WO2022139335A1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2022139335A1
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구주영
김승일
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Definitions

  • One embodiment of the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the same. Specifically, one embodiment of the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet that appropriately adds Mo, Ti, and Nb, and suppresses the formation of fine carbonitrides through bubbling during the manufacturing process of molten steel, and a manufacturing method thereof. As a result, the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the same, which improve the magnetic properties by improving the cleanliness of the steel to facilitate the movement of magnetic domain walls.
  • An embodiment of the present invention provides a non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the same. More specifically, in one embodiment of the present invention, Mo, Ti, and Nb are appropriately added, and a non-oriented electrical steel sheet for suppressing the formation of fine carbonitrides through bubbling during the manufacturing process of molten steel and a manufacturing method thereof are provided.
  • Non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention by weight%, Si: 2.0 to 3.8%, Al: 0.1 to 2.5%, Mn: 0.1 to 2.5%, Mo: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.0010 to 0.0050 %, Nb: 0.0010 to 0.0050%, C: 0.0020 to 0.0060%, and N: 0.0010 to 0.0050%, including the remainder Fe and unavoidable impurities, and satisfies Formula 1 below.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a density of at least one of carbides, nitrides and carbonitrides having a particle diameter of 0.1 ⁇ m or less, 100 pieces/mm 2 or less.
  • the total amount of Ti, Nb, C and N may be 0.003 to 0.015 wt%.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include at least one of Sn: 0.015 to 0.1 wt%, Sb: 0.015 to 0.1 wt%, and P: 0.005 to 0.05 wt%.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is Cu: 0.01% by weight or less, S: 0.005% by weight or less, B: 0.002% by weight or less, Mg: 0.005% by weight or less, and Zr: 0.005% by weight or less. More may be included.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a specific resistance of 50 ⁇ cm or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have an average grain size of 50 to 100 ⁇ m.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a magnetic permeability of 5000 or more at 30A/m.
  • the non-oriented electrical steel sheet manufacturing method is, by weight, Si: 2.0 to 3.8%, Al: 0.1 to 2.5%, Mn: 0.1 to 2.5%, Mo: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.0010 to 0.0050%, Nb: 0.0010 to 0.0050%, C: 0.0020 to 0.0060%, and N: 0.0010 to 0.0050%, including the remainder Fe and unavoidable impurities, preparing molten steel satisfying the following formula 1; bubbling the molten steel for 5 to 10 minutes; manufacturing a slab by continuously casting molten steel; preparing a hot-rolled sheet by hot-rolling the slab; Cold-rolling the hot-rolled sheet to manufacture a cold-rolled sheet and final annealing of the cold-rolled sheet.
  • Inert gas can be used for bubbling at a flow rate of 5 Nm 3 or higher.
  • the grain growth rate calculated by the following formula 2 may be 10 to 15.
  • Grain growth property Cracking temperature in the final annealing stage (°C) ⁇ Cracking time in the final annealing stage (min) / Average grain size ( ⁇ m)
  • Mo is added at a certain ratio of Ti and Nb to suppress the formation of fine carbonitrides to improve the cleanliness in the steel, thereby facilitating movement of the magnetic domain walls, thereby improving magnetization properties. Due to this, the initial permeability is improved, so it is effective for iron loss in the high frequency region. Therefore, it contributes to manufacturing eco-friendly automobile motors, high-efficiency home appliance motors, and super premium electric motors by providing the technology to manufacture non-oriented electrical steel sheets suitable for high-speed rotation.
  • first, second and third etc. are used to describe, but are not limited to, various parts, components, regions, layers and/or sections. These terms are used only to distinguish one part, component, region, layer or section from another part, component, region, layer or section. Accordingly, a first part, component, region, layer or section described below may be referred to as a second part, component, region, layer or section without departing from the scope of the present invention.
  • % means weight %, and 1 ppm is 0.0001 weight %.
  • the meaning of further including the additional element means that the remaining iron (Fe) is included by replacing the additional amount of the additional element.
  • Non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention by weight%, Si: 2.0 to 3.8%, Al: 0.1 to 2.5%, Mn: 0.1 to 2.5%, Mo: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.0010 to 0.0050 %, Nb: 0.0010 to 0.0050%, C: 0.0020 to 0.0060% and N: 0.0010 to 0.0050%, and the remainder Fe and unavoidable impurities.
  • Si serves to increase the resistivity of the material and lower the iron loss. When too little Si is added, the effect of improving iron loss may be insufficient. If Si is added too much, the hardness of the material may increase, and thus productivity and punchability may be deteriorated. Accordingly, Si may be included in an amount of 2.0 to 3.8 wt%. More specifically, it may include 2.3 to 3.7 wt%. More specifically, it may include 3.5 to 3.3 wt%.
  • Aluminum (Al) serves to increase the resistivity of the material and lower the iron loss. If too little Al is added, it may be difficult to obtain a magnetic improvement effect because fine nitride is not formed or the surface oxide layer is not densely formed. When Al is added too much, nitride is formed excessively, which deteriorates magnetism, and causes problems in all processes such as steelmaking and continuous casting, which can greatly reduce productivity. Accordingly, it may contain 0.1 to 2.5% by weight of Al. More specifically, it may contain 0.2 to 2.0 wt%. More specifically, it may contain 0.5 to 1.5 wt%.
  • Mn Manganese
  • MnS Manganese
  • Mn may be included in an amount of 0.1 to 2.5% by weight. More specifically, it may include 0.15 to 2.0 wt%. More specifically, it may contain 0.2 to 1.5 wt%.
  • Molybdenum (Mo) is completely dissolved by reacting with Nb and Ti to suppress the formation of (Nb, Ti)C,N and to coarsen carbonitrides to reduce the distribution density. If too little Mo is added, complete solutionization may not be achieved, and the ability to inhibit the formation of carbide nitrides may be reduced. If too much Mo is added, a Si compound may be formed in the steel sheet to suppress grain growth of the entire steel sheet, resulting in inferior magnetism. Accordingly, it may contain 0.01 to 0.08 wt% of Mo. More specifically, it may contain 0.02 to 0.07 wt%. More specifically, it may include 0.03 to 0.05 wt%.
  • Niobium (Nb) and titanium (Ti) combine with C and N to form fine carbides and nitrides, so each should be limited to 0.0050% or less.
  • Mo when Mo is added, it is combined with it and completely dissolved, or exists in the form of coarse carbonitride, thereby reducing the role of inhibiting magnetic domain wall movement.
  • Mo when Mo is added, it is necessary to add 0.0010% by weight or more, respectively, in order to suppress the formation of the Si compound.
  • Nb and Ti may each contain 0.0010 to 0.0050 wt%. More specifically, it may contain 0.0015 to 0.0040 wt%, respectively. More specifically, it may contain 0.0020 to 0.0040 wt%, respectively.
  • Carbon (C) causes magnetic aging and combines with Ti, Nb, etc. to form carbides, thereby deteriorating magnetic properties.
  • the formation of carbides was maximally suppressed through bubbling during the steelmaking process together with the addition of Mo, and even if it contains 0.0020 wt% or more, the magnetic properties are not significantly affected.
  • the additional cost of the decarburization process is too large, which may cause a cost increase problem.
  • C may be included in an amount of 0.0020 to 0.0060% by weight. More specifically, it may include 0.0025 to 0.0050 wt%. More specifically, it may include 0.0025 to 0.0040 wt%.
  • N Nitrogen (N) not only forms fine AlN precipitates inside the base material, but also forms fine nitrides by combining with Ti, Nb, etc. to suppress grain growth and deteriorate iron loss.
  • the formation of carbides is maximally suppressed through bubbling during the steelmaking process with the addition of Mo, and even if it contains 0.0010 wt% or more, the magnetic properties are not significantly affected.
  • management costs such as the purity of molten steel alloy and the purity of molten iron are too high, which may cause a cost increase problem.
  • N may be included in an amount of 0.0010 to 0.0050% by weight. More specifically, it may include 0.0015 to 0.0045% by weight. More specifically, it may include 0.0015 to 0.0040 wt%.
  • Ti+Nb+C+N 0.0030 to 0.0150 wt%
  • the upper limit of the total amount can be limited to 0.015 wt%.
  • the lower limit may be limited to 0.003 wt% in order to inhibit the formation of intermetallic compounds by reacting Mo with Si. More specifically, the total amount of Ti, Nb, C and N may be 0.0050 to 0.0150 wt%.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention satisfies Equation 1 below.
  • Equation 1 When Equation 1 is satisfied, the formation of fine carbonitrides can be minimized. That is, within the range of 0.020 to 0.050, the formation of fine carbonitrides is suppressed and the distribution density of the carbonitride is minimized, so that it can be managed in this range. More specifically, the value of Equation 1 may be 0.030 to 0.060.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include at least one of Sn: 0.015 to 0.1 wt%, Sb: 0.015 to 0.1 wt%, and P: 0.005 to 0.05 wt%.
  • Tin (Sn) and antimony (Sb) segregate on the surface and grain boundaries of the steel sheet to suppress surface oxidation during annealing, prevent diffusion of elements through grain boundaries, and interfere with recrystallization of ⁇ 111 ⁇ //ND orientations to form a texture plays a role in improving
  • Sn and Sb may further include 0.015 to 0.100 wt%, respectively. More specifically, each of 0.020 to 0.075% by weight may be further included.
  • Phosphorus (P) segregates on the surface and grain boundaries of the steel sheet to suppress surface oxidation during annealing, interferes with the diffusion of elements through grain boundaries, and improves texture by preventing recrystallization of ⁇ 111 ⁇ //ND orientation do. If too little P is added, the effect may not be sufficient. If too much P is added, the hot working properties may be deteriorated, and productivity may be lowered compared to the improvement of the magnetic field. Accordingly, it may further include 0.005 to 0.050 wt% of P. More specifically, it may further include 0.007 to 0.045 wt% of P.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is Cu: 0.01% by weight or less, S: 0.005% by weight or less, B: 0.002% by weight or less, Mg: 0.005% by weight or less, and Zr: 0.005% by weight or less. More may be included.
  • Copper (Cu) is an element capable of forming sulfides at high temperatures, and when added in a large amount, it is an element that causes defects in the surface during the manufacture of slabs. Accordingly, when Cu is further included, it may be included in an amount of 0.01 wt% or less. More specifically, it may include 0.001 to 0.01 wt%.
  • S Sulfur
  • MnS, CuS, and (Mn, Cu)S Sulfur (S) forms fine precipitates MnS, CuS, and (Mn, Cu)S to deteriorate magnetic properties and deteriorate hot workability, so it is better to keep it low. Therefore, when it further includes S, it may be included in an amount of 0.005% by weight or less. More specifically, it may include 0.0001 to 0.005 wt%. More specifically, it may include 0.0005 to 0.0035 wt%.
  • Mg, and Zr may be further included in each of the above-described ranges as elements that adversely affect magnetism.
  • the balance contains Fe and unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities are impurities mixed in during the steel making step and the manufacturing process of the grain-oriented electrical steel sheet, which are widely known in the relevant field, and thus a detailed description thereof will be omitted.
  • the addition of elements other than the alloy components described above is not excluded, and may be included in various ways within the scope of not impairing the technical spirit of the present invention. When additional elements are included, they are included by replacing the remainder of Fe.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a density of at least one of carbides, nitrides and carbonitrides having a particle diameter of 0.1 ⁇ m or less, 100 pieces/mm 2 or less.
  • the carbonitride particle size may be 0.02 ⁇ m. Carbonitrides smaller than the above-mentioned particle diameter may not have a substantial effect on magnetism.
  • the particle size may mean a particle size of a circle assuming an imaginary circle having the same area as the area of the carbonitride when the steel sheet is observed.
  • the measurement surface of the carbonitride may be a cross-section (TD surface) in the vertical direction of rolling. Carbonitrides can be observed using SEM.
  • the density of carbonitrides may be 100/mm 2 . More specifically, it may be 50 to 100 pieces/mm 2 .
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a specific resistance of 50 ⁇ cm or more. More specifically, it may be 53 ⁇ cm or more. More specifically, it may be 58 ⁇ cm or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but may be 100 ⁇ cm or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention has improved magnetic permeability and is suitable for high-speed rotation. As a result, when applied to the motor of an eco-friendly vehicle, it can contribute to improving the mileage.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a magnetic permeability of 5000 or more at 30A/m.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have an average grain size of 50 to 100 ⁇ m. High-frequency iron loss is excellent in the above range. More specifically, the average grain size may be 75 to 95 ⁇ m.
  • the iron loss (W 10/400 ) of the non-oriented electrical steel sheet may be 12.5 W/kg or less, and the magnetic flux density (B 50 ) may be 1.65T or more.
  • the iron loss (W 10/400 ) is the iron loss when a magnetic flux density of 1.0T is induced at a frequency of 400HZ.
  • the magnetic flux density (B 50 ) is the magnetic flux density induced in a magnetic field of 5000 A/m. More specifically, the iron loss (W 10/400 ) of the non-oriented electrical steel sheet is 11.0 to 12.5 W/kg, the magnetic flux density (B 50 ) may be 1.65 to 1.70T.
  • a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention comprises the steps of manufacturing molten steel; bubbling the molten steel for 5 to 10 minutes; manufacturing a slab by continuously casting molten steel; preparing a hot-rolled sheet by hot-rolling the slab; It includes the steps of manufacturing a cold-rolled sheet by cold-rolling the hot-rolled sheet and final annealing of the cold-rolled sheet.
  • the alloy composition of the molten steel has been described in the alloy composition of the non-oriented electrical steel sheet, the overlapping description will be omitted. Since the alloy composition is not substantially changed in the manufacturing process of the non-oriented electrical steel sheet, the alloy composition of the non-oriented electrical steel sheet and the molten steel is substantially the same.
  • molten steel is, by weight, Si: 2.0 to 3.8%, Al: 0.1 to 2.5%, Mn: 0.1 to 2.5%, Mo: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.0010 to 0.0050%, Nb: 0.0010 to 0.0050%, C: 0.0020 to 0.0060% and N: 0.0010 to 0.0050%, including the balance Fe and unavoidable impurities, the following formula 1 may be satisfied.
  • the manufacturing process of molten steel may be performed by a process known in the art.
  • Mo , Ti and Nb which are the main elements in an embodiment of the present invention, can be adjusted by adding Mo, ferroalloy Ti, ferroalloy Nb, and the like.
  • the molten steel is bubbled for 5 to 10 minutes.
  • the bubbling at this time is bubbling after all alloy components are adjusted by adding raw materials such as Mo ferroalloy, Ti ferroalloy, and Nb ferroalloy, and is distinguished from bubbling in the deoxidation or desulfurization process.
  • the existing molten steel manufacturing process such as deoxidation or desulfurization process in terms of bubbling after addition of raw materials such as Mo alloy, Ti alloy iron, and Nb alloy iron, using an inert gas, and input at a flow rate of 5Nm 3 or more It can be distinguished from the bubbling of
  • the inert gas may be Ar gas.
  • the flow rate may be 5 to 15Nm 3 .
  • Bubbling may be performed for 5 to 10 minutes. By bubbling, Mo fully reacts with Ti and Nb to form a complete solution, and the density of carbonitrides in the final manufactured electrical steel sheet can be minimized. If the bubbling time is too short, the above-mentioned bubbling effect may be small. Even if the bubbling time is longer, it is difficult for Mo to react with Ti and Nb any more, and a problem may occur in terms of cost increase due to a decrease in productivity.
  • a slab is manufactured by continuously casting molten steel.
  • the slab manufacturing process may be performed by a process known in the art.
  • the slab may be heated. Specifically, the slab can be charged to a heating furnace and heated to a temperature of 1,100°C or higher and 1,250°C or lower. If the heating temperature of the slab is too high, precipitates such as AlN, MnS, etc. present in the slab are re-dissolved and then finely precipitated during hot rolling and annealing to suppress grain growth and reduce magnetism.
  • a hot-rolled sheet is manufactured by hot-rolling the slab.
  • the thickness of the hot-rolled sheet may be 2 to 2.3 mm.
  • the finish rolling temperature may be 800° C. or higher. Specifically, it may be 800 to 1000 °C.
  • the hot-rolled sheet may be wound at a temperature of 700° C. or less.
  • the step of annealing the hot-rolled sheet may be further included.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature may be 850 to 1150 °C. If the hot-rolled sheet annealing temperature is too low, the structure does not grow or grows fine, so it is not easy to obtain a texture advantageous for magnetism during annealing after cold rolling. If the annealing temperature is too high, magnetic crystal grains may grow excessively and surface defects of the plate may become excessive.
  • the annealing of the hot-rolled sheet is performed to increase the orientation favorable to magnetism, if necessary, and may be omitted.
  • the annealed hot-rolled sheet can be pickled. More specifically, the hot-rolled sheet annealing temperature may be 950 to 1150 °C.
  • the hot-rolled sheet is cold-rolled to manufacture a cold-rolled sheet.
  • the reduction may be performed by adjusting the reduction ratio to 70 to 85%.
  • the cold rolling step may include one cold rolling step or two or more cold rolling steps with an intermediate annealing therebetween.
  • the intermediate annealing temperature may be 850 to 1150 °C.
  • the cold-rolled sheet is final annealed.
  • the annealing temperature is not particularly limited as long as it is a temperature typically applied to the non-oriented electrical steel sheet. Since the iron loss of the non-oriented electrical steel sheet is closely related to the grain size, it is suitable if it is 8500 to 1000°C.
  • the annealing time may be short-time annealing in 100 seconds or less.
  • the average grain size may be 50 to 100 ⁇ m, and all (ie, 99% or more) of the processed structure formed in the previous cold rolling step may be recrystallized.
  • an insulating film may be formed.
  • the insulating film may be treated with an organic, inorganic, and organic/inorganic composite film, and may be treated with other insulating film materials.
  • Table 1 S: Molten steel was prepared with components including 0.002 wt% and the remainder Fe and unavoidable impurities.
  • Ar was introduced at a flow rate of 10Nm 3 and bubbled to prepare a slab.
  • the slab was heated to 1,150° C. and hot-finish rolled at 850° C. to prepare a hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm.
  • the hot-rolled hot-rolled sheet was annealed at 1,100°C for 4 minutes and then pickled. Then, after cold rolling to a thickness of 0.25 mm, and final annealing at each temperature shown in Table 2, a non-oriented electrical steel sheet was manufactured.
  • the initial permeability of 30 A/m was determined as the average value in the rolling and vertical directions by cutting a specimen of 60 mm in width ⁇ 60 mm in length ⁇ 5 sheets using a single sheet tester, and summarized in Table 2 below.
  • the carbonitride density was summarized by observing the number of carbonitrides having a particle diameter of 0.1 ⁇ m or less on the TD surface of the specimen by SEM.
  • the average grain size was observed with an electron microscope, and the results are summarized in Table 2 below.
  • the grain growth properties are summarized in Table 2 below by calculating the cracking temperature (°C) of the final annealing step ⁇ the cracking time (min) of the final annealing step/average grain size ( ⁇ m).
  • steel type 4 is added in excess with Mo, does not satisfy Equation 1, Mo forms a compound with Si, a large amount of fine carbonitride is formed, and magnetic permeability and magnetism are inferior.
  • Equation 1 In steel grades 5 and 6, too little Mo is added, and it can be seen that Equation 1 is not satisfied, carbonitrides are formed in large amounts, and magnetic permeability and magnetism are inferior.
  • steel grades 10 to 12 do not satisfy Equation 1, so that a large amount of carbonitride is formed, and magnetic permeability and magnetism are poor.
  • steel type 14 contains an excess of N, a large amount of carbonitride is formed, and poor permeability and magnetism.
  • steel type 15 contains a small amount of Nb and C, a large amount of Mo-Si compound is formed, a large amount of fine carbonitride is formed, and poor magnetic permeability and magnetism.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, Si : 2.0 내지 3.8%, Al: 0.1 내지 2.5%, Mn: 0.1 내지 2.5%, Mo: 0.01 내지 0.08%, Ti: 0.0010 내지 0.0050%, Nb: 0.0010 내지 0.0050%, C:0.0020 내지 0.0060% 및 N:0.0010 내지 0.0050% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

Description

무방향성 전기강판 및 그 제조방법
본 발명의 일 실시예는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 구체적으로 본 발명의 일 실시예는 Mo, Ti, Nb를 적절히 첨가하고, 용강 제조 과정에서 버블링을 통해 미세한 탄질화물 형성을 억제하는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 결과적으로 강내 청정도를 개선하여 자벽이동을 용이하게 하여 자화특성을 개선하는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
에너지 절약, 미세먼지 발생저감 및 온실가스 저감등 지구환경 개선을 위해 전기에너지의 효율적인 사용이 큰 이슈가 되고 있다. 현재 발전되는 전체 전기에너지의 50%이상이 전동기에서 소비되고 있기 때문에 전기의 효율적인 사용을 위해서는 전동기의 고효율화가 반드시 필요한 실정이다. 최근, 친환경 자동차(하이브리드, 플러그인하이브리드, 전기차, 연료전지차) 분야가 급격히 발전함에 따라 고효율 구동모터에 대한 관심이 급증하고 있으며, 아울러 가전용 고효율 모터, 중전기용 슈퍼프리미엄 모터등 고효율화에 대한 인식 및 정부 규제가 지속되고 있어 효율적인 전기에너지 사용을 위한 요구가 그 어느 때 보다 높다고 할 수 있다.
한편, 전동기의 고효율화를 위해서는 소재의 선택부터 설계, 조립, 제어에 이르기까지 모든 영역에서 최적화가 매우 중요하다. 특히 소재측면에서는 전기강판의 자성특성이 가장 중요하여, 저철손 및 고자속 밀도에 대한 요구가 높다. 상용주파수 영역뿐만 아니라 고주파 영역에서도 구동해야 하는 자동차 구동모터나 에어컨 컴프레셔용 모터는 고주파 저철손 특성이 아주 중요하다. 이러한 고주파 저철손 특성을 얻기 위해서는 초기 투자율을 개선하는 것이 중요하며, 이는 적은 자화력하에서도 자화가 빨리 되므로 고주파 저철손을 얻기 위해서는 필수적인 특성이다.
이러한 전기강판은 제조과정에서 Si, Al, Mn과 같은 비저항원소를 다량 첨가해야 하고, 강판 내부에 존재하는 개재물 및 미세 석출물을 적극 제어하여 이들이 자벽 이동을 방해하지 못하도록 해야 한다. 하지만, 개재물 및 미세 석출물 제어를 위해서 불순물 원소인 C, S, N, Ti, Nb, V등과 같은 원소를 제강에서 극저로 정제하려면 고급 원료를 사용해야 하며, 아울러 2차 정련에 많은 시간이 걸려 생산성이 떨어지는 문제점이 있다. 따라서, Si, Al, Mn과 같은 비저항 원소의 다량 첨가방법 및 불순물 원소의 극저 제어를 위한 연구가 이루어지고 있지만, 이에 대한 실질적인 적용 결과는 미미한 수준이다.
본 발명의 일 실시예에서는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 더욱 구체적으로 본 발명의 일 실시예에서는 Mo, Ti, Nb를 적절히 첨가하고, 용강 제조 과정에서 버블링을 통해 미세한 탄질화물 형성을 억제하는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, Si : 2.0 내지 3.8%, Al: 0.1 내지 2.5%, Mn: 0.1 내지 2.5%, Mo: 0.01 내지 0.08%, Ti: 0.0010 내지 0.0050%, Nb: 0.0010 내지 0.0050%, C:0.0020 내지 0.0060% 및 N:0.0010 내지 0.0050% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족한다.
[식 1]
0.02 ≤ ([Ti]+[Nb])×[Mo]/([C]+[N]) ≤ 0.05
(식 1에서, [Ti], [Nb], [Mo], [C] 및 [N]은 각각 Ti, Nb, Mo, C 및 N의 함량(중량%)를 나타낸다.)
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 0.1㎛이하의 입경을 갖는 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1종 이상의 밀도가 100개/mm2 이하 일 수 있다.
Ti, Nb, C 및 N의 합량이 0.003 내지 0.015 중량% 일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 Sn : 0.015 내지 0.1 중량%, Sb: 0.015 내지 0.1 중량% 및 P : 0.005 내지 0.05 중량% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 Cu: 0.01 중량% 이하, S: 0.005 중량% 이하, B : 0.002 중량% 이하, Mg : 0.005 중량% 이하 및 Zr : 0.005 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 비저항이 50μΩ·㎝ 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 평균 결정립경이 50 내지 100㎛일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 30A/m에서의 투자율이 5000이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판 제조 방법은 중량%로, Si : 2.0 내지 3.8%, Al: 0.1 내지 2.5%, Mn: 0.1 내지 2.5%, Mo: 0.01 내지 0.08%, Ti: 0.0010 내지 0.0050%, Nb: 0.0010 내지 0.0050%, C:0.0020 내지 0.0060% 및 N:0.0010 내지 0.0050% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 용강을 제조하는 단계; 용강을 5 내지 10분 동안 버블링하는 단계; 용강을 연속 주조하여 슬라브를 제조하는 단계; 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계 및 냉연판을 최종 소둔하는 단계를 포함한다.
[식 1]
0.02 ≤ ([Ti]+[Nb])×[Mo]/([C]+[N]) ≤ 0.05
(식 1에서, [Ti], [Nb], [Mo], [C] 및 [N]은 각각 Ti, Nb, Mo, C 및 N의 함량(중량%)를 나타낸다.)
불활성 기체를 사용하여 5Nm3이상의 유량으로 버블링 할 수 있다.
하기 식 2로 계산되는 결정립 성장성이 10 내지 15일 수 있다.
[식 2]
결정립 성장성 = 최종 소둔 단계의 균열 온도(℃) × 최종 소둔 단계의 균열 시간(분) / 평균 결정립경(㎛)
본 발명의 일 실시예에 따르면, Mo을 Ti, Nb의 일정비율로 첨가하여 미세한 탄질화물의 형성을 억제하여 강내 청정도를 개선하여 자벽이동을 용이하게 되어 자화특성이 개선된다. 이로 인하여 초기투자율이 개선되므로 고주파영역의 철손에도 효과가 좋다. 따라서 고속회전에 적합한 무방향성 전기강판을 제조할 수 있는 기술을 제공하여 친환경 자동차용 모터, 고효율 가전용 모터, 슈퍼프리미엄급 전동기를 제조할 수 있도록 기여한다.
제1, 제2 및 제3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분, 영역, 층 및/또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션을 다른 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
어느 부분이 다른 부분의 "위에" 또는 "상에" 있다고 언급하는 경우, 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 그 사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
또한, 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미하며, 1ppm 은 0.0001중량%이다.
본 발명의 일 실시예에서 추가 원소를 더 포함하는 것의 의미는 추가 원소의 추가량 만큼 잔부인 철(Fe)을 대체하여 포함하는 것을 의미한다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, Si : 2.0 내지 3.8%, Al: 0.1 내지 2.5%, Mn: 0.1 내지 2.5%, Mo: 0.01 내지 0.08%, Ti: 0.0010 내지 0.0050%, Nb: 0.0010 내지 0.0050%, C:0.0020 내지 0.0060% 및 N:0.0010 내지 0.0050% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하에서는 무방향성 전기강판의 성분 한정의 이유부터 설명한다.
Si: 2.00 내지 3.80 중량%
실리콘(Si)은 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추어주는 역할을 한다. Si가 너무 적게 첨가될 경우 철손 개선 효과가 부족할 수 있다. Si를 너무 많이 첨가할 경우, 재료의 경도가 상승하여 생산성 및 타발성이 열위해 질 수 있다. 따라서, Si를 2.0 내지 3.8 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 2.3 내지 3.7 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 3.5 내지 3.3 중량% 포함할 수 있다.
Al: 0.10 내지 2.50 중량%
알루미늄(Al)은 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추는 역할을 한다. Al이 너무 적게 첨가될 경우 미세 질화물을 형성되거나 표층부 산화층이 치밀하게 생성되지 못하여 자성 개선 효과를 얻기 어려울 수 있다. Al이 너무 많이 첨가되면 질화물이 과다하게 형성되어 자성을 열화시키며, 제강과 연속주조 등의 모든 공정상에 문제를 발생시켜 생산성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, Al을 0.1 내지 2.5 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.2 내지 2.0 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.5 내지 1.5 중량% 포함할 수 있다.
Mn: 0.10 내지 2.50 중량%
망간(Mn)은 재료의 비저항을 높여 철손을 개선하고 황화물을 형성시키는 역할을 한다. Mn이 너무 적게 첨가될 경우 MnS가 미세하게 형성되어 자성 열화를 일으키며, Mn이 너무 많이 첨가될 경우 자성에 불리한 {111} 집합조직의 형성을 조장하여 자속밀도가 급격히 감소하게 된다. 따라서, Mn을 0.1 내지 2.5 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.15 내지 2.0 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.2 내지 1.5 중량% 포함할 수 있다.
Mo: 0.010 내지 0.080 중량%
몰리브덴(Mo)는 Nb, Ti와 반응으로 완전용체화하여 (Nb, Ti)C,N의 형성을 억제하고, 탄질화물을 조대화시켜 분포밀도를 감소시키는 역할을 한다. Mo가 너무 적게 첨가되면 완전 용체화를 하지 못하여 탄화물 질화물의 형성을 억제하는 능력이 떨어질 수 있다. Mo가 너무 많이 첨가되면 강판 내에 Si화합물을 형성하여 강판 전체의 결정립 성장성을 억제하여 자성이 열위해질 수 있다. 따라서, Mo를 0.01 내지 0.08 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.02 내지 0.07 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.03 내지 0.05 중량% 포함할 수 있다.
Nb, Ti: 각각 0.0010 내지 0.0050 중량%
니오븀(Nb), 티타늄(Ti)는 C, N과 결합하여 미세한 탄화물 및 질화물을 형성시키므로 각각 0.0050% 이하로 제한해야 한다. 하지만, Mo이 첨가될 경우, 이와 결합하여 완전고용되거나, 조대한 탄질화물의 형태로 존재하여 자벽이동을 억제하는 역할은 줄어든다. 또한, Mo이 첨가되면 Si화합물 형성을 억제하기 위하여 각각 0.0010 중량% 이상 첨가될 필요가 있다. 따라서, Nb, Ti를 각각 0.0010 내지 0.0050 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 각각 0.0015 내지 0.0040 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 각각 0.0020 내지 0.0040 중량% 포함할 수 있다.
C: 0.0020 내지 0.0060 중량%
탄소(C)는 자기시효를 일으키고 Ti, Nb 등과 결합하여 탄화물을 생성하여 자기적 특성을 저하시키므로 낮을수록 바람직하다. 다만, 본 발명의 일 실시예에서는 Mo 첨가와 함께 제강 과정에서 버블링을 통해 탄화물의 형성을 최대한 억제하였으며, 0.0020 중량% 이상 포함하더라도 자성에 큰 영향을 미치지 않는다. 탄소를 0.0020 중량% 미만으로 관리하기 위해서는 탈탄공정에 드는 추가적으로 들어가는 비용이 너무 커서 비용상승 문제가 발생할 수 있다. 따라서, C를 0.0020 내지 0.0060 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0025 내지 0.0050 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0025 내지 0.0040 중량% 포함할 수 있다.
N: 0.0010 내지 0.0050 중량%
질소(N)은 모재 내부에 미세한 AlN 석출물을 형성할 뿐 아니라, Ti, Nb 등과 결합하여 미세한 질화물을 형성하여 결정립 성장을 억제하여 철손을 악화시키므로 낮을수록 바람직하다. 다만 본 발명의 일 실시예에서는 Mo 첨가와 함께 제강 과정에서 버블링을 통해 탄화물의 형성을 최대한 억제하였으며, 0.0010 중량% 이상 포함하더라도 자성에 큰 영향을 미치지 않는다. 질소를 0.0010 중량% 미만으로 관리하기 위해서는 용강 합금철의 순도, 용선의 순도등 관리비용이 너무 많이 들어 비용증가 문제가 발생할 수 있다. 따라서, N을 0.0010 내지 0.0050 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0015 내지 0.0045 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0015 내지 0.0040 중량% 포함할 수 있다.
Ti+Nb+C+N : 0.0030 내지 0.0150 중량%
Mo이 Ti, Nb와 반응하여 완전용체화하는데 Ti, Nb 등 불순물의 총량이 너무 많으면 제강에서 버블링 시간이 증가하여 생산성이 떨어지므로 총량의 상한은 0.015 중량%로 제한할 수 있다. 한편, Mo이 Si과 반응하여 금속간 화합물의 형성을 억제하기 위하여 하한은 0.003 중량%로 제한할 수 있다. 더욱 구체적으로 Ti, Nb, C 및 N의 합량이 0.0050 내지 0.0150 중량% 가 될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 하기 식 1을 만족한다.
[식 1]
0.02 ≤ ([Ti]+[Nb])×[Mo]/([C]+[N]) ≤ 0.05
(식 1에서, [Ti], [Nb], [Mo], [C] 및 [N]은 각각 Ti, Nb, Mo, C 및 N의 함량(중량%)를 나타낸다.)
식 1을 만족하는 경우, 미세한 탄질화물의 형성을 최소화할 수 있다. 즉, 0.020 내지 0.050의 범위 내에서는 미세한 탄질화물이 형성이 억제되어 탄질화물의 분포밀도가 최소화하므로 이 범위에서 관리될 수 있다. 더욱 구체적으로 식 1 값이 0.030 내지 0.060이 될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 Sn : 0.015 내지 0.1 중량%, Sb: 0.015 내지 0.1 중량% 및 P : 0.005 내지 0.05 중량% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Sn, Sb : 각각 0.015 내지 0.100 중량%
주석(Sn) 및 안티몬(Sb)은 강판의 표면 및 결정립계에 편석하여 소둔시 표면산화를 억제하고, 결정립계를 통한 원소의 확산을 방해하며, {111}//ND 방위의 재결정을 방해하여 집합조직을 개선시키는 역할을 한다. Sn 및 Sb가 너무 적게 첨가될 경우 전술한 효과가 충분치 않을 수 있다. Sn 및 Sb가 너무 많이 첨가될 경우 결정립계 편석량 증가로 인해 인성이 저하되어 자성개선 대비 생산성이 저하될 수 있다. 따라서, Sn 및 Sb을 각각 0.015 내지 0.100 중량% 더 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 각각 0.020 내지 0.075 중량% 더 포함할 수 있다.
P : 0.005 내지 0.050 중량%
인(P)는 강판의 표면 및 결정립계에 편석하여 소둔시 표면산화를 억제하고, 결정립계를 통한 원소의 확산을 방해하며, {111}//ND 방위의 재결정을 방해하여 집합조직을 개선시키는 역할을 한다. P가 너무 적게 첨가될 경우 그 효과 충분치 않을 수 있다. P가 너무 많이 첨가될 경우 열간가공 특성이 열화되어 자성개선 대비 생산성이 저하될 수 있다. 따라서, P를 0.005 내지 0.050 중량% 더 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 P를 0.007 내지 0.045 중량% 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 Cu: 0.01 중량% 이하, S: 0.005 중량% 이하, B : 0.002 중량% 이하, Mg : 0.005 중량% 이하 및 Zr : 0.005 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Cu: 0.01 중량% 이하
구리(Cu)는 고온에서 황화물을 형성할 수 있는 원소이며 다량으로 첨가시에는 슬라브의 제조시 표면부의 결함을 야기하는 원소이다. 따라서, Cu를 더 포함할 경우, 0.01 중량% 이하로 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.001 내지 0.01 중량% 포함할 수 있다.
S: 0.005 중량% 이하
황(S)는 미세한 석출물인 MnS, CuS, (Mn, Cu)S를 형성하여 자기특성을 악화시키고 열간가공성을 악화시키기 때문에 낮게 관리하는 것이 좋다. 따라서, S를 더 포함하는 경우, 0.005 중량% 이하로 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0001 내지 0.005 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0005 내지 0.0035 중량% 포함할 수 있다.
B : 0.002 중량% 이하, Mg : 0.005 중량% 이하 및 Zr : 0.005 중량% 이하
B, Mg, Zr은 자성에 악영향을 주는 원소들로서 각각 전술한 범위로 더 포함할 수 있다.
잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 불가피한 불순물에 대해서는 제강 단계 및 방향성 전기강판의 제조 공정 과정에서 혼입되는 불순물이며, 이는 해당 분야에서 널리 알려져 있으므로, 구체적인 설명은 생략한다. 본 발명의 일 실시예예서 전술한 합금 성분 외에 원소의 추가를 배제하는 것은 아니며, 본 발명의 기술 사상을 해치지 않는 범위 내에서 다양하게 포함될 수 있다. 추가 원소를 더 포함하는 경우 잔부인 Fe를 대체하여 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 0.1㎛이하의 입경을 갖는 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1종 이상의 밀도가 100개/mm2 이하 일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서는 Ti, Nb, C, N을 일정 함량 이상 포함하면서도, Mo를 Ti, Nb 함량에 상대적으로 적정량 첨가하고, 또한 제강 공정에서 버블링을 통해 Mo를 Nb, Ti와 반응을 통해 완전용체화 함으로써, 탄화물, 질화물 또는 탄질화물(이하, “탄질화물”로 통칭하기도 함)의 밀도를 최대한 낮출 수 있다. 탄질화물 입경의 하한은 0.02㎛ 일 수 있다. 전술한 입경 미만의 탄질화물은 자성에 실질적인 영향이 없을 수 있다. 입경은 강판을 관찰하였을 때, 탄질화물의 면적과 동일한 면적의 가상의 원을 가정하여 그 원의 입경을 의미할 수 있다. 탄질화물의 측정면은 압연수직방향의 단면(TD면)일 수 있다. 탄질화물은 SEM을 이용하여 관찰할 수 있다.
탄질화물의 밀도는 100개/mm2 일 수 있다. 더욱 구체적으로 50 내지 100 개/mm2 일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 비저항이 50 μΩ·㎝ 이상일 수 있다. 보다 구체적으로는, 53μΩ·㎝ 이상일 수 있다. 더욱 구체적으로는, 58 μΩ·㎝ 이상일 수 있다. 상한은 특별히 제한되지 않으나, 100 μΩ·㎝ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 투자율 이 향상되어 고속회전에 적합하다. 결과적으로 친환경 자동차의 모터에 적용할 시, 주행거리 향상에 기여할 수 있다. 구체적으로 본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 30A/m에서의 투자율이 5000이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 평균 결정립경이 50 내지 100㎛일 수 있다. 전술한 범위에서 고주파 철손이 우수하다. 더욱 구체적으로 평균 결정립경은 75 내지 95㎛일 수 있다.
전술하였듯이, 본 발명의 일 실시예에서 최적 합금 조성을 제시하고, 탄질화물을 최소로 억제하여, 자성을 향상시킬 수 있다. 구체적으로 무방향성 전기강판의 철손(W10/400)이 12.5W/kg이하, 자속밀도(B50)이 1.65T이상이 될 수 있다. 철손(W10/400)은 400HZ의 주파수로 1.0T의 자속밀도를 유기하였을 때의 철손이다. 자속밀도(B50)는 5000A/m의 자기장에서 유도되는 자속밀도이다. 더욱 구체적으로 무방향성 전기강판의 철손(W10/400)이 11.0 내지 12.5W/kg, 자속밀도(B50)이 1.65 내지 1.70T가 될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법은 용강을 제조하는 단계; 용강을 5 내지 10분 동안 버블링하는 단계; 용강을 연속 주조하여 슬라브를 제조하는 단계; 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간압연 하여 냉연판을 제조하는 단계 및 냉연판을 최종 소둔하는 단계를 포함한다.
이하에서는 각 단계별로 구체적으로 설명한다.
먼저, 용강을 제조한다.
용강의 합금 성분에 대해서는 전술한 무방향성 전기강판의 합금성분에서 설명하였으므로, 중복되는 설명은 생략한다. 무방향성 전기강판의 제조 과정에서 합금 성분이 실질적으로 변동되지 않으므로, 무방향성 전기강판과 용강의 합금 성분은 실질적으로 동일하다.
구체적으로 용강은 중량%로, Si : 2.0 내지 3.8%, Al: 0.1 내지 2.5%, Mn: 0.1 내지 2.5%, Mo: 0.01 내지 0.08%, Ti: 0.0010 내지 0.0050%, Nb: 0.0010 내지 0.0050%, C:0.0020 내지 0.0060% 및 N:0.0010 내지 0.0050% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
0.02 ≤ ([Ti]+[Nb])×[Mo]/([C]+[N]) ≤ 0.05
(식 1에서, [Ti], [Nb], [Mo], [C] 및 [N]은 각각 Ti, Nb, Mo, C 및 N의 함량(중량%)를 나타낸다.)
용강의 제조 공정은 해당 기술 분야에서 알려진 공정으로 수행할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에서의 주요 원소인 Mo ,Ti 및 Nb는 Mo 합금철, Ti 합금철, Nb 합금철 등을 첨가하여 조절할 수 있다.
다음으로, 용강을 5 내지 10분 동안 버블링한다.
이 때의 버블링은 Mo 합금철, Ti 합금철, Nb 합금철 등의 원료를 첨가하여 합금 성분을 모두 조절한 이후의 버블링으로서, 탈산 또는 탈황 과정에서의 버블링과는 구분된다.
또한, Mo 합금철, Ti 합금철, Nb 합금철 등의 원료를 첨가 이후의 버블링이고, 불활성 기체를 사용하고, 5Nm3이상의 유량으로 투입하는 면에서 탈산 또는 탈황 과정 등 기존의 용강 제조 공정에서의 버블링과는 구분될 수 있다. 불활성 기체는 Ar 기체가 될 수 있다. 유량은 5 내지 15Nm3이 될 수 있다.
버블링은 5 내지 10분 동안 수행할 수 있다. 버블링을 함으로써, Mo이 Ti, Nb와 충분히 반응하여 완전용체화하고, 최종 제조되는 전기강판 내의 탄질화물의 밀도를 최소화할 수 있다. 버블링 시간이 너무 적으면 전술한 버블링 효과가 적을 수 있다. 버블링 시간이 더 길더라도 Mo가 Ti, Nb와 더 이상 반응하기 어렵고, 생산성 하락으로 비용증가면에서 문제가 발생할 수 있다.
용강에서 버블링을 하지 않을 시, Ti, Nb의 탄질화물이 용강 내에 미세한 형태로 존재하고, 이들은 슬라브 재가열 단계에서 재용해되어 열연공정에서 더욱 미세하게 석출되므로, 열연판 소둔 및 최종 소둔 과정에서 제거되지 아니하고, 그대로 잔존하여, 최종 제조되는 강판에서 자성을 열화하는 원인이 된다.
다음으로, 용강을 연속 주조하여 슬라브를 제조한다.
슬라브 제조 공정은 해당 기술 분야에서 알려진 공정으로 수행할 수 있다.
슬라브를 제조한 이후, 슬라브를 가열할 수 있다. 구체적으로 슬라브를 가열로에 장입하여 1,100℃이상 1,250℃이하의 온도로 가열할 수 있다. 슬라브 가열 온도가 너무 높으면, 슬라브 내에 존재하는 AlN, MnS등의 석출물이 재고용된 후 열간압연 및 소둔시 미세 석출되어 결정립 성장을 억제하고 자성을 저하시킬 수 있다.
다음으로, 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조한다. 열연판 두께는 2 내지 2.3mm가 될 수 있다. 열연판을 제조하는 단계에서 마무리 압연 온도는 800℃ 이상일 수 있다. 구체적으로 800 내지 1000℃ 일 수 있다. 열연판은 700℃ 이하의 온도에서 권취될 수 있다.
열연판을 제조하는 단계 이후, 열연판을 열연판 소둔하는 단계를 더 포함할 수 있다. 이 때 열연판 소둔 온도는 850 내지 1150℃일 수 있다. 열연판소둔 온도가 너무 낮으면, 조직이 성장하지 않거나 미세하게 성장하여 냉간압연 후 소둔 시 자성에 유리한 집합조직을 얻기가 쉽지 않다. 소둔온도가 너무 높으면 자결정립이 과도하게 성장하고 판의 표면 결함이 과다해 질 수 있다. 열연판 소둔은 필요에 따라 자성에 유리한 방위를 증가시키기 위하여 수행되는 것이며, 생략도 가능하다. 소둔된 열연판을 산세할 수 있다. 더욱 구체적으로 열연판 소둔 온도는 950 내지 1150℃일 수 있다.
다음으로, 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조한다. 이 때, 압하율을 70 내지 85%로 조절하여 압하할 수 있다. 필요시 냉간압연하는 단계는 1회의 냉간압연 단계 또는 중간 소둔을 사이에 둔 2회 이상의 냉간압연 단계를 포함할 수 있다. 이 때, 중간 소둔 온도는 850 내지 1150℃일 수 있다.
다음으로, 냉연판을 최종 소둔한다. 냉연판을 소둔하는 공정에서 소둔 온도는 통상적으로 무방향성 전기강판에 적용되는 온도면 크게 제한은 없다. 무방향성 전기강판의 철손은 결정립 크기와 밀접하게 연관되므로 8500 내지 1000℃라면 적당하다. 또한 소둔 시간은 100초 이하로 단시간 소둔할 수 있다.
최종 소둔 과정에서 평균 결정립 입경이 50 내지 100㎛이 될 수 있으며, 전 단계인 냉간압연 단계에서 형성된 가공 조직이 모두(즉, 99% 이상) 재결정될 수 있다.
최종 소둔 후, 절연피막을 형성할 수 있다. 상기 절연피막은 유기질, 무기질 및 유무기 복합피막으로 처리될 수 있으며, 기타 절연이 가능한 피막제로 처리하는 것도 가능하다.
이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실시예 1
표 1, S: 0.002중량% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 성분으로 용강을 제조하였다. 이를 하기 표 2에 정리된 시간 동안 Ar을 10Nm3 유량으로 투입하여 버블링하고, 슬라브를 제조하였다. 슬라브를 1,150℃로 가열하고 850℃에서 열간마무리 압연하여 판두께 2.0mm의 열연판을 제작하였다. 열간압연된 열연판은 1,100℃에서 4분간 소둔한 다음 산세하였다. 그 뒤 냉간압연하여 판두께를 0.25mm로 한 후 표 2에 나타낸 각각의 온도에서 최종소둔하여 무방향성 전기강판을 제작하였다. 30A/m의 초기투자율은 너비 60mm × 길이 60mm × 매수 5매의 시편을 절단하여 Single Sheet tester를 이용하여 압연방향 및 수직방향의 평균값으로 결정하여 하기 표 2에 정리하였다.
탄질화물 밀도는 시편을 TD면에 대하여 0.1㎛ 이하의 입경을 갖는 탄질화물의 개수를 SEM으로 관찰하여 그 결과를 정리하였다. 평균 결정립경은 전자현미경으로 관찰하여 그 결과를 하기 표 2에 정리하였다.
결정립 성장성은 최종 소둔 단계의 균열 온도(℃) × 최종 소둔 단계의 균열 시간(분) / 평균 결정립경(㎛)로 계산하여 하기 표 2에 정리하였다.
강종
(wt%)		 Si Al Mn 비저항
(μΩ·㎝)		 Mo Ti Nb C N Ti+Nb+C+N 식 1 값
1 3.4 0.5 0.2 58 0.020 0.002 0.002 0.0025 0.0015 0.0080 0.030
2 2.5 0.3 1.0 51 0.030 0.002 0.002 0.0025 0.0015 0.0080 0.030
3 2.5 1.5 1.5 67 0.040 0.002 0.002 0.0025 0.0015 0.0080 0.030
4 3.4 0.5 0.2 58 0.090 0.002 0.002 0.0025 0.0015 0.0080 0.090
5 3.4 0.5 0.2 58 0.005 0.002 0.002 0.0025 0.0015 0.0080 0.005
6 3.2 0.5 0.2 56 0.007 0.004 0.004 0.0040 0.0025 0.0145 0.009
7 3.2 0.5 0.3 57 0.030 0.002 0.002 0.0025 0.0015 0.0080 0.030
8 3.2 0.5 0.3 57 0.025 0.002 0.002 0.0025 0.0015 0.0080 0.030
9 3.4 0.5 0.5 60 0.030 0.002 0.0055 0.0025 0.0015 0.0115 0.056
10 3.1 0.5 0.5 57 0.080 0.005 0.005 0.0040 0.0015 0.0155 0.145
11 3.1 0.7 0.5 59 0.020 0.0005 0.002 0.0025 0.0020 0.0070 0.011
12 3.3 0.7 0.2 60 0.070 0.006 0.004 0.0010 0.0015 0.0125 0.280
13 3.3 0.7 0.2 60 0.035 0.004 0.004 0.0040 0.0025 0.0145 0.037
14 3.6 0.5 0.2 61 0.060 0.004 0.004 0.0040 0.0055 0.0175 0.051
15 3.6 0.5 0.2 61 0.040 0.001 0.0008 0.0008 0.0025 0.0051 0.022
강종
 버블링 시간
(분)		 탄질화물 밀도
(개/mm2)		 소둔 온도
(℃)		 소둔 시간
(분)		 평균 결정립경
(㎛)		 결정립 성장성 투자율
(H=30A/m)		 자속밀도
(T)		 철손
(W/kg)		 비고
1 7 80 950 1 95 10 6230 1.67 12.0 실시예
2 8 88 950 1 78 21.2 5820 1.68 12.1 실시예
3 8 89 950 1 85 11.2 5620 1.65 11.5 실시예
4 9 120 950 1 55 17.3 3890 1.63 12.5 비교예
5 9 135 950 1 45 21.1 4520 1.64 12.8 비교예
6 7 140 950 1 62 15.3 4200 1.63 13.2 비교예
7 11 130 950 1 59 16.1 3870 1.64 12.9 비교예
8 8 90 950 1 72 13.2 5500 1.66 11.8 실시예
9 3 155 950 1 61 15.6 3690 1.62 13.5 비교예
10 6 125 950 1 40 23.8 4780 1.63 13.3 비교예
11 9 107 950 1 61 15.6 4150 1.64 12.7 비교예
12 7 135 950 1 35 27.1 3580 1.62 13.7 비교예
13 7 95 950 1 82 11.6 5100 1.67 11.6 실시예
14 10 150 950 1 51 18.6 4120 1.62 13.3 비교예
15 5 106 950 1 57 16.7 4360 1.64 12.6 비교예
표 1 및 표 2에 나타나듯이 Mo를 Ti, Nb에 대비하여 적절히 첨가하고, 용강의 버블링을 적절히 수행한 실시예는 탄질화물이 적게 형성되고, 투자율, 자속밀도 및 철손이 우수함을 확인할 수 있다.
반면, 강종 4는 Mo과 과량 첨가되어, 식 1을 만족하지 못하고, Mo가 Si과 화합물을 형성하고, 미세한 탄질화물이 다량 형성되며, 투자율 및 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
강종 5 및 6은 Mo가 너무 적게 첨가되어, 식 1을 만족하지 못하고, 탄질화물이 다량 형성되며, 투자율 및 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
강종 7은 합금 성분은 적절히 첨가되었으나, 버블링 시간이 너무 길어, 슬래그중의 산화물이 용강내로 재산화를 일으키고, 미세한 탄질화물이 다량 형성되며, 투자율 및 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
강종 9는 Nb가 과량 첨가되고, 버블링 시간이 너무 짧아, 탄질화물이 다량 형성되며, 투자율 및 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
강종 10 내지 12는 식 1을 만족하지 못하여, 탄질화물이 다량 형성되며, 투자율 및 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
강종 14는 N을 과량 포함하여, 탄질화물이 다량 형성되며, 투자율 및 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
강종 15는 Nb, C를 적게 포함하여, Mo-Si화합물이 다량 형성되고, 미세한 탄질화물이 다량 형성되며, 투자율 및 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
본 발명은 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims (10)

  1. 중량%로, Si : 2.0 내지 3.8%, Al: 0.1 내지 2.5%, Mn: 0.1 내지 2.5%, Mo: 0.01 내지 0.08%, Ti: 0.0010 내지 0.0050%, Nb: 0.0010 내지 0.0050%, C:0.0020 내지 0.0060% 및 N:0.0010 내지 0.0050% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 1을 만족하고,
    0.1㎛ 이하의 입경을 갖는 탄화물, 질화물 및 탄질화물 중 1종 이상의 밀도가 100개/mm2 이하인 무방향성 전기강판.
    [식 1]
    0.02 ≤ ([Ti]+[Nb])×[Mo]/([C]+[N]) ≤ 0.05
    (식 1에서, [Ti], [Nb], [Mo], [C] 및 [N]은 각각 Ti, Nb, Mo, C 및 N의 함량(중량%)를 나타낸다.)
  2. 제1항에 있어서,
    Ti, Nb, C 및 N의 합량이 0.003 내지 0.015 중량%인 무방향성 전기강판.
  3. 제1항에 있어서,
    Sn : 0.015 내지 0.1 중량%, Sb: 0.015 내지 0.1 중량% 및 P : 0.005 내지 0.05 중량% 중 1종 이상을 더 포함하는 무방향성 전기강판.
  4. 제1항에 있어서,
    Cu: 0.01 중량% 이하, S: 0.005 중량% 이하, B : 0.002 중량% 이하, Mg : 0.005 중량% 이하 및 Zr : 0.005 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 무방향성 전기강판.
  5. 제1항에 있어서,
    비저항이 50μΩ·㎝ 이상인 무방향성 전기강판.
  6. 제1항에 있어서,
    평균 결정립경이 50 내지 100㎛인 무방향성 전기강판.
  7. 제1항에 있어서,
    30A/m에서의 투자율이 5000이상인 무방향성 전기강판.
  8. 중량%로, Si : 2.0 내지 3.8%, Al: 0.1 내지 2.5%, Mn: 0.1 내지 2.5%, Mo: 0.01 내지 0.08%, Ti: 0.0010 내지 0.0050%, Nb: 0.0010 내지 0.0050%, C:0.0020 내지 0.0060% 및 N:0.0010 내지 0.0050% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 용강을 제조하는 단계;
    상기 용강을 5 내지 10분 동안 버블링하는 단계;
    상기 용강을 연속 주조하여 슬라브를 제조하는 단계;
    상기 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계;
    상기 열연판을 냉간압연 하여 냉연판을 제조하는 단계 및
    상기 냉연판을 최종 소둔하는 단계를 포함하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    [식 1]
    0.02 ≤ ([Ti]+[Nb])×[Mo]/([C]+[N]) ≤ 0.05
    (식 1에서, [Ti], [Nb], [Mo], [C] 및 [N]은 각각 Ti, Nb, Mo, C 및 N의 함량(중량%)를 나타낸다.)
  9. 제8항에 있어서,
    상기 버블링하는 단계는 불활성 기체를 사용하고, 5Nm3이상의 유량으로 투입하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  10. 제8항에 있어서,
    하기 식 2로 계산되는 결정립 성장성이 10 내지 15인 무방향성 전기강판의 제조 방법.
    [식 2]
    결정립 성장성 = 최종 소둔 단계의 균열 온도(℃) × 최종 소둔 단계의 균열 시간(분) / 평균 결정립경(㎛)
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