KR20110075519A - 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 무방향성 전기강판에 관한 것으로, 중량%로 Al: 1.0~3.0%, Si: 0.5~2.5%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.2%이하, N: 0.001~0.004%, S: 0.0005~0.004%, 0.005~0.2%의 Sn 혹은 0.005~0.1%의 Sb 중의 적어도 하나 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 구성되고, 상기 Al, Mn, N, S는 1.5≤{[Al]+[Mn]}<3.5, 0.002≤{[N]+[S]}≤0.006, 300≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,400 의 조성식을 만족하도록 첨가되는 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공한다. 이에 따라 Al, Si, Mn, N, S의 첨가성분을 최적화하여 조대한 개재물을 분포밀도를 높임으로서 결정립 성장성과 자벽의 이동성을 향상시켜 자성이 우수하고, 경도가 낮아 고객사 가공성과 생산성이 우수한 최고급 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
무방향성 전기강판, AlN, MnS, 개재물, 가공성

Description

자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법{Non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic and processing property, and Method for manufacturing the same}
본 발명은 무방향성 전기강판의 제조에 관한 것으로, 강의 첨가성분을 최적으로 설정하여 강중에 조대한 개재물의 분포밀도를 높이는 것에 의하여 결정립의 성장성과 자벽의 이동성이 향상되어 우수한 자성을 가지며, 낮은 경도로 인하여 제품 생산성 및 타발성이 우수한 최고급 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명은 회전기기의 철심재료로서 사용되는 무방향성 전기강판의 제조에 관한 것으로, 무방향성전기강판은 전기적 에너지를 기계적 에너지로 변환하는 중요한 부품으로 자기적 특성이 매우 중요하다. 자기적 특성으로 주로 언급되는 것이 철손과 자속밀도이다. 철손은 에너지 변환과정에서 열로 사라지는 에너지이므로 낮을수록 좋으며, 자속밀도는 회전체의 동력원이라 할 수 있으므로 높을수록 에너지 효율에 유리하다. 통상적으로 무방향성 전기강판은 철손을 낮추기 위해서 Si을 주원소로 첨가한다. 반면, Si첨가량이 증가하면 자속밀도가 감소하며, 그 첨가량이 3%를 초과하면 가공성이 저하되어 냉간압연이 곤란해진다. 아울러 고객사에서 타발시 금형의 수명도 줄어든다. 따라서 Si첨가량을 저감하고 Al첨가량을 증가시켜 자기적 성질 및 기계적 성질을 개선하려는 시도가 이루어지고 있다. 이러한 종래기술로서 일본공개특허 2001-059145, 2001-073098등이 있으나, 최고급 무방향성 전기강판의 자성 미확보 및 대량생산 공정의 어려움 때문에 아직 실용화되지 못하고 있다.
한편, 무방향성 전기강판에서 좋은 자성을 얻기 위해서는 강중에 존재하는 미세한 개재물과 같은 불순물(C,S,N,Ti등)을 극저로 제어하여 결정립의 성장성을 향상시킬 필요가 있다. 그러나 통상의 전기강판의 제조공정에서 불순물을 극저로 관리하는 것은 쉽지 않은 일이며, 제강단계에서 제거되지 못한 불순물은 연속주조시에 슬라브내에 질화물이나 황화물의 형태로 존재하게 되고, 열간압연을 위하여 슬라브를 1,100℃ 이상의 온도로 재가열함에 따라 질화물이나 황화물과 같은 개재물은 재용해되었다가 열간압연 종료시에 다시 미세하게 석출되게 된다. 일반적인 무방향성 전기강판에서 석출되는 개재물인 MnS, AlN은 약 50nm 정도의 미세한 평균크기를 갖는 것으로 관찰되며, 이와 같이 생성된 미세한 개재물은 소둔시 결정립의 성장을 방해하여 히스테리시스 손실을 증가시킬 뿐만 아니라 자화시 자벽의 이동을 방해하여 투자율을 감소시킨다.
그러므로 무방향성 전기강판의 일반적인 제조공정에서는 이러한 미세한 개재물이 존재하지 못하도록 제강 단계에서부터 불순물을 적절히 제어하고, 남아있는 개재물들이 열간압연시에 재고용되어 더욱 미세하게 석출되는 것을 억제하도록 하 고 있다. 일본공개특허 2006-124800호에서는 REM을 첨가하는 방법을 제시하고 있으나, 불순물을 극저로 제어하도록 하고 있어 제강단계에서 비용의 증가가 발생하는 단점이 있다.
본 발명은 상술한 바와 같은 종래기술이 갖는 제반 문제점을 해결하고자 창출된 것으로, 강의 합금원소인 Al, Si, Mn과, 불순물 원소인 N, S의 성분비율을 최적의 조건으로 관리하여 강중에 조대한 개재물의 분포밀도는 높아지고 미세한 개재물의 발생빈도는 낮춤으로서 결정립의 성장성과 자벽의 이동성을 향상시켜 우수한 자성을 나타내면서도 낮은 경도에 의하여 생산성 및 타발성이 우수한 최고급 무방향성 전기강판을 제공함을 목적으로 하는 것이다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 무방향성 전기강판은 중량%로, Al: 1.0~3.0%, Si: 0.5~2.5%, Mn: 0.5~2.0%, N: 0.001~0.004%, S: 0.0005~0.004%, P: 0.2%이하, 0.005~0.2%의 Sn 혹은 0.005~0.1%의 Sb 중의 적어도 하나 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 구성되고, 상기 Al, Mn, N, S는 하기의 조건식1 내지 3의 조성식을 만족하도록 첨가되는 것을 특징으로 한다.
1.5≤{[Al]+[Mn]}<3.5 --------------------- 조건식1
0.002≤{[N]+[S]}≤0.006 --------------------- 조건식2
300≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,400 --------------------- 조건식3
[Al], [Mn], [N], [S]는 각각 Al, Mn, N, S의 첨가량(중량%)
본 발명의 무방향성 전기강판은 상기 Al, Si, Mn이 하기의 조건식4 내지 6의 조성식을 만족하도록 첨가되는 것을 특징으로 한다.
1.7≤{[Al]+[Si]+[Mn]/2}≤5.5 --------------------- 조건식4
0.6≤[Al]/[Si]≤4.0 --------------------- 조건식5
1≤[Al]/[Mn]≤8 --------------------- 조건식6
[Si]는 Si의 첨가량(중량%)
본 발명의 무방향성 전기강판은 중량%로, Al: 1.0~3.0%, Si: 0.5~2.5%, Mn: 0.5~2.0%, N: 0.001~0.004%, S: 0.0005~0.004%, P: 0.2%이하, 0.005~0.2%의 Sn 혹은 0.005~0.1%의 Sb 중의 적어도 하나 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 구성되고, 강판 중에 질화물과 황화물 단독 혹은 이들이 복합된 개재물이 형성되며, 평균크기가 300nm 이상인 개재물의 분포밀도가 0.02개/mm2 이상인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 무방향성 전기강판은 단면 비커스 경도(Hv1)가 190이하, 평균결정립경이 170㎛이하, 자속밀도(B50)는 1.60~1.70T, 철손(W10/400)은 9.0~19.0W/kg인 것을 특징으로 한다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 무방향성 전기강판의 제조방법은 중량%로, Al: 1.0~3.0%, Si: 0.5~2.5%, Mn: 0.5~2.0%, N: 0.001~0.004%, S: 0.0005~0.004%, P: 0.2%이하, 0.005~0.2%의 Sn 혹은 0.005~0.1%의 Sb 중의 적어도 하나 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 구성되고, 상기 Al, Mn, N, S는 1.5≤{[Al]+[Mn]}<3.5, 0.002≤{[N]+[S]}≤0.006, 300≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,400 의 조성식([Al], [Mn], [N], [S]는 각각 Al, Mn, N, S의 첨가량)을 만족하도록 첨가되는 슬라브를 1,100℃이상으로 가열한 다음 열간압연하되 열간마무리 압연은 800℃ 이상에서 실시하고, 열간압연된 열연판을 850~1,100℃의 온도범위에서 열연판 소둔하거나 혹은 열연판 소둔을 생략하고, 산세한 다음, 70~95%의 압하율로 냉간압연하고, 냉간압연된 냉연판을 750~1,100℃의 온도범위에서 최종소둔하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 무방향성 전기강판의 제조방법은 상기 슬라브에 Al, Si, Mn이 조성식 1.7≤{[Al]+[Si]+[Mn]/2}≤5.5, 0.6≤[Al]/[Si]≤4.0, 1≤[Al]/[Mn]≤8 의 조성식([Si]는 Si의 첨가량)을 만족하도록 첨가되는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 무방향성 전기강판의 제조방법은 평균크기가 300nm 이상인 개재물의 분포밀도를 0.02개/mm2 이상으로 제어하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 무방향성 전기강판의 제조방법은 0.3~0.5%의 Al을 첨가하여 탈산이 이루어지도록 한 다음, 잔여 합금원소를 투입하며, 잔여 합금원소 투입 후에 용강의 온도를 1,500~1,600℃로 유지하여 슬라브를 제조하는 것을 또 하나의 특징으로 한다.
본 발명에 의하면 Al, Si, Mn의 합금원소와 N, S의 불순물 원소의 성분비율을 적절히 관리하여 조대한 개재물의 분포밀도를 높임으로서 결정립의 성장성과 자벽의 이동성이 향상되고 낮은 경도를 갖는 최고급 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다. 또한 고객사 가공성과 생산성이 우수하며, 제품의 생산단가를 낮추어 원가를 절감하는 효과를 얻게 된다.
상기의 기술적인 문제점을 해결하기 위하여 본 발명자는 강의 합금원소, 불순물 원소 및 각 원소간의 관계가 개재물의 형성에 미치는 종류별 영향과 이에 따라 자성과 가공성에 미치는 영향에 대하여 각각 조사한 결과, 강에 첨가되는 합금원소중에서 Al, Si, Mn과, 불순물 원소인 N, S의 첨가량을 적절히 조절하고 Al/Si와 Al/Mn, Al+Si+Mn/2, Al+Mn, N+S, (Al+Mn)/(N+S)의 비율을 최적으로 관리함으로써 강판의 경도를 저하시키고 강판 중에 평균크기 300nm 이상의 거대한 복합 개재물의 분포밀도를 높일 수 있으며, 이에 의하여 자기적 특성이 월등히 향상되고, 제품의 생산성 및 타발성이 개선되는 사실에 주목하여 본 발명을 완성하였다.
본 발명은 중량%로, Al: 1.0~3.0%, Si: 0.5~2.5%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.2%이하, N: 0.001~0.004%, S: 0.0005~0.004%, 0.005~0.2%의 Sn 혹은 0.005~0.1%의 Sb 중의 적어도 하나 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 구성되고, 상기 Al, Mn, N, S는 1.5≤{[Al]+[Mn]}<3.5, 0.002≤{[N]+[S]}≤0.006, 300≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,400, 1.7≤{[Al]+[Si]+[Mn]/2}≤5.5, 0.6≤[Al]/[Si]≤4.0, 1≤[Al]/[Mn]≤8 의 조성식([Al], [Si], [Mn], [N], [S]는 각각 Al, Si, Mn, N, S의 첨가량)을 만족하도록 첨가시킴에 의하여 평균크기가 300nm 이상인 질화물과 황화물의 단독 혹은 이들이 복합된 개재물의 분포밀도를 0.02개/mm2 이상으로 높인 것을 특징으로 하며, 이에 따라 단면 비커스 경도(Hv1) 190이하의 낮은 경도로 인해 우수한 가공성을 가지며, 평균결정립경 170㎛이하, 자속밀도(B50) 1.60~1.70T, 철손(W10/400) 9.0~19.0W/kg 수준의 최고급 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
또한 본 발명은 제강단계에서 0.3~0.5%의 Al을 먼저 첨가하여 탈산이 이루어지도록 한 다음, 잔여 합금원소를 투입하고, 잔여 합금원소 투입 후에 용강의 온도를 1,500~1,600℃로 유지하여 상기의 성분조성을 갖는 슬라브를 제조하고, 슬라브를 1,100~1,250℃의 온도로 가열한 다음 열간압연하되 열간마무리 압연은 800℃ 이상에서 실시하고, 열간압연된 열연판을 850~1,100℃의 온도범위에서 열연판 소둔하거나 이를 생략하고, 산세한 다음, 70~95%의 압하율로 냉간압연하고, 냉간압연된 냉연판을 750~1,100℃의 온도범위에서 최종소둔함으로서 자성과 가공성이 우수한 무방향성 전기강판을 제조함을 특징으로 한다.
강의 합금원소인 Al, Si, Mn에 대하여 설명하면 상기 합금원소들은 전기강판의 철손을 낮추기 위하여 첨가되는 원소이나, 그 첨가되는 함량이 증가함에 따라 자속밀도는 감소하게 되며 재료의 가공성이 열위해지므로, 이러한 합금성분들을 적절히 설정하여 철손은 물론 자속밀도를 개선시키고 경도도 적정수준으로 유지시켜야 한다.
아울러, Al과 Mn은 불순물 원소인 N, S와 결합하여 질화물이나 황화물 등의 개재물을 형성하게 된다. 이러한 개재물은 자성에 큰 영향을 미치게 되므로 자성의 열화가 최소화되도록 하는 개재물의 형성 빈도를 높일 필요성이 있다.
본 발명자는 Al과 Mn, Si, N, S가 특정 조건을 만족하도록 첨가되면 질화물 이나 황화물 등이 복합되어 이루어진 거대한 복합 개재물이 형성되는 것을 최초로 발견하였으며, 이러한 복합 개재물의 분포밀도를 조정함으로서 가공성을 열화시키는 합금원소들을 최소량 첨가시킴에도 불구하고 자성이 월등히 향상되는 점에 착안하여 본 발명에 대하여 제안하게 된 것이다.
먼저, 본 발명을 구성하는 성분원소의 범위와 그 성분원소간의 첨가비율을 한정한 이유에 대하여 설명한다.
[Al: 1.0~3.0중량%]
Al은 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추며 질화물을 형성하는 역할을 하므로 첨가되며, 조대한 질화물이 형성될 수 있도록 1.0~3.0%로 첨가된다. Al이 1.0%미만으로 첨가되면 개재물을 충분히 성장시킬 수 없으며, 3.0%를 초과하여 첨가되면 가공성이 열화되고 제강과 연속주조 등의 모든 공정상에 문제를 발생시켜 통상의 공정으로 생산할 수 없게 된다.
[Si: 0.5~2.5중량%]
Si는 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추어주는 역할을 하며, 0.5%미만으로 첨가시 철손 저감 효과를 기대하기 어렵고, 2.5%를 초과하여 첨가시 재료의 경도 상승으로 인해 생산성 및 타발성이 열위해진다.
[Mn: 0.5~2.0중량%]
Mn은 재료의 비저항을 높여 철손을 개선하고 황화물을 형성시키는 역할을 하므로 0.5%이상으로 첨가하며, 2%를 초과하여 첨가시 자성에 불리한 [111]집합조직의 형성을 조장하므로 Mn의 첨가량은 0.5~2.0%로 제한함이 바람직하다.
[Sn: 0.2중량%이하]
Sn은 표면 및 결정립계에 우선적으로 편석하며 열간압연과 냉간압연시 축적변형에너지를 줄여 자성에 유리한 {100}방위의 강도를 증가시키는 한편 자성에 불리한 {111} 방위의 강도를 감소시켜 집합조직을 개선하기 때문에 0.2%이하의 범위로 첨가된다. 또한 Sn은 용접중 표면에 우선 형성되어 표면 산화를 억제시키며 용접부 특성을 강화시켜 연속라인의 생산성을 향상시키며, 열처리중 표면이나 표면 하층부에 Al계 산화물 및 질화물의 형성을 억제시켜 자성을 향상시키고, 고개사 타발시 표면 하층부의 질화물에 의한 경도상승을 억제하여 타발성을 좋게 하여준다. 그러므로 Sn은 0.005% 이상 첨가함이 바람직하다. 반대로 Sb이 0.2%를 초과하여 첨가되면 추가 투입분에 따른 자성 향상의 효과가 미미하고, 표면 및 결정립계에 우선 편석하는 효과보다 강중에 미세한 개재물과 석출물을 형성하여 자성을 악화시키는 영향이 커진다. 또한 냉간압연성과 펀칭성이 나빠지고 용접부 특성을 나타내는 에릭슨 값이 5mm 이하가 되어 동종간 용접이 불가능하여 연속라인 작업을 위해서는 Si+Al<2인 저급재를 연결재로 사용하여야 하는 문제가 따른다. 따라서, Sn은 0.005~0.2%의 범위로 첨가됨이 바람직하다.
[Sb: 0.1중량%이하]
Sb는 표면 및 결정립계에 우선적으로 편석하며 열간압연과 냉간압연시 축적변형에너지를 줄여 자성에 유리한 {100}방위의 강도를 증가시키는 한편 자성에 불리한 {111} 방위의 강도를 감소시켜 집합조직을 개선하기 때문에 0.1%이하의 범위로 첨가된다. 또한 Sb는 용접중 표면에 우선 형성되어 표면 산화를 억제시키며 용 접부 특성을 강화시켜 연속라인의 생산성을 향상시키며, 열처리중 표면이나 표면 하층부에 Al계 산화물 및 질화물의 형성을 억제시켜 자성을 향상시키고, 고개사 타발시 표면 하층부의 질화물에 의한 경도상승을 억제하여 타발성을 좋게 하여준다. 그러므로 Sb는 0.005% 이상 첨가함이 바람직하다. 반대로 Sb가 0.1%를 초과하여 첨가되면 추가 투입분에 따른 자성 향상의 효과가 미미하고, 표면 및 결정립계에 우선 편석하는 효과보다 강중에 미세한 개재물과 석출물을 형성하여 자성을 악화시키는 영향이 커진다. 또한 냉간압연성과 펀칭성이 나빠지고 용접부 특성을 나타내는 에릭슨 값이 5mm 이하가 되어 동종간 용접이 불가능하여 연속라인 작업을 위해서는 Si+Al<2인 저급재를 연결재로 사용하여야 하는 문제가 따른다. 따라서, Sb는 0.005~0.1%의 범위로 첨가됨이 바람직하다.
[P: 0.2중량% 이하]
P는 0.2% 이하로 첨가되면 자성에 유리한 집합조직을 형성하며, 면내 이방성을 개선하고 가공성을 향상시킨다. 다만, 0.2%를 초과하여 첨가되면 냉간압연성을 떨어뜨리고 가공성이 나빠지므로 0.2% 이하로 한정한다.
[N: 0.001~0.004중량%]
N은 불순물 원소로서, 제조공정중에 미세한 질화물을 형성하여 결정립 성장을 억제하여 철손을 열위시킨다. 따라서 질화물의 형성을 억제시켜야 하나 이를 위해서는 추가적으로 많은 비용과 공정시간을 필요로 하여 경제적이지 않으므로 후술되는 바와 같이 불순물 원소인 N과의 친화력이 큰 원소를 적극 이용하여 개재물을 조대하게 성장시켜 결정립 성장에 미치는 영향을 줄이는 방법이 보다 바람직하다. 이와 같이 개재물을 조대하게 성장시키기 위해서는 N를 0.001~0.004%범위로 제어하는 것이 필수이다. N이 0.004%를 초과하면 개재물의 조대화가 이루어지지 않아 철손이 증가되며, 보다 바람직하게는 N은 0.003%이하로 첨가되도록 한다.
[S: 0.0005~0.004중량%]
S는 불순물 원소로서, 제조공정중에 미세한 황화물을 형성하여 결정립 성장을 억제하여 철손을 열위시킨다. 따라서 황화물의 형성을 억제시켜야 하나 이를 위해서는 추가적으로 많은 비용과 공정시간을 필요로 하여 경제적이지 않으므로 후술되는 바와 같이 불순물 원소인 S와의 친화력이 큰 원소를 적극 이용하여 개재물을 조대하게 성장시켜 결정립 성장에 미치는 영향을 줄이는 방법이 보다 바람직하다. 이와 같이 개재물을 조대하게 성장시키기 위해서는 S를 0.0005~0.004%범위로 제어하는 것이 필수이다. S가 0.004%를 초과하면 개재물의 조대화가 이루어지지 않아 철손이 증가되며, 보다 바람직하게는 S는 0.003%이하로 첨가되도록 한다.
[C: 0.002~0.004중량%]
C는 자기시효를 일으키므로 0.004%이하, 바람직하게는 0.003%이하로 제한한다.
상기의 불순물 원소 외에도 Ti과 같은 불가피하게 첨가되는 불순물도 포함될 수 있다. Ti는 무방향성 전기강판에 있어서 바람직하지 않은 결정방위인 [111]의 성장을 촉진하므로 0.004%이하, 보다 바람직하게는 0.003%이하로 한정한다.
본 발명에서 Al과 Mn의 합계량인 [Al]+[Mn]은 1.5~3.5%로 한정되는데, 이는 Al과 Mn의 합계량이 1.5% 미만에서는 질화물, 황화물 혹은 이 두가지의 복합개재물 이 조대하게 형성되지 않아 자성이 열위하며, Al과 Mn의 합계량이 3.5를 초과하면 자성에 불리한 [111]집합조직의 분율이 증가하여 자성이 열위해지기 때문이다.
본 발명에서 N과 S의 합계량인 [N]+[S]는 0.002~0.006%로 한정되는데, 이는 이 범위에서 개재물이 조대하게 성장되기 때문이다. N과 S의 합계량이 0.006%를 초과하면 미세한 개재물의 분율이 증가되어 자성이 열화된다.
본 발명에서 Al, Mn, N, S는 300≤([Al]+[Mn])/([N]+[S])≤1,400 의 조성식을 만족하도록 첨가된다. 여기서 [Al], [Mn], [N], [S]는 각각 Al, Mn, N, S의 첨가량(중량%)을 의미한다. 이 범위내에서는 개재물이 조대화되어 거대한 복합개재물의 분포밀도가 증가됨에 의하여 철손이 향상되나, 이 범위를 벗어나게 되면 개재물의 조대화가 되지 않고 거대한 복합개재물의 형성빈도가 낮으며 자성에 불리한 집합조직이 형성된다.
도 1은 본 발명의 무방향성 전기강판중의 복합개재물을 나타낸 그림이다.
Al, Mn, N, S의 첨가량이 최적으로 관리되는 범위내에서 개재물은 통상재와 대비하여 수배이상 성장하여 300nm 이상의 평균크기를 갖는 조대한 복합개재물의 형성빈도가 높아지고, 그 결과 약 50nm 정도의 평균크기를 갖는 미세한 개재물이 줄어들게 되어 자성이 개선되며, 거대한 복합개재물의 분포밀도가 0.02개/mm2이상인 경우 자성이 월등히 향상된다.
이러한 조대한 복합개재물의 형성은 제강단계에서 이루어지는 것으로 추정되는 것으로서, 이에 대한 정확한 생성 메커니즘은 아직 분명히 밝혀진 것은 아니나, 제강단계에서 초기 Al의 투입시 탈산작용에 의하여 Al계 산화물과 질화물이 형성되고, 추가적인 Al 및 Mn 등의 합금원소 첨가와 버블링시 본 발명에서 규명한 Al, Mn, Si, N, S의 성분비율을 만족하는 성분계에서는 Al계 산화물/질화물이 성장되고 이와 동시에 Mn계 황화물이 그 위에 석출되는 것에 기인하는 것으로 사료된다.
도 2는 [N]+[S]를 가로축으로 하고, [Al]+[Mn]을 세로축으로 하여 평균크기가 300nm 이상인 거대한 복합개재물의 분포밀도가 0.02개/mm2 이상인지 여부를 기준으로 구분하여 나타낸 그래프이다.
도 2의 도시를 참조하면, Al과 Mn의 합계량인 [Al]+[Mn]이 1.5~3.5%이고, N와 S의 합계량인 [N]+[S]이 0.002~0.006임과 동시에, Al과 Mn의 합계량의 N와 S의 합계량에 대한 비율인 ([Al]+[Mn])/([N]+[S])가 300~1,400 인 본 발명의 범위에서는 개재물이 조대화되고 평균크기가 300nm 이상인 거대한 복합개재물의 분포밀도가 0.02개/mm2 보다 높아 자성이 우수한 반면, 본 발명을 벗어나는 범위에서는 조대한 개재물이 형성되지 않고 평균크기가 300nm 이상인 거대한 복합개재물의 분포밀도가 0.02개/mm2 보다 낮으며 집합조직이 열위하여 자성이 저하됨을 알 수 있다.
조대한 개재물은 주로 질화물과 황화물이 복합되어 300nm 이상의 평균크기를 갖는 것으로 관찰되었으나, 여러개의 질화물들이 복합되거나 여러개의 황화물들이 복합되어 300nm 이상의 평균크기를 갖는 것도 이에 포함되며, 질화물이나 황화물이 단독으로 이루어져 300nm 이상으로 성장된 것도 이에 포함될 수 있다. 여기서, 개재물의 평균크기는 강판 단면에서의 개재물의 최장길이와 최단길이를 측정하고 이 를 평균하여 구한 값으로 하였다.
본 발명에서 Al의 Si에 대한 비율인 [Al]/[Si]은 0.6~4.0로 한정함이 바람직하다. 이는 Al의 Si에 대한 비율이 0.6~4.0인 경우 결정립의 성장성이 우수하고 재료의 경도가 낮아져 생산성 및 타발성이 향상되기 때문이다. [Al]/[Si]이 0.6미만에서는 개재물이 크게 성장되지 않아 결정립의 성장성이 나빠져 자성이 열위해지며, Si의 함유량이 증가되어 경도가 상승하게 된다. [Al]/[Si]이 4.0을 초과하면 재료의 집합조직이 나빠져 자속밀도가 열위해지게 된다.
본 발명에서 Al의 Mn에 대한 비율인 [Al]/[Mn]은 1~8로 한정함이 바람직하다. 이는 Al의 Mn에 대한 비율이 1~8인 경우 개재물의 성장성이 뛰어나 철손 특성이 우수하며, 반대로 이 범위에서 벗어나는 경우 개재물의 성장성이 떨어지고 자성에 유리한 집합조직의 분율이 감소되기 때문이다.
다음으로 비저항과 관련되는 합금성분의 비율한정에 대하여 설명한다. 최근 친환경 자동차에 대한 수요가 급격히 증가되는 추세에 따라 친환경 자동차의 모터에 사용될 수 있는 무방향성 전기강판의 수요도 증가되고 있다. 이러한 친환경 자동차에 사용되는 모터는 회전수를 크게 증가시켜야 하는데, 회전수가 증가함에 따라서 모터의 철심 손실 중에서 와전류 손실이 차지하는 비율이 증가하게 된다. 이러한 와전류 손실을 줄이기 위해서는 비저항을 32 이상으로 증가시켜야 한다. 하지만 비저항이 75를 초과하게 되면 합금원소의 첨가량을 증가시켜야 하므로 가공성이 불량해져 통상적인 방법으로는 생산이 불가능하게 된다. 따라서 비저항은 32~75로 관리되는 것이 적합하다.
성분계와 고유저항의 관계는 다음의 실험식을 이용하여 구하였다.
ρ = 13.25+11.3([Al]+[Si]+[Mn]/2) (ρ: 고유저항)
이 실험식에 의하면 비저항 32~75을 만족하기 위해서는 [Al]+[Si]+[Mn]/2를 1.7~5.5%로 관리하여야 한다.
이하에서는 본 발명에 따른 무방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 설명한다. 본 발명에 따른 무방향성 전기강판의 제조방법은 제강단계에서 우선 전체 Al의 투입량 중에서 0.3~0.5%를 먼저 첨가하고, 강중의 탈산이 충분히 일어나도록 한 후에 잔여 합금원소들을 투입하는 것이 바람직하다. 합금원소 투입후에는 용강의 온도를 1,500~1,600℃로 유지시켜 강중의 개재물이 충분히 성장되도록 하여 제조한 후 이를 연속주조 공정에서 응고시켜 슬라브를 제조한다.
이어서 슬라브를 가열로에 장입하여 1,100℃이상 1,250℃이하의 온도로 재가열한다. 슬라브를 1,250℃를 초과하는 온도로 가열하게 되면 자성을 해치는 석출물이 재용해되어 열간압연후 미세하게 석출될 수 있으므로 1,250℃이하의 온도에서 슬라브를 가열한다.
슬라브가 재가열되면, 이어서 열간압연을 수행한다. 열간압연시 열간마무리 압연은 800℃ 이상의 온도에서 실시하는 것이 바람직하다.
열간압연된 열연판은 850~1,100℃의 온도에서 열연판 소둔한다. 열연판소둔 온도가 850℃ 미만이면 조직이 성장하지 않거나 미세하게 성장하여 자속밀도의 상승 효과가 적으며, 소둔온도가 1,100℃를 초과하면 자기특성이 오히려 열화되고, 판형상의 변형으로 인해 압연작업성이 나빠질 수 있으므로, 그 온도범위는 850~1,100℃로 제한한다. 보다 바람직한 열연판의 소둔온도는 950~1,100℃이다. 열연판 소둔은 필요에 따라 자성에 유리한 결정방위를 증가시키기 위하여 수행되는 것이나, 열연판 소둔을 생략하는 것도 가능하다.
열연판 소둔하거나 이를 생략하고, 이어서 열연판을 산세한 후, 70~95%의 압하율로 냉간압연하여 소정의 판두께로 형성한다. 본 발명은 냉간압연성에 영향을 미치는 Si, Mn, Al, P의 합금원소의 첨가량이 적절히 조절되어 냉간압연성이 우수하므로 높은 압하율의 적용이 가능하며, 따라서 1회의 냉간압연만으로 두께 0.15mm 정도의 박판으로 제조가 가능하다. 냉간압연시 필요에 따라 중간소둔을 포함한 2회의 냉간압연을 수행하거나, 2회의 소둔을 적용하는 방법도 가능하다.
냉간압연된 냉연판은 최종소둔을 실시한다. 최종소둔 온도가 750 ℃ 미만이면 재결정이 충분히 발생하지 못하고, 최종소둔 온도가 1,100℃를 초과하게 되면 표층부 산화층이 깊게 형성되어 자성이 저하되므로 최종소둔은 750~1,100℃온도에서 수행함이 바람직하다.
최종소둔된 강판은 통상의 방법으로 절연피막 처리후 고객사로 출하된다. 절연피막 코팅시 통상적인 코팅재의 적용이 가능하며, 크롬계(Cr-type)나 무크롬계(Cr-free type)중 어느 것이든 제한되지 않고 사용가능하다.
이하, 실시예를 참조하여 본 발명을 구체적으로 설명한다.
[실시예1]
실험실에서 진공용해하여 하기의 표1-1에 나타낸 성분의 강괴를 제조하였다. 소재의 불순물 C, S, N, Ti의 함유량은 각각 0.002%로 제어하였으며, 용강에 Al을 0.3~0.5%첨가하여 개재물의 형성을 조장한 후, 나머지의 Al과 Si, Mn, P을 투입하여 강괴를 제조하였다. 각 소재는 1,150℃로 가열하고 850℃에서 열간마무리 압연하여 판두께 2.0mm의 열연판을 제작하였다. 열간압연된 열연판은 1,050℃에서 4분간 소둔한 다음 산세하였다. 그 뒤 냉간압연하여 판두께를 0.35mm로 한 후 1,050℃에서 38초간 최종소둔을 행하였다.
각각에 대한 개재물 크기와 개재물 분포밀도, 철손, 자속밀도 및 경도를 측정하여 하기 표1-2에 나타내었다.
[표1-1]
Figure 112009080814936-PAT00001
[표1-2]
Figure 112009080814936-PAT00002
본 발명의 범위에 속하는 강종A3, A5, A6, A9, A10, A12, A14의 경우, 경도가 낮아 생산성 및 고객사 타발성이 우수하며, 크기 300nm 이상의 조대한 개재물이 관찰되고 그 분포밀도가 0.02(1/mm2)보다 높아 자성이 우수하다.
반면, 강종A1은 Al/Si의 비율과 Al+Mn이 본 발명의 범위에서 벗어나 300nm 이상의 크기를 갖는 개재물이 관찰되지 않았으며, 철손과 자속밀도가 열위하였다. 강종A2,A15은 Al/Si의 비율이 본 발명의 범위에서 벗어나 300nm 이상의 크기를 갖는 개재물이 관찰되지 않았으며, 철손과 자속밀도가 열위하였다. 강종A4,A8,A11,A13은 Al+Mn이 본 발명의 범위에서 벗어나 300nm 이상의 크기를 갖는 개 재물이 관찰되지 않았으며, 철손과 자속밀도가 열위하였다. 강종A7은 Al/Si의 비율과 Al/Mn의 비율이 본 발명의 범위에서 벗어나 300nm 이상의 크기를 갖는 개재물이 관찰되지 않았으며, 철손과 자속밀도가 열위하였다.
[실시예2]
실험실에서 진공용해하여 하기의 표2-1에 나타낸 성분의 강괴를 제조하였다. 소재의 불순물 N, S의 함량을 다양하게 하면서 성분을 조절하였으며, 용강에 Al을 0.3~0.5%첨가하여 개재물의 형성을 조장한 후, 나머지의 Al과, Si, Mn, P을 투입하여 강괴를 제조하였다. 각 소재는 1,150℃로 가열하고 850℃에서 열간마무리 압연하여 판두께 2.0mm의 열연판을 제작하였다. 열간압연된 열연판은 1,050℃에서 4분간 소둔한 다음 산세하였다. 그 뒤 냉간압연하여 판두께를 0.35mm로 한 후 1,050℃에서 38초간 최종소둔을 행하였다.
각각에 대한 개재물 크기와 개재물 분포밀도, 철손, 자속밀도 및 경도를 측정하여 하기 표2-2에 나타내었다.
[표2-1]
Figure 112009080814936-PAT00003
[표2-2]
Figure 112009080814936-PAT00004
본 발명의 범위인 Al/Si, Al/Mn, Al+Mn의 조건을 만족하고 N과 S의 합계량이 0.0020~0.0060으로 관리되는 강종B1, B4, B5, B7, B9, B10, B13, B14의 경우, 경도가 낮아 생산성 및 고객사 타발성이 우수하며, 크기 300nm 이상의 조대한 개재물이 관찰되고 그 분포밀도가 0.02(1/mm2)보다 높아 자성이 우수하다.
반면, 강종B3, B6, B11, B15의 경우, N+S가 본 발명의 범위에서 벗어나 300nm 이상의 크기를 갖는 개재물이 관찰되지 않았으며, 철손과 자속밀도가 열위하였다. 강종B8은 Al+Mn이 본 발명의 범위에서 벗어나 300nm 이상의 크기를 갖는 개재물이 관찰되지 않았으며, 철손과 자속밀도가 열위하였다.
[실시예3]
실험실에서 진공용해하여 하기의 표3-1에 나타낸 성분의 강괴를 제조하였다. 용강에 Al을 0.3~0.5%첨가하여 개재물의 형성을 조장한 후, 나머지 Al과, Si, Mn, P을 투입하여 강괴를 제조하였다. 각 소재는 1,150℃로 가열하고 850℃에서 열간마무리 압연하여 판두께 2.0mm의 열연판을 제작하였다. 열간압연된 열연판은 1,050℃에서 4분간 소둔한 다음 산세하였다. 그 뒤 냉간압연하여 0.15~0.35mm의 여러가지 판두께로 형성한 후 1,050℃에서 38초간 최종소둔을 행하였다. 각각의 판두께에 대하여 철손과, 자속밀도를 측정하여 하기 표3-2에 나타내었다.
[표3-1]
Figure 112009080814936-PAT00005
[표3-2]
Figure 112009080814936-PAT00006
본 발명의 범위에 속하는 강종C2~C7은 자속밀도는 높고 철손은 낮다. 이는 본 발명의 성분계에서 개재물이 조대하게 성장되고 거대한 복합개재물의 분포밀도가 0.02(1/mm2)보다 높게 형성되고, 집합조직이 안정화되기 때문으로 생각된다.
반면, 강종C1의 경우, Al+Mn과 Al/Si가 본 발명의 범위에서 벗어나 철손(W10/400)과 자속밀도(B50)가 열위하였다.
고주파 철손(W10/400)은 강판두께와의 상관도가 명확하여 두께가 얇아짐에 따라 특성이 향상되며, 0.35mm 두께와 대비하여 0.15mm 두께의 강판은 철손이 50%이상 개선된다.
[실시예4]
실험실에서 진공용해하여 하기의 표4-1에 나타낸 성분의 강괴를 제조하였다. 소재의 불순물 C, S, N, Ti의 함유량은 각각 0.002%로 제어하였으며, 용강에 Al을 0.3~0.5%첨가하여 개재물의 형성을 조장한 후, 나머지의 Al과 Si, Mn, P을 투입하여 강괴를 제조하였다. 각 소재는 1,150℃로 가열하고 850℃에서 열간마무리 압연하여 판두께 2.0mm의 열연판을 제작하였다. 열간압연된 열연판은 1,050℃에서 4분간 소둔한 다음 산세하였다. 그 뒤 냉간압연하여 판두께를 0.35mm로 한 후 1,050℃에서 38초간 최종소둔을 행하였다.
각각에 대한 개재물 크기와 개재물 분포밀도, 철손, 자속밀도, 에릭슨값과 경도를 측정하여 하기 표4-2에 나타내었다.
에릭슨값은 상온에서 열연판 용접부를 직경 20mm의 steel ball로 밀어올려 파단이 발생하기 전까지의 높이를 측정한 값으로 하였다. 통상 에릭슨값이 5mm 이상인 경우 동종간을 용접하여 연속라인의 생산이 가능하다.
[표4-1]
Figure 112009080814936-PAT00007
[표4-2]
Figure 112009080814936-PAT00008
Al, Si, Mn의 성분비율이 본 발명의 범위를 만족하고 0.005~0.2%의 Sn 혹은 0.005~0.1%의 Sb가 첨가된 강종D2~6, D8~12, D14, D15, D17의 경우, 에릭슨값이 높고 경도가 낮아 용접성과 생산성 및 고객사 타발성이 우수하며, 크기 300nm 이상인 조대한 개재물의 분포밀도가 0.02(1/mm2)보다 높고 최종소둔시 표면의 산화층 및 질화층이 감소하여 철손과 자속밀도가 향상되어 자성이 우수하다.
반면, 강종D1은 Al/Si의 비율이 본 발명의 범위에서 벗어나 300nm 이상의 크 기를 갖는 개재물이 관찰되지 않았으며, 철손과 자속밀도가 열위하였으며, Sn과 Sb가 첨가되지 않아 에릭슨값이 낮아 용접성이 떨어지고 경도가 높아 가공성이 열위하였다. 강종D7, D18은 Sb가 0.1%를 초과하고, 강종D13,D16은 Sn이 0.2%를 초과하여 에릭슨값이 낮고 경도가 높아 용접성이 떨어지고 생산성 및 고객사 타발성이 불량하였으며 자성도 열위하였다.
도 1은 본 발명의 무방향성 전기강판중의 복합개재물을 나타낸 그림.
도 2는 [N]+[S]를 가로축으로 하고, [Al]+[Mn]을 세로축으로 하여 평균크기가 300nm 이상인 거대한 복합개재물의 분포밀도가 0.02개/mm2 이상인지 여부를 기준으로 구분하여 나타낸 그래프.

Claims (11)

  1. 중량%로, Al: 1.0~3.0%, Si: 0.5~2.5%, Mn: 0.5~2.0%, N: 0.001~0.004%, S: 0.0005~0.004%, P: 0.2%이하, 0.005~0.2%의 Sn 혹은 0.005~0.1%의 Sb 중의 적어도 하나 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 구성되고, 상기 Al, Mn, N, S는 하기의 조건식1 내지 3의 조성식을 만족하도록 첨가되는 자성이 우수한 무방향성 전기강판.
    1.5≤{[Al]+[Mn]}<3.5 --------------------- 조건식1
    0.002≤{[N]+[S]}≤0.006 --------------------- 조건식2
    300≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,400 --------------------- 조건식3
    상기 [Al], [Mn], [N], [S]는 각각 Al, Mn, N, S의 첨가량(중량%)을 의미한다.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 Al, Si, Mn은 하기의 조건식4 내지 6의 조성식을 만족하도록 첨가되는 자성이 우수한 무방향성 전기강판.
    1.7≤{[Al]+[Si]+[Mn]/2}≤5.5 --------------------- 조건식4
    0.6≤[Al]/[Si]≤4.0 --------------------- 조건식5
    1≤[Al]/[Mn]≤8 --------------------- 조건식6
    상기 [Si]는 Si의 첨가량(중량%)을 의미한다.
  3. 청구항 1에 있어서,
    강판 중에 질화물과 황화물의 단독 혹은 이들이 복합된 개재물이 형성되며, 평균크기가 300nm 이상인 개재물의 분포밀도는 0.02개/mm2 이상인 자성이 우수한 무방향성 전기강판.
  4. 중량%로, Al: 1.0~3.0%, Si: 0.5~2.5%, Mn: 0.5~2.0%, N: 0.001~0.004%, S: 0.0005~0.004%, P: 0.2%이하, 0.005~0.2%의 Sn 혹은 0.005~0.1%의 Sb 중의 적어도 하나 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 구성되고, 강판 중에 질화물과 황화물 단독 혹은 이들이 복합된 개재물이 형성되며, 평균크기가 300nm 이상인 개재물의 분포밀도가 0.02개/mm2 이상인 자성이 우수한 무방향성 전기강판.
  5. 청구항 1 내지 청구항 4중 어느 한 항에 있어서,
    단면 비커스 경도(Hv1)가 190이하인 자성이 우수한 무방향성 전기강판.
  6. 청구항 1 내지 청구항 4중 어느 한 항에 있어서,
    평균결정립경은 170㎛이하인 자성이 우수한 무방향성 전기강판.
  7. 청구항 1 내지 청구항 4중 어느 한 항에 있어서,
    자속밀도(B50)는 1.60~1.70T, 철손(W10/400)은 9.0~19.0W/kg인 자성이 우수한 무방향성 전기강판.
  8. 중량%로, Al: 1.0~3.0%, Si: 0.5~2.5%, Mn: 0.5~2.0%, N: 0.001~0.004%, S: 0.0005~0.004%, P: 0.2%이하, 0.005~0.2%의 Sn 혹은 0.005~0.1%의 Sb 중의 적어도 하나 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 첨가되는 불순물로 구성되고, 상기 Al, Mn, N, S는 1.5≤{[Al]+[Mn]}<3.5, 0.002≤{[N]+[S]}≤0.006, 300≤{([Al]+[Mn])/([N]+[S])}≤1,400 의 조성식([Al], [Mn], [N], [S]는 각각 Al, Mn, N, S의 첨가량)을 만족하도록 첨가되는 슬라브를 1,100~1,250℃의 온도로 가열한 다음 열간압연하되 열간마무리 압연은 800℃ 이상에서 실시하고, 열간압연된 열연판을 850~1,100℃의 온도범위에서 열연판 소둔하거나 혹은 열연판 소둔을 생략하고, 산세한 다음, 70~95%의 압하율로 냉간압연하고, 냉간압연된 냉연판을 750~1,100℃의 온도범위에서 최종소둔하는 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
    상기 [Al], [Mn], [N], [S]는 각각 Al, Mn, N, S의 첨가량(중량%)을 의미한다.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 슬라브는 Al, Si, Mn이 조성식 1.7≤{[Al]+[Si]+[Mn]/2}≤5.5, 0.6 ≤[Al]/[Si]≤4.0, 1≤[Al]/[Mn]≤8 의 조성식([Si]는 Si의 첨가량)을 만족하도록 첨가되는 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
    상기 [Si]는 Si의 첨가량(중량%)을 의미한다.
  10. 청구항 8에 있어서,
    최종소둔된 강판 중에 질화물과 황화물의 단독 혹은 이들이 복합된 개재물이 형성되며, 평균크기가 300nm 이상인 개재물의 분포밀도를 0.02개/mm2 이상으로 제어하는 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  11. 청구항 8 내지 청구항 10중 어느 한 항에 있어서,
    0.3~0.5%의 Al을 첨가하여 탈산이 이루어지도록 한 다음, 잔여 합금원소를 투입하며, 잔여 합금원소 투입 후에 슬라브의 온도를 1,500~1,600℃로 유지하여 슬라브를 제조하는 자성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
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