KR101308728B1 - 저철손 고강도 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

저철손 고강도 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 무방향성 전기강판의 제조에 관한 것으로, 중량%로 C: 0.005% 이하, Si: 4.0% 이하(0 제외), P: 0.1% 이하(0 제외), S: 0.03% 이하, Mn: 0.1~2.0%, Al: 0.3~2.0%, N: 0.003% 이하, Ti: 0.005% 이하, Cu: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 열간압연하고, 냉간압연한 후, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 1~50% 범위가 되도록 최종소둔을 실시하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.
따라서, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율을 적정 수준으로 관리하고, 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 제어함으로써, 강도가 우수하면서도 철손이 낮은 무방향성 전기강판을 제조할 수 있으며, 최종소둔의 온도변화에 따른 항복강도의 변화율이 낮은 온도 영역에서 최종소둔을 실시함으로써 연신률의 저하를 방지하고, 자성과 강도의 편차를 줄여 저철손 고강도 특성을 안정적으로 확보할 수 있다. 또한 Cu 함량을 0.02% 이하로 제한하여 강판 내부에 Cu 석출물의 크기가 10nm 이하로 존재하도록 함으로써 고객사 열처리후 철손을 대폭 향상시킬 수 있다.

Description

저철손 고강도 무방향성 전기강판 및 그 제조방법{Non-oriented electrical steel sheet with low core-loss and high strength and method for manufacturing the same}
본 발명은 발전기나 자동차 모터와 같은 전기기기 등의 부품으로 이용되는 무방향성 전기강판의 제조에 관한 것으로, 보다 상세하게는 높은 응력이 작용하는 고속 회전기기에 견딜 수 있는 고강도 특성과 에너지 효율화를 위한 저철손의 자기적 특성을 양립시키도록 하는 무방향성 전기강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 무방향성 전기강판에 관한 것이다.
최근 에너지의 효율적 이용에 대한 관심이 고조됨에 따라, 대형발전기나 하이드리드 자동차(HEV; Hybrid Electric Vehicle) 혹은 전기자동차(EV; Electric Vehicle)와 같은 친환경 자동차 등의 전기기기에 사용되는 모터의 효율을 증가시키고자 하는 노력이 시도되고 있다. 그 일환으로 BLDC 모터와 같이 주파수를 변조하여 일반적인 모터보다 빠른 회전속도를 얻고자 하는 노력이 진행되고 있다.
특히, 하이브리드 자동차나 전기자동차의 구동부에 사용되는 모터의 경우 제한된 크기로 큰 출력을 얻을 필요가 있으며, 10000rpm 이상의 회전속도가 요구된다. 이러한 경우에 있어서 모터의 회전자가 받는 원심력은 회전속도의 제곱에 비례하기 때문에 고속의 회전시 일반적인 전기강판이 견딜 수 있는 항복강도를 넘게 되고 이는 모터의 안정성 및 내구성을 위협하는 요인으로 작용한다. 따라서, 고속 회전하는 기기의 회전자에는 고강도의 소재를 필요로 한다.
뿐만 아니라, 모터의 회전자로 사용되는 소재의 경우, 강도 이외에도 고주파에 의해 발생하는 와류 손실을 저감시켜야 할 필요가 있는데, 강도를 향상시킬 목적으로 고강도 탄소강이나 일체형 회전자를 만들게 되면 회전자의 와류 손실이 커지게 되어 모터의 전체적인 효율을 저감시키게 된다.
따라서 고강도 특성과 저철손 특성을 모두 만족시킬 수 있는 전기강판의 제조 기술에 대한 연구를 필요로 하게 되었다. 그 일환으로, 강에 페라이트 이외의 조직을 형성하여 강도를 향상시킨 기술과, Nb와 V, Cu 등의 합금원소를 첨가시켜 강도를 향상시킨 기술, 냉간압연 혹은 추가가공 이전 상태에서의 결정립 크기를 20㎛ 이상으로 제어하여 철손 특성과 강도 특성을 양립시키고자 하는 기술이 제안된 바 있다.
하지만, 페라이트 이외의 조직을 형성하는 기술은, 펄라이트나 마르텐사이트, 오스테나이트의 비자성 이상조직이 강 내부에 존재함으로 인해 철손 및 자속밀도가 급격히 열화되고, 회전자에 사용할 경우 모터의 효율이 급격히 감소되는 단점이 있다. Nb와 V, Cu 등의 합금원소를 첨가하는 기술 역시 자성이 급격히 열화되는 문제가 발생되며, 사용처에 따라 한계가 발생한다. 또한 냉간압연 조직의 크기를 20㎛ 이상으로 제어하는 기술에 의한 효과는 통상적인 전기강판에서 행해지는 공정 및 중간제품에서 나타나는 특성으로서, 본 발명자에 의한 실험 결과 미재결정 조직이 많은 고강도 전기강판에서는 그 효과가 미미한 것으로 조사되었으며, 20㎛ 미만의 결정립 크기를 가지는 소재를 이용하여 만들었을 경우와 비교하여 효과적인 자기적 특성의 향상을 가져오기 힘들다는 문제점이 있다.
본 발명의 목적은 냉간압연된 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율을 적정 수준으로 관리하고, 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 제어하며, 미세 황화물 혹은 단독 석출상으로 존재하는 Cu의 함량을 억제하여 결정 성장성을 향상함으로써 고객사의 필요에 따라 부분적으로 열처리했을 경우 철손이 대폭 향상된 고강도 무방향성 전기강판을 제조하고자 함에 있다.
또한 본 발명은 최종소둔을 최종소둔의 온도변화에 따른 항복강도의 변화율이 낮은 온도 영역에서 실시하여 강판의 연신률을 일정 수준 이상으로 유지하도록 하고, 자성과 강도의 편차를 줄여 저철손 고강도 특성을 안정적으로 확보하도록 하는 무방향성 전기강판의 제조방법을 제공하는 것에도 목적이 있다.
상기의 과제를 해결하기 위한 본 발명의 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 4.0% 이하(0 제외), P: 0.1% 이하(0 제외), S: 0.03% 이하, Mn: 0.1~2.0%, Al: 0.3~2.0%, N: 0.003% 이하, Ti: 0.005% 이하, Cu: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 열간압연하고, 냉간압연한 후, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 1~50% 범위가 되도록 최종소둔을 실시하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법은, 최종소둔 온도변화에 따른 항복강도의 변화율이 3.0MPa 이하인 온도 영역에서 최종소둔을 실시하고, 최종소둔 후 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 10㎛ 이하로 제어하고, 최종소둔된 강판의 연신률을 20% 이상으로 제어하고, 최종소둔된 강판의 항복강도를 500MPa 이상으로 제어하고, 최종소둔의 온도는 720~760℃로 하는 것에도 그 특징이 있다.
상기의 과제를 해결하기 위한 본 발명의 저철손 고강도 무방향성 전기강판은, 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 4.0% 이하(0 제외), P: 0.1% 이하(0 제외), S: 0.03% 이하, Mn: 0.1~2.0%, Al: 0.3~2.0%, N: 0.003% 이하, Ti: 0.005% 이하, Cu: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지고, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 1~50% 인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 저철손 고강도 무방향성 전기강판은, 강판 내부의 Cu 석출물 크기가 10nm 이하, 강판 단면에서의 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하, 연신률이 20% 이상, 항복강도가 500MPa 이상인 것에도 그 특징이 있다.
본 발명에 의하면, 냉간압연된 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율을 적정 수준으로 관리하고, 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 제어함으로써 강도가 우수하면서도 철손이 낮은 무방향성 전기강판을 제조할 수 있으며, Cu 함량을 제한하여 결정 성장성을 향상시킴으로써 고객사 열처리시 철손 특성이 대폭 향상된 고강도 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다. 또한 최종소둔을 최종소둔의 온도변화에 따른 항복강도의 변화율이 낮은 온도 영역에서 실시함으로써 연신률의 저하를 방지하고, 자성과 강도의 편차를 줄여 저철손 및 고강도 특성을 안정적으로 확보할 수 있다.
이하, 본 발명에 대해 보다 구체적으로 설명한다.
본 발명자는 저철손 특성과 고강도 특성을 동시에 갖는 무방향성 전기강판을 제조함에 있어서 다양한 합금원소가 미치는 종류별 영향과, 열간압연, 냉간압연 및 최종소둔의 다양한 공정인자들의 조정에 의한 재결정 거동이나 조직 변화 특성 등에 대하여 조사한 결과, 특정 합금성분의 조성을 갖는 성분계에 있어 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율과, 최종소둔된 강판의 재결정립 크기를 적정 수준으로 제어함에 의하여 우수한 강도 특성과 함께 낮은 철손 특성을 동시에 갖는 무방향성 전기강판을 제조할 수 있음을 발견할 수 있었다.
본 발명에 따른 무방향성 전기강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 4.0% 이하(0 제외), P: 0.1% 이하(0 제외), S: 0.03% 이하, Mn: 0.1~2.0%, Al: 0.3~2.0%, N: 0.003% 이하, Ti: 0.005% 이하, Cu: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 열간압연하고, 냉간압연한 후, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 1~50% 범위가 되도록 최종소둔을 실시하는 것을 요지로 하는 것이다.
또한 본 발명자는 미재결정 조직의 면적분율이 무방향성 전기강판의 자성과 강도의 편차에 미치는 영향에 대하여 예의 주시하여 연구한 결과, 미재결정 조직의 면적분율이 높아질수록 항복강도가 커지고 그에 따라 고강도 특성을 확보할 수 있다는 사실과 함께, 미재결정 조직의 면적분율이 50%를 초과하면 연신률이 20% 미만으로 급감하게 되고 최종적으로 항복강도는 증가하더라도 피로강도가 감소하게 되는 결과를 초래함을 발견하게 되었다.
아울러 본 발명자는 미재결정 조직의 면적분율과 더불어 결정립 크기가 전기강판의 특성을 좌우하는 중요한 인자임을 발견하였다. 결정립의 크기와 강도는 반비례하는 경향이 있으며, 가급적 결정립의 크기를 작게 유지하는 것이 고강도화를 위해 바람직한 것으로, 실험 결과 재결정된 결정립의 평균크기를 10㎛ 이하로 제어함으로써 무방향성 전기강판의 강도를 통상재 대비 30% 이상 향상시킬 수 있음을 알 수 있었다.
이러한 사실과 함께 본 발명자는, 무방향성 전기강판의 자성과 강도의 편차를 줄이기 위한 다양한 인자들에 대하여 조사하여 연구한 결과, 최종소둔 온도의 변화에 따른 항복강도의 변화율이 낮은 온도 영역이 존재하는 사실을 발견하였으며, 특별히 최종소둔을 온도의 변화에 따른 항복강도의 변화율이 3MPa/℃보다 낮은 온도 영역, 바람직하게는 720~760℃의 온도 영역에서 최종소둔함에 의하여 무방향성 전기강판의 제품 특성을 안정화할 수 있다는 사실 또한 발견하였다.
먼저, 본 발명의 무방향성 전기강판의 성분제한 이유에 대하여 설명한다. 특별히 언급하지 않은 한, 이하에서의 함량은 중량%를 의미한다.
[C: 0.005% 이하]
C는 최종제품에서 자기시효를 일으켜서 사용 중 자기적 특성을 저하시키므로 0.005중량% 이하로 함유되도록 한다. C의 함량이 낮을수록 자기적 특성에 바람직하므로, 최종제품에서는 0.003중량% 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
[Si: 4.0% 이하(0 제외)]
Si는 비저항을 증가시켜서 철손 중 와류 손실을 낮추는 성분으로서 첨가한다. 다만, Si이 4.0%를 초과하여 함유되면 냉간 압연성이 떨어져 판파단이 일어나기 때문에 Si 함량은 4.0% 이하(0 제외)로 제한하는 것이 바람직하다.
[P: 0.1% 이하(0 제외)]
P는 비저항을 증가시키고, 집합조직을 개선하여 자성을 향상시키기 위하여 첨가한다. 다만, 과다 첨가시에는 냉간 압연성이 악화되기 때문에 P의 함량은 0.1% 이하(0 제외)로 제한하는 것이 바람직하다.
[S: 0.03% 이하]
S는 미세한 석출물인 MnS 및 CuS를 형성하여 자기특성을 악화시키기 때문에 낮게 관리하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 S 함량을 0.03% 이하로 제한한다.
[Mn: 0.1~2.0%]
Mn은 0.1% 미만으로 첨가되면 미세한 MnS 석출물을 형성하여 결정성장을 억제하며, 그에 따라 자성을 악화시킨다. 따라서 0.1% 이상으로 첨가하여, MnS 석출물이 조대하게 형성되도록 하는 것이 바람직하다. 또한 Mn을 0.1% 이상으로 첨가하면 S 성분이 보다 미세한 석출물인 CuS로 석출되는 것을 막아 자성의 열화를 방지할 수 있다. 그러나 Mn이 과도하게 첨가되면 오히려 자성을 떨어뜨리기 때문에 Mn의 함량은 0.1~2.0%로 하는 것이 바람직하다.
[Al:0.3~2.0%]
Al은 비저항을 증가시켜 와류손실을 낮추는데 유효한 성분이다. Al이 0.3% 미만으로 첨가되면, AlN이 미세하게 석출하여 자성이 열화되고, 반대로 Al이 2.0%를 초과하여 첨가되면 가공성이 열화되므로, Al 함량은 0.3~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
[N:0.003% 이하]
N은 모재 내부에 미세하고 긴 AlN 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제하여 철손을 열위시키므로 가급적 적게 함유시키는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 N 함량을 0.003% 이하로 제한한다.
[Ti:0.005% 이하]
Ti는 미세한 TiN과 TiC 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제한다. Ti가 0.005%를 초과하여 함유되는 경우, 많은 미세한 석출물이 발생하여 집합조직을 나쁘게 하여 자성을 악화시키므로, Ti 함량은 0.005% 이하로 제한한다.
[Cu:0.02% 이하]
Cu는 강중에 미세한 황화물 혹은 단독 석출상으로 존재하여 결정립 성장을 억제한다. 특히 Cu가 0.02%를 초과하여 함유되면, 고객사 열처리시 결정립 성장을 억제하여 철손 향상을 저해하고 고장력 제품이 고객사 열처리를 통해 저철손 제품으로 사용되어야 할 경우 사용처를 제한하게 되므로, Cu 함량은 0.02% 이하로 제한한다.
이하, 본 발명의 무방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 무방향성 전기강판의 제조방법은 우선 상기의 조성으로 된 슬라브를 가열로에 장입하여 가열한다. 슬라브의 가열온도는 1100~1250℃ 로 하는 것이 좋다. 슬라브를 1250℃를 초과하는 온도로 가열하게 되면 자성을 해치는 석출물이 재용해되어 열간압연후 미세하게 석출될 수 있다.
슬라브가 가열되면, 이어서 열간압연을 실시하고, 열간압연된 열연판을 권취한다. 권취된 열연판은 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한다. 열연판 소둔은 상변태가 없는 고급 전기강판을 제조함에 있어서는 실시하는 것이 바람직하며, 최종소둔판의 집합조직을 개선하여 자속밀도를 향상시키는데 유효하다. 열연판 소둔을 실시하는 경우에는 열연판 소둔을 850~1100℃의 온도에서 실시하는 것이 좋다. 열연판소둔 온도가 850℃ 미만이면 조직이 성장하지 않거나 미세하게 성장하여 자속밀도의 상승 효과를 기대하기 어렵게 된다. 열연판 소둔온도가 1100℃보다 높아지면 오히려 자기특성이 열화되고, 판형상의 변형으로 인해 압연작업성이 나빠질 수 있다.
상기와 같이 열연판 소둔을 실시하게 되면 자속밀도를 향상시킬 수 있으나, 자속밀도 특성이 중요하게 고려되지 않는 무방향성 전기강판을 제조하고자 하는 경우에는 열연판 소둔을 특별히 실시할 필요가 없으며, 특히 높은 온도에서 최종소둔을 실시하고자 하는 경우에 있어서도 열연판 소둔을 생략하는 것이 가능하다.
상기와 같이 열연판 소둔을 실시하거나 혹은 생략한 다음, 열연판을 산세하고, 냉간압연하여 원하는 판두께의 냉연판을 제조한다. 냉간압연은 1회의 냉간압연에 의하여 실시하거나 혹은 필요에 따라 중간소둔을 사이에 두는 2회 이상의 냉간압연을 수행하여 실시하는 것도 가능하다.
냉간압연된 냉연판은 최종소둔을 실시한다. 최종소둔은 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 1~50% 범위가 되는 조건으로 실시한다. 최종소둔을 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 50%보다 커지는 조건으로 실시하는 경우에는 자성이 열화되고, 또한 항복강도는 증가하더라도 연신률은 오히려 20% 미만으로 급감하여 최종적으로 피로강도가 급격하게 감소하게 된다. 이와 반대로, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 1%미만이 되는 조건으로 최종소둔을 하게 되면 강도가 지나치게 낮아지게 되어 고강도화를 도모하기 어렵게 된다. 따라서 최종소둔은 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 1~50% 범위가 되는 조건하에서 실시한다.
본 발명의 성분계에서는 최종소둔을 720~760℃의 범위 내의 온도에서 실시함으로써 미재결정 조직의 면적분율을 1~50%로 제어할 수 있다. 최종소둔 시간은 5분 미만으로 하더라도 본 발명에서와 같은 미재결정 조직의 면적분율의 확보가 가능하다.
미재결정 조직의 면적분율과 더불어 결정립의 크기 역시 중요한 인자에 해당하며, 최종소둔은 결정립 평균크기가 10㎛ 이하가 되는 조건으로 실시하는 것이 바람직하다. 결정립의 크기는 강도와 반비례하는 것으로, 결정립 크기를 10㎛ 이하로 제어하면 통상의 무방향성 전기강판 제품과 대비하여 강도를 30% 이상 향상시키게 된다. 여기서 정의하는 결정립의 크기는 강판 단면에서 관찰되는 재결정된 결정립의 평균크기를 의미한다.
최종소둔 온도는 무방향성 전기강판의 자성과 강도의 편차에도 영향을 미친다. 최종소둔의 온도에 따라 항복강도의 변화율이 좌우되며, 고강도 전기강판 제작시 최종온도 변화에 따른 항복강도의 변화율이 고려되어야 한다.
일반적으로 설비상의 제약으로 인해 최종소둔 온도를 목표 온도±5℃ 범위내로 유지하는 것이 힘든 실정이다. 고강도 전기강판의 경우에는 재결정 온도 근처에서 최종소둔을 실시하므로 강도의 변화가 매우 급격하게 변화되는 조건하에서 제작된다. 특히 미재결정 조직의 면적분율이 큰 경우에 있어서의 온도 변화에 따른 항복강도 변화율이 더욱 급격하여 실제 제품을 생산했을 때, 특성 편차가 관리 수준을 상회하는 문제가 발생할 수 있다.
따라서 목표로 하는 특성을 갖는 제품을 안정적으로 생산하기 위해서는 전기강판의 보증 항복강도를 감안하였을 때 최종소둔 온도의 변화에 따른 항복강도의 변화율이 3MPa/℃ 이하인 온도 구간에서 최종소둔을 실시하는 것이 유리하다.
최종소둔된 강판은 통상의 방법으로 절연피막 처리하여 고객사로 출하될 수 있다. 절연피막 코팅시 통상적인 코팅재의 적용이 가능하며, 크롬계(Cr-type)나 무크롬계(Cr-free type)중 어느 것이든 제한되지 않고 사용 가능하다.
또한, 필요에 따라 고객사 열처리를 수행하는 경우, Cu 함량이 0.02% 이하로 제한되어 결정성장성이 저해되지 않으므로, 열처리 이후의 자기적 특성이 향상된다.
이하, 실시예에 의하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
중량%로, 하기 표 1에 나타낸 것과 같은 조성의 합금성분과 불순물로 이루어지는 슬라브를 1180℃로 재가열한 다음, 2.3mm로 열간압연하여 열연판을 제조하였다. 이 때, 비저항 차에 의하여 발생되는 영향을 최소화하기 위하여 Al+Si 값은 4.2% 혹은 2.2%로 일정하게 유지하였다. 제조된 각 열연판은 650℃에서 권취한 후, 공기중에서 냉각하고 1040℃에서 2분 동안 열연판 소둔을 실시하였다. 이어서, 열연판을 산세한 후, 0.35mm 두께가 되도록 냉간압연을 실시하였다. 이어서, 냉연판은 수소 20%, 질소 80%의 분위기조건하에서 하기 표 2에 주어진 온도로 1분 동안 최종소둔을 실시한 후 자성 및 기계적 특성을 분석하였다. 자성은 60X60mm2 크기의 단판 측정기를 이용하여 압연 방향과 압연 직각 방향으로 측정하고 이를 평균하여 구하였으며, 항복강도는 KS 13B 규격의 시편을 제작하여 인장실험을 실시하고 0.2% 오프셋(offset)에서의 값으로 결정하였다. 미재결정 조직의 면적분율은 최종소둔된 강판의 단면을 광학현미경으로 찍은 후, 재결정된 부분의 영역을 이미지 분석하여 계산하였으며, 결정립 크기는 광학현미경 사진으로부터 평균 결정립 면적을 구하여 제곱근을 취하여 결정하였다. 최종소둔 온도 변화에 따른 항복강도의 변화율은 다음과 같은 식 1에 의하여 계산하였다.
식 1) 온도 T에서의 항복강도 변화율 = (YPT-YPT+10)/10
상기 YPT는 T℃ 온도에서 소둔하였을 때의 시편의 항복강도, YPT+10은 T+10℃ 온도에서 소둔하였을 때의 시편의 항복강도이다.
강종 Si(중량%) Al(중량%) Mn(중량%) C(중량%) N(중량%) S(중량%) Ti(중량%) P(중량%)
A 3.1 1.1 0.2 0.003 0.002 0.0015 0.002 0.01
B 1.9 0.3 0.2 0.004 0.002 0.0015 0.003 0.02
시편
번호		 강종 최종소둔
온도(℃)		 철손
(W10/400;
W/Kg)		 항복강도
(Mpa)		 미재결정
조직면적
분율(%)		 결정립
크기
(μm)		 연신률
(%)		 항복강도
변화율
(MPa/℃)
비고
1 A 680 45.1 898 100 - 8 5.2 비교재1
2 A 690 42.5 847 85 4 9 6.4 비교재2
3 A 700 41.0 783 70 4 12 5.8 비교재3
4 A 710 37.9 725 62 4 15 7.1 비교재4
5 A 720 34.3 654 50 4 20 1.4 발명재1
6 A 730 33.3 640 45 4 22 2.9 발명재2
7 A 740 32.7 611 34 4 23 1.3 발명재3
8 A 750 30.9 597 23 5 23 2.5 발명재4
9 A 760 29.7 573 15 5 24 3.0 발명재5
10 A 770 28.4 543 5 6 25 2.8 발명재6
11 A 780 27.2 515 1 9 25 2.5 발명재7
12 A 790 25.1 490 0 20 26 2.5 비교재5
13 B 660 59.5 674 100 - 8 3.9 비교재6
14 B 670 56.1 635 86 4 9 4.8 비교재7
15 B 680 54.1 587 71 4 12 4.3 비교재8
16 B 690 50.0 544 62 4 13 5.3 비교재9
17 B 700 45.3 491 48 4 22 1.1 발명재8
18 B 710 44.0 480 45 5 21 2.2 발명재9
19 B 720 43.2 458 33 5 25 1.0 발명재10
20 B 730 40.8 448 21 5 26 1.8 발명재11
21 B 740 39.2 430 10 5 28 2.2 발명재12
22 B 750 37.5 407 6 6 30 2.5 발명재13
23 B 760 35.9 383 2 9 32 2.3 발명재14
24 B 770 33.1 360 0 15 31 2.3 비교재10
표 2의 결과로부터, 최종소둔 온도가 감소함에 따라 미재결정 조직의 면적분율 및 그에 따른 항복강도는 증가하나, 미재결정 조직의 면적분율이 50%를 초과하면 연신률은 20%미만으로 급감하는 것을 알 수 있다.
비교재1~4의 경우, 미재결정 조직의 면적분율이 50%를 초과하고, 연신률이 20% 미만으로서 가공성 및 인성이 악화되어 고강도 소재로 적합하지 않았으며, 철손도 35W/Kg 이상으로 급격히 열화되는 경향이 나타난다. 또한 비교재1~4는 최종소둔 온도에 대한 기계적 특성의 변화가 3MPa/℃ 보다 높아, 실제 생산시 50~70Mpa의 항복강도 편차를 가지게 되었다. 비교재 5의 경우 미재결정 조직이 전혀 없어, 연신률은 높아 인성은 우수하지만, 항복강도가 500MPa 보다 낮아서 모 소재가 약 390Mpa의 항복강도를 가지고 있음을 감안했을 때, 강도 향상률이 30% 미만으로 지나치게 낮아 고강도 제품으로의 효용성이 없다. 비교재6~9 역시 미재결정 조직의 면적분율이 50%보다 커서 연신률 및 철손이 급격이 나빠졌으며, 비교재10의 경우 고강도 제품으로서의 효용성이 없다.
발명재1~14는 미재결정 조직의 면적분율이 1~50%이고, 결정립 평균크기가 10㎛ 이하로서, 철손과 항복강도가 안정적으로 유지되고 나아가, 연신률도 20% 이상의 수준을 유지하여 인성이 높은 특징을 가지게 되어 500MPa 이상의 항복강도를 갖는 고강도 제품으로써의 장점을 갖는 것임을 알 수 있다.
중량%로, 하기 표 3에 나타낸 것과 같은 조성의 합금성분과 불순물로 이루어지는 슬라브를 1130℃로 재가열한 다음, 2.3mm로 열간압연하여 열연판을 제조하였다. 제조된 각 열연판은 650℃에서 권취한 후, 공기중에서 냉각하고 1080℃에서 2분 동안 열연판 소둔을 실시하였다. 이어서, 열연판을 산세한 후, 0.35mm 두께가 되도록 냉간압연을 실시하였다. 이어서, 냉연판은 수소 20%, 질소 80%의 분위기조건하에서 650℃ 에서 1분 동안 최종소둔을 실시한 후 철손 및 항복강도를 측정하였다. 또한, 일반적인 고객사 열처리 조건인 질소 100% 분위기조건하에서 750℃에서 2시간 열처리하고 철손 및 Cu 석출상 크기를 측정하였다. 자성은 60X60mm2 크기의 단판 측정기를 이용하여 압연 방향과 압연 직각 방향으로 측정하고 이를 평균하여 구하였으며, 항복강도는 KS 13B 규격의 시편을 제작하여 인장실험을 실시하고 0.2% 오프셋(offset)에서의 값으로 결정하였다.
시편
번호		 Si
(중량%)		 Al
(중량%)		 Mn
(중량%)		 C
(중량%)		 N
(중량%)		 S
(중량%)		 Ti
(중량%)		 P
(중량%)		 Cu
(중량%)
25 3.1 1.1 0.2 0.003 0.002 0.0015 0.002 0.01 0.002
26 3.1 1.1 0.2 0.003 0.002 0.0015 0.002 0.01 0.004
27 3.1 1.1 0.2 0.003 0.002 0.0015 0.002 0.01 0.01
28 3.1 1.1 0.2 0.003 0.002 0.0015 0.002 0.01 0.018
29 3.1 1.1 0.2 0.003 0.002 0.0015 0.002 0.01 0.022
30 3.1 1.1 0.2 0.003 0.002 0.0015 0.002 0.01 0.03
31 3.1 1.1 0.2 0.003 0.002 0.0015 0.002 0.01 0.04
32 1.9 0.3 0.2 0.004 0.002 0.0015 0.003 0.02 0.002
33 1.9 0.3 0.2 0.004 0.002 0.0015 0.003 0.02 0.004
34 1.9 0.3 0.2 0.004 0.002 0.0015 0.003 0.02 0.01
35 1.9 0.3 0.2 0.004 0.002 0.0015 0.003 0.02 0.018
36 1.9 0.3 0.2 0.004 0.002 0.0015 0.003 0.02 0.022
37 1.9 0.3 0.2 0.004 0.002 0.0015 0.003 0.02 0.03
38 1.9 0.3 0.2 0.004 0.002 0.0015 0.003 0.02 0.04
시편
번호		 열처리 전 열처리 후 비고
철손
(W10/400;W/Kg)		 항복강도
(Mpa)		 철손
(W15/50;W/Kg)		 Cu 석출상
크기(nm)
25 31.1 586 2.15 2 발명재15
26 30.2 591 2.20 3 발명재16
27 30.6 590 2.25 4 발명재17
28 31.5 585 2.45 8 발명재18
29 32.1 591 3.16 12 비교재11
30 32.5 592 3.45 18 비교재12
31 33.6 594 3.66 22 비교재13
32 37.2 410 2.89 3 발명재19
33 37.6 412 2.92 3 발명재20
34 37.4 415 2.94 5 발명재21
35 37.6 415 2.91 7 발명재22
36 38.1 413 3.55 13 비교재14
37 38.5 417 4.02 18 비교재15
38 39.1 421 4.05 23 비교재16
표 4의 결과로부터, Cu 함량이 증가함에 따라 고객사 열처리 이전에는 철손 및 항복강도의 변화가 거의 관찰되지 않으나, 고객사 열처리 이후에는 비교재11~16과 같이 Cu 함량이 0.02%를 초과했을 때 철손이 급격하게 열위됨을 알 수 있다.
이러한 철손 열위는 Cu 함량 증가에 따라 결정성장을 억제하는 Cu 석출물의 크기가 증가하기 때문으로 생각되며, 특히 Cu 석출상의 크기가 10nm를 초과할 때 고객사 열처리 조건하에서 결정성장이 크게 둔화되기 때문으로 판단된다. 따라서 고객사에서 선택적인 열처리를 통해 자성을 향상시키고자 하는 경우, 강중에 Cu 함량을 0.02% 이하로 제어할 필요가 있다.

Claims (12)

  1. 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 4.0% 이하(0 제외), P: 0.1% 이하(0 제외), S: 0.03% 이하, Mn: 0.1~2.0%, Al: 0.3~2.0%, N: 0.003% 이하, Ti: 0.005% 이하, Cu: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 열간압연하고, 냉간압연한 후, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 1~50% 범위가 되도록 최종소둔을 실시하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  2. 청구항 1에 있어서,
    최종소둔 후 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 10㎛ 이하로 제어하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    최종소둔을 최종소둔 온도변화에 따른 항복강도의 변화율이 3.0MPa 이하인 온도 영역에서 실시하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  4. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    최종소둔된 강판의 연신률을 20% 이상으로 제어하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  5. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    최종소둔된 강판의 항복강도를 500MPa 이상으로 제어하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  6. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 최종소둔을 720~760℃ 의 온도에서 실시하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  7. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 열간압연 후, 냉간압연 전에 열연판 소둔을 실시하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  8. 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 4.0% 이하(0 제외), P: 0.1% 이하(0 제외), S: 0.03% 이하, Mn: 0.1~2.0%, Al: 0.3~2.0%, N: 0.003% 이하, Ti: 0.005% 이하, Cu: 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지고, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 1~50% 인 저철손 고강도 무방향성 전기강판.
  9. 청구항 8에 있어서,
    강판 내부의 Cu 석출물 크기가 10nm 이하인 저철손 고강도 무방향성 전기강판.
  10. 청구항 8에 있어서,
    강판 단면에서의 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하인 저철손 고강도 무방향성 전기강판.
  11. 청구항 8 내지 청구항 10중 어느 한 항에 있어서,
    연신률이 20% 이상인 저철손 고강도 무방향성 전기강판.
  12. 청구항 8 내지 청구항 10중 어느 한 항에 있어서,
    항복강도가 500MPa 이상인 저철손 고강도 무방향성 전기강판.
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