the Merge function of the OIM software, and the Average Number and Area Fraction values obtained when calculated using the Grain Size (diameter) function are used. did.
  • the density of MgS precipitates below 100 nm is determined by producing a TEM specimen using a replica method of the final annealed plate, and among the precipitates that appear when observing an area of 10,000 ⁇ m 2 or more with a TEM, the length of the longest line segment crossing the shape is 100 nm. As shown below, when the components were analyzed by EDS, the number of precipitates in which Mg and S peaks appeared simultaneously was calculated by dividing the number by the measurement area.
  • ⁇ 111 ⁇ //ND orientation fraction was obtained from the fraction value that appears in the partition summary information when the EBSD measurement data was partitioned in OIM software so that ND has a ⁇ 111> direction within an error angle of 15 degrees.
  • the angle difference between ⁇ 001 ⁇ 130> was obtained by calculating the ODF from EBSD data, calculating the orientation with maximum intensity, and calculating the misorientation value between that orientation and the ⁇ 001 ⁇ 130> orientation.
  • W 10/400 is the iron loss when a magnetic flux density of 1.0T is induced at a frequency of 400Hz
  • B 50 means the magnetic flux density induced in a magnetic field of 5000A/m.
  • the present invention is not limited to the embodiments, but can be manufactured in various different forms, and a person skilled in the art will understand that the present invention can be manufactured in other specific forms without changing the technical idea or essential features of the present invention. You will understand that it can be done. Therefore, the embodiments described above should be understood in all respects as illustrative and not restrictive.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, Si : 2.5 내지 4.5%, Al : 0.1 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.5%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 집합조직을 ODF로 나타내었을 때 가장 높은 강도를 갖는 방위가 {001}<130>에서 10˚ 이내에 위치한다.

Description

무방향성 전기강판 및 그 제조방법
본 발명의 일 실시예는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 구체적으로 본 발명의 일 실시예는 열연판 소둔 시 열 이력 조절을 통해 특정 방위를 갖는 결정립을 발달시켜 자성을 향상시킨 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
무방향성 전기강판은 전기에너지를 기계적에너지로 변환시키는 모터에 주로 사용되는데, 그 과정에서 높은 효율을 발휘하기 위해 무방향성 전기강판의 우수한 자기적 특성을 요구한다. 특히 근래에는 내연기관 대신 모터로 구동되는 친환경자동차가 주목받게 되면서 구동모터 코어 소재로 사용되는 무방향성 전기강판의 수요가 증가하고 있으며, 이를 위해 자기적 특성과 강도가 동시에 우수한 무방향성 전기강판이 요구되고 있다.
무방향성 전기강판의 자기적 특성은 주로 철손과 자속밀도로 평가한다. 철손은 특정 자속밀도와 주파수에서 발생하는 에너지 손실을 의미하며, 자속밀도는 특정 자장 하에서 얻어지는 자화의 정도를 의미한다. 철손이 낮을수록 동일한 조건에서 에너지 효율이 높은 모터를 제조할 수 있으며, 자속밀도가 높을수록 모터를 소형화시키거나 구리손을 감소시킬 수 있다. 따라서 낮은 철손과 높은 자속밀도를 갖는 무방향성 전기강판을 사용하여 효율과 토크가 우수한 구동모터를 만들 수 있고, 이를 통해 친환경자동차의 주행거리와 출력을 향상시킬 수 있다.
모터의 작동조건에 따라 고려해야되는 무방향성 전기강판의 특성 또한 달라지게 된다. 모터에 사용되는 무방향성 전기강판의 특성을 평가하기 위한 일반적인 기준으로는 상용주파수 50Hz에서 1.5T 자장이 인가되었을 때의 철손인 W15/50을 널리 사용하고 있다. 그러나 친환경자동차 구동모터에 사용되는 두께 0.35mm 이하의 무방향성 전기강판에서는 1.0T 또는 그 이하의 저자장과 400Hz 이상의 고주파에서 자기적 특성이 중요한 경우가 많으므로, W10/400 철손으로 무방향성 전기강판의 특성을 평가하는 경우가 많다.
무방향성 전기강판의 자기적 특성을 향상시키기 위해 통상적으로 사용되는 방법은 Si, Al, Mn 등의 합금원소를 첨가하는 것이다. 이러한 합금원소의 첨가를 통해 강의 비저항이 증가하면 와전류 손실이 감소하여 전체 철손을 낮출 수 있다. 또한 합금원소가 철에 치환형 원소로 고용되어 강화효과를 일으켜 강도를 높일 수 있다. 반면 Si, Al, Mn 등의 합금원소 첨가량이 증가할수록 자속밀도가 열위해지고 취성이 증가하는 단점이 있으며, 일정량 이상 첨가하면 냉간압연이 불가능하여 상업적 생산이 불가능해진다. 특히 전기강판은 두께를 얇게 만들수록 고주파 철손이 우수해지게 되는데, 취성에 의한 압연성 저하는 치명적인 문제가 된다. 상업적 생산이 가능한 Si, Al, Mn 함량 합계의 최대값은 대략 4.5% 정도로 알려져있으며, 이 외에 미량원소 함량을 최적화하여 자성과 강도가 우수한 최고급 무방향성 전기강판을 생산할 수 있다.
모터의 설계의도에 따라 자기적 특성은 다소 열화되더라도 강도가 개선된 전기강판을 사용하기도 하는데, 이러한 용도의 전기강판을 제조하기 위한 방법으로는 침입형 원소의 석출을 이용하는 방법과 결정립 크기를 감소시키는 방법이 있다. 주로 모터를 소형화하여 회전속도를 상향시키거나 회전자에 삽입되는 영구자석의 효과를 높이고자 할 때 전기강판의 자기적 특성이 다소 열화되더라도 강도가 현저하게 상향된 전기강판으로 제조된 회전자를 사용한다. 이 때 C, N, S 등 침입형 고용원소가 포함된 미세석출물을 형성시키게 되면 강도 상향 효과는 좋으나 철손이 급격하게 열화되어 오히려 모터의 효율을 저하시킬 수 있는 단점이 있다. 그리고 결정립 크기를 감소시키는 방법은 미재결정부 혼입에 따른 강판 재질 불균일도가 증가하여 양산제품의 품질편차가 커지는 단점이 있다.
상기와 같은 문제점들을 해결하기 위해 냉연판 소둔공정의 냉각속도 제어를 통해 자성과 강도가 동시에 우수한 무방향성 전기강판을 만들고자 하였으나, 이는 미재결정부 혼입에 따른 재질 불균일도 상승으로 양산공정에 적용하기 어려운 문제가 있다. 이 외에도 자성과 강도를 동시에 개선하기 위해 기존에 제안된 대부분의 기술들이 제조비용 증가, 생산성 및 실수율 하락, 개선효과 미흡 등의 이유로 사용되지 못하고 있다.
본 발명의 일 실시예는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 구체적으로 본 발명의 일 실시예는 열연판 소둔 시 열 이력 조절을 통해 특정 방위를 갖는 결정립을 발달시켜 자성을 향상시킨 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, Si : 2.5 내지 4.5%, Al : 0.1 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.5%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 {111}//ND 방위분율이 20 면적% 이하이고, 이 때, {111}//ND란 결정립의 {111} 면이 압연면(ND면)과 15°이내에서 평행한 결정립을 의미한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 집합조직을 ODF로 나타내었을 때 가장 높은 강도를 갖는 방위가 {001}<130>에서 10˚ 이내에 위치한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 Sn, Sb, C, N, Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 각각 0.0050 중량% 이하로 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 S : 0.0005 내지 0.0050 중량%, Mg : 0.0025 중량% 이하 및 Cu : 0.01 중량%이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 P: 0.05 중량% 이하, B : 0.002 중량% 이하, Mo : 0.01 중량% 이하, Cr : 0.5 중량% 이하, Zr : 0.005 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 평균 결정립경이 50 내지 150 ㎛일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 직경 100nm 이하인 MgS 석출물의 분포밀도가 0.01개/㎛2 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 제조 방법은 중량%로, Si : 2.5 내지 4.5%, Al : 0.1 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.5%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 열연판 소둔하는 단계; 열연판을 냉간압연 하여 냉연판을 제조하는 단계; 및 냉연판을 냉연판 소둔 단계;를 포함한다.
열연판 소둔하는 단계는 열연판을 30℃/s 이상의 승온속도로 980℃ 내지 1100℃의 제1 균열 온도(T1)까지 가열하는 가열 단계, 제1 균열 온도(T1)의 10℃ 범위 내에서 20 내지 60초 유지하는 제1 균열단계, 제1 균열 온도(T1)에서부터 750℃ 내지 850℃의 제2 균열 온도(T2)까지 30초 이내로 통과하는 냉각 단계, 제2 균열 온도(T2)의 10℃ 범위 내에서 30 내지 90초 유지하는 제2 균열단계를 포함한다.
가열 단계는 40 내지 100초간 행해질 수 있다.
냉연판 소둔 단계는 수소(H2)와 질소(N2)의 혼합가스 및 -10℃ 이하의 이슬점을 갖는 분위기에서 수행될 수 있다.
냉연판 소둔 단계는 25℃/s 이상의 승온속도로 가열하는 가열단계를 포함할 수 있다.
냉연판 소둔 단계는 900 내지 1100 ℃의 균열 온도에서 균열하는 균열단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 결정 방위를 최적화화여 자속밀도의 이방성을 개선하여 더욱 우수한 특성을 가질 수 있다.
궁극적으로 본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 친환경 자동차용 모터, 고효율 가전용 모터, 슈퍼프리미엄급 전동기를 제조할 수 있도록 기여한다.
도 1 은 본 발명의 일 실시예에 의한 열연판 소둔 공정에서 시간별 열 이력을 개략적으로 나타낸 그래프이다.
제1, 제2 및 제3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분, 영역, 층 및/또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션을 다른 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
어느 부분이 다른 부분의 "위에" 또는 "상에" 있다고 언급하는 경우, 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 그 사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
또한, 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미하며, 1ppm 은 0.0001중량%이다.
본 발명의 일 실시예에서 추가 원소를 더 포함하는 것의 의미는 추가 원소의 추가량 만큼 잔부인 철(Fe)을 대체하여 포함하는 것을 의미한다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, Si : 2.5 내지 4.5%, Al : 0.1 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.5%를 포함한다.
이하에서는 무방향성 전기강판의 성분 한정의 이유부터 설명한다.
Si: 2.5 내지 4.5 중량%
실리콘(Si)은 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추어주고 고용강화에 의해 강도를 높여주는 역할을 한다. Si가 너무 적게 첨가될 경우 철손 및 강도 개선 효과가 부족할 수 있다. Si를 너무 많이 첨가할 경우, 재료의 취성이 증가하여 압연생산성이 급격히 저하되고 자성에 유해한 표층부 산화층 및 산화물을 형성할 수 있다. 따라서, Si를 2.5 내지 4.5 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 2.7 내지 4.0 중량% 포함할 수 있다.더욱 구체적으로 3.0 내지 3.7 중량% 포함할 수 있다.
Al: 0.1 내지 1.5 중량%
알루미늄(Al)은 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추고 고용강화에 의해 강도를 높여주는 역할을 한다. Al이 너무 적게 첨가될 경우 미세 질화물이 형성되어 자성 개선 효과를 얻기 어려울 수 있다. Al이 너무 많이 첨가되면 질화물이 과다하게 형성되어 자성을 열화시키며, 제강과 연속주조 등의 모든 공정상에 문제를 발생시켜 생산성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, Al을 0.1 내지 1.5 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.3 내지 1.2 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.5 내지 1.0 중량% 포함할 수 있다.
Mn: 0.1 내지 0.5 중량%
망간(Mn)은 재료의 비저항을 높여 철손을 개선하고 황화물을 형성시키는 역할을 한다. Mn이 너무 적게 첨가될 경우 황화물이 미세하게 형성되어 자성 열화를 일으키며, Mn이 너무 많이 첨가될 경우 미세한 MnS가 과다하게 석출되고 자성에 불리한 {111} 집합조직의 형성을 조장하여 자속밀도가 급격히 감소하게 된다. 따라서, Mn을 0.1 내지 0.5 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.2 내지 0.4 중량% 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 Sn, Sb, C, N, Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 각각 0.0050 중량% 이하로 더 포함할 수 있다.
Sn 및 Sb 중 1종 이상: 각각 0.0050 중량% 이하(0%를 제외함)
주석(Sn) 및 안티몬(Sb)은 입계에 우선 편석하여 S의 입계편석 거동을 둔화시키고, 전체적인 표면편석량 과다에 의한 표면결함을 유발하여, 본 발명의 일 실시예에서는 강 성분 내에 적게 포함하는 것이 유리하다. Sn 및 Sb가 너무 많이 첨가될 경우 표면에 불량을 일으킬 수 있다. 따라서, Sn 및 Sb 중 1종 이상을 각각 0.0050 중량% 이하로 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 각각 0.0001 내지 0.00050 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 각각 0.0010 내지 0.0030 중량% 포함할 수 있다.
C: 0.0050 중량% 이하
탄소(C)는 자기시효를 일으키고 기타 불순물 원소와 결합하여 탄화물을 생성하여 자기적 특성을 저하시키나 전위 이동을 방해하여 강도를 향상한다. C가 너무 많이 포함될 경우, 미세한 탄화물 분율이 증가하여 자성이 열화될 수 있다. 따라서, C를 0.0050 중량% 이하로 포함할 수 있다. C의 하한은 특별히 한정되지 아니하나, 생산성을 고려할 때, 0.0010 중량% 이상 포함할 수 있다. 즉, C를 0.0010 내지 0.0050 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0010 내지 0.0030 중량% 포함할 수 있다.
N: 0.0050 중량% 이하
질소(N)은 모재 내부에 미세한 AlN 석출물을 형성할 뿐 아니라, 기타 불순물과 결합하여 미세한 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제하여 철손을 악화시킨다. 따라서, N을 0.0050 중량% 이하로 포함할 수 있다. N의 하한은 특별히 한정되지 아니하나, N이 강도를 향상시키는데 도움을 주므로, 하한을 0.0003 중량%로 할 수 있다. 즉 N을 0.0003 내지 0.0050 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0010 내지 0.0030 중량% 포함할 수 있다.
Ti, Nb, V: 각각 0.0050중량% 이하
티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)는 강내 석출물 형성 경향이 매우 강하며, 모재 내부에 미세한 탄화물, 질화물 또는 황화물을 형성하여 결정립 성장 및 자벽이동을 억제함으로써 철손을 열화시킨다. 따라서 Ti, Nb, V 함량은 각각 0.0050 중량% 이하일 수 있다. 그 하한은 특별히 한정되지 않으나, 제강 비용으로 인하여 0.0003 중량%로 할 수 있다. 즉, Ti, Nb, V를 각각 0.0003 내지 0.0050 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 Ti, Nb, V를 각각 0.0003 내지 0.0030 중량% 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 S : 0.0005 내지 0.0050 중량%, Mg : 0.0025 중량% 이하 및 Cu : 0.01 중량%이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
S : 0.0005 내지 0.0050 중량%
황(S)은 미세한 석출물인 MnS 및 CuS를 형성하여 자기특성을 악화시키고 열간가공성을 악화시킨다. 따라서, S를 0.0050 중량% 이하로 포함할 수 있다. 다만 본 발명의 일 실시예에서 특정 방위를 갖는 결정립의 발달에 도움을 주고, 자속밀도 향상에 도움을 주므로 본 발명의 일 실시예에서 0.0005 중량% 이상 첨가할 수 있다. 더욱 구체적으로 S를 0.0010 내지 0.0030 중량% 포함할 수 있다.
Mg: 0.0025 중량% 이하
마그네슘(Mg)은 주로 S와 결합하여 황화물을 형성하는 원소이며, 소지철 표면 산화층에 영향을 미칠 수 있다. 따라서, Mg를 0.0025 중량% 이하 포함할 수 있다. 그 하한은 특별히 한정되지 않으나, 제강 비용으로 인하여 0.0001 중량%로 할 수 있다. 즉, Mg를 0.0001 내지 0.0025 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0005 내지 0.0020 중량% 포함할 수 있다.
Cu: 0.01 중량% 이하
구리(Cu)는 Mn과 함께 황화물을 형성시키는 역할을 한다. Cu가 더 첨가되는 경우, 너무 적게 첨가되면 CuMnS가 미세하게 석출되어 자성을 열화시킬 수 있다. Cu가 너무 많이 첨가되면 고온취성이 발생하게 되어 연주나 열연시 크랙을 형성할 수 있다. 더욱 구체적으로 Cu를 0.001 내지 0.01 중량% 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 P: 0.05 중량% 이하, , B : 0.002 중량% 이하, Mo : 0.01 중량%이하, Cr : 0.5 중량%이하, Zr : 0.005 중량%이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
P : 0.050 중량% 이하
인(P)는 열간가공 특성을 열화시켜 자성개선 대비 생산성이 저하시키는 역할을 한다. 따라서 P를 0.050 중량% 이하로 포함할 수 있다. 그 하한은 특별히 한정되지 않으나, 강판의 표면 및 결정립계에 편석하여 소둔시 표면산화를 억제하고, 결정립계를 통한 원소의 확산을 방해하며, {111}//ND 방위의 재결정을 방해하여 집합조직을 개선시키는 역할을 수행하기도 하므로, 0.005%로 할 수 있다. 즉, P를 0.005 내지 0.050 중량% 포함할 수 있다.
B: 0.002 중량% 이하
붕소(B)를 과량 첨가할 경우, 강내 개재물 형성 등을 통한 자성 악화를 야기할 수 있다. 따라서, B를 0.002 중량% 이하로 포함할 수 있다. 그 하한은 특별히 한정되지 않으나, 제강 비용으로 인하여 0.0001 중량%로 할 수 있다. 즉, B를 0.0001 내지 0.0020 중량% 포함할 수 있다.
Mo: 0.01 중량% 이하
몰리브덴(Mo)은 과량 첨가할 경우, Sn과 P의 편석을 억제하여 집합조직 개선효과가 감소할 수 있다. 따라서, Mo를 0.01 중량% 이하로 포함할 수 있다. 그 하한은 특별히 한정되지 않으나, 표면과 입계에 편석하여 집합조직을 개선시키는 역할을 하므로 0.001 중량% 이상 포함할 수 있다. 즉, Mo를 0.001 내지 0.010 중량% 포함할 수 있다.
Cr: 0.50 중량% 이하
크롬(Cr), 비저항을 높여 철손을 개선하는 역할을 한다. Cr이 너무 많이 포함되면 자속밀도가 저하할 수 있다. 더욱 구체적으로 Cr을 더 포함하는 경우, 0.01 내지 0.10 중량% 포함할 수 있다.
Zr: 0.005 중량% 이하
지르코늄(Zr)를 과량 첨가할 경우, 강내 개재물 형성 등을 통한 자성 악화를 야기할 수 있다. 따라서, Zr를 0.005 중량% 이하로 포함할 수 있다. 그 하한은 특별히 한정되지 않으나, 제강 비용으로 인하여 0.0001 중량%로 할 수 있다. 즉, Zr를 0.0001 내지 0.0050 중량% 포함할 수 있다.
잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 불가피한 불순물에 대해서는 제강 단계 및 무방향성 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 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 평균 결정립경이 50 내지 150 ㎛일 수 있다. 적절한 평균 결정립경이 확보될 시, 자성을 향상시킬 수 있다. 특히 고주파 철손을 향상시킬 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서 결정립경이란 결정립 면적과 동일한 면적을 갖는 가상의 원을 가정하여 그 원의 직경을 의미한다. 평균 결정립 입경은 2×(측정면적÷결정립개수÷π)0.5로 계산할 수 있다. 결정립 입경은 압연 수직면(TD면)을 기준으로 측정할 수 있다. 측정 위치는 특별히 한정되지 않으나, 강판 전체 두께의 1/4 내지 3/4 지점에서 측정할 수 있다. 더욱 구체적으로 평균 결정립경이 60 내지 95㎛일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 직경 100nm 이하인 MgS 석출물의 분포밀도가 0.01개/㎛2 이하일 수 있다.
직경 100nm 이하의 MgS 석출물은 입계에 편석하여 집합조직을 개선하는 S의 유효함량이 낮아지게 되어 집합조직 개선 효과가 현저히 감소하여 자성에 악영향을 미치므로, 최대한 억제하는 것이 유리하다. MgS 석출물이란 Mg 및 S가 응집하여 석출한 입자를 의미하며, 강판 기지 수준(base level)에 비해 Mg 및 S의 함량이 높은 부분을 의미한다. 석출물은 투과전자현미경(TEM)으로 측정할 수 있다. 결정립경과 동일하게 가상의 원을 가정하여 그 원의 직경을 의미하며, 압연 수직면(TD면)을 기준으로 측정할 수 있다. 석출물의 직경 하한은 특별히 제한하지 않으나, 측정 한계로 인하여 1nm일 수 있다. 100nm를 초과하는 MgS 석출물은 조대하여 자성에 큰 영향을 미치지 아니하여 별도로 한정하지 않는다.MgS 석출물의 분포밀도는 더욱 구체적으로 0.001 내지 0.007개/㎛2 일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 {111}//ND 방위의 면적분율이 20 면적% 이하이고, 이 때, {111}//ND란 결정립의 {111} 면이 압연면(ND면)과 15°이내에서 평행한 결정립을 의미한다. {111}//ND의 방위 분율이 증가할수록 결정자기이방성 에너지가 증가하여 자화에 더 큰 에너지가 필요하므로 자기적 특성이 악화되므로, {111}//ND 분율을 줄일필요가 있다. {111}//ND 분율은 결정립이 1만개 이상 포함되는 충분히 넓은 면적을 EBSD로 측정할 수 있다. 더욱 구체적으로 {111}//ND 방위분율이 3 내지 16 면적%일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 집합조직을 ODF로 나타내었을 때 가장 높은 강도를 갖는 방위가 {001}<130>에서 10˚ 이내에 위치할 수 있다. 이는 {001}<130> 부근의 방위를 갖는 결정립이 다량 형성되었다는 의미이며, {001}<130>는 원주평균자성이 가장 우수한 방위이며, 그 중에서도 이방성이 낮아 전 방향으로 고르게 우수한 자성을 발휘하는 데에 도움을 줄 수 있다. 가장 높은 강도를 갖는 방위는 EBSD로 측정한 데이터를 ODF로 나타내어 확인할 수 있다. 더욱 구체적으로 가장 높은 강도를 갖는 방위가 {001}<130>에서 2˚ 내지 8 ˚ 범위에 위치할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 자속밀도의 이방성이 우수하고, 고주파 철손이 우수하다. 본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판을 이용하여 친환경 자동차 구동용 모터를 제조할 시, Sn, Sb 등의 원소 를 첨가하지 않으면서도, 면내 모든 방향으로 고르게 우수한 자기적 특성을 가지므로, 유리함이 있다.
구체적으로 무방향성 전기강판의 철손(W10/400)이 두께 0.25mm 기준으로 13.5 W/kg이하, 압연수직방향에서 측정한 자속밀도(B50(90°))이 1.64T이상이고, 압연방향과 55°각도를 이루는 방향에서 측정한 자속밀도(B50(55°)) 이 1.63T 이상이고, B50(55˚)/B50(90˚)이 0.98이상이 될 수 있다. 철손(W10/400)은 400HZ의 주파수로 1.0T의 자속밀도를 유기하였을 때의 철손이다. 자속밀도(B50)는 5000A/m의 자기장에서 유도되는 자속밀도이다. 더욱 구체적으로 무방향성 전기강판의 철손(W10/400)이 10.0 내지 13.3 W/kg, 압연수직방향에서 측정한 자속밀도(B50(90°))이 1.64 내지 1.67T이고, 압연방향과 55°각도를 이루는 방향에서 측정한 자속밀도(B50(55°)) 이 1.63 내지 1.66T이고, B50(55˚)/B50(90˚)이 0.990 내지 0.999가 될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법은 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 열연판 소둔하는 단계; 열연판을 냉간압연 하여 냉연판을 제조하는 단계; 및 냉연판을 냉연판 소둔 단계;를 포함한다.
먼저, 슬라브를 열간압연한다.
슬라브의 합금 성분에 대해서는 전술한 무방향성 전기강판의 합금성분에서 설명하였으므로, 중복되는 설명은 생략한다. 무방향성 전기강판의 제조 과정에서 합금 성분이 실질적으로 변동되지 않으므로, 무방향성 전기강판과 슬라브의 합금 성분은 실질적으로 동일하다.
구체적으로 슬라브는 중량%로, Si : 2.5 내지 4.5%, Al : 0.1 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.5%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
그 밖의 추가 원소에 대해서는 무방향성 전기강판의 합금성분에서 설명하였으므로, 중복되는 설명은 생략한다.
슬라브를 열간압연하기 전에 가열할 수 있다. 슬라브의 가열 온도는 제한되지 않으나, 슬라브를 1200℃이하로 가열할 수 있다. 슬라브 가열 온도가 너무 높으면, 슬라브 내에 존재하는 AlN, MnS등의 석출물이 재고용된 후 열간압연 및 소둔시 미세 석출되어 결정립 성장을 억제하고 자성을 저하시킬 수 있다.
다음으로, 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조한다. 열연판 두께는 1.8 내지 2.3mm가 될 수 있다. 열연판을 제조하는 단계에서 마무리 압연 온도는 800℃ 이상일 수 있다. 구체적으로 800 내지 1000℃ 일 수 있다. 열연판은 700℃ 이하의 온도에서 권취될 수 있다.
열연판을 제조하는 단계 이후, 열연판 소둔 한다. 도 1에서는 열연판 소둔 공정에서 시간별 열 이력을 개략적으로 나타낸 그래프이다.
도 1에 나타나듯이, 열연판 소둔하는 단계는 열연판을 30℃/s 이상의 승온속도로 980℃ 내지 1100℃의 제1 균열 온도(T1)까지 가열하는 가열 단계, 제1 균열 온도(T1)의 10℃ 범위 내에서 20 내지 60초 유지하는 제1 균열단계, 제1 균열 온도(T1)에서부터 750℃ 내지 850℃의 제2 균열 온도(T2)까지 30초 이내로 통과하는 냉각 단계, 제2 균열 온도(T2)의 10℃ 범위 내에서 30 내지 90초 유지하는 제2 균열단계를 포함한다.
이 때, 각 단계의 온도는 각 단계에서의 강판 표면의 온도를 의미한다.
열연판을 30℃/s 이상의 승온속도로 980℃ 내지 1100℃의 제1 균열 온도(T1)까지 가열한다. 열연판 소둔을 30℃/s 이상의 승온속도로 급속 승온함으로써 집합 조직 개선에 도움을 준다. 더욱 구체적으로 35 내지 150℃/s의 승온 속도로 승온할 수 있다. 제1 균열 온도(T1) 이상으로 가열한 후에 냉각하여 제1 균열 온도(T1)로 맞추는 것도 가능하다.
가열 단계는 10 내지 50℃의 시작온도에서부터 40 내지 100초간 행해질 수 있다. 이 때 승온 속도는 시작온도에서부터 종료온도에서 까지의 시간당 평균 승온속도일 수 있다. 시작 온도 이하의 온도에서는 30℃/s 미만의 일반 승온속도로 승온한 후, 급속 승온할 수 있다.
다음으로 제1 균열단계에서는 제1 균열 온도(T1)의 10℃ 범위 내에서 20 내지 60초 유지한다. 제1 균열 온도(T1)는 980℃ 내지 1100℃ 중 임의의 온도일 수 있으며, 10℃ 범위 내에서 일정 온도를 유지하며 20 내지 60초 동안 소둔할 수 있다. 제1 균열 온도가 너무 낮거나 시간이 너무 짧을 경우결정립이 충분히 성장하지 못하여 냉간압연 후 재결정 소둔 단계에서 {111}//ND 방위가 강하게 발달하여 자성이 악화될 수 있다. 제1 균열 온도가 너무 높거나 시간이 너무 길 경우, 냉간압연 이후 재결정 소둔 시 {001}<130>에서 멀리 떨어진 방위가 발달하여 자성에 열화될 있다. 더욱 구체적으로 제1 균열 온도(T1)는 1000℃ 내지 1050℃이고, 30 내지 50초 동안 유지할 수 있다. 제1 균열 온도에서 5℃ 범위에서 유지할 수 있다.
다음으로 냉각 단계에서는 제1 균열 온도(T1)에서부터 750℃ 내지 850℃의 제2 균열 온도(T2)까지 30초 이내로 통과한다. 이 때, 냉각 단계의 시간이 너무 길어지면 집합 조직 개선이 충분히 이루어지지 않을 수 있다. 더욱 구체적으로 5 내지 20초 동안 냉각 단계를 수행할 수 있다.
다음으로, 제2 균열 단계에서는 750℃ 내지 850℃의 제2 균열 온도(T2)의 10℃ 범위 내에서 30 내지 90초 유지한다. 제2 균열 온도가 너무 낮거나 시간이 너무 짧을 경우, S가 충분히 입계에 편석되지 못하여 집합조직 개선효과가 떨어질 수 있다. 제2 균열 온도가 너무 높거나 시간이 너무 길 경우, 미세한 MgS 석출물이 형성되어 자성이 악화될 수 있다. 더욱 구체적으로 제2 균열 온도(T2)는 780℃ 내지 830℃이고, 45 내지 80초 동안 유지할 수 있다. 제2 균열 온도에서 5℃ 범위에서 유지할 수 있다.
제2 균열 단계 이후, 필요에 따라 냉각한다.
다음으로, 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조한다. 냉간압연은 0.1mm 내지 0.35mm의 두께로 최종 압연한다. 냉간압연하는 단계에서 압하율을 85% 이상으로 조절할 수 있다. 더욱 구체적으로 압하율은 85 내지 95%일 수 있다. 압하율이 너무 낮을 경우, 강판 폭방향으로의 두께 차이가 발생할 수 있다.
다음으로, 냉연판을 냉연판 소둔 한다. 냉연판 소둔 단계는 수소(H2)와 질소(N2)의 혼합가스 및 -10℃ 이하의 이슬점을 갖는 분위기에서 수행될 수 있다. 낮은 이슬점을 갖는 분위기에서 소둔함으로써, 표면산화를 억제하고 S의 표면편석을 촉진시켜 전체 두께에 우수한 집합조직을 형성할 수 있다. 더욱 구체적으로 이슬점은 -10 내지 -50℃일 수 있다. 더욱 구체적으로 -15 내지 -45℃일 수 있다. 혼합가스는 수소 40 부피% 이하 및 질소 60 부피% 이상 포함될 수 있다. 분위기는 후술할 가열 단계 및 균열 단계에서 동일하게 적용될 수 있다.
냉연판 소둔 단계는 20 내지 50℃의 시작온도에서부터 균열온도까지 25℃/s 이상의 승온속도로 가열하는 가열단계를 포함한다. 냉연판 소둔 시 급격히 승온함으로써, 집합 조직이 개선될 수 있다. 더욱 구체적으로 35 내지 150℃/s의 승온 속도로 승온할 수 있다.
냉연판 소둔 단계는 900 내지 1100 ℃의 균열 온도에서 균열하는 균열단계를 포함할 수 있다. 균열 온도가 너무 낮을 경우, 결정립이 충분히 성장하지 못하거나 변형조직이 잔류하여 철손이 열위해질 수 있다. 균열 온도가 너무 높을 경우, 높으면 와전류 손실이 증가하고 {001}<130> 방위가 감소하여 자기적 특성이 열화될 수 있다. 더욱 구체적으로 950 내지 1050℃의 균열 온도에서 균열할 수 있다. 균열 온도에서 30 내지 50초 동안 소둔할 수 있다.
냉연판 소둔 과정에서 냉간압연 단계에서 형성된 가공 조직이 모두(즉, 99% 이상) 재결정될 수 있다.
냉연판 소둔 후, 절연피막을 형성할 수 있다. 절연피막은 유기질, 무기질 및 유무기 복합피막으로 처리될 수 있으며, 기타 절연이 가능한 피막제로 처리하는 것도 가능하다.
이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실시예 1
표 1 및 표 2 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 성분으로 슬라브를 제조하였다. 이를 1150℃로 가열하고 880℃의 마무리온도로 열간압연하여, 판두께 2.0m의 열연판을 제조하였다. 열간압연된 열연판은 하기 표 3의 조건으로 제1 및 제2 열연판 소둔 후, 냉간압연하여 두께를 0.25mm로 만들었다. 이를 표 4의 조건으로 냉연판 소둔하였다.
각 시편에 대한 평균 결정립 직경, 100nm 이하의 MgS 석출물 밀도, {111}//ND 방위 분율, {001}<130>의 각도 차이를 표 4에 정리하였다.
결정립의 평균 입경은 시편의 TD 단면을 연마하여 100mm2 이상의 면적이 되도록 EBSD로 측정 후, OIM software의 Merge 기능으로 병합하고 Grain Size (diameter) 기능으로 계산하였을 때 나오는 Average Number와 Area fraction 값을 사용하였다.
100nm 이하의 MgS 석출물 밀도는 MgS 석출물 밀도는 최종소둔판을 레플리카법으로 TEM 시편을 제조하여, 10000㎛2 이상의 면적을 TEM으로 관찰하였을 때 나타나는 석출물 중에서, 형상을 가장 길게 가로지르는 선분의 길이가 100nm 이하이면서 EDS로 성분을 분석하였을 때 Mg와 S의 피크가 동시에 나타나는 석출물의 개수를 측정면적으로 나누어 구하였다.
{111}//ND 방위 분율은 EBSD 측정 데이터를 OIM software에서 ND가 오차각 15도 이내에서 <111> 방향을 갖도록 파티션을 생성하였을 때, 파티션 요약정보에 나타나는 분율값으로 구하였다.
{001}<130>의 각도 차이는 EBSD 데이터에서 ODF를 계산하여 최대강도를 갖는 방위를 산출하고, 해당 방위와 {001}<130> 방위와의 misorientation 값을 계산하여 구하였다.
자속밀도, 철손 등의 자기적 특성은 각각의 시편에 대해 너비 60mm × 길이 60mm × 매수 5매의 시편을 절단하여 철손은 Single sheet tester로 압연방향과 압연수직방향을 측정하고 그 평균값을 나타내었다. 자속밀도는 압연 수직 방향 및 압연 방향과 55°각도를 이루는 방향으로 측정하였다.
이 때, W10/400은 400Hz의 주파수로 1.0T의 자속밀도를 유기하였을 때의 철손이고, B50은 5000A/m의 자기장에서 유도되는 자속밀도를 의미한다.
시편번호 Si
[%]		 Al
[%]		 Mn
[%]		 Sn
[ppm]		 Sb
[ppm]		 C
[ppm]		 N
[ppm]
A1 2.7 1.40 0.45 17 18 28 16
A2 2.7 1.40 0.45 14 16 28 13
A3 2.7 1.40 0.45 17 17 20 18
A4 2.7 1.40 0.45 11 13 13 17
A5 2.7 1.40 0.45 14 14 17 14
A6 2.7 1.40 0.45 14 18 24 17
A7 2.7 1.40 0.45 11 23 26 13
A8 2.7 1.40 0.45 13 9 14 16
B1 3.3 0.95 0.30 19 10 13 14
B2 3.3 0.95 0.30 20 21 35 15
B3 3.3 0.95 0.30 17 13 16 9
B4 3.3 0.95 0.30 14 17 17 12
B5 3.3 0.95 0.30 13 18 13 13
B6 3.3 0.95 0.30 18 13 28 16
B7 3.3 0.95 0.30 14 17 29 14
B8 3.3 0.95 0.30 13 13 31 18
C1 3.6 0.75 0.20 18 14 30 9
C2 3.6 0.75 0.20 23 11 21 11
C3 3.6 0.75 0.20 9 13 29 12
C4 3.6 0.75 0.20 10 19 21 8
C5 3.6 0.75 0.20 21 20 31 13
C6 3.6 0.75 0.20 18 13 28 16
C7 3.6 0.75 0.20 12 23 25 16
C8 3.6 0.75 0.20 8 17 27 17
D1 4.2 0.20 0.30 13 9 22 8
D2 4.2 0.20 0.30 16 7 17 11
D3 4.2 0.20 0.30 20 14 14 10
D4 4.2 0.20 0.30 13 18 9 14
D5 4.2 0.20 0.30 16 12 16 16
D6 4.2 0.20 0.30 21 12 21 20
D7 4.2 0.20 0.30 16 14 16 20
D8 4.2 0.20 0.30 17 12 31 12
시편번호 Ti
[ppm]		 Nb
[ppm]		 V
[ppm]		 S
[ppm]		 Mg
[ppm]		 Cu
[ppm]
A1 11 19 15 2 18 79
A2 23 17 21 17 15 85
A3 24 8 19 38 14 83
A4 17 18 10 18 11 74
A5 14 16 16 16 13 80
A6 17 17 14 43 19 78
A7 11 13 13 13 12 77
A8 14 14 18 14 13 82
B1 12 11 23 11 16 87
B2 9 13 9 13 14 73
B3 24 19 10 32 32 74
B4 14 20 21 20 18 85
B5 17 13 18 13 11 82
B6 14 17 15 17 12 79
B7 13 18 17 42 14 81
B8 18 13 13 13 9 77
C1 24 19 20 19 16 84
C2 21 23 16 37 21 80
C3 23 14 12 71 12 76
C4 17 18 18 18 18 82
C5 9 14 11 45 11 75
C6 13 15 12 15 12 76
C7 7 17 15 17 17 79
C8 14 14 18 42 14 82
D1 18 9 23 9 17 87
D2 12 16 11 16 13 75
D3 12 21 13 35 16 128
D4 14 16 14 16 16 78
D5 16 17 17 17 14 81
D6 15 18 21 33 13 85
D7 10 17 24 17 18 88
D8 13 13 13 13 23 77
시편번호 제1 균열 제2 균열 냉연판 소둔
승온속도
[℃/s]		 균열온도
[℃]		 유지시간
[s]		 변경시간
[s]		 균열온도
[℃]		 유지시간
[s]		 승온속도
[℃/s]		 균열온도
[℃]		 이슬점
[℃]
A1 40 1000 50 20 800 50 35 1000 -40
A2 40 1000 75 20 800 50 35 1000 -40
A3 20 1000 50 20 800 50 35 1000 -40
A4 40 1000 50 20 800 50 15 1000 -40
A5 40 1000 50 20 880 50 35 1000 -40
A6 40 1000 50 20 800 50 35 1000 -40
A7 40 1000 50 20 800 50 35 1000 -40
A8 40 1000 50 20 800 50 35 1000 -40
B1 40 1000 50 20 800 50 35 870 -40
B2 40 1000 50 20 800 50 35 1000 5
B3 40 1000 50 20 800 50 35 1000 -40
B4 40 1000 50 20 800 20 35 1000 -40
B5 40 1000 50 20 800 50 35 1000 -40
B6 40 1000 50 20 800 50 35 1000 -40
B7 40 1000 50 20 800 50 35 1000 -40
B8 40 1000 50 20 800 50 35 1000 -40
C1 40 940 30 20 800 75 35 1000 -40
C2 40 1000 15 20 800 75 35 1000 -40
C3 40 1000 30 20 800 75 35 1000 -40
C4 40 1000 30 20 720 75 35 1000 -40
C5 40 1000 30 20 800 75 35 1000 -40
C6 40 1000 30 20 800 75 35 1000 -40
C7 40 1000 30 20 800 75 35 1000 -40
C8 40 1000 30 20 800 75 35 1000 -40
D1 40 1130 30 20 800 75 35 1000 -40
D2 40 1000 30 40 800 75 35 1000 -40
D3 40 1000 30 20 800 75 35 1000 -40
D4 40 1000 30 20 800 105 35 1000 -40
D5 40 1000 30 20 800 75 35 1000 -40
D6 40 1000 30 20 800 75 35 1000 -40
D7 40 1000 30 20 800 75 35 1000 -40
D8 40 1000 30 20 800 75 35 1000 -40
시편번호 두께
[mm]		 평균
결정립경
[μm]		 미세MgS 밀도
[개/μm2]		 {111}//ND 분율
[면적%]		 최대강도와 {001}<130> 오차각
[˚]
A1 0.25 92 0.002 25 3
A2 0.25 99 0.005 15 18
A3 0.25 102 0.018 13 5
A4 0.25 89 0.004 24 6
A5 0.25 91 0.022 15 2
A6 0.25 103 0.004 14 6
A7 0.25 94 0.005 15 2
A8 0.25 98 0.007 16 3
B1 0.25 101 0.002 14 17
B2 0.25 99 0.006 15 21
B3 0.25 100 0.023 25 7
B4 0.25 104 0.005 23 3
B5 0.25 95 0.007 15 6
B6 0.25 92 0.006 16 5
B7 0.25 103 0.002 14 8
B8 0.25 97 0.004 14 3
C1 0.25 98 0.003 27 5
C2 0.25 93 0.002 25 7
C3 0.25 94 0.024 16 3
C4 0.25 103 0.007 24 5
C5 0.25 96 0.005 15 6
C6 0.25 101 0.007 14 3
C7 0.25 105 0.006 14 5
C8 0.25 95 0.003 15 6
D1 0.2 102 0.003 15 16
D2 0.2 98 0.025 16 5
D3 0.2 99 0.019 16 2
D4 0.2 93 0.028 15 3
D5 0.2 104 0.004 14 6
D6 0.2 102 0.006 16 5
D7 0.2 94 0.005 16 6
D8 0.2 95 0.005 15 5
시편번호 B50(55˚)
[T]		 B50(90˚)
[T]		 B50(55˚)
/B50(90˚)		 W10/400
[W/kg]		 비고
A1 1.598 1.655 0.966 12.9 비교예
A2 1.602 1.662 0.964 11.4 비교예
A3 1.594 1.657 0.962 11.5 비교예
A4 1.605 1.654 0.970 11.4 비교예
A5 1.597 1.662 0.961 13.2 비교예
A6 1.651 1.658 0.996 11.6 발명예
A7 1.632 1.642 0.994 11.5 발명예
A8 1.657 1.662 0.997 11.6 발명예
B1 1.603 1.658 0.967 12.8 비교예
B2 1.599 1.654 0.967 11.3 비교예
B3 1.604 1.659 0.967 11.4 비교예
B4 1.602 1.657 0.967 11.6 비교예
B5 1.642 1.654 0.993 11.3 발명예
B6 1.633 1.641 0.995 11.6 발명예
B7 1.647 1.658 0.993 11.5 발명예
B8 1.645 1.659 0.992 11.4 발명예
C1 1.584 1.639 0.966 11.5 비교예
C2 1.589 1.644 0.967 11.5 비교예
C3 1.603 1.658 0.967 11.3 비교예
C4 1.594 1.649 0.967 11.5 비교예
C5 1.647 1.657 0.994 11.4 발명예
C6 1.647 1.658 0.993 13.1 발명예
C7 1.635 1.644 0.995 11.4 발명예
C8 1.632 1.643 0.993 11.5 발명예
D1 1.600 1.655 0.967 12.1 비교예
D2 1.603 1.658 0.967 10.5 비교예
D3 1.602 1.657 0.967 12.3 비교예
D4 1.604 1.659 0.967 10.4 비교예
D5 1.652 1.662 0.994 11.9 발명예
D6 1.641 1.653 0.993 12.0 발명예
D7 1.632 1.644 0.993 10.3 발명예
D8 1.644 1.658 0.992 10.5 발명예
표 1 내지 표 5에 나타나듯이 열연판 소둔 시 온도 및 시간이 적절히 조절된 경우, {001}<130> 결정 방위가 발달하여, 자속밀도 및 철손이 우수하고, 자속밀도의 이방성이 우수함을 확인할 수 있다.
반면, 열연판 소둔 시 온도 및 시간이 적절히 조절되지 못한 경우, {001}<130> 결정 방위가 적게 형성되고, 자속밀도 및 철손이 비교적 열위하고, 자속밀도의 이방성이 비교적 열위함을 확인할 수 있다.
본 발명은 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims (11)

  1. 중량%로, Si : 2.5 내지 4.5%, Al : 0.1 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.5%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    {111}//ND 방위분율이 20 면적% 이하이고, 이 때, {111}//ND란 결정립의 {111} 면이 압연면(ND면)과 15°이내에서 평행한 결정립을 의미하고,
    집합조직을 ODF로 나타내었을 때 가장 높은 강도를 갖는 방위가 {001}<130>에서 10˚ 이내에 위치하는 무방향성 전기강판.
  2. 제1항에 있어서,
    Sn, Sb, C, N, Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 각각 0.0050 중량% 이하로 더 포함하는 무방향성 전기강판.
  3. 제1항에 있어서,
    S : 0.0005 내지 0.0050 중량%, Mg : 0.0025 중량% 이하 및 Cu : 0.01 중량%이하 중 1종 이상을 더 포함하는 무방향성 전기강판.
  4. 제1항에 있어서,
    P: 0.05 중량% 이하, B : 0.002 중량% 이하, Mo : 0.01 중량% 이하, Cr : 0.5 중량% 이하, Zr : 0.005 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 무방향성 전기강판.
  5. 제1항에 있어서,
    평균 결정립경이 50 내지 150 ㎛인 무방향성 전기강판.
  6. 제1항에 있어서,
    직경 100nm 이하인 MgS 석출물의 분포밀도가 0.01개/㎛2 이하인 무방향성 전기강판.
  7. 중량%로, Si : 2.5 내지 4.5%, Al : 0.1 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.5%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계;
    상기 열연판을 열연판 소둔하는 단계;
    상기 열연판을 냉간압연 하여 냉연판을 제조하는 단계; 및
    상기 냉연판을 냉연판 소둔 단계;를 포함하고,
    상기 열연판 소둔하는 단계는
    상기 열연판을 30℃/s 이상의 승온속도로 980℃ 내지 1100℃의 제1 균열 온도(T1)까지 가열하는 가열 단계,
    상기 제1 균열 온도(T1)의 10℃ 범위 내에서 20 내지 60초 유지하는 제1 균열단계,
    상기 제1 균열 온도(T1)에서부터 750℃ 내지 850℃의 제2 균열 온도(T2)까지 30초 이내로 통과하는 냉각 단계,
    상기 제2 균열 온도(T2)의 10℃ 범위 내에서 30 내지 90초 유지하는 제2 균열단계를 포함하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 가열 단계는 40 내지 100초간 행해지는 무방향성 전기강판의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 냉연판 소둔 단계는 수소(H2)와 질소(N2)의 혼합가스 및 -10℃ 이하의 이슬점을 갖는 분위기에서 수행되는 무방향성 전기강판의 제조방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 냉연판 소둔 단계는 25℃/s 이상의 승온속도로 가열하는 가열단계를 포함하는 무방향성 전기강판의 제조방법.
  11. 제7항에 있어서,
    상기 냉연판 소둔 단계는 900 내지 1100 ℃의 균열 온도에서 균열하는 균열단계를 포함하는 무방향성 전기강판의 제조방법.
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