WO2020111640A1 - 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet having excellent iron loss and surface quality, and a method for manufacturing the same.
  • Patent Document 1 discloses a non-oriented electrical steel sheet in which 0.1 to 5% of Co is added to steel having Si of 4% or less. It is.
  • Patent Document 2 the content of P is 0.07 to 0.20%, the content of Si is 0.17 to 3.0%, hot-rolled sheet annealing is performed by box annealing with a slow cooling rate, and the aggregate structure is formed at the time of finish annealing.
  • Patent Document 3 proposes a method for achieving a high magnetic flux density by setting the Al content to 0.017% or less.
  • Patent Document 4 proposes a technique for adding a Sb or Sn as an element other than the above to increase the magnetic flux density.
  • Patent Document 5 proposes a technique for improving magnetic properties by precisely controlling Ti, Nb, V, and B. As described above, in the case of the non-oriented electrical steel sheet, most of the techniques for improving the magnetic properties by precisely controlling the alloy component, and the research related to the control of the microstructure (unrecrystallized structure fraction, etc.) and scale quality of the hot-rolled material is very small.
  • a new steel manufacturing process which has recently attracted attention, is a manufacturing process using a so-called thin slab (mini-mill process), in particular, the direct-to-rolling direct process has a temperature deviation in the width and length of the strip due to the isothermal isothermal process characteristics. Because of its small size, it has attracted attention as a process with excellent material deviation and the potential to produce thin hot-rolled electrical steel sheets. This reason is different from the existing process that is rolled in batch form for every coil. In the case of the performance-rolling diameter process, only the first coil has a top part, so it is inserted, and only the final coil has a tail part.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 2000-129410
  • Patent Document 2 Japanese Patent Registration No. 3870893
  • Patent Document 3 Japanese Patent Registration No. 4126479
  • Patent Document 4 Japanese Patent Registration No. 2500033
  • Patent Document 5 Korean Patent Publication No. 10-2016-0078183
  • One aspect of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet having excellent iron loss and surface quality and a method of manufacturing the same, using a high-speed casting and continuous-rolling manufacturing process in a direct-rolling direct connection process.
  • One embodiment of the present invention in weight percent, C: 0.0005 to 0.0060%, Si: 2.6 to 3.8%, Mn: 0.05 to 2.0%, Al: 0.05 to 2.0%, Sn: 0.005 to 0.20%, P: 0.002 to 0.30%, S: 0.0002 ⁇ 0.005%, Ti: 0.0002 ⁇ 0.01%, Nb: 0.0002 ⁇ 0.01%, V: 0.0002 ⁇ 0.01%, N: 0.0005 ⁇ 0.006%, including balance Fe and other unavoidable impurities, and the following relationship It provides a non-oriented hot-rolled electrical steel sheet that satisfies 1 to 5 and has a low iron loss and excellent surface quality with an unrecrystallized structure of 30 to 80 area%.
  • the present invention it is possible to produce a thin-walled electrical steel sheet having a uniform microstructure and excellent scale quality through a high-speed casting and a continuous rolling process in a direct-rolling process.
  • the electric steel sheet manufactured through the continuous rolling process of the present invention can manufacture thin-walled hot-rolled materials of 1.6 mm or less compared to the existing hot-rolled electrical steel sheet manufactured through the batch process, thereby reducing the rolling reduction during the final cold rolling, thereby causing high-frequency iron loss.
  • the reduction performance is excellent.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a facility for a continuous casting-rolling direct connection process applicable to the production of hot rolled steel sheet of the present invention.
  • FIG. 2 is another schematic view of a facility for a continuous casting-rolling direct connection process applicable to the production of a hot rolled steel sheet of the present invention.
  • Figure 3 is a transmission micrograph (Replica specimen) of the composite precipitate for invention example 1 (cold rolled electrical steel sheet) according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 5 is an optical microscope organization photograph of Inventive Example 9 (hot-rolled electrical steel sheet) according to an embodiment of the present invention.
  • Comparative Example 16 hot rolled electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Example 7 is an electron microscope (SEM) organizational photograph of a scale cross-section for Inventive Example 10 (hot-rolled electrical steel sheet) according to an embodiment of the present invention.
  • the lower limit is preferably 0.0005%. Therefore, the C content is preferably 0.0005 to 0.0060%.
  • the lower limit of the C content is more preferably 0.0010%, and even more preferably 0.0015%.
  • the upper limit of the C content is more preferably 0.0050%, and even more preferably 0.0035%.
  • Silicon (Si) is generally added as a deoxidizing agent for steel, but is an important element because it has the effect of increasing the electrical resistance and reducing iron loss at high frequencies in an electric steel sheet, and it is necessary to add 2.6% or more to obtain such an effect. However, if it exceeds 3.8%, the strength of the steel sheet becomes too high, and thus, during cold rolling, a shape defect may occur due to an increase in the rolling load, so the upper limit is preferably 3.8%. Therefore, the Si content is preferably 2.6 to 3.8%.
  • the lower limit of the Si content is more preferably 2.9%, and even more preferably 3.1%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably 3.7%, and even more preferably 3.5%.
  • manganese (Mn) is an element that can increase iron resistivity and lower iron loss, it is preferable to add 0.05% or more. However, if it exceeds 2.0%, the effect of reducing iron loss is reduced because it inhibits grain growth by forming coarse MnS precipitates in combination with S in steel. Therefore, it is preferable that the content of the Mn has a range of 0.05 to 2.0%.
  • the lower limit of the Mn content is more preferably 0.1%, and even more preferably 0.3%.
  • the upper limit of the Mn content is more preferably 1.6%, and even more preferably 1.2%.
  • Aluminum (Al) is generally used as a deoxidizing agent for steel in the same way as Si, and it is preferable to add 0.05% or more because it is an element having a large effect of reducing iron loss by increasing electrical resistance in electric steel sheets. However, if it exceeds 2.0%, it is picked up to the mold flux during continuous casting to change the physical properties of the mold flux, thereby deteriorating lubricity, which may result in interruption of casting. In addition, since the strength of the steel sheet is too high, shape defects may occur as the rolling load increases during cold rolling. Therefore, the Al content is preferably in the range of 0.05 to 2.0%. The lower limit of the Al content is more preferably 0.1%, and even more preferably 0.3%. The upper limit of the Al content is more preferably 1.6%, and even more preferably 1.2%.
  • Tin (Sn) is a grain boundary segregation element that suppresses the diffusion of nitrogen through grain boundaries, inhibits the formation of ⁇ 111 ⁇ , ⁇ 112 ⁇ aggregates that are harmful to magnetism, and ⁇ 100 ⁇ and ⁇ 110 ⁇ aggregates that are advantageous for magnetism. Increase to improve magnetic properties. In order to secure the above effect, it is preferable to add 0.005% or more. However, if it is added in excess of 0.20%, there is a disadvantage in that the grain growth is suppressed, the magnetism is reduced, and the rollability is inferior. Therefore, it is preferable that the amount of Sn added has a range of 0.005 to 0.20%.
  • the lower limit of the Sn content is more preferably 0.02%, and even more preferably 0.03%.
  • the upper limit of the Sn content is more preferably 0.15%, and even more preferably 0.10%.
  • Phosphorus (P) is an element that can increase the specific resistance in steel to lower iron loss, and is an element that can improve the magnetic flux density when added as a magnetic material, and it is preferable to add 0.002% or more for the above effect.
  • P is a segregation element that induces rolling plate fracture in ferrite at normal temperature rolling, and it is not preferable to exceed 0.30% because it segregates in grain boundaries in the steel and greatly weakens the bonding force between grain boundaries. Therefore, it is preferable that the P has a range of 0.002 to 0.30%.
  • the lower limit of the P content is more preferably 0.005%, and even more preferably 0.006%.
  • the upper limit of the P content is more preferably 0.10%, and even more preferably 0.05%.
  • S Sulfur
  • the lower limit is preferably 0.0002%. Therefore, the content of S is preferably in the range of 0.0002 ⁇ 0.005%.
  • the lower limit of the S content is more preferably 0.0004%, and even more preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the S content is more preferably 0.004%, and even more preferably 0.003%.
  • Titanium (Ti) exacerbates iron loss by forming carbides or nitrides and interfering with grain growth, and promotes the development of ⁇ 111 ⁇ aggregates, which is undesirable for magnetism, so it is preferable to add it to 0.01% or less.
  • the content of Ti is preferably 0.0002 to 0.01%.
  • the lower limit of the Ti content is more preferably 0.0004%, and even more preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the Ti content is more preferably 0.005%, and even more preferably 0.0035%.
  • Niobium (Nb) forms carbides or nitrides to interfere with grain growth, thereby exacerbating iron loss, and it is desirable to add less than 0.01% since it promotes the development of ⁇ 111 ⁇ aggregates that are undesirable for magnetism.
  • the Nb is preferably as small as possible, so it is not particularly limited, but it is preferable to limit the lower limit to 0.0002% in consideration of pickup from alloy iron. Therefore, the content of Nb is preferably 0.0002 to 0.01%.
  • the lower limit of the Nb content is more preferably 0.0004%, and even more preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the Nb content is more preferably 0.005%, and even more preferably 0.0035%.
  • Vanadium (Nb) is preferably added to 0.01% or less since it forms carbides or nitrides and interferes with grain growth, thereby exacerbating iron loss and promoting the development of ⁇ 111 ⁇ aggregates that are undesirable for magnetism.
  • the lower limit of the V content is more preferably 0.0004%, and even more preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the V content is more preferably 0.005%, and even more preferably 0.0035%.
  • Nitrogen (N) is preferably added in an amount of 0.006% or less because it deteriorates the magnetic properties in the same manner as C described above.
  • the lower limit is preferably 0.0005%. Therefore, the N content is preferably 0.0005 to 0.006%.
  • the lower limit of the N content is more preferably 0.0008%, and even more preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the N content is more preferably 0.004%, and even more preferably 0.003%.
  • the remaining component of the invention is iron (Fe).
  • impurities that are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and therefore cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the ordinary manufacturing process, they are not specifically mentioned in this specification.
  • Si, Al, Mn, Sn, P, Ti, Nb, V, C and N among the above-described alloy components satisfy the following relations 1 to 5, respectively.
  • the contents of Si, Al, Mn, Sn, P, Ti, Nb, V, C and N described in relations 1 to 3 below are weight%.
  • the value of the relational expression 1 has a range of 3.5 to 6.0.
  • the lower limit of the value of the relational expression 1 is more preferably 3.7, and even more preferably 3.8.
  • the upper limit of the value of the relational expression 1 is more preferably 5.8, and even more preferably 5.6.
  • the value of [(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)] ⁇ 10 8 in the relational expression 2 exceeds 5.0, precipitates are excessively precipitated, and crystal grain growth is not sufficiently achieved. Because iron loss can be inferior.
  • the lower limit of the value of the relational expression 2 is more preferably 1.1, and even more preferably 1.2.
  • the upper limit of the value of the relational expression 2 is more preferably 4.9, and even more preferably 4.8.
  • the value of [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14) ⁇ 10 8 ] is 4.5 If it exceeds, the yield strength of the hot rolled material is too high, and thus the appearance shape quality of the final product may be inferior due to poor mailability due to the increase in rolling load during cold rolling. On the other hand, when the value of the relational expression 3 is less than 0.85, precipitates are excessively precipitated, and crystal grain growth is not sufficiently performed, so that iron loss may be inferior. Therefore, it is preferable that the value of the relational expression 3 has a range of 0.85 to 4.5.
  • the lower limit of the value of the relational expression 3 is more preferably 0.90, and even more preferably 0.95.
  • the upper limit of the value of the relational expression 3 is more preferably 4.0, and even more preferably 3.5.
  • the relational expression (4) is a formula related to magnetic properties and cold rolling properties.
  • the value of the relational expression (4) exceeds 8.0, the yield strength of the hot rolled material is too high, and plate breakage may occur due to poor mailability due to an increase in rolling load during cold rolling.
  • the value of the relational expression 4 is less than 3.8, the target iron loss may not be obtained. Therefore, it is preferable that the value of the relational expression 4 has a range of 3.8 to 8.0.
  • the lower limit of the value of the relational expression 4 is more preferably 4.0, and even more preferably 4.2.
  • the upper limit of the value of the relational expression 4 is more preferably 7.8, and even more preferably 7.6.
  • the relational expression 5 is a component relational formula for producing a material having low iron loss and excellent cold rolling properties.
  • the value of the relational expression 5 exceeds 1.35, the component content of Mn, Al, etc. is high, so that the playability and rollability may be inferior, and if it is less than 0.55, the P content is high, and the mailing property due to the increase in rolling load during cold rolling Failure can lead to plate breakage.
  • the electrical steel sheet of the present invention is one or more selected from the group consisting of Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge, Ca and Mg as a tramp element in addition to the alloy composition described above. It may be included so that the total is 0.2% or less.
  • the tramp element is an impurity element originating from scrap, ladle, and tundish refractory material used as a raw material in the steelmaking process, and when the sum exceeds 0.2%, it is liquefied at high temperature to deteriorate performance. , It may worsen the iron loss by forming a precipitate.
  • the hot rolled electrical steel sheet of the present invention is preferably a non-recrystallized structure is 30 to 80 area%.
  • the fraction of the non-recrystallized structure exceeds 80 area%, it is difficult to obtain a sufficient recrystallized structure during cold rolling/annealing, and it is difficult to obtain a targeted iron loss reduction effect because grain growth is not smooth.
  • the fraction of the non-recrystallized structure in the microstructure of the hot-rolled electrical steel sheet is preferably 30 to 80 area%.
  • the lower limit of the fraction of the non-recrystallized structure is more preferably 35 area%, and more preferably 40 area%.
  • the upper limit of the fraction of the non-recrystallized structure is more preferably 75 area%, and even more preferably 70 area%.
  • the aforementioned non-recrystallized structure means a structure stretched in the rolling direction, and may be, for example, a structure in which the ratio of the long axis and the short axis is 5 or more.
  • the hot-rolled electrical steel sheet of the present invention may have a scale thickness of 7 ⁇ m or less. As described above, by reducing the thickness of the scale, good pickling properties can be secured to improve the surface quality of the finally obtained product.
  • the scale thickness of the hot-rolled electrical steel sheet is more preferably 6 ⁇ m or less, and even more preferably 5 ⁇ m or less.
  • the hot-rolled electrical steel sheet of the present invention may have a Si thickening layer thickness between the scale and the base iron of 1.4 ⁇ m or less. As described above, by controlling the thickness of the Si thickening layer, good pickling properties can be secured, thereby improving the surface quality of the finally obtained product.
  • the Si thickening layer thickness is more preferably 1.2 ⁇ m or less, and even more preferably 1.0 ⁇ m or less.
  • Fe 2 O 3 in the scale may be 75 area% or less.
  • the Fe 2 O 3 is generally known to have poor acidity.
  • by controlling the fraction of Fe 2 O 3 to 75 area% or less it is possible to secure a better pickling property and secure a good surface quality.
  • the fraction of Fe 2 O 3 in the scale is more preferably 70 area% or less, and even more preferably 65 area% or less.
  • the hot rolled electrical steel sheet of the present invention is preferably 0.6 to 1.6 mm thick.
  • the recrystallized aggregate structure increases to ensure a uniform structure after annealing, and also, the cold rolling reduction rate can be reduced, thereby reducing the crystal orientation of ⁇ -fiber and improving magnetic properties. And thickness variation can also be reduced.
  • the thickness of the hot-rolled electrical steel sheet exceeds 1.6 mm, the above effect may not be sufficient.
  • the thickness of the hot-rolled electrical steel sheet is less than 0.6 mm, the applicable cold rolling reduction rate is too low, which may make it difficult to sufficiently obtain a recrystallized structure.
  • the thickness of the hot-rolled electrical steel sheet is 0.6 to 1.6 mm.
  • the lower limit of the thickness of the hot-rolled electrical steel sheet is more preferably 0.7 mm, and even more preferably 0.8 mm.
  • the upper limit of the thickness of the hot-rolled electrical steel sheet is more preferably 1.5 mm, and even more preferably 1.4 mm.
  • the above-described hot-rolled electrical steel sheet may be made of cold-rolled electrical steel sheet through cold rolling and annealing processes.
  • the cold-rolled electrical steel sheet of the present invention preferably has an average ferrite grain size of 70-100 ⁇ m. If the average grain size of the ferrite grains (FGS, Ferrite Grain Size) is less than 70 ⁇ m, the iron grains are inferior because the grains do not grow sufficiently, and if it exceeds 100 ⁇ m, the magnetic flux density may decrease, so the average grain size of the ferrite grains is 70-100 ⁇ m It is preferred to have a range of.
  • the lower limit of the average size of the ferrite grains is more preferably 72 ⁇ m, and even more preferably 74 ⁇ m.
  • the upper limit of the average size of the ferrite grains is more preferably 98 ⁇ m, and even more preferably 96 ⁇ m.
  • the cold-rolled electrical steel sheet preferably has a thickness of 0.10 to 0.32 mm.
  • the thickness of the cold-rolled electrical steel sheet is preferably 0.10 ⁇ 0.32mm.
  • the lower limit of the thickness of the cold-rolled electrical steel sheet is more preferably 0.15 mm, and even more preferably 0.20 mm.
  • the upper limit of the thickness of the cold rolled electrical steel sheet is more preferably 0.30 mm, and even more preferably 0.28 mm.
  • the cold rolled electrical steel sheet provided by the present invention may have a high frequency iron loss (W10/400) of 10.5 to 13.5 W/kg, more preferably 10.7 to 13.4 W/kg, and even more preferably 10.9 to 13.3 W. It can be /kg.
  • the high-frequency iron loss (W10/400) means the average iron loss in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction when a magnetic flux density of 1.0 Tesla is induced at a frequency of 400 Hz.
  • the cold-rolled electrical steel sheet of the present invention may have a width direction gloss deviation of 8 or less, more preferably 7 or less, and even more preferably 6 or less.
  • the deviation in glossiness means a difference between a maximum value and a minimum value in the width direction.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a facility for a continuous casting-rolling direct connection process applicable to the production of a thin electric steel sheet of the present invention.
  • the non-oriented electrical steel sheet having low iron loss and excellent surface quality according to an embodiment of the present invention can be produced by applying a continuous casting-rolling direct connection facility as shown in FIG. 1.
  • the continuous casting-rolling direct connection facility is largely composed of a continuous casting machine 100, a rough rolling machine 400, and a finishing rolling machine 600.
  • the continuous casting-rolling direct connection facility is a high-speed continuous casting machine 100 producing a thin slab (a) having a first thickness, and a bar having a second thickness thinner than the first thickness (Bar) ) (b) includes a rough rolling mill (400), a finishing mill for rolling the bar having the second thickness into a strip (c) having a third thickness, and a winding machine (900) for winding the strip. can do.
  • the rough rolling mill breaker 300 in front of the rough rolling mill 400 (Roughing Mill Scale Breaker, hereinafter'RSB') and the finishing rolling scale breaker 500 in front of the finishing mill 600 (Fishing Mill Scale Breaker, hereinafter ' FSB') can be additionally included, and it is easy to remove the surface scale, making it possible to produce non-oriented electrical steel sheets with excellent surface quality when pickling hot rolled steel sheets in a later process.
  • FIG. 2 is another schematic view of a facility for a continuous casting-rolling direct connection process applicable to the production of a thin electric steel sheet of the present invention.
  • the continuous casting-rolling direct connection facility disclosed in FIG. 2 is mostly the same in configuration as the facility disclosed in FIG. 1, but is equipped with a heater 200' that additionally heats the slab in front of the rough rolling mill 400 and the rough rolling scale breaker 300.
  • a heater 200' that additionally heats the slab in front of the rough rolling mill 400 and the rough rolling scale breaker 300.
  • the slab edge temperature the occurrence of edge defects is low, which is advantageous for securing the surface quality.
  • batch type rolling is possible.
  • a molten slab having the above-described alloy composition is continuously cast to obtain a thin slab.
  • the continuous casting is preferably performed at a casting speed of 4.0 to 7.5mpm (m/min) or less.
  • the reason why the casting speed is 4.0MPm or more is that a high-speed casting and a rolling process are connected, and a casting speed of a predetermined or higher is required to secure a target rolling temperature.
  • the casting speed is slow, as the amount of Al picked up to the mold flux increases, the properties of the mold flux change, and lubrication decreases, which may lead to casting interruption.
  • the casting speed is preferably in the range of 4.0 to 7.5mpm.
  • the lower limit of the casting speed is more preferably 4.5mpm, and even more preferably 5.0mpm.
  • the upper limit of the casting speed is more preferably 7.0mpm, and even more preferably 6.5mpm.
  • the thickness of the thin slab is preferably 75 ⁇ 125mm.
  • the thickness of the thin slab exceeds 125mm, not only high-speed casting is difficult, but also the rolling load increases during rough rolling, and if it is less than 75mm, the temperature of the cast slab rapidly decreases and it is difficult to form a uniform structure.
  • the lower limit of the thickness of the thin slab is more preferably 80 mm, and even more preferably 85 mm.
  • the upper limit of the thickness of the thin slab is more preferably 120 mm, and even more preferably 115 mm.
  • the coolant is sprayed on the thin slab to remove the scale.
  • the surface scale of the thin slab can be removed to a thickness of 200 ⁇ m or less by spraying coolant at 50° C. or less at a pressure of 50 to 350 bar from a roughing mill scale breaker (hereinafter referred to as'RSB').
  • a roughing mill scale breaker hereinafter referred to as'RSB'.
  • the pressure is less than 50 bar, a large amount of arithmetic scale or the like remains on the surface of the thin slab, and the surface quality may deteriorate after pickling.
  • the edge temperature of the thin slab sharply decreases and edge cracking may occur. Therefore, when cooling water is injected into the thin slab, the cooling water injection pressure is preferably 50 to 350 bar.
  • the lower limit of the cooling water injection pressure is more preferably 100 bar, and even more preferably 150 bar.
  • the upper limit of the cooling water injection pressure is more preferably 300 bar, and even more preferably 250 bar.
  • the thin slab from which the scale has been removed is rough-rolled to obtain a bar.
  • the rough rolling inlet temperature may be 1000 to 1200°C, and a bar having a thickness of 10 to 30 mm may be obtained through the rough rolling.
  • the rough rolling entry temperature is less than 1000°C, the rough rolling load may increase, and cracks may occur at the edge of the thin slab.
  • the temperature exceeds 1200°C the hot rolled scale remains and the surface quality of the hot rolled electrical steel sheet may deteriorate.
  • the temperature at the rough rolling side may be 900°C or higher.
  • the exit temperature of the rough rolling if the exit temperature of the rough rolling is less than 900°C, it may be difficult to secure a finish rolling temperature.
  • the upper limit of the temperature at the exit side of the rough rolling may be less than 1000°C, and when it is higher than 1000°C, the surface quality of the hot-rolled electrical steel sheet may deteriorate because a hot-rolled scale remains.
  • the heating of the bar can be performed for 0.1 to 1.2 seconds in a range of 1000 to 1200°C, for example.
  • the reason for controlling the heating temperature of the bar is to stably produce a hot rolled electrical steel sheet and to secure the surface quality.
  • the heating is to ensure a sufficient temperature during the finish rolling, wherein the heating time of the bar is related to scale growth and diffusion of the Si thickening layer.
  • the heating temperature of the bar is preferably 1000 ⁇ 1200 °C.
  • the lower limit of the heating temperature of the bar is more preferably 1020°C, and even more preferably 1040°C.
  • the upper limit of the heating temperature of the bar is more preferably 1160°C, and even more preferably 1120°C.
  • the heating time of the bar exceeds 1.2 seconds, the scale may be overgrown, and the Si thickening layer may be thickly formed between the scale and the small iron to remain uneven after pickling, resulting in poor surface quality, and less than 0.1 seconds.
  • the bar may not be sufficiently heated, and the rolling load may rise rapidly during finish rolling, and thus the mailing property may be inferior. Therefore, the heating time of the bar is preferably 0.1 to 1.2 seconds.
  • the lower limit of the heating time of the bar is more preferably 0.2 seconds, and even more preferably 0.3 seconds.
  • the upper limit of the heating time of the bar is more preferably 1.0 seconds, and even more preferably 0.8 seconds.
  • cooling water is sprayed on the heated bar to remove the scale.
  • the surface scale may be removed to a thickness of 7 ⁇ m or less by spraying cooling water at 50° C. or less at a pressure of 50 to 250 bar in a finishing mill scale breaker (hereinafter referred to as'FSB').
  • 'FSB' finishing mill scale breaker
  • the cooling water injection pressure is less than 50 bar, the scale is insufficiently removed, resulting in a large amount of spindle- and scale-like scales on the surface of the steel sheet after finish rolling, resulting in poor surface quality after pickling.
  • the cooling water injection pressure exceeds 250 bar, it is difficult to secure the target finish rolling temperature, and as the rolling load increases, the mailing property decreases and operation stoppage may occur.
  • the coolant injection pressure is preferably 50 to 250 bar.
  • the lower limit of the cooling water injection pressure is more preferably 60 bar, and even more preferably 70 bar.
  • the upper limit of the cooling water injection pressure is more preferably 230 bar, and even more preferably 210 bar.
  • lubricating oil injection reduces the friction coefficient between the rolls of the first rolling mill, which has a very large rolling load among the bars and the finish rolling mill, and applies a strain to the central layer as well as the surface layer of the strip to reduce the fraction of the unrecrystallized structure and cold it. This is to promote grain growth after rolling/annealing.
  • amount of the lubricating oil is less than 10 l/min per 1 m2 of the surface of the bar, the effect is negligible.
  • the injection amount of the lubricating oil is preferably 10 ⁇ 60l / min per 1m2.
  • the lower limit of the injection amount of the lubricant is more preferably 15 l/min per 1 m2 of the surface of the bar, and more preferably 20 l/min per 1 m2 of the surface of the bar.
  • the upper limit of the injection amount of the lubricant is more preferably 55 l/min per 1 m2 of the surface of the bar, and even more preferably 50 l/min per 1 m2 of the surface of the bar.
  • the lubricating oil may be sprayed from the mouth of the first rolling mill before finishing rolling.
  • the hot-rolled steel sheet is obtained by finishing rolling (FM) the bar onto which the lubricant is sprayed.
  • the finishing rolling can be performed on a bar made by a rough rolling mill in a finishing mill consisting of 3 to 6 stands.
  • the entry temperature of the first rolling mill is 900 to 1200°C. If the temperature of the first rolling mill exceeds 1200°C, the surface quality may be inferior due to excessive scale, and if it is less than 900°C, the temperature is too low during the finish rolling, so that recrystallization does not occur sufficiently and the strip has a high recrystallization fraction, so it is cold. When rolling/annealing, grain growth may not occur sufficiently. Therefore, it is preferable that the entry temperature of the first rolling mill is 900 to 1200°C. The lower limit of the entry temperature of the first rolling mill is more preferably 940°C, and even more preferably 980°C. The upper limit of the entry temperature of the first rolling mill is more preferably 1160°C, and even more preferably 1120°C.
  • the reduction rate in the first rolling mill may be 35 to 70%.
  • the rolling reduction rate in the first rolling mill exceeds 70%, the mailing properties may be unstable due to the increase in rolling load, and if it is less than 35%, the strain may be low and recrystallization may not occur well.
  • the lower limit of the rolling reduction in the first rolling mill is more preferably 40%, and even more preferably 45%.
  • the upper limit of the rolling reduction in the first rolling mill is more preferably 65%, even more preferably 60%.
  • the temperature of the entrance of the last rolling mill is preferably 700 to 900°C.
  • the inlet temperature of the last mill exceeds 900°C, the scale may grow after finishing rolling, and the surface quality may be inferior. If it is less than 700°C, the mailing property may be unstable due to the increase in rolling load, and recrystallization may not occur sufficiently. Can be. Therefore, it is preferable that the entry temperature of the last rolling mill is 700 to 900°C.
  • the lower limit of the entry temperature of the last mill is more preferably 720°C, and even more preferably 740°C.
  • the upper limit of the entry temperature of the last mill is more preferably 880°C, and even more preferably 860°C.
  • the rolling reduction in the last rolling mill may be 8 to 24%.
  • the rolling reduction rate in the last rolling mill exceeds 24%, the rolling load may increase, resulting in poor mailability, and if it is less than 12%, the strain may be low and sufficient recrystallization may not occur.
  • the lower limit of the rolling reduction in the last mill is more preferably 10%, and even more preferably 12%.
  • the upper limit of the rolling reduction in the last mill is more preferably 22%, and even more preferably 20%.
  • the average sheet speed in the last mill may be 250 to 750mpm (m/min).
  • the plate speed in the final rolling machine may be directly related to the casting speed and the thickness of the final hot rolled product. If the average sheet speed in the last mill is more than 750mpm, an operation accident such as plate breakage may occur, and uniform temperature may not be secured due to difficulty in isothermal constant velocity rolling, resulting in material and thickness variations. On the other hand, if it is less than 250mpm, the rolling speed is too slow, which may cause problems in mass balance and heat balance, and it may be difficult to perform continuous rolling.
  • the hot rolled steel sheet is wound.
  • the winding can be performed at 500 to 660°C.
  • the coiling temperature is less than 500°C, the yield strength is too high, and the rolling load increases during cold rolling, which may lead to poor thickness variation due to poor mailability, and when exceeding 660°C, the yield strength is low and cold rolling.
  • the coiling temperature is preferably 500 to 660°C.
  • the lower limit of the coiling temperature is more preferably 520°C, and even more preferably 540°C.
  • the upper limit of the coiling temperature is more preferably 640°C, and even more preferably 620°C.
  • the hot rolled electrical steel sheet obtained as described above may be pickled/cold rolled/annealed to produce a cold rolled electrical steel sheet.
  • the pickling can use any method commonly used in the art, and the present invention is not particularly limited to the pickling method.
  • the cold rolling method is not particularly limited.
  • the annealed cold rolled steel sheet is annealed and cracked at the following [Relational Formula 6] +30°C or higher and 1160°C or lower.
  • the following relational expression 6 is a (Ti,Nb,V)(C) precipitation temperature prediction formula.
  • the annealing crack temperature is less than (Ti,Nb,V)(C) precipitation temperature +30°C, precipitates are not dissolved and excessively precipitated, which may interfere with grain growth and deteriorate iron loss, and when it exceeds 1160°C
  • the grain size may be too coarse and the magnetic flux density may be inferior.
  • the annealing crack zone temperature has a range of [Relational Formula 6] +30°C or higher and 1160°C or lower.
  • the lower limit of the annealing crack zone temperature is more preferably [Relational Formula 6]+35°C, and more preferably [Relational Formula 6]+40°C.
  • the upper limit of the annealing crack zone temperature is more preferably 1140°C, and more preferably 1100°C.
  • the line speed may be about 120mpm.
  • the microstructure was observed using an optical microscope, and the area fraction of the non-recrystallized structure means the proportion of the unrecrystallized structure in the cross section of the strip.
  • the scale thickness was measured using a GDS (glow discharge spectrometer), and the depth of the Si thickening layer was processed using a focused ion beam processing observing equipment (FIB) to process the scale cross-section and photographed the tissue with a scanning electron microscope (SEM). Confirmed. And the Fe 2 O 3 fraction on the scale was measured using X-ray diffraction analysis (XRD).
  • GDS low discharge spectrometer
  • FIB focused ion beam processing observing equipment
  • SEM scanning electron microscope
  • XRD X-ray diffraction analysis
  • the average grain size of the ferrite was photographed at random 10 (Random) at 25 times magnification using an optical microscope, and the average value measured by the line-intercept method was described.
  • the high-frequency iron loss was obtained by measuring the specimens of 3 sheets in the rolling direction and 3 sheets in the rolling vertical direction with a size of 305 mm ⁇ 30 mm, and measuring them with an Epstein tester.
  • the high frequency iron loss (W10/400) represents the average loss (W/kg) in the rolling direction and in the direction perpendicular to the rolling direction when a magnetic flux density of 1.0 Tesla is induced at a frequency of 400 Hz.
  • the glossiness is a numerical representation of the glossiness of the surface of a steel sheet, measured using a Rhopoint IQ TM device, and the glossiness deviation means the difference between the minimum and maximum glossiness in the width direction.
  • FIG. 3 is a transmission micrograph (Replica specimen) of the composite precipitate for Inventive Example 1 (cold rolled electrical steel sheet), and FIG. 4 is a transmission microscope (Replica Specimen) of the composite precipitate for Comparative Example 10 (Cold Rolled Electric Steel Sheet).
  • (Ti,Nb,V)C precipitates are present in the grain boundaries.
  • Comparative Example 10 does not satisfy relations 2 and 3, and thus it can be confirmed that a large amount of (Ti,Nb,V)C precipitates are present in the grain boundaries, which can be expected to adversely affect grain growth.
  • FIG. 5 is an optical microscope tissue picture for Inventive Example 9 (hot rolled electrical steel sheet)
  • FIG. 6 is an optical microscope tissue picture for Comparative Example 16 (hot rolled electrical steel sheet).
  • Figures 5 and 6 in the case of Inventive Example 9, it can be seen that less unrecrystallized structure is formed than Comparative Example 16, and through this, Inventive Example 9 has smooth grain growth compared to Comparative Example 16. Therefore, it can be predicted that it will have a relatively high iron loss reduction effect.
  • the alloy compositions proposed by the present invention, relations 1 to 5, and Inventive Examples 10 and 11 satisfying the manufacturing conditions not only satisfy the scale conditions of the present invention, but also have a deviation in glossiness. It can be seen that it is excellent.
  • FIG. 7 is an electron microscope (SEM) organization photograph of a scale cross-section for Inventive Example 10 (hot-rolled electrical steel sheet)
  • FIG. 8 is an electron microscope (SEM) organization photograph of a scale cross-section for Comparative Example 20 (hot-rolled electrical steel sheet).
  • SEM electron microscope

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Abstract

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.0005~0.0060%, Si: 2.6∼3.8％, Mn: 0.05~2.0%, Al: 0.05~2.0%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.30%, S: 0.0002~0.005%, Ti: 0.0002~0.01%, Nb: 0.0002~0.01%, V: 0.0002~0.01%, N: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 5를 만족하며, 미재결정 조직이 30~80면적%인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판을 제공한다. [관계식 1] 3.5 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P] ≤ 6.0 [관계식 2] 1.0 ≤ [(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)]×10 8 ≤ 5.0 [관계식 3] 0.85 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8] ≤ 4.5 [관계식 4] 3.8 ≤ [Si+100P] ≤ 8.0 [관계식 5] 0.55 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[Si+100P] ≤ 1.35 (상기 관계식 1 내지 5에서 Si, Al, Mn, Sn, P, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량은 중량%임.)

Description

낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
본 발명은 철손 및 표면품질이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 지구온난화로 인한 세계 각국 환경규제 더욱 강화됨에 따라 하이브리드 자동차나, 전기 자동차 등의 보급이 증가로 인해 자동차 구동모터나 발전기 모터용으로 사용되는 무방향성 전기강판에 대한 수요가 급격히 증가하고 있다. 구동용 모터나 발전기용 모터는 차량 내의 한정된 공간에 설치할 필요가 있고, 차량 중량을 경감하기 위해 소형화가 강하게 요구되고 있다. 특히 자동차용 모터 중 구동모터는 일반 모터와는 다르게 저속에서부터 고속에 이르는 모든 영역에서 우수한 전기적 특성을 가져야 하기 때문에 저속이나 가속시에서는 큰 토크를 내어야 하고, 정속 및 고속주행시에는 속실이 적어야 하는 등 각 영역에서 적합한 특성이 필요하다.
이러한 특성을 만족하기 위해서는, 저속회전시에는 큰 자속밀도 특성을 가져야 하며, 고속회전영역에서는 고주파 철손이 적어야 하며, 아울러 고속회전시에 발생하는 원심력을 견뎌야 하기 때문에 높은 강도를 갖는 무방향성 전기강판의 개발이 요구된다.
한편, 자기적 특성을 향상시키는 무방향성 전기강판으로는 여러 특허문헌들이 있으며, 예를 들면, 특허문헌 1에는 Si가 4％ 이하인 강에, Co를 0.1∼5％ 첨가한 무방향성 전자 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 2에는 P의 함유량을 0.07∼0.20％, Si의 함유량을 0.17∼3.0％로 하고, 열연판 어닐링을 냉각 속도가 느린 상자 어닐링(box annealing)으로 행하고, 마무리 어닐링시에 집합 조직을 제어함으로써, 고자속 밀도화를 도모하는 기술이 제안되고 있다. 또한, 특허문헌 3에는 Al의 함유량을 0.017％ 이하로 하여 고자속 밀도화를 도모하는 방법이 제안되고 있다. 특허문헌 4에는 전술한 것 이외의 원소로서, Sb나 Sn을 첨가하여, 고자속 밀도화하는 기술이 제안되고 있다. 또한, 특허문헌 5에는 Ti, Nb, V 및 B을 정밀 제어함으로써, 자기적 특성을 향상시키는 기술이 제안되고 있다. 이와 같이 무방향성 전기강판의 경우 합금성분을 정밀 제어하여 자기적 특성을 향상시키는 기술들이 대부분이고, 박물 열연재의 미세조직(미재결정 조직 분율 등) 및 스케일 품질 제어와 관련된 연구는 아주 작다.
통상적으로 기존 열연밀 공정에서는 저속 주조를 통해 두께 200mm 이상의 슬라브(Slab)를 생산하고, 이렇게 생산된 슬라브는 가열로에서 재가열하여 1매 단위로 배치(batch) 형태로 열간 압연되어 두께가 감소된 열연강판으로 제조된다. 이러한 배치 압연의 경우 슬라브 매 장마다 압연기에 탑(Top)부가 치입되고 테일(Tail)부가 압연기를 빠져나 와야 하기 때문에 하나의 스트립내에서 압연 속도차가 심하고, 이로 인해 압연부하가 불균일하여, 균일한 미세조직을 갖는 두께 1.6mm 이하의 박물 열연 전기강판을 제조함에 있어 한계가 많다.
한편, 최근 주목을 받고 있는 새로운 철강 제조공정인 소위 박 슬라브를 이용한 제조공정(미니밀 공정), 특히 연주~압연 직결공정은 등속등온의 공정 특성상 스트립(Strip)의 폭 및 길이방향으로의 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 우수하고, 박물 열연 전기강판을 제조할 수 있는 잠재 능력을 지닌 공정으로 주목받고 있다. 이 이유는 매 코일마다 배치형태로 압연되는 기존의 공정과는 달리 연주~압연 직경 공정의 경우 최초 코일만 탑부가 발생하여 치입을 하고 최종 코일만 테일부가 발생하여 압연기를 빠져나가므로 이러한 조업 사고를 획기적으로 줄일 수 있으며, 등속등온 압연을 통해 제품을 생산하므로 기존 배치재 대비 두께, 폭 치수가 우수하며, 판 크라운(Crown) 편차가 작고, 두께 1.6mm 이하의 박물 열연재를 제조함에 있어 장점을 갖는다.
따라서, 연주~압연 직결공정에서 고속 주조 및 연연속 압연을 이용하여 균일한 미세조직을 가지면서 스케일 품질이 우수한 박물 열연 전기강판을 제조한 후 냉간압연/소둔을 거쳐 철손 및 표면품질이 우수한 고Si 무방향성 전기강판을 제조할 수 있는 제조방법에 관련된 연구가 필요하다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제2000-129410호
(특허문헌 2) 일본 등록특허공보 제3870893호
(특허문헌 3) 일본 등록특허공보 제4126479호
(특허문헌 4) 일본 등록특허공보 제2500033호
(특허문헌 5) 한국 공개특허공보 제10-2016-0078183호
본 발명의 일측면은 연주~압연 직결공정에서 고속주조 및 연연속압연 제조 공정을 이용하여 철손 및 표면품질이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.0005~0.0060%, Si: 2.6∼3.8％, Mn: 0.05~2.0%, Al: 0.05~2.0%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.30%, S: 0.0002~0.005%, Ti: 0.0002~0.01%, Nb: 0.0002~0.01%, V: 0.0002~0.01%, N: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 5를 만족하며, 미재결정 조직이 30~80면적%인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판을 제공한다.
[관계식 1] 3.5 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P] ≤ 6.0
[관계식 2] 1.0 ≤ [(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)]×10 8 ≤ 5.0
[관계식 3] 0.85 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8] ≤ 4.5
[관계식 4] 3.8 ≤ [Si+100P] ≤ 8.0
[관계식 5] 0.55 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[Si+100P] ≤ 1.35
(상기 관계식 1 내지 5에서 Si, Al, Mn, Sn, P, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량은 중량%임.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.0005~0.0060%, Si: 2.6∼3.8％, Mn: 0.05~2.0%, Al: 0.05~2.0%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.30%, S: 0.0002~0.005%, Ti: 0.0002~0.01%, Nb: 0.0002~0.01%, V: 0.0002~0.01%, N: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 5를 만족하며, 페라이트 결정립 평균 크기가 70~100㎛인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 냉연 전기강판을 제공한다.
[관계식 1] 3.5 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P] ≤ 6.0
[관계식 2] 1.0 ≤ [(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)]×10 8 ≤ 5.0
[관계식 3] 0.85 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8] ≤ 4.5
[관계식 4] 3.8 ≤ [Si+100P] ≤ 8.0
[관계식 5] 0.55 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[Si+100P] ≤ 1.35
(상기 관계식 1 내지 5에서 Si, Al, Mn, Sn, P, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량은 중량%임.)
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.0005~0.0060%, Si: 2.6∼3.8％, Mn: 0.05~2.0%, Al: 0.05~2.0%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.30%, S: 0.0002~0.005%, Ti: 0.0002~0.01%, Nb: 0.0002~0.01%, V: 0.0002~0.01%, N: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 5를 만족하는 용강을 연속 주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 박 슬라브에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계; 상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계; 상기 바를 가열하는 단계; 상기 가열된 바에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계; 상기 스케일이 제거된 바의 표면에 1m²당 10~60ℓ/min의 윤활유를 분사하는 단계; 상기 윤활유가 분사된 바를 마무리 압연하되, 첫번째 압연기의 입측온도가 900~1200℃가 되도록 하고, 마지막 압연기의 입측온도가 700~900℃가 되도록 하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 권취하는 단계를 포함하며, 상기 각 단계는 연속주조-압연 직결공정을 통해 연속적으로 행해지는 것을 특징으로 하는 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 3.5 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P] ≤ 6.0
[관계식 2] 1.0 ≤ [(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)]×10 8 ≤ 5.0
[관계식 3] 0.85 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8] ≤ 4.5
[관계식 4] 3.8 ≤ [Si+100P] ≤ 8.0
[관계식 5] 0.55 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[Si+100P] ≤ 1.35
(상기 관계식 1 내지 5에서 Si, Al, Mn, Sn, P, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량은 중량%임.)
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.0005~0.0060%, Si: 2.6∼3.8％, Mn: 0.05~2.0%, Al: 0.05~2.0%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.30%, S: 0.0002~0.005%, Ti: 0.0002~0.01%, Nb: 0.0002~0.01%, V: 0.0002~0.01%, N: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 5를 만족하는 용강을 연속 주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 박 슬라브에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계; 상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계; 상기 바를 가열하는 단계; 상기 가열된 바에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계; 상기 스케일이 제거된 바의 표면에 1m²당 10~60ℓ/min의 윤활유를 분사하는 단계; 상기 윤활유가 분사된 바를 마무리 압연하되, 첫번째 압연기의 입측온도가 900~1200℃가 되도록 하고, 마지막 압연기의 입측온도가 700~900℃가 되도록 하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및 상기 냉연강판을 하기 [관계식 6]+30℃ 이상 1160℃이하에서 소둔 균열하는 단계를 포함하며, 상기 각 단계는 연속주조-압연 직결공정을 통해 연속적으로 행해지는 것을 특징으로 하는 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 3.5 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P] ≤ 6.0
[관계식 2] 1.0 ≤ [(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)]×10 8 ≤ 5.0
[관계식 3] 0.85 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8] ≤ 4.5
[관계식 4] 3.8 ≤ [Si+100P] ≤ 8.0
[관계식 5] 0.55 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[Si+100P] ≤ 1.35
[관계식 6] 12[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8]+861
(상기 관계식 1 내지 6에서 Si, Al, Mn, Sn, P, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량은 중량%임.)
본 발명의 일측면에 따르면, 연주~압연 직결공정에서 고속주조 및 연연속 압연 공정을 통하여 균일한 미세조직을 갖고, 스케일 품질이 우수한 박물 전기강판의 생산이 가능하다. 본 발명의 연연속압연 공정을 통해 제조된 전기강판은 배치 공정을 통해 제조된 기존 열연밀의 전기강판 대비 1.6mm이하의 박물 열연재 제조가 가능하여 최종 냉간압연시 압하율을 감소시킬 수 있어 고주파 철손 저감 성능이 우수하다. 또한, 박 슬라브 연주법을 통해 전기로에서 고철 등의 스크랩을 용해한 강을 사용할 수 있어 자원의 재활용성을 높일 수 있다.
도 1은 본 발명의 열연강판 제조에 적용 가능한 연속주조-압연 직결공정을 위한 설비의 모식도이다.
도 2는 본 발명의 열연강판 제조에 적용 가능한 연속주조-압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다.
도 3은 본 발명의 일 실시에에 따른 발명예 1(냉연 전기강판)에 대한 복합 석출물의 투과현미경(레프리카 시편) 조직사진이다.
도 4는 본 발명의 일 실시에에 따른 비교예 10(냉연 전기강판)에 대한 복합 석출물의 투과현미경(레프리카 시편) 조직사진이다.
도 5는 본 발명의 일 실시에에 따른 발명예 9(열연 전기강판)에 대한 광학현미경 조직사진이다.
도 6은 본 발명의 일 실시에에 따른 비교예 16(열연 전기강판)에 대한 광학현미경 조직사진이다.
도 7은 본 발명의 일 실시에에 따른 발명예 10(열연 전기강판)에 대한 스케일 단면의 전자현미경(SEM) 조직사진이다.
도 8은 본 발명의 일 실시에에 따른 비교예 20(열연 전기강판)에 대한 스케일 단면의 전자현미경(SEM) 조직사진이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 전기강판에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성을 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 별도의 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.0005~0.0060%
탄소(C)는 철손을 열화시키기 때문에 적으면 적을수록 좋다. C가 0.0060％를 초과하면 탄화물이 과다 석출되고, 펄라이트 조직이 만들어져 철손 증가가 특히 현저해지므로, 상기 0.006%이하인 것이 바람직하다. 상기 C는 적으면 적을수록 바람직하기 때문에, 특별히 한정은 하지 않지만, 탈탄 비용을 고려하면 그 하한이 0.0005%인 것이 바람직하다. 따라서, C 함량은 0.0005~0.0060%인 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.0010%인 것이 보다 바람직하고, 0.0015%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.0050%인 것이 보다 바람직하고, 0.0035%인 것이 보다 더 바람직하다.
Si: 2.6∼3.8％
규소(Si)는 강의 탈산제로서 일반적으로 첨가되지만, 전기 강판에 있어서는 전기 저항을 높여 고주파수에서의 철손을 저감하는 효과를 갖기 때문에 중요한 원소이며, 이러한 효과를 얻기 위해서는 2.6％이상의 첨가를 필요로 한다. 그러나, 3.8％를 초과하면 강판의 강도가 너무 높아져 냉간압연시 압연 부하 증가에 따라 형상 불량이 발생할 수 있으므로, 그 상한은 3.8％인 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Si의 함량은 2.6∼3.8％인 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 2.9%인 것이 보다 바람직하고, 3.1%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 3.7%인 것이 보다 바람직하고, 3.5%인 것이 보다 더 바람직하다.
Mn: 0.05~2.0%
망간(Mn)은 강중 비저항을 높여 철손을 낮출 수 원소이기 때문에 0.05%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 2.0%를 초과하면, 강중 S 등과 결합하여 조대한 MnS 석출물을 형성하여 결정립 성장을 방해하기 때문에 철손 감소 효과가 줄어들게 된다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.05~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.1%인 것이 보다 바람직하고, 0.3%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.6%인 것이 보다 바람직하고, 1.2%인 것이 보다 더 바람직하다.
Al: 0.05~2.0%
알루미늄(Al)은 Si와 동일하게 강의 탈산제로서 일반적으로 이용되고 있고, 전기강판에서는 전기 저항을 증가하여 철손을 저감하는 효과가 큰 원소이기 때문에 0.05%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 2.0%를 초과하면, 연속 주조 중에 몰드 플럭스에 픽업(pick-up)되어 몰드 플럭스의 물성을 달라지게 하여 윤활성을 떨어뜨리게 되고, 이로 인해 주조 중단이 발생할 수 있다. 또한, 강판의 강도가 너무 높아져 냉간압연시 압연 부하 증가에 따라 형상 불량이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.05~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.1%인 것이 보다 바람직하고, 0.3%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 1.6%인 것이 보다 바람직하고, 1.2%인 것이 보다 더 바람직하다.
Sn: 0.005~0.20%
주석(Sn)은 결정립계 편석원소로서 결정립계를 통한 질소의 확산을 억제하며, 자성에 해로운 {111}, {112} 집합조직의 형성을 억제하고, 자성에 유리한 {100} 및 {110} 집합조직을 증가시켜 자기적 특성을 향상시킨다. 상기 효과를 확보하기 위해서는 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 0.20%를 초과하여 첨가하면 결정립 성장을 억제하여 자성을 떨어뜨리며 압연성을 열위시키는 단점이 있다. 따라서, 상기 Sn의 첨가량은 0.005~0.20%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Sn 함량의 하한은 0.02%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Sn 함량의 상한은 0.15%인 것이 보다 바람직하고, 0.10%인 것이 보다 더 바람직하다.
P: 0.002~0.30%
인(P)는 강중 비저항을 높여 철손을 낮출 수 원소이며, 자성체로 첨가 시에 자속밀도를 향상시킬 수 있는 원소로서, 상기 효과를 위해서는 0.002% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 단, 상기 P는 상온 압연시에 페라이트에서 압연 판파단을 유인하는 편석원소로서 강내 결정립계에 편석하여 결정립계간의 결합력을 크게 약화시키기 때문에 0.30%를 초과하는 것은 바람직하지 않다. 따라서, 상기 P는 0.002~0.30%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 P 함량의 하한은 0.005%인 것이 보다 바람직하고, 0.006%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 P 함량의 상한은 0.10%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하다.
S: 0.0002~0.005%
황(S)는 복합 석출물을 형성하는 원소이다. 0.005%를 초과하는 경우에는 강 중 Mn 등과 결합하여 조대한 MnS 석출물을 형성하여 결정립 성장을 방해하기 때문에 철손 감소 효과가 줄어들게 된다. 상기 S는 적으면 적을수록 바람직하기 때문에, 특별히 한정은 하지 않지만, 탈황 비용을 고려하면 그 하한은 0.0002%인 것이 바람직하다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.0002~0.005%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 S 함량의 하한은 0.0004%인 것이 보다 바람직하고, 0.0005%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 S 함량의 상한은 0.004%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하다.
Ti: 0.0002~0.01%
티타늄(Ti)은 탄화물 또는 질화물을 형성하여 결정립 성장을 방해함으로써 철손을 악화시키고, 자성에 바람직하지 않은 {111} 집합조직 발달을 촉진하므로 0.01%이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 Ti은 적으면 적을수록 바람직하기 때문에, 특별히 한정은 하지 않지만, 용강 슬래그 내의 Ti 픽업(Pick-up) 및 합금철로부터 픽업되는 것을 고려하여 그 하한을 0.0002%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.0002~0.01%인 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.0004%인 것이 보다 바람직하고, 0.0005%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.005%인 것이 보다 바람직하고, 0.0035%인 것이 보다 더 바람직하다.
Nb: 0.0002~0.01%
니오븀(Nb)은 탄화물 또는 질화물을 형성하여 결정립 성장을 방해함으로써 철손을 악화시키고, 자성에 바람직하지 않은 {111} 집합조직 발달을 촉진하므로 0.01%이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 Nb는 적으면 적을수록 바람직하기 때문에, 특별히 한정은 하지 않지만, 합금철로부터 픽업되는 것을 고려하여 그 하한을 0.0002%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.0002~0.01%인 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.0004%인 것이 보다 바람직하고, 0.0005%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.005%인 것이 보다 바람직하고, 0.0035%인 것이 보다 더 바람직하다.
V: 0.0002~0.01%
바나듐(Nb)은 탄화물 또는 질화물을 형성하여 결정립 성장을 방해함으로써 철손을 악화시키고, 자성에 바람직하지 않은 {111} 집합조직 발달을 촉진하므로 0.01%이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 V은 적으면 적을수록 바람직하기 때문에, 특별히 한정은 하지 않지만, 합금철로부터 픽업되는 것을 고려하여 그 하한을 0.002%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 V의 함량은 0.0002~0.01%인 것이 바람직하다. 상기 V 함량의 하한은 0.0004%인 것이 보다 바람직하고, 0.0005%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 V 함량의 상한은 0.005%인 것이 보다 바람직하고, 0.0035%인 것이 보다 더 바람직하다.
N: 0.0005~0.006%
질소(N)은 전술한 C와 동일하게 자기 특성을 열화시키기 때문에 0.006％ 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. 상기 N은 적으면 적을수록 바람직하기 때문에, 특별히 한정은 하지 않지만, 탈질 비용을 고려하면 그 하한이 0.0005％인 것이 바람직하다. 따라서, N 함량은 0.0005~0.006%인 것이 바람직하다. 상기 N 함량의 하한은 0.0008%인 것이 보다 바람직하고, 0.0010%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 N 함량의 상한은 0.004%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 본 발명의 전기강판은 전술한 합금성분 중 Si, Al, Mn, Sn, P, Ti, Nb, V, C 및 N이 하기 관계식 1 내지 5를 각각 만족하는 것이 바람직하다. 한편, 하기 관계식 1 내지 3에 기재된 Si, Al, Mn, Sn, P, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량은 중량%이다.
[관계식 1] 3.5 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P] ≤ 6.0
상기 관계식 1에서 Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P의 값이 6.0를 초과할 경우 열연재의 항복강도가 너무 높아져 압연부하 증가에 따른 통판성 불량으로 인해 판파단이 발생하거나 최종제품의 외관 형상품질이 열위해질 수 있다. 반면, 관계식 1에서 Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P 값이 3.5 미만인 경우 목표로 하는 전기적 특성을 만족하지 않을 수 있다. 따라서, 상기 관계식 1의 값은 3.5~6.0의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 1의 값의 하한은 3.7인 것이 보다 바람직하고, 3.8인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 1의 값의 상한은 5.8인 것이 보다 바람직하고, 5.6인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 2] 1.0 ≤ [(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)]×10 8 ≤ 5.0
상기 관계식 2에서 [(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)]×10 8의 값이 5.0를 초과할 경우 석출물이 과다 석출되어 결정립 성장이 충분히 이루어지지 않아 철손이 열위할 수 있다. 상기 관계식 2의 값은 낮으면 낮을수록 좋지만, 슬래그 및 합금철로부터 픽업되는 것을 고려하여 1.0 이상이 되는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 관계식 2의 값은 1.0~5.0의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 2의 값의 하한은 1.1인 것이 보다 바람직하고, 1.2인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 2의 값의 상한은 4.9인 것이 보다 바람직하고, 4.8인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 3] 0.85 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8] ≤ 4.5
상기 관계식 3에서 [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8]의 값이 4.5를 초과할 경우 열연재의 항복강도가 너무 높아져 냉간압연시 압연부하 증가에 따른 통판성 불량으로 인해 최종제품의 외관 형상품질이 열위할 수 있다. 반면, 상기 관계식 3의 값이 0.85 미만인 경우 석출물이 과다 석출되어 결정립 성장이 충분히 이루어지지 않아 철손이 열위할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 3의 값은 0.85~4.5의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 3의 값의 하한은 0.90인 것이 보다 바람직하고, 0.95인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 3의 값의 상한은 4.0인 것이 보다 바람직하고, 3.5인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 4] 3.8 ≤ [Si+100P] ≤ 8.0
상기 관계식 4는 자성 및 냉간 압연성과 관련된 식으로서 상기 관계식 4의 값이 8.0을 초과할 경우 열연재의 항복강도가 너무 높아져 냉간압연 시 압연부하 증가에 따른 통판성 불량으로 판파단이 발생할 수 있고, 상기 관계식 4의 값이 3.8 미만일 경우 목표로 하는 철손을 얻지 못할 수 있다. 따라서, 상기 관계식 4의 값은 3.8~8.0의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식 4의 값의 하한은 4.0인 것이 보다 바람직하고, 4.2인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 관계식 4의 값의 상한은 7.8인 것이 보다 바람직하고, 7.6인 것이 보다 더 바람직하다.
[관계식 5] 0.55 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[Si+100P] ≤ 1.35
상기 관계식 5는 철손이 낮고 냉간 압연성이 우수한 소재를 제조하기 위한 성분관계식이다. 상기 관계식 5의 값이 1.35를 초과할 경우 Mn, Al 등의 성분 함량이 높아 연주성 및 압연성이 열위할 수 있으며, 0.55 미만인 경우 P 함량이 높은 경우로서 냉간압연 시 압연부하 증가에 따른 통판성 불량으로 판파단이 발생할 수 있다.
한편, 본 발명의 전기강판은 상술한 합금조성 외에 트램프 원소로서 Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge, Ca 및 Mg 등으로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2% 이하가 되도록 포함할 수 있다. 상기 트램프 원소는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩, 래들(Ladle) 및 턴디쉬(Tundish) 내화물 등에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 합계가 0.2%를 초과하는 경우에는 고온에서 액화되어 연주성을 악화시키거나, 석출물을 형성하여 철손을 악화시킬 수 있다.
한편, 본 발명의 열연 전기강판은 미재결정 조직이 30~80면적%인 것이 바람직하다. 상기 미재결정 조직의 분율이 80면적%를 초과할 경우 냉간압연/소둔시 충분한 재결정 조직을 얻기가 어렵고, 결정립 성장이 원활하지 않아 목표로 하는 철손 저감 효과를 얻기 어려울 수 있다. 상기 미재결정 조직의 분율은 낮으면 낮을수록 상대적으로 재결정 조직의 분율이 높아져 냉간압연 및 소둔 후 결정립 성장이 원활하게 되어 철손 저감 효과가 우수할 수 있지만, 30% 미만으로 제어하기 위해서는 추가적인 압연이 필요하여 제조원가가 상승할 수 있다. 따라서, 상기 열연 전기강판의 미세조직에서 미재결정 조직의 분율은 30~80면적%인 것이 바람직하다. 상기 미재결정 조직의 분율의 하한은 35면적%인 것이 보다 바람직하고, 40면적%인 것이 보다 바람직하다. 상기 미재결정 조직의 분율의 상한은 75면적%인 것이 보다 바람직하고, 70면적%인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 언급된 미재결정 조직이란 압연 방향으로 연신된 조직을 의미하며, 예를 들어, 장축과 단축의 비가 5 이상인 조직일 수 있다.
본 발명의 열연 전기강판은 스케일 두께가 7㎛ 이하일 수 있다. 이와 같이, 스케일 두께를 얇게 함으로써 양호한 산세성을 확보하여 최종적으로 얻어지는 제품의 표면 품질을 향상시킬 수 있다. 상기 열연 전기강판의 스케일 두께는 6㎛ 이하인 것이 보다 바람직하고, 5㎛ 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명의 열연 전기강판은 스케일과 소지철 사이의 Si 농화층 두께가 1.4㎛ 이하일 수 있다. 이와 같이, 상기 Si 농화층 두께를 제어함으로써 양호한 산세성을 확보하여 최종적으로 얻어지는 제품의 표면 품질을 향상시킬 수 있다. 상기 Si 농화층 두께는 1.2㎛ 이하인 것이 보다 바람직하고, 1.0㎛ 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명의 열연 전기강판은 스케일 중 Fe 2O 3가 75면적% 이하일 수 있다. 상기 Fe 2O 3는 일반적으로 산세성이 열위한 것으로 알려져 있다. 본 발명에서는 상기 Fe 2O 3의 분율을 75면적% 이하로 제어함으로써 보다 우수한 산세성을 확보하여 양호한 표면 품질을 확보할 수 있다. 상기 스케일 중 Fe 2O 3의 분율은 70면적% 이하인 것이 보다 바람직하고, 65면적% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명의 열연 전기강판은 두께가 0.6~1.6mm인 것이 바람직하다. 강판의 두께가 줄어들수록 재결정 집합조직이 증가하여 소둔 이후의 균일한 조직을 확보할 수 있고, 또한, 냉간압하율을 감소시킬 수 있어 γ-fiber의 결정방위가 감소되어 자기적 특성을 향상시킬 수 있으며, 두께 편차도 감소할 수 있다. 다만, 상기 열연 전기강판은 두께가 1.6mm를 초과할 경우 상기 효과가 충분하지 않을 수 있다. 반면, 상기 열연 전기강판의 두께가 0.6mm 미만인 경우 적용 가능한 냉간압하율이 너무 낮아 재결정 조직을 충분히 얻기가 어려워질 수 있다. 따라서, 상기 열연 전기강판의 두께는 0.6~1.6mm인 것이 바람직하다. 상기 열연 전기강판의 두께의 하한은 0.7mm인 것이 보다 바람직하고, 0.8mm인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 열연 전기강판의 두께의 상한은 1.5mm인 것이 보다 바람직하고, 1.4mm인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 전술한 열연 전기강판은 냉연 및 소둔 공정을 통해 냉연 전기강판으로 제조될 수 있다. 본 발명의 냉연 전기강판은 페라이트 결정립 평균 크기가 70~100㎛인 것이 바람직하다. 상기 페라이트 결정립 평균 크기(FGS, Ferrite Grain Size)가 70㎛ 미만인 경우 결정립이 충분히 성장하지 못하여 철손이 열위하며, 100㎛ 초과일 경우 자속밀도가 낮아질 수 있으므로, 상기 페라이트 결정립 평균 크기는 70~100㎛의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 페라이트 결정립 평균 크기의 하한은 72㎛인 것이 보다 바람직하고, 74㎛인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 페라이트 결정립 평균 크기의 상한은 98㎛인 것이 보다 바람직하고, 96㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 냉연 전기강판은 두께가 0.10~0.32mm인 것이 바람직하다. 상기 냉연 전기강판은 두께가 0.10㎜ 미만인 경우에는 생산성이 저하되고, 0.32㎜를 초과하는 경우에는 철손의 저감 효과가 작을 수 있고, 폭 방향 두께 편차가 열위할 수 있다. 따라서, 상기 냉연 전기강판은 두께가 0.10~0.32mm인 것이 바람직하다. 상기 냉연 전기강판은 두께의 하한은 0.15mm인 것이 보다 바람직하고, 0.20mm인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 냉연 전기강판은 두께의 상한은 0.30mm인 것이 보다 바람직하고, 0.28mm인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명이 제공하는 냉연 전기강판은 고주파 철손(W10/400)이 10.5~13.5 W/kg일 수 있고, 보다 바람직하게는 10.7~13.4W/kg일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 10.9~13.3W/kg일 수 있다. 이때, 상기 고주파 철손(W10/400)은 400Hz 주파수에서 1.0Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 압연방향 직각방향의 평균 철손을 의미한다. 또한, 본 발명의 냉연 전기강판은 폭 방향 광택도 편차가 8 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 7이하일 수 있고, 보다 더 바람직하게는 6이하일 수 있다. 상기 광택도 편차는 폭 방향으로 광택도 최대값과 최소값의 차이를 의미한다.
이하, 본 발명의 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 전기강판의 제조방법의 일 실시형태에 대하여 설명한다.
도 1은 본 발명의 박물 전기강판 제조에 적용 가능한 연속주조-압연 직결공정을 위한 설비의 모식도이다. 본 발명의 일 실시형태에 따른 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 전기강판은 도 1과 같은 연속주조-압연 직결 설비를 적용하여 생산될 수 있다. 연속주조-압연 직결 설비는 크게 연속주조기(100), 조압연기(400), 마무리 압연기(600)로 구성된다. 상기 연속주조-압연 직결 설비는 제1두께를 갖는 박 슬라브(Slab)(a)를 생산하는 고속 연속주조기(100)와, 상기 박 슬라브를 상기 제1두께보다 얇은 제2두께를 갖는 바(Bar)(b)로 압연시키는 조압연기(400), 상기 제2두께를 갖는 바를 제3두께를 갖는 스트립(c)으로 압연시키는 마무리 압연기(600), 상기 스트립을 권취하는 권취기(900)를 포함할 수 있다. 추가로, 상기 조압연기(400) 앞에 조압연 스케일 브레이커(300)(Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB')와 마무리 압연기(600) 앞에 마무리 압연 스케일 브레이커(500)(Fishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB')를 추가로 포함할 수 있으며, 표면 스케일 제거가 용이하여 후공정에서 열연강판을 산세시 표면품질이 우수한 무방향성 전기강판의 생산이 가능하다. 또한, 연속주조-압연 직결공정으로 등온등속압연이 가능하여 강판 폭, 길이 방향 온도 편차가 현저히 낮아 ROT[Run Out Table(700)](이하 "런아웃 테이블")에서 정밀 냉각제어가 가능하여 조직이 균일한 무방향성 전기강판의 생산이 가능하다. 이렇게 압연 및 냉각이 완료된 스트립은 고속전단기(800)에 의해 절단되고, 권취기(900)에 의해 권취되어 제품으로 생산될 수 있다. 한편, 마무리 압연 스케일 브레이커(500) 앞에는 바를 추가로 가열하는 가열기(200)가 구비될 수 있다.
도 2는 본 발명의 박물 전기강판 제조에 적용 가능한 연속주조-압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다. 도 2에 개시된 연속주조-압연 직결 설비는 도 1에 개시된 설비와 구성이 대부분 동일하나, 조압연기(400) 및 조압연 스케일 브레이커(300) 앞에 슬라브를 추가로 가열하는 가열기(200')가 구비되어, 슬라브 에지 온도 확보가 용이하여 에지 결함 발생을 낮게 되어 표면 품질 확보에 유리하다. 또한 조압연기 이전에 슬라브 1매 이상의 길이만큼의 공간을 확보하고 있어, 배치(Batch)식 압연도 가능하다.
이하, 본 발명의 전기강판 제조방법의 일 실시형태에 대하여 상세히 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는다. 이때, 상기 연속주조는 4.0~7.5mpm(m/min)이하의 주조속도로 행하는 것이 바람직하다. 주조속도를 4.0mpm 이상으로 하는 이유는 고속주조와 압연과정이 연결되어 이루어져, 목표 압연 온도를 확보하기 위해서는 일정 이상의 주조 속도가 요구되기 때문이다. 다만, 주조속도가 느릴 경우 Al이 몰드 플럭스에 픽업(Pick-up)되는 양이 증가함에 따라 몰드 플럭스의 물성을 변화시켜 윤활작용이 감소되어 주조중단이 발생할 수 있다. 반면 7.5mpm을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의해 조업 성공율이 저감될 수 있으므로, 상기 주조속도는 4.0~7.5mpm의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 주조속도의 하한은 4.5mpm인 것이 보다 바람직하고, 5.0mpm인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 주조속도의 상한은 7.0mpm인 것이 보다 바람직하고, 6.5mpm인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 상기 박 슬라브는 두께는 75~125mm인 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께가 125mm를 초과하는 경우에는 고속주조가 어려울 뿐만 아니라, 조압연 시 압연 부하가 증가하게 되고, 75mm미만인 경우에는 주편의 온도 하락이 급격하게 일어나 균일한 조직을 형성하기 어렵다. 이를 해결하기 위해서는 부가적으로 가열 설비를 설치할 수 있으나, 이는 생산 원가를 향상시키는 요인이 되므로, 가능한 배제하는 것이 바람직하다. 따라서, 박 슬라브의 두께는 75~125mm로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께의 하한은 80mm인 것이 보다 바람직하고, 85mm인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께의 상한은 120mm인 것이 보다 바람직하고, 115mm인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 박 슬라브에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거한다. 예를 들어, 조압연 스케일 브레이커(Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB'라 함)에서 50℃ 이하의 냉각수를 50~350bar 압력으로 분사하여 박 슬라브의 표면 스케일을 200㎛ 이하의 두께로 제거할 수 있다. 상기 압력이 50bar 미만인 경우에는 박 슬라브 표면에 산수형 스케일 등이 다량 잔존하여 산세 후 표면 품질이 열위해질 수 있다. 반면 350bar를 초과할 경우 박 슬라브 에지 온도가 급격히 하락하여 에지 크랙이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 박 슬라브에 냉각수 분사시, 냉각수 분사 압력은 50~350bar인 것이 바람직하다. 상기 냉각수 분사 압력의 하한은 100bar인 것이 보다 바람직하고, 150bar인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 냉각수 분사 압력의 상한은 300bar인 것이 보다 바람직하고, 250bar인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는다. 상기 조압연시 조압연 입측 온도는 1000~1200℃일 수 있으며, 상기 조압연을 통해 10~30mm 두께의 바를 얻을 수 있다. 상기 조압연 입측 온도가 1000℃미만인 경우에는 조압연 하중이 증가할 수 있고, 박 슬라브의 에지부에 크랙이 발생할 수 있다. 반면 1200℃초과인 경우에는 열연 스케일(scale)이 잔존하여 열연 전기강판의 표면 품질이 저하될 수 있다. 한편, 상기 조압연시 조압연 출측 온도는 900℃이상일 수 있다. 상기 조압연시 조압연 출측 온도가 900℃미만인 경우에는 마무리 압연온도를 확보하기 어려울 수 있다. 상기 조압연시 조압연 출측 온도의 상한은 1000℃ 미만일 수 있으며, 1000℃ 이상일 경우에는 열연 스케일(scale)이 잔존하여 열연 전기강판의 표면 품질이 저하될 수 있다.
이후, 상기 바(bar)를 가열한다. 상기 바의 가열은 예를 들어 1000~1200℃의 범위로 0.1~1.2초 동안 행할 수 있다. 상기 바의 가열 온도를 제어하는 이유는 박물 열연 전기강판을 안정적으로 생산하기 위함과 표면품질을 확보하기 위한 것이다. 또한, 상기 가열은 마무리 압연시 충분한 온도를 확보하기 위한 것이며, 이 때 바의 가열 시간은 스케일 성장 및 Si 농화층의 확산과 관련이 있다. 상기 바의 가열 온도가 1000℃ 미만일 경우에는 마무리 압연 출측 온도가 낮게 되어 압연부하가 급격히 증가하여 통판성 불량으로 판파단이 발생할 수 있다. 반면, 1200℃를 초과할 경우 스케일이 과다 생성되어 표면 품질이 열위할 수 있다. 따라서, 상기 바의 가열 온도는 1000~1200℃인 것이 바람직하다. 상기 바의 가열 온도 하한은 1020℃인 것이 보다 바람직하고, 1040℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 바의 가열 온도 상한은 1160℃인 것이 보다 바람직하고, 1120℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 바의 가열 시간이 1.2초를 초과할 경우 스케일이 과다 성장할 수 있고, 스케일과 소지철 사이에 Si 농화층이 두껍게 생성되어 산세 후에도 불균일하게 잔류하여 표면품질이 열위할 수 있으며, 0.1초 미만으로 가열하는 경우에는 바를 충분히 가열하지 못해 마무리 압연시 압연부하가 급격히 상승하여 통판성이 열위할 수 있다. 따라서, 상기 바의 가열 시간은 0.1~1.2초인 것이 바람직하다. 상기 바의 가열 시간의 하한은 0.2초인 것이 보다 바람직하고, 0.3초인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 바의 가열 시간의 상한은 1.0초인 것이 보다 바람직하고, 0.8초인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 가열된 바에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거한다. 예를 들어, 마무리 압연 스케일 브레이커(Finishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB'라 함)에서 50℃ 이하의 냉각수를 50~250bar 압력으로 분사하여 표면 스케일을 7㎛ 이하의 두께로 제거할 수 있다. 상기 냉각수 분사 압력이 50bar 미만인 경우에는 스케일이 제거가 불충분하여 마무리 압연 후 강판 표면에 방추형, 비늘형 스케일이 다량 생성되어 산세 후 표면 품질이 열위하게 된다. 반면에 상기 냉각수 분사 압력이 250bar를 초과하는 경우에는 목표로 하는 마무리 압연 온도를 확보하기 어려워 압연 하중이 증가함에 따라 통판성이 저하되어 조업 중단이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 바에 냉각수 분사시, 냉각수 분사 압력은 50~250bar인 것이 바람직하다. 상기 냉각수 분사 압력의 하한은 60bar인 것이 보다 바람직하고, 70bar인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 냉각수 분사 압력의 상한은 230bar인 것이 보다 바람직하고, 210bar인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 스케일이 제거된 바의 표면에 1m²당 10~60ℓ/min의 윤활유를 분사한다. 상기 윤활유 분사는 상기 바와 마무리 압연기 중 압연하중이 아주 큰 첫 번째 압연기의 롤 간의 마찰계수를 감소시켜 스트립(Strip)의 표층뿐만 아니라 중심부까지 스트레인(Strain)을 가하여 미재결정 조직의 분율을 감소시켜 냉간압연/소둔 후 결정립 성장을 촉진시키기 위함이다. 상기 윤활유 분사량이 바의 표면 1m²당 10ℓ/min 미만일 경우에는 상기 효과가 미미하다. 반면, 상기 윤활유 분사량이 바의 표면 1m²당 60ℓ/min를 초과하는 경우에는 윤활유 사용이 많아 제조원가가 상승할 수 있고, 통판성이 불안정하여 형상이 열위할 수 있다. 따라서, 상기 윤활유 분사량은 1m²당 10~60ℓ/min인 것이 바람직하다. 상기 윤활유 분사량의 하한은 바의 표면 1m²당 15ℓ/min인 것이 보다 바람직하고, 바의 표면 1m²당 20ℓ/min인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 윤활유 분사량의 상한은 바의 표면 1m²당 55ℓ/min인 것이 보다 바람직하고, 바의 표면 1m²당 50ℓ/min인 것이 보다 더 바람직하다. 한편, 상기 윤활유는 마무리 압연 전 첫번째 압연기의 입측에서 분사될 수 있다.
이후, 상기 윤활유가 분사된 바를 마무리 압연(Finish rolling Mill, FM)하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 압연은 조압연기에서 만들어진 바를 3~6개의 스탠드로 이루어진 마무리 압연기에서 행할 수 있다.
상기 마무리 압연시, 첫번째 압연기의 입측온도는 900~1200℃인 것이 바람직하다. 상기 첫번째 압연기 입측온도가 1200℃를 초과할 경우 스케일이 과다 생성되어 표면품질이 열위할 수 있으며, 900℃ 미만일 경우 마무리 압연시 온도가 너무 낮아 재결정이 충분이 일어나지 못해 스트립에 미재결정 분율이 높아 냉간압연/소둔 시 결정립 성장이 충분히 일어나지 못할 수 있다. 따라서, 상기 첫번째 압연기의 입측온도는 900~1200℃인 것이 바람직하다. 상기 첫번째 압연기의 입측온도 하한은 940℃인 것이 보다 바람직하고, 980℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 첫번째 압연기의 입측온도 상한은 1160℃인 것이 보다 바람직하고, 1120℃인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 첫번째 압연기에서의 압하율은 35~70%일 수 있다. 상기 첫번째 압연기에서의 압하율이 70%를 초과할 경우 압연하중 증가에 따라 통판성이 불안정 할 수 있으며, 35% 미만일 경우 스트레인이 낮아 재결정이 잘 일어나지 않을 수 있다. 상기 첫번째 압연기에서의 압하율의 하한은 40%인 것이 보다 바람직하고, 45%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 첫번째 압연기에서의 압하율의 상한은 65%인 것이 보다 바람직하고, 60%인 것이 보다 더 바람직하다.
또한, 상기 마무리 압연시, 마지막 압연기의 입측온도는 700~900℃인 것이 바람직하다. 상기 마지막 압연기의 입측온도가 900℃를 초과할 경우 마무리 압연 후 스케일이 성장하여 표면품질이 열위할 수 있으며, 700℃ 미만일 경우 압연하중 증가에 따라 통판성이 불안정할 수 있고, 재결정이 충분히 일어나지 않을 수 있다. 따라서, 상기 마지막 압연기의 입측온도는 700~900℃인 것이 바람직하다. 상기 마지막 압연기의 입측온도 하한은 720℃인 것이 보다 바람직하고, 740℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 마지막 압연기의 입측온도 상한은 880℃인 것이 보다 바람직하고, 860℃인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 마지막 압연기에서의 압하율은 8~24%일 수 있다. 상기 마지막 압연기에서의 압하율이 24%를 초과할 경우 압연하중이 증가하여 통판성이 열위할 수 있고, 12%미만일 경우 스트레인이 낮아 충분한 재결정이 일어나지 않을 수 있다. 상기 마지막 압연기에서의 압하율의 하한은 10%인 것이 보다 바람직하고, 12%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 마지막 압연기에서의 압하율의 상한은 22%인 것이 보다 바람직하고, 20%인 것이 보다 더 바람직하다.
아울러, 상기 마지막 압연기에서의 평균 통판속도는 250~750mpm(m/min)일 수 있다. 상기 마무리 압연시, 마지막 압연기에서의 통판속도는 주조속도와 최종 열연 제품의 두께와 직결될 수 있다. 상기 마지막 압연기에서의 평균 통판속도가 750mpm 초과인 경우에는 판파단과 같은 조업 사고가 일어날 수 있으며, 등온등속 압연이 어려워 균일한 온도가 확보되지 않아 재질 및 두께 편차가 발생될 수 있다. 반면에, 250mpm 미만인 경우에는 압연 속도가 너무 느려 물질 밸런스(Mass balance)와 열 밸런스(Heat balance)에 문제가 생겨 연연속압연을 행하기가 어려울 수 있다.
이후, 상기 열연강판을 권취한다. 상기 권취는 500~660℃에서 행하여질 수 있다. 상기 권취온도가 500℃미만인 경우에는 항복강도가 너무 높아 냉간압연 시 압연부하가 증가하여 통판성 불량으로 폭 방향 두께 편차가 열위할 수 있고, 660℃초과인 경우에는 항복강도는 낮아 냉간압연시 형상 제어에는 유리하지만, 2차 스케일이 발생하여 조도 및 표면 광택도 등의 표면품질이 열위할 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 500~660℃인 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 520℃인 것이 보다 바람직하고, 540℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 640℃인 것이 보다 바람직하고, 620℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기와 같이 얻어지는 열연 전기강판을 산세/냉간압연/소둔하여 냉연 전기강판을 제조할 수 있다.
이 때, 상기 산세는 당해 기술분야에서 통상적으로 이용되는 모든 방법을 이용할 수 있으며, 본 발명에서는 상기 산세 방법에 대해서 특별히 한정하지 않는다. 아울러, 상기 산세된 열연강판을 냉간압연함에 있어, 상기 냉간압연 방법에 대해서도 특별히 한정하지 않는다.
이후, 상기 소둔된 냉연강판을 하기 [관계식 6]+30℃ 이상 1160℃이하에서 소둔 균열한다. 하기 관계식 6은 (Ti,Nb,V)(C) 석출온도 예측식이다. 상기 소둔 균열 온도가 (Ti,Nb,V)(C) 석출온도+30℃ 미만인 경우에는 석출물이 고용되지 않고 과다 석출되어 결정립 성장을 방해하여 철손이 열위할 수 있으며, 1160℃를 초과하는 경우에는 결정립 사이즈가 너무 조대화되어 자속밀도가 열위할 수 있다. 따라서, 상기 소둔 균열대 온도는 [관계식 6]+30℃ 이상 1160℃이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 소둔 균열대 온도의 하한은 [관계식 6]+35℃인 것이 보다 바람직하고, [관계식 6]+40℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 소둔 균열대 온도의 상한은 1140℃인 것이 보다 바람직하고, 1100℃인 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 소둔 균열시 라인 스피드(Line Speed)는 약 120mpm으로 할 수 있다.
[관계식 6] 12[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8]+861
(단, 상기 관계식 6에서 Ti, Nb, V, C 및 N의 함량은 중량%임.)
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예 1)
하기 표 1 및 2의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주-압연 직결 공정을 적용하여 하기 표 3 및 4에 기재된 제조조건으로 1.3mm 두께의 열연 전기강판으로 제조하고, 하기 표 4에 기재된 제조조건으로 냉간압연 및 소둔을 행하여 0.27mm 두께의 냉연 전기강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 냉연 전기강판에 대하여 미세조직, 스케일, 철손 및 광택도 편차를 측정한 후, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다.
미세조직은 광학현미경을 이용하여 관찰하였으며, 미재결정 조직의 면적 분율은 스트립의 단면에서 미재결정 조직이 차지하는 비율을 의미한다.
스케일 두께는 GDS(glow discharge spectrometer)를 이용하여 측정하였으며, Si 농화층의 깊이는 집속 이온 빔 가공관찰장비(FIB)를 이용하여 스케일 단면을 가공하고, 주사전자현미경(SEM)으로 조직을 촬영하여 확인하였다. 그리고 스케일에서 Fe 2O 3 분율은 X-ray 회절분석법(XRD)을 이용하여 측정하였다.
페라이트의 평균 결정립 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS)는 광학현미경을 이용하여 25배의 배율로 10군데를 랜덤(Random)으로 촬영한 후, Line-intercept 방법으로 측정한 평균값을 기재하였다.
고주파 철손은 시편에 대해 305mm×30mm 크기로 압연방향 3매, 압연수직방향 3매의 시편을 절단하여 Epstein tester로 측정한 후 평균값으로 구하였다. 고주파 철손(W10/400)은 400Hz주파수에서 1.0 Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 압연방향 직각방향의 평균 손실(W/kg)을 나타낸다.
광택도란 강판 표면의 광택 정도를 수치적으로 나타낸 것으로, Rhopoint IQ TM장치를 이용하여 측정한 것이고, 광택도 편차는 폭 방향으로 광택도 최소값과 최대값의 차이를 의미한다.
Figure PCTKR2019015937-appb-img-000001
Figure PCTKR2019015937-appb-img-000002
Figure PCTKR2019015937-appb-img-000003
Figure PCTKR2019015937-appb-img-000004
Figure PCTKR2019015937-appb-img-000005
상기 표 1 내지 5에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 관계식 1 내지 5 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 8의 경우에는 본 발명의 미재결정 조직 분율, 스케일 조건 및 페라이트 결정립 평균 크기를 만족할 뿐만 아니라, 철손 특성 및 광택도 편차가 우수한 수준임을 알 수 있다.
반면, 합금조성이나 관계식 1 내지 5 또는 제조조건 중 소둔조건을 만족하지 않는 비교예 1, 2, 4, 8 내지 12의 경우에는 고주파 철손 특성이 열위함을 알 수 있다.
한편, 비교예 3의 경우에는 본 발명이 제안하는 관계식 1의 범위를 초과함에 따라 통판성 불량으로 인해 판파단이 발생하여 강판을 제조하지 못하였다. 비교예 5 내지 7의 경우에는 본 발명이 제안하는 관계식 4 및 5의 조건을 만족하지 못함에 따라 통판성 불량으로 인해 판파단이 발생하여 냉연 전기강판을 제조하지 못하였다.
도 3은 발명예 1(냉연 전기강판)에 대한 복합 석출물의 투과현미경(레프리카 시편) 조직사진이고, 도 4는 비교예 10(냉연 전기강판)에 대한 복합 석출물의 투과현미경(레프리카 시편) 조직사진이다. 도 3 및 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명에서 제시한 Ti, Nb 및 V의 조성범위와 관련된 관계식 2 및 3을 만족하는 발명예 1의 경우에는 결정립계에 (Ti,Nb,V)C 석출물이 적은 수로 존재하나, 비교예 10은 관계식 2 및 3을 만족하지 않아 결정립계에 (Ti,Nb,V)C 석출물이 다량 존재하는 것을 확인할 수 있으며, 이는 결정립계 성장에 악영향을 미침을 예측할 수 있다.
(실시예 2)
상기 표 1 및 2에 기재된 강종 1의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주-압연 직결 공정을 적용하여 하기 표 6 및 7에 기재된 제조조건으로 1.3mm 및 1.8mm 두께의 열연 전기강판으로 제조하고, 하기 표 7에 기재된 제조조건으로 냉간압연 및 소둔을 행하여 0.27mm 두께의 냉연 전기강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 냉연 전기강판에 대하여 실시예 1과 같이 미세조직 및 철손을 측정한 후, 그 결과를 하기 표 8에 나타내었다.
Figure PCTKR2019015937-appb-img-000006
Figure PCTKR2019015937-appb-img-000007
Figure PCTKR2019015937-appb-img-000008
상기 표 6 내지 8에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 관계식 1 내지 5 및 제조조건을 만족하는 발명예 9의 경우에는 본 발명의 미재결정 조직 분율 및 페라이트 결정립 평균 크기를 만족할 뿐만 아니라, 철손 특성이 우수한 수준임을 알 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1 내지 5는 만족하나, 제조조건 중 윤활유 분사량이나 마무리 압연 조건을 만족하지 않는 비교예 13 내지 17의 경우에는 미재결정 조직 분율 및 페라이트 결정립 평균 크기를 만족하지 않을 뿐만 아니라, 고주파 철손 특성 또한 열위함을 알 수 있다.
도 5는 발명예 9(열연 전기강판)에 대한 광학현미경 조직사진이고, 도 6은 비교예 16(열연 전기강판)에 대한 광학현미경 조직사진이다. 도 5 및 6을 통해 알 수 있듯이, 발명예 9의 경우에는 비교예 16에 비하여 미재결정 조직이 적게 형성되어 있음을 확인할 수 있고, 이를 통해, 발명예 9는 비교예 16에 비하여 결정립 성장이 원활하여 상대적으로 높은 철손 저감 효과를 가질 것임을 예측할 수 있다.
(실시예 3)
상기 표 1 및 2에 기재된 강종 2의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주-압연 직결 공정을 적용하여 하기 표 9 및 10에 기재된 제조조건으로 1.3mm 두께의 열연 전기강판으로 제조하고, 하기 표 10에 기재된 제조조건으로 냉간압연 및 소둔을 행하여 0.27mm 두께의 냉연 전기강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 냉연 전기강판에 대하여 실시예 1과 같이 스케일 및 광택도 편차를 측정한 후, 그 결과를 하기 표 11에 나타내었다.
Figure PCTKR2019015937-appb-img-000009
Figure PCTKR2019015937-appb-img-000010
Figure PCTKR2019015937-appb-img-000011
상기 표 9 내지 11에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 관계식 1 내지 5 및 제조조건을 만족하는 발명예 10 및 11의 경우에는 본 발명의 스케일 조건을 만족할 뿐만 아니라, 광택도 편차가 우수한 수준임을 알 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 합금조성과 관계식 1 내지 5는 만족하나, 제조조건 중 냉각수 분사 압력이나 바 가열 온도 또는 시간을 만족하지 않는 비교예 18 내지 21의 경우에는 본 발명이 제안하는 스케일 조건을 만족하지 않을 뿐만 아니라, 광택도 편차 또한 열위하여 표면품질이 낮은 수준임을 알 수 있다.
도 7은 발명예 10(열연 전기강판)에 대한 스케일 단면의 전자현미경(SEM) 조직사진이고, 도 8은 비교예 20(열연 전기강판)에 대한 스케일 단면의 전자현미경(SEM) 조직사진이다. 도 7 및 8을 통해 알 수 있듯이, 발명예 10의 경우에는 비교예 20에 비하여 스케일과 소지철 사이의 Si 농화층 두께가 얇은 것을 확인할 수 있고, 이를 통해, 발명예 10은 비교예 20에 비하여 양호한 산세성을 확보하여 최종적으로 얻어지는 제품의 표면 품질이 우수할 것임을 예측할 수 있다.
[부호의 설명]
a: 슬라브 b: 바
c: 스트립
100: 연속주조기 200, 200': 가열기
300: RSB(Roughing Mill Scale Breaker, 조압연 스케일 브레이커)
400: 조압연기
500: FSB(Fishing Mill Scale Breaker, 마무리 압연 스케일 브레이커)
600: 마무리 압연기 700: 런아웃 테이블
800: 고속전단기 900: 권취기

Claims (25)

  1. 중량%로, C: 0.0005~0.0060%, Si: 2.6∼3.8％, Mn: 0.05~2.0%, Al: 0.05~2.0%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.30%, S: 0.0002~0.005%, Ti: 0.0002~0.01%, Nb: 0.0002~0.01%, V: 0.0002~0.01%, N: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 내지 5를 만족하며,
    미재결정 조직이 30~80면적%인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판.
    [관계식 1] 3.5 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P] ≤ 6.0
    [관계식 2] 1.0 ≤ [(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)]×10 8 ≤ 5.0
    [관계식 3] 0.85 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8] ≤ 4.5
    [관계식 4] 3.8 ≤ [Si+100P] ≤ 8.0
    [관계식 5] 0.55 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[Si+100P] ≤ 1.35
    (상기 관계식 1 내지 5에서 Si, Al, Mn, Sn, P, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량은 중량%임.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연 전기강판은 트램프 원소로서 Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge, Ca 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2중량% 이하의 범위로 포함하는 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연 전기강판은 스케일 두께가 7㎛ 이하인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연 전기강판은 스케일 중 Fe 2O 3가 75면적% 이하인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연 전기강판은 스케일과 소지철 사이의 Si 농화층 두께가 1.4㎛ 이하인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연 전기강판은 두께가 0.6~1.6mm인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판.
  7. 중량%로, C: 0.0005~0.0060%, Si: 2.6∼3.8％, Mn: 0.05~2.0%, Al: 0.05~2.0%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.30%, S: 0.0002~0.005%, Ti: 0.0002~0.01%, Nb: 0.0002~0.01%, V: 0.0002~0.01%, N: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 내지 5를 만족하며,
    페라이트 결정립 평균 크기가 70~100㎛인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 냉연 전기강판.
    [관계식 1] 3.5 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P] ≤ 6.0
    [관계식 2] 1.0 ≤ [(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)]×10 8 ≤ 5.0
    [관계식 3] 0.85 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8] ≤ 4.5
    [관계식 4] 3.8 ≤ [Si+100P] ≤ 8.0
    [관계식 5] 0.55 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[Si+100P] ≤ 1.35
    (상기 관계식 1 내지 5에서 Si, Al, Mn, Sn, P, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량은 중량%임.)
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 냉연 전기강판은 트램프 원소로서 Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge, Ca 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2중량% 이하의 범위로 포함하는 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 냉연 전기강판.
  9. 청구항 7에 있어서,
    상기 냉연 전기강판은 두께가 0.10~0.32mm인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 냉연 전기강판.
  10. 청구항 7에 있어서,
    상기 냉연 전기강판은 고주파 철손(W10/400)이 10.5~13.5 W/kg이고, 폭 방향 광택도 편차가 8 이하인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 냉연 전기강판.
  11. 중량%로, C: 0.0005~0.0060%, Si: 2.6∼3.8％, Mn: 0.05~2.0%, Al: 0.05~2.0%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.30%, S: 0.0002~0.005%, Ti: 0.0002~0.01%, Nb: 0.0002~0.01%, V: 0.0002~0.01%, N: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 5를 만족하는 용강을 연속 주조하여 박 슬라브를 얻는 단계;
    상기 박 슬라브에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계;
    상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계;
    상기 바를 가열하는 단계;
    상기 가열된 바에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계;
    상기 스케일이 제거된 바의 표면에 1m²당 10~60ℓ/min의 윤활유를 분사하는 단계;
    상기 윤활유가 분사된 바를 마무리 압연하되, 첫번째 압연기의 입측온도가 900~1200℃가 되도록 하고, 마지막 압연기의 입측온도가 700~900℃가 되도록 하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 권취하는 단계를 포함하며,
    상기 각 단계는 연속주조-압연 직결공정을 통해 연속적으로 행해지는 것을 특징으로 하는 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
    [관계식 1] 3.5 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P] ≤ 6.0
    [관계식 2] 1.0 ≤ [(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)]×10 8 ≤ 5.0
    [관계식 3] 0.85 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8] ≤ 4.5
    [관계식 4] 3.8 ≤ [Si+100P] ≤ 8.0
    [관계식 5] 0.55 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[Si+100P] ≤ 1.35
    (상기 관계식 1 내지 5에서 Si, Al, Mn, Sn, P, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량은 중량%임.)
  12. 청구항 11에 있어서,
    상기 용강은 트램프 원소로서 Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge, Ca 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2중량% 이하의 범위로 포함하는 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
  13. 청구항 11에 있어서,
    상기 연속 주조시 주조속도는 4.0~7.5mpm(m/min)인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
  14. 청구항 11에 있어서,
    상기 박 슬라브는 두께가 75~125mm인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
  15. 청구항 11에 있어서,
    상기 박 슬라브에 냉각수 분사시, 냉각수 분사 압력은 50~350bar인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
  16. 청구항 11에 있어서,
    상기 조압연시 조압연 입측 온도는 1000~1200℃인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
  17. 청구항 11에 있어서,
    상기 조압연시 조압연 출측 온도는 900℃ 이상인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
  18. 청구항 11에 있어서,
    상기 바의 가열은 1000~1200℃의 범위로 0.1~1.2초 동안 행하여지는 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
  19. 청구항 11에 있어서,
    상기 바에 냉각수 분사시, 냉각수 분사 압력은 50~250bar인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
  20. 청구항 11에 있어서,
    상기 첫번째 압연기에서의 압하율은 35~70%인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
  21. 청구항 11에 있어서,
    상기 마지막 압연기에서의 압하율은 8~24%인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
  22. 청구항 11에 있어서,
    상기 마지막 압연기에서의 평균 통판속도는 250~750mpm(m/min)인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
  23. 청구항 11에 있어서,
    상기 권취시 권취온도는 500~660℃인 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
  24. 중량%로, C: 0.0005~0.0060%, Si: 2.6∼3.8％, Mn: 0.05~2.0%, Al: 0.05~2.0%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.30%, S: 0.0002~0.005%, Ti: 0.0002~0.01%, Nb: 0.0002~0.01%, V: 0.0002~0.01%, N: 0.0005~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 5를 만족하는 용강을 연속 주조하여 박 슬라브를 얻는 단계;
    상기 박 슬라브에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계;
    상기 스케일이 제거된 박 슬라브를 조압연하여 바(Bar)를 얻는 단계;
    상기 바를 가열하는 단계;
    상기 가열된 바에 냉각수를 분사하여 스케일을 제거하는 단계;
    상기 스케일이 제거된 바의 표면에 1m²당 10~60ℓ/min의 윤활유를 분사하는 단계;
    상기 윤활유가 분사된 바를 마무리 압연하되, 첫번째 압연기의 입측온도가 900~1200℃가 되도록 하고, 마지막 압연기의 입측온도가 700~900℃가 되도록 하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
    상기 냉연강판을 하기 [관계식 6]+30℃ 이상 1160℃이하에서 소둔 균열하는 단계를 포함하며,
    상기 각 단계는 연속주조-압연 직결공정을 통해 연속적으로 행해지는 것을 특징으로 하는 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 열연 전기강판의 제조방법.
    [관계식 1] 3.5 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P] ≤ 6.0
    [관계식 2] 1.0 ≤ [(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)]×10 8 ≤ 5.0
    [관계식 3] 0.85 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8] ≤ 4.5
    [관계식 4] 3.8 ≤ [Si+100P] ≤ 8.0
    [관계식 5] 0.55 ≤ [Si+Al+(Mn+Sn)/2+5P]/[Si+100P] ≤ 1.35
    [관계식 6] 12[(Ti/48+Nb/93+V/51)(C/12+N/14)×10 8]+861
    (상기 관계식 1 내지 6에서 Si, Al, Mn, Sn, P, Ti, Nb, V, C 및 N의 함량은 중량%임.)
  25. 청구항 24에 있어서,
    상기 용강은 트램프 원소로서 Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge, Ca 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2중량% 이하의 범위로 포함하는 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 냉연 전기강판의 제조방법.
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