WO2022139337A1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2022139337A1
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electrical steel
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hot
manufacturing
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이헌주
구주영
김승일
김원진
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    • Y02T10/60—Other road transportation technologies with climate change mitigation effect
    • Y02T10/64—Electric machine technologies in electromobility

Definitions

  • One embodiment of the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the same. Specifically, an embodiment of the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet having improved magnetism by appropriately adjusting the contents of Sb, Sn, Cu, Cr, and Mg, and a method for manufacturing the same.
  • Non-oriented electrical steel sheet is mainly used in motors that convert electrical energy into mechanical energy, and in the process, excellent magnetic properties of non-oriented electrical steel sheet are required to exhibit high efficiency.
  • eco-friendly technology has been attracting attention, it is considered very important to increase the efficiency of the motor, which accounts for the majority of the total electric energy usage, and for this purpose, the demand for non-oriented electrical steel sheets with excellent magnetic properties is also increasing.
  • the magnetic properties of non-oriented electrical steel sheets are mainly evaluated by iron loss and magnetic flux density.
  • Core loss refers to energy loss occurring at a specific magnetic flux density and frequency
  • magnetic flux density refers to the degree of magnetization obtained under a specific magnetic field. The lower the iron loss, the more energy efficient the motor can be manufactured under the same conditions, and the higher the magnetic flux density, the smaller the motor or the reduction of copper loss. it is important.
  • the characteristics of the non-oriented electrical steel sheet to be considered according to the operating conditions of the motor also vary.
  • many motors consider W15/50, the iron loss when a 1.5T magnetic field is applied at a commercial frequency of 50Hz, to be the most important.
  • not all motors for various purposes consider the W15/50 iron loss as the most important, and they evaluate the iron loss at different frequencies or applied magnetic fields according to the main operating conditions.
  • magnetic properties are often important at low magnetic fields of 1.0T or less and high frequencies of 400 Hz or higher. characteristics are evaluated.
  • a method commonly used to increase the magnetic properties of a non-oriented electrical steel sheet is to add an alloying element such as Si.
  • the specific resistance of the steel can be increased through the addition of such alloying elements, and as the specific resistance increases, the eddy current loss decreases, thereby lowering the total iron loss.
  • the amount of Si added increases, the magnetic flux density becomes inferior and brittleness increases.
  • the thickness of the electrical steel sheet is made thinner, the iron loss can be reduced, but the reduction in rollability due to brittleness is a fatal problem.
  • Elements such as Al and Mn are added to further increase the specific resistance of the steel to produce the highest grade non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties.
  • High-frequency core loss of 400Hz or higher is important for non-oriented electrical steel sheets used for electric vehicle driving motors.
  • the thickness of the steel sheet becomes thinner, the cold reduction rate increases, so the ⁇ 111 ⁇ //ND texture develops, which causes the magnetism to deteriorate.
  • the shape of the steel plate cannot be sufficiently controlled, and the thickness deviation in the width direction increases, causing dimensional defects of the motor core.
  • the length of the coil increases, which increases the working time of the continuous annealing process, resulting in a decrease in annealing productivity.
  • An embodiment of the present invention provides a non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the same. Specifically, an embodiment of the present invention provides a non-oriented electrical steel sheet having improved magnetism by appropriately adjusting the contents of Sb, Sn, Cu, Cr, and Mg, and a method for manufacturing the same.
  • Non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention by weight, Si: 3.0 to 4.0%, Al: 0.3 to 1.5%, Mn: 0.1 to 0.6%, at least one of Sn and Sb: 0.006 to 0.1% , C: 0.0015 to 0.0040%, Cr: 0.01 to 0.03%, Cu: 0.003 to 0.008%, and Mg: 0.0005 to 0.0025%, and the balance Fe and unavoidable impurities.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may satisfy Equation 1 below.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include 0.0003 to 0.0030 wt %, respectively, of at least one of N, S, Ti, Nb and V.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include one or more of P: 0.005 to 0.05 wt%, Mo: 0.001 to 0.01 wt%, and Ni: 0.005 to 0.04 wt%.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have an average grain size of 55 to 75 ⁇ m.
  • an oxide layer is present in an inner direction from the surface of the steel sheet, and the thickness of the oxide layer may be 10 to 50 nm.
  • the oxide layer may include 1.0 to 30% by weight of Al and 0.5 to 10.0% by weight of Si.
  • a weight ratio of the Al content to the Si content in the oxide layer may be 5 to 20.
  • the distribution density of AlN precipitates having a diameter of 10 to 500 nm at a depth within 2 ⁇ m in the inner direction from the surface of the steel sheet may be 3 pieces/mm 2 or less.
  • the thickness of the steel plate may be 0.10 to 0.35 mm.
  • the method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is, by weight, Si: 3.0 to 4.0%, Al: 0.3 to 1.5%, Mn: 0.1 to 0.6%, at least one of Sn and Sb: 0.006 to 0.1%, C: 0.0015 to 0.0040%, Cr: 0.01 to 0.03%, Cu: 0.003 to 0.008%, and Mg: 0.0005 to 0.0025%, including the remainder Fe and unavoidable impurities, and satisfying the following formula 1 manufacturing 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 finish rolling temperature may be 800° C. or higher.
  • the step of annealing the hot-rolled sheet at 850 to 1150° C. may be further included.
  • the final annealing may be performed by maintaining the cold-rolled sheet at a cracking temperature of 900° C. or higher for 15 seconds or longer.
  • the cold-rolled sheet contains 40% by volume or less of hydrogen (H 2 ) and 60% by volume or more of nitrogen, and may be annealed under an atmosphere having a dew point of 0 to -40°C.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a cross-section of a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • 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: 3.0 to 4.0%, Al: 0.3 to 1.5%, Mn: 0.1 to 0.6%, at least one of Sn and Sb: 0.006 to 0.1% , C: 0.0015 to 0.0040%, Cr: 0.01 to 0.03%, Cu: 0.003 to 0.008%, Mg: 0.0005 to 0.0025%, and the balance Fe and unavoidable impurities.
  • Silicon (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. When Si is added too much, the brittleness of the material is increased, the rolling productivity is sharply lowered, and an oxide layer and an oxide in the surface layer harmful to magnetism can be formed. Accordingly, it may contain 3.0 to 4.0 wt% of Si. More specifically, it may contain 3.1 to 3.8 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 0.30 to 1.50 wt% of Al. More specifically, it may include 0.40 to 1.30 wt%.
  • Mn Manganese
  • Mn improves the iron loss by increasing the specific resistance of the material and serves to form sulfide.
  • Mn is added too little, sulfide is formed finely and magnetic deterioration occurs.
  • Mn is added too much, fine MnS is excessively precipitated and promotes the formation of ⁇ 111 ⁇ texture unfavorable to magnetism, and the magnetic flux density decreases rapidly.
  • Mn may be included in an amount of 0.1 to 0.6% by weight. More specifically, it may contain 0.2 to 0.5 wt%.
  • At least one of Sn and Sb 0.006 to 0.100 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 are added too little, the toughness may be lowered due to the increase in grain boundary segregation, and thus productivity may be lowered compared to the improvement of magnetism.
  • at least one of Sn and Sb may be included in an amount of 0.006 to 0.100 wt%. More specifically, it may include 0.010 to 0.070 wt%.
  • At least one of Sn and Sb means the content of Sn or Sb alone, when Sn and Sb are included at the same time, the total amount of Sn and Sb.
  • Carbon (C) causes magnetic aging and combines with other impurity elements to form carbides, thereby reducing magnetic properties, so the lower the carbon (C), the better.
  • C may contain 0.0015% by weight or more.
  • C may be included in an amount of 0.0015 to 0.0040% by weight. More specifically, it may include 0.0020 to 0.0035 wt%.
  • Cr chromium
  • Cr-based carbides When Cr is added too little, the Al oxide layer is formed too thickly or a round oxide or nitride is formed on the surface to deteriorate magnetism. can Therefore, it may contain 0.0100 to 0.0300 wt% of Cr. More specifically, it may contain 0.0120 to 0.0275 wt% of Cr.
  • Copper (Cu) is an element capable of forming sulfides at high temperatures, and when added in a large amount, also affects the composition of the oxide layer on the surface. When an appropriate amount is added, there is an effect of improving magnetism by coarsening fine-sized CuS or MnCuS precipitates. Accordingly, Cu may be included in an amount of 0.0030 to 0.0080 wt %. More specifically, it may include 0.0040 to 0.0077 wt%.
  • Mg Magnesium
  • Mg is an element that mainly combines with S to form sulfide, and may affect the surface oxide layer of substrate iron. Accordingly, Mg may be included in an amount of 0.0005 to 0.0025% by weight. More specifically, it may include 0.0008 to 0.0020 wt%.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may satisfy Equation 1 below.
  • Equation 1 may be 0.68 to 1.95.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include 0.0003 to 0.0030 wt %, respectively, of at least one of N, S, Ti, Nb and V.
  • Nitrogen (N) not only forms fine AlN precipitates inside the base material, but also forms fine precipitates by combining with other impurities to inhibit grain growth and worsen iron loss, so the lower the amount, the more preferable, and may contain 0.0003 to 0.0030 wt% . More preferably, it may be managed in an amount of 0.0005 to 0.0025% by weight.
  • 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 0.0003 to 0.0030 wt%. More specifically, it may include 0.0005 to 0.0025 wt%.
  • Titanium (Ti) has a very strong tendency to form precipitates in the steel, and forms fine carbides, nitrides, or sulfides inside the base material to suppress grain growth, thereby deteriorating iron loss. Therefore, the Ti content should be controlled to be 0.004% or less, more preferably 0.002% or less, respectively.
  • Niobium forms fine carbides or nitrides inside the base material to inhibit grain growth and magnetic domain wall movement, thereby deteriorating iron loss. Therefore, the Nb content should be controlled to be 0.004% or less, more preferably 0.002% or less, respectively.
  • V 0.0003 to 0.0030 wt%
  • V Vanadium
  • the V content should be controlled to be 0.004% or less, more preferably 0.002% or less, respectively.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may further include at least one of P: 0.005 to 0.05 wt%, Mo: 0.001 to 0.01 wt%, and Ni: 0.005 to 0.04 wt%.
  • 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. Therefore, when it further includes P, it may include 0.005 to 0.050 wt%. More specifically, it may further include 0.007 to 0.045 wt% of P.
  • Molybdenum serves to improve the texture by segregation on the surface and grain boundaries. If too little Mo is added, the ⁇ 111 ⁇ texture may develop and the magnetism may deteriorate. When Mo is added too much, the effect of improving the texture may be reduced by suppressing the segregation of Sn and P. Accordingly, when Mo is further included, it may be included in an amount of 0.001 to 0.01 wt %.
  • Nickel serves to increase the ductility of steel and promote segregation of Sn and P. If too much Ni is added, the magnetic flux density may decrease rapidly. Therefore, when Ni is further included, it may be included in an amount of 0.005 to 0.04 wt%.
  • 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.
  • Inevitable impurities may include, for example, B and Zr, and B: 0.002 wt% or less, Zr: 0.005 wt% or less may be managed.
  • FIG. 1 shows a cross-section of a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the oxide layer 20 is present in the inner direction from the surface of the electrical steel sheet 100 .
  • the electrical steel sheet 100 except for the oxide layer 20 is divided into an electrical steel sheet base material 10 .
  • oxygen in the atmosphere penetrates into the steel sheet, so that an oxygen concentration gradient may exist from the surface to the inside.
  • the oxide layer 20 and the base material 10 may be divided into an oxide layer 20 having an oxygen content of 40 wt% or more and a base material 10 having an oxygen content of less than 40 wt%.
  • the thickness of the divided oxide layer 20 may be 10 to 50 nm.
  • the oxide layer 20 contains a large amount of Al diffused and concentrated in the base material 10 in addition to oxygen present due to the penetration of oxygen in the manufacturing process.
  • the Si content may be relatively decreased due to the increase in Al and O.
  • the oxide layer 20 may include 1.0 to 30% by weight of Al and 0.5 to 10.0% by weight of Si. More specifically, the oxide layer 20 may include O: 40 to 70 wt%, Al: 1 to 30 wt%, Si: 0.5 to 10.0 wt%, and the balance Fe and unavoidable impurities. As such, the Al-enriched oxide layer is formed, thereby suppressing the formation of a round oxide or fine nitride inside the base material, thereby improving magnetism. Similar to O, in the case of Al, there may be a concentration gradient in which the content increases from the base material to the surface direction, and the above-mentioned range means the average content in the oxide layer 20 .
  • a weight ratio of the Al content to the Si content in the oxide layer 20 may be 5 to 20. As such, when the amount of Al in the oxide layer 20 is increased, a dense oxide layer is formed to suppress the formation of fine precipitates under the surface layer that may occur during the final annealing process, thereby obtaining excellent magnetic properties. More specifically, the weight ratio of the Al content to the Si content in the oxide layer 20 may be 7.0 to 17.0.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have an average grain size of 55 to 75 ⁇ m. In the above range, the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet are more excellent.
  • the grain size is calculated as (measured area ⁇ number of grains) 0.5 .
  • the grain size may be measured based on a plane parallel to the rolling plane (ND plane), and may be measured in the base material 10 . Specifically, the average grain size may be 60 to 70 ⁇ m.
  • the density of AlN precipitates in the surface portion can be lowered.
  • the distribution density of AlN precipitates having a diameter of 10 to 500 nm at a depth within 2 ⁇ m in the inner direction from the surface of the steel sheet may be 3 pieces/mm 2 or less.
  • the AlN precipitates may have a distribution density of 0.5 to 2.5 pieces/mm 2 .
  • the diameter of AlN may be measured based on a plane parallel to the rolling plane (ND plane). The diameter of AlN can be obtained by assuming a circle having the same area as AlN.
  • the thickness of the steel plate may be 0.10 to 0.35 mm.
  • the optimum alloy composition is suggested, and the properties of the precipitates are improved, thereby improving the magnetism.
  • the iron loss (W 10/400 ) of the non-oriented electrical steel sheet is 12.5 W/kg or less, and the magnetic flux density (B 50 ) may be 1.650T 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 11.6 W/kg or less, and the magnetic flux density (B 50 ) may be 1.660T or more.
  • a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention comprises the steps of: manufacturing a hot-rolled sheet by hot rolling a slab; Cold-rolling the hot-rolled sheet to manufacture a cold-rolled sheet and final annealing of the cold-rolled sheet.
  • the slab is hot rolled.
  • the alloy composition of the slab 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 slab is substantially the same.
  • the slab is in weight%, by weight%, Si: 3.0 to 4.0%, Al: 0.3 to 1.5%, Mn: 0.1 to 0.6%, at least one of Sn and Sb: 0.006 to 0.1%, C: 0.0015 to 0.0040%, Cr: 0.01 to 0.03%, Cu: 0.003 to 0.008%, and Mg: 0.0005 to 0.0025%, and the balance Fe and unavoidable impurities, and may satisfy Equation 1 below.
  • the slab may be heated prior to hot rolling.
  • the heating temperature of the slab is not limited, but the slab can be heated to 1200° C. or less. 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.
  • the hot-rolled sheet is cold-rolled to manufacture a cold-rolled sheet.
  • Cold rolling is final rolling to a thickness of 0.1mm to 0.35mm.
  • the reduction ratio can be adjusted to 85% or more. More specifically, the reduction ratio may be 85 to 95%. When the reduction ratio is too low, a thickness difference in the width direction of the steel sheet may occur.
  • the cold-rolled sheet is final annealed.
  • Annealing can be performed by maintaining the cold-rolled sheet at a cracking temperature of 900°C or higher for 15 seconds or longer. Since the iron loss of the non-oriented electrical steel sheet is closely related to the grain size, it can be annealed at an appropriate temperature and time. More specifically, it may be annealed for 30 to 150 seconds at a cracking temperature of 950 to 1100 °C.
  • the cold-rolled sheet contains 40% by volume or less of hydrogen (H 2 ) and 60% by volume or more of nitrogen, and may be annealed under an atmosphere having a dew point of 0 to -40°C. Specifically, it may be annealed in an atmosphere containing 5 to 40% by volume of hydrogen and 60 to 95% by volume of nitrogen.
  • the average grain size may be 55 to 75 ⁇ m, and all of the processed structures (ie, 99% or more) 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 it is also possible to process with other insulating film materials.
  • a slab was prepared from components containing Table 1 and Table 2 and the remainder Fe and unavoidable impurities. This was heated to 1150° C. and hot-rolled at a finishing temperature of 830° C. to prepare a hot-rolled sheet having a thickness of 2.3 mm. The hot-rolled hot-rolled sheet was annealed at 1030°C for 100 seconds, cold-rolled to a thickness of 0.27mm, and recrystallized annealing was performed at 950°C for 88 seconds.
  • Table 3 shows the oxide layer thickness, Al and Si content in the oxide layer, AlN distribution density in the surface layer, W10/400 iron loss, and B50 magnetic flux density for each specimen.
  • the oxide layer thickness is the average value of the oxide layer thickness measured at 10 or more points of the base material surface layer by processing the specimen with FIB to prepare a smooth cross section, and photographing it at high TEM magnification.
  • the surface of the steel sheet was ground by 1 ⁇ m, and the number of AlN was measured for an area of 2500 ⁇ m 2 or more by photographing it at a high TEM magnification, and summarized in Table 3.
  • each specimen was cut with a width of 60 mm ⁇ length of 60 mm ⁇ 5 sheets, and the rolling direction and the rolling direction were measured with a single sheet tester, and the average values were shown.
  • W10/400 is the iron loss when a magnetic flux density of 1.0T is induced at a frequency of 400Hz
  • B50 is the magnetic flux density induced in a magnetic field of 5000A/m.
  • A1 contains too little Cr, so that the oxide layer is not properly formed, and AlN is formed in large amount, confirming that the magnetism is inferior.
  • A2 contains too little Mg, so that the oxide layer is not properly formed, and AlN is formed in large amount, confirming that the magnetism is inferior.
  • Equation 1 the value of Equation 1 is too large, the oxide layer is not properly formed, and a large amount of AlN is formed, confirming that the magnetism is poor.
  • Equation 1 contains a large amount of Sn and Sb, the value of Equation 1 is too large, the oxide layer is not properly formed, and it can be confirmed that the AlN is formed in large amount, and the magnetism is inferior.
  • B2 contains a large amount of Mg, the oxide layer is not properly formed, and AlN is formed in large amount, confirming that the magnetism is inferior.
  • Equation 1 the value of Equation 1 is too small, the oxide layer is not properly formed, and a large amount of AlN is formed, confirming that the magnetism is poor.
  • C1 contains a large amount of Cu, so that the oxide layer is not properly formed, and AlN is formed in large amount, confirming that the magnetism is inferior.
  • Equation 1 contains a small amount of Sn and Sb, the value of Equation 1 is too small, the oxide layer is not properly formed, and it can be confirmed that the AlN is formed in a large amount, and the magnetism is inferior.
  • D1 contains too little Cu, so that the oxide layer is not properly formed, and AlN is formed in a large amount, confirming that the magnetism is inferior.
  • D2 contains too much Cr, so that the oxide layer is not properly formed, and a large amount of AlN is formed, confirming that the magnetism is inferior.
  • D5 contains too little Al, so that the oxide layer is not properly formed, and it can be confirmed that the magnetism is inferior.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, Si : 3.0 내지 4.0%, Al : 0.3 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.6%, Sn 및 Sb 중 1종 이상: 0.006 내지 0.1%, C:0.0015 내지 0.0040%, Cr:0.01 내지 0.03%, Cu: 0.003 내지 0.008% 및 Mg: 0.0005 내지 0.0025%를 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 Sb, Sn, Cu, Cr, Mg의 함량을 적절히 조절하여 자성을 향상한 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
무방향성 전기강판은 전기에너지를 기계적 에너지로 변환시키는 모터에 주로 사용되는데, 그 과정에서 높은 효율을 발휘하기 위해 무방향성 전기강판의 우수한 자기적 특성을 요구한다. 특히 근래에는 친환경 기술이 주목 받게 되면서 전체 전기에너지 사용량의 과반을 차지하는 모터의 효율을 증가시키는 것이 매우 중요하게 생각되고 있으며, 이를 위해 우수한 자기적 특성을 갖는 무방향성 전기강판의 수요 또한 증가하고 있다.
무방향성 전기강판의 자기적 특성은 주로 철손과 자속밀도로 평가한다. 철손은 특정 자속밀도와 주파수에서 발생하는 에너지 손실을 의미하며, 자속밀도는 특정 자장 하에서 얻어지는 자화의 정도를 의미한다. 철손이 낮을수록 동일한 조건에서 에너지 효율이 높은 모터를 제조할 수 있으며, 자속밀도가 높을수록 모터를 소형화시키거나 구리손을 감소시킬 수 있으므로, 낮은 철손과 높은 자속밀도를 갖는 무방향성 전기강판을 만드는 것이 중요하다.
모터의 작동조건에 따라 고려해야되는 무방향성 전기강판의 특성 또한 달라지게 된다. 모터에 사용되는 무방향성 전기강판의 특성을 평가하기 위한 기준으로 다수의 모터들이 상용주파수 50Hz에서 1.5T 자장이 인가되었을 때의 철손인 W15/50을 가장 중요하게 여기고 있다. 그러나 다양한 용도의 모터들이 모두 W15/50 철손을 가장 중요하게 여기고 있는 것은 아니며, 주 작동조건에 따라 다른 주파수나 인가자장에서의 철손을 평가하기도 한다. 특히 최근의 전기자동차 구동모터에 사용되는 무방향성 전기강판에서는 1.0T 또는 그 이하의 저자장과 400Hz 이상의 고주파에서 자기적 특성이 중요한 경우가 많으므로, W10/400 등의 철손으로 무방향성 전기강판의 특성을 평가하게 된다.
무방향성 전기강판의 자기적 특성을 증가시키기 위해 통상적으로 사용되는 방법은 Si 등의 합금원소를 첨가하는 것이다. 이러한 합금원소의 첨가를 통해 강의 비저항을 증가시킬 수 있는데, 비저항이 높아질수록 와전류 손실이 감소하여 전체 철손을 낮출 수 있게 된다. 반면 Si 첨가량이 증가할수록 자속밀도가 열위해지고 취성이 증가하는 단점이 있으며, 일정량 이상 첨가하면 냉간압연이 불가능하여 상업적 생산이 불가능해진다. 특히 전기강판은 두께를 얇게 만들수록 철손이 저감되는 효과를 볼 수 있는데, 취성에 의한 압연성 저하는 치명적인 문제가 된다. 추가적인 강의 비저항 증가를 위해 Al, Mn 등의 원소를 첨가하여 자성이 우수한 최고급 무방향성 전기강판을 생산할 수 있다.
전기자동차 구동모터용으로 사용되는 무방향성 전기강판은 400Hz 이상의 고주파 철손이 중요한데, 주파수가 높아질수록 철손에서 와전류 손실의 비율이 높아지게 되므로 비저항을 높이고 두께를 낮추는 것이 유리하다. 하지만 강판 두께가 얇아지면 냉간압하율이 증가하기 때문에 {111}//ND 집합조직이 발달하여 자성이 나빠지는 원인이 되며, 이를 개선하기 위해 열연판 두께를 낮추어 냉간압하율을 감소시키게 되면 냉간압연 과정에서 강판의 형상을 충분히 제어하지 못하여 폭방향 두께편차가 증가하여 모터코어의 치수 불량을 야기하게 된다. 또한 강판이 얇아질수록 코일의 길이가 증가하므로 연속소둔공정의 작업시간이 증가하게 되어 소둔생산성이 떨어지는 문제가 발생한다.
상기와 같은 문제점들을 해결하기 위해 제강 공정에서 불순물을 충분히 제거하여 극청정강으로 만들거나 특정 원소를 첨가하여 강내 개재물 및 석출물 저감을 통한 자성 개선 방안 등이 시도되어 왔으나 이는 상업생산 조건의 한계로 실제 적용되기에 한계가 있다. 또한 소둔 온도나 분위기 제어 및 압연시 강판 변형률을 제어하여 집합조직을 개선하는 방안이 제안되고 있으나 제조비용 증가, 생산성 하락 및 효과 미진 등의 이유로 실제 사용되는 기술은 극히 제한적이다.
본 발명의 일 실시예에서는 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 구체적으로 본 발명의 일 실시예는 Sb, Sn, Cu, Cr, Mg의 함량을 적절히 조절하여 자성을 향상한 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 중량%로, Si : 3.0 내지 4.0%, Al : 0.3 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.6%, Sn 및 Sb 중 1종 이상: 0.006 내지 0.1%, C:0.0015 내지 0.0040%, Cr:0.01 내지 0.03%, Cu: 0.003 내지 0.008%, 및 Mg: 0.0005 내지 0.0025%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 하기 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
0.66 ≤ ([Sn]+[Sb])/([Cr]+[Cu]+[Mg]) ≤ 2
(식 1에서 [Sn], [Sb], [Cr], [Cu] 및 [Mg]는 각각 Sn, Sb, Cr, Cu 및 Mg의 함량(중량%)을 나타낸다.)
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 N, S, Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 각각 0.0003 내지 0.0030 중량% 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 P: 0.005 내지 0.05 중량%, Mo: 0.001 내지 0.01 중량% 및 Ni: 0.005 내지 0.04 중량% 중 1종 이상 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 평균 결정립 입경이 55 내지 75㎛일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 강판 표면으로부터 내부 방향으로 산화층이 존재하고, 산화층의 두께는 10 내지 50nm일 수 있다.
산화층은 Al을 1.0 내지 30 중량% 및 Si 0.5 내지 10.0 중량% 포함할 수 있다.
산화층 내의 Si 함량에 대한 Al 함량의 중량비가 5 내지 20일 수 있다.
강판 표면으로부터 내부 방향으로 2㎛ 이내의 깊이에서 직경이 10 내지 500nm인 AlN 석출물의 분포밀도가 3개/mm2 이하일 수 있다.
강판의 두께는 0.10 내지 0.35mm일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 제조 방법은 중량%로, Si : 3.0 내지 4.0%, Al : 0.3 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.6%, Sn 및 Sb 중 1종 이상: 0.006 내지 0.1%, C:0.0015 내지 0.0040%, Cr:0.01 내지 0.03%, Cu: 0.003 내지 0.008% 및 Mg: 0.0005 내지 0.0025%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간압연 하여 냉연판을 제조하는 단계 및 냉연판을 최종 소둔하는 단계를 포함한다.
[식 1]
0.66 ≤ ([Sn]+[Sb])/([Cr]+[Cu]+[Mg]) ≤ 2
(식 1에서 [Sn], [Sb], [Cr], [Cu] 및 [Mg]는 각각 Sn, Sb, Cr, Cu 및 Mg의 함량(중량%)을 나타낸다.)
열연판을 제조하는 단계 이전에 슬라브를 1200℃ 이하로 가열하는 단계를 더 포함할 수 있다.
열연판을 제조하는 단계에서 마무리 압연 온도는 800℃ 이상일 수 있다.
열연판을 제조하는 단계 이후, 850 내지 1150℃에서 열연판 소둔 하는 단계를 더 포함할 수 있다.
최종 소둔하는 단계는 냉연판을 900℃ 이상의 균열온도로 15초 이상 유지하여 소둔할 수 있다.
최종 소둔하는 단계는 냉연판을 수소(H2) 40 부피% 이하 및 질소 60 부피% 이상 포함하고, 이슬점이 0 내지 -40℃인 분위기 하에서 소둔할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 고주파 철손이 우수한 무방향성 전기강판을 제공하여, 최고급 무방향성 전기강판을 사용하는 친환경자동차 구동모터의 성능 향상에 기여할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 단면의 모식도이다.
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 : 3.0 내지 4.0%, Al : 0.3 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.6%, Sn 및 Sb 중 1종 이상: 0.006 내지 0.1%, C:0.0015 내지 0.0040%, Cr:0.01 내지 0.03%, Cu: 0.003 내지 0.008%, Mg: 0.0005 내지 0.0025%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하에서는 무방향성 전기강판의 성분 한정의 이유부터 설명한다.
Si: 3.0 내지 4.0 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 취성이 증가하여 압연생산성이 급격히 저하되고 자성에 유해한 표층부 산화층 및 산화물을 형성할 수 있다. 따라서, Si를 3.0 내지 4.0 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 3.1 내지 3.8 중량% 포함할 수 있다.
Al: 0.3 내지 1.5 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 0.30 내지 1.50 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.40 내지 1.30 중량% 포함할 수 있다.
Mn: 0.1 내지 0.6 중량%
망간(Mn)은 재료의 비저항을 높여 철손을 개선하고 황화물을 형성시키는 역할을 한다. Mn이 너무 적게 첨가될 경우 황화물이 미세하게 형성되어 자성 열화를 일으키며, Mn이 너무 많이 첨가될 경우 미세한 MnS가 과다하게 석출되고 자성에 불리한 {111} 집합조직의 형성을 조장하여 자속밀도가 급격히 감소하게 된다. 따라서, Mn을 0.1 내지 0.6 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.2 내지 0.5 중량% 포함할 수 있다.
Sn 및 Sb 중 1종 이상: 0.006 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 Sb 중 1종 이상을 0.006 내지 0.100 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.010 내지 0.070 중량% 포함할 수 있다. Sn 및 Sb 중 1종 이상이란 Sn 또는 Sb가 단독으로 포함될 경우, 그 단독 함량, Sn 및 Sb가 동시에 포함될 경우, Sn 및 Sb의 합량을 의미한다.
C: 0.0015 내지 0.0040 중량%
탄소(C)는 자기시효를 일으키고 기타 불순물 원소와 결합하여 탄화물을 생성하여 자기적 특성을 저하시키므로 낮을수록 바람직하다. 다만 본 발명의 일 실시예에서 Cr, Cu, Mg를 적정량 포함하여, 일정량 이상 포함하더라도 자성에 무방하다. 따라서, 0.0015 중량% 이상 포함할 수 있다. 따라서, C을 0.0015 내지 0.0040 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0020 내지 0.0035 중량% 포함할 수 있다.
Cr:0.0100 내지 0.0300 중량%
크롬(Cr)은 미세석출물을 형성하는 경향이 강하지는 않지만, 표층부 Al계 산화층 형성을 방해하고 Cr계 탄화물을 형성하여 자성을 악화시킬 수 있다. Cr이 너무 적게 첨가될 경우 Al 산화층이 지나치게 두껍게 형성되거나 표면에 둥근 형태의 산화물 또는 질화물이 형성되어 자성을 악화시킬 수 있고, Cr이 너무 많이 첨가될 시, 치밀한 산화층이 형성되기 어려워 자성이 악화될 수 있다. 따라서, Cr을 0.0100 내지 0.0300 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 Cr을 0.0120 내지 0.0275 중량% 포함할 수 있다.
Cu: 0.0030 내지 0.0080 중량%
구리(Cu)는 고온에서 황화물을 형성할 수 있는 원소이며 다량으로 첨가시에는 표면부의 산화층 조성에도 영향을 미치는 원소이다. 적정량의 첨가시 미세한 크기의 CuS 또는 MnCuS 석출물을 조대화시켜 자성을 개선시키는 효과가 있다. 따라서, Cu를 0.0030 내지 0.0080 중량%로 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0040 내지 0.0077 중량% 포함할 수 있다.
Mg: 0.0005 내지 0.0025 중량%
마그네슘(Mg)은 주로 S와 결합하여 황화물을 형성하는 원소이며, 소지철 표면 산화층에 영향을 미칠 수 있다. 따라서, Mg를 0.0005 내지 0.0025 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0008 내지 0.0020 중량% 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 하기 식 1을 만족할 수 있다.
[식 1]
0.66 ≤ ([Sn]+[Sb])/([Cr]+[Cu]+[Mg]) ≤ 2.00
더욱 구체적으로 식 1 값이 0.68 내지 1.95가 될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 N, S, Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 각각 0.0003 내지 0.0030 중량% 더 포함할 수 있다.
N: 0.0003 내지 0.0030 중량%
질소(N)은 모재 내부에 미세한 AlN 석출물을 형성할 뿐 아니라, 기타 불순물과 결합하여 미세한 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제하여 철손을 악화시키므로 낮을수록 바람직하며, 0.0003 내지 0.0030 중량% 포함할 수 있다. 보다 바람직하게는 0.0005 내지 0.0025 중량% 로 관리될 수 있다.
S: 0.0003 내지 0.0030 중량%
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, 0.0003 내지 0.0030 중량%로 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 0.0005 내지 0.0025 중량% 포함할 수 있다.
Ti: 0.0003 내지 0.0030 중량%
티타늄(Ti)는 강내 석출물 형성 경향이 매우 강하며, 모재 내부에 미세한 탄화물 또는 질화물 또는 황화물을 형성하여 결정립 성장을 억제함으로써 철손을 열화시킨다. 따라서 Ti 함량은 각 0.004% 이하, 보다 바람직하게는 0.002% 이하로 관리되어야 한다.
Nb: 0.0003 내지 0.0030 중량%
니오븀(Nb)은 모재 내부에 미세한 탄화물 또는 질화물을 형성하여 결정립 성장과 자벽 이동을 억제하여 철손을 열화시킨다. 따라서 Nb 함량은 각 0.004% 이하, 보다 바람직하게는 0.002% 이하로 관리되어야 한다.
V: 0.0003 내지 0.0030 중량%
바나듐(V)은 모재 내부에 미세한 탄화물 또는 질화물을 형성하여 결정립 성장과 자벽 이동을 억제하여 철손을 열화시킨다. 따라서 V 함량은 각 0.004% 이하, 보다 바람직하게는 0.002% 이하로 관리되어야 한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 P: 0.005 내지 0.05 중량%, Mo: 0.001 내지 0.01 중량% 및 Ni: 0.005 내지 0.04 중량% 중 1종 이상을 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 더 포함하는 경우, 0.005 내지 0.050 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 P를 0.007 내지 0.045 중량% 더 포함할 수 있다.
Mo: 0.001 내지 0.01 중량%
몰리브덴(Mo)은 표면과 입계에 편석하여 집합조직을 개선시키는 역할을 한다. Mo가 너무 적게 첨가될 경우 {111} 집합조직이 발달하여 자성이 악화될 수 있다. Mo가 너무 많이 첨가될 시, Sn과 P의 편석을 억제하여 집합조직 개선효과가 감소할 수 있다. 따라서, Mo을 더 포함할 경우, 0.001 내지 0.01 중량%로 포함할 수 있다.
Ni: 0.005 내지 0.04 중량%
니켈(Ni)은 강의 연성을 증가시키고 Sn과 P의 편석을 촉진하는 역할을 한다. Ni가 너무 많이 첨가되면 자속밀도가 급격히 저하할 수 있다. 따라서, Ni를 더 포함하는 경우, 0.005 내지 0.04 중량%로 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.
불가피한 불순물로는 예컨데, B, Zr 등이 있을 수 있으며, B : 0.002 중량% 이하, Zr : 0.005 중량% 이하로 관리되어야 될 수 있다.
도 1에서는 본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 단면을 나타낸다. 도 1에서 나타나듯이, 전기강판(100) 표면으로부터 내부 방향으로 산화층(20)이 존재한다. 산화층(20)을 제외한 전기강판(100)은 전기강판 모재(10)로 구분한다.
전기강판(100)은 제조 공정에서 산소에 노출되면서, 분위기 중의 산소가 강판 내부로 침투하여 표면에서 내부 방향으로 산소 농도 구배가 존재할 수 있다.
산화층(20)과 모재(10)는 산소 함량이 40 중량% 이상인 산화층(20)과 산소 함량이 40 중량% 미만인 모재(10)로 구분할 수 있다. 이렇게 구분된 산화층(20)의 두께는 10 내지 50nm일 수 있다. 이처럼 적절한 두께의 산화층(20)이 형성됨으로써, 소둔 시 분위기 중의 질소가 모재로 확산되는 것을 억제하여 미세 질화물 형성이 억제되므로, 자성이 향상될 수 있다. 강판 표면 전체에서 산화층(20)의 두께는 상이할 수 있으며, 본 발명의 일 실시예에서 산화층(20)의 두께란 강판 내에서의 평균 두께를 의미한다.
이 산화층(20)에는 제조 공정에서 산소의 침투로 인하여 존재하는 산소 외에도 모재(10)에서 확산하여 농화된 Al를 다량 포함한다. 반면, Al 및 O의 증가로 인하여 상대적으로 Si 함량은 감소할 수 있다.
구체적으로 산화층(20)은 Al을 1.0 내지 30 중량% 및 Si 0.5 내지 10.0 중량% 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 산화층(20)은 O: 40 내지 70 중량%, Al: 1 내지 30 중량%, Si: 0.5 내지 10.0 중량% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 이처럼 Al이 농화된 산화층이 형성됨으로써, 모재 내부에 둥근 형태의 산화물이나 미세 질화물이 형성되는 것을 억제하여 자성이 향상될 수 있다. O와 유사하게, Al의 경우 모재로부터 표면 방향으로 함량이 증가하는 농도 구배가 존재할 수 있으며, 전술한 범위는 산화층(20) 내의 평균 함량을 의미한다.
산화층(20) 내의 Si 함량에 대한 Al 함량의 중량비가 5 내지 20일 수 있다. 이처럼 산화층(20) 내의 Al의 양이 증가하면 치밀한 산화층을 형성하여 최종소둔 과정에서 발생할 수 있는 표면층 아래에 미세 석출물 형성을 억제하여 우수한 자기적 특성을 얻을 수 있다. 더욱 구체적으로 산화층(20) 내의 Si 함량에 대한 Al 함량의 중량비가 7.0 내지 17.0일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 평균 결정립경이 55 내지 75㎛일 수 있다. 전술한 범위에서 무방향성 전기강판의 자성이 더욱 우수하다. 결정립경은 (측정면적÷결정립개수)0.5로 계산한다. 결정립경은 압연면(ND면)과 평행한 면을 기준으로 측정할 수 있고, 모재(10) 내에서 측정할 수 있다. 구체적으로 평균 결정립경이 60 내지 70㎛일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서는 합금 성분을 적절히 제어함으로써, 표면부의 AlN 석출물의 밀도를 낮출 수 있다. 구체적으로 강판 표면으로부터 내부 방향으로 2㎛ 이내의 깊이에서 직경이 10 내지 500nm인 AlN 석출물의 분포밀도가 3개/mm2 이하일 수 있다. 이처럼, AlN 개재물의 분포 밀도를 낮춤으로써, 자벽이동을 방해하는 미세석출물을 억제하여 자성 향상에 기여할 수 있다. 더욱 구체적으로 AlN 석출물의 분포 밀도가 0.5 내지 2.5 개/mm2 일 수 있다. 이 때, AlN의 직경은 압연면(ND면)과 평행한 면을 기준으로 측정할 수 있다. AlN의 직경은 AlN과 동일한 면적을 갖는 원을 가정하여 그 원의 직경으로 구할 수 있다.
강판의 두께는 0.10 내지 0.35mm일 수 있다.
전술하였듯이, 본 발명의 일 실시예에서 최적 합금 조성을 제시하고, 석출물 특성을 개선하여, 자성을 향상시킬 수 있다. 구체적으로 무방향성 전기강판의 철손(W10/400)이 12.5W/kg이하, 자속밀도(B50)이 1.650T이상이 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 11.6W/kg이하, 자속밀도(B50)이 1.660T이상이 될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법은 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조하는 단계 및 냉연판을 최종 소둔하는 단계를 포함한다.
먼저, 슬라브를 열간압연한다.
슬라브의 합금 성분에 대해서는 전술한 무방향성 전기강판의 합금성분에서 설명하였으므로, 중복되는 설명은 생략한다. 무방향성 전기강판의 제조 과정에서 합금 성분이 실질적으로 변동되지 않으므로, 무방향성 전기강판과 슬라브의 합금 성분은 실질적으로 동일하다.
구체적으로 슬라브는 중량%로, 중량%로, Si : 3.0 내지 4.0%, Al : 0.3 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.6%, Sn 및 Sb 중 1종 이상: 0.006 내지 0.1%, C:0.0015 내지 0.0040%, Cr:0.01 내지 0.03%, Cu: 0.003 내지 0.008% 및 Mg: 0.0005 내지 0.0025%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족할 수 있다.
그 밖의 추가 원소에 대해서는 무방향성 전기강판의 합금성분에서 설명하였으므로, 중복되는 설명은 생략한다.
슬라브를 열간압연하기 전에 가열할 수 있다. 슬라브의 가열 온도는 제한되지 않으나, 슬라브를 1200℃이하로 가열할 수 있다. 슬라브 가열 온도가 너무 높으면, 슬라브 내에 존재하는 AlN, MnS등의 석출물이 재고용된 후 열간압연 및 소둔시 미세 석출되어 결정립 성장을 억제하고 자성을 저하시킬 수 있다.
다음으로, 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조한다. 열연판 두께는 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.
다음으로, 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 제조한다. 냉간압연은 0.1mm 내지 0.35mm의 두께로 최종 압연한다. 냉간압연하는 단계에서 압하율을 85% 이상으로 조절할 수 있다. 더욱 구체적으로 압하율은 85 내지 95%일 수 있다. 압하율이 너무 낮을 경우, 강판 폭방향으로의 두께 차이가 발생할 수 있다.
다음으로, 냉연판을 최종 소둔한다. 냉연판을 900℃ 이상의 균열온도로 15초 이상 유지하여 소둔할 수 있다. 무방향성 전기강판의 철손은 결정립 크기와 밀접하게 연관되므로 적절한 온도 및 시간으로 소둔할 수 있다. 더욱 구체적으로 950 내지 1100℃의 균열온도로 30 내지 150초간 소둔할 수 있다.
최종 소둔하는 단계는 냉연판을 수소(H2) 40 부피% 이하 및 질소 60 부피% 이상 포함하고, 이슬점이 0 내지 -40℃인 분위기 하에서 소둔할 수 있다. 구체적으로 수소 5 내지 40 부피% 및 질소 60 내지 95 부피% 포함하는 분위기에서 소둔할 수 있다. 최종 소둔 과정에서 평균 결정립 입경이 55 내지 75㎛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 및 표 2 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 성분으로 슬라브를 제조하였다. 이를 1150℃로 가열하고 830℃의 마무리온도로 열간압연하여, 판두께 2.3mm의 열연판을 제조하였다. 열간압연된 열연판은 1030℃에서 100초간 열연판 소둔 후, 냉간압연하여 두께를 0.27mm로 만들고 950℃에서 88초간 재결정 소둔을 시행하였다.
각 시편에 대한 산화층 두께, 산화층 내 Al, Si 함량, 표층부 AlN 분포 밀도 W10/400 철손, B50 자속밀도를 표 3에 나타내었다.
산화층 두께는 산화층 두께는 시편을 FIB로 가공하여 매끈한 단면을 제조하고, 이를 TEM 고배율로 촬영하여 모재표층의 10지점 이상에서 산화층 두께를 측정한 평균값을 나타내었다.
AlN은 강판의 표면을 1㎛연삭하고, 이를 TEM 고배율로 촬영하여 2500㎛2 이상의 면적에 대해 AlN의 개수를 측정하여 표 3에 정리하였다.
자속밀도, 철손 등의 자기적 특성은 각각의 시편에 대해 너비 60mm × 길이 60mm × 매수 5매의 시편을 절단하여 Single sheet tester로 압연방향과 압연수직방향을 측정하고 그 평균값을 나타내었다. 이 때, W10/400은 400Hz의 주파수로 1.0T의 자속밀도를 유기하였을 때의 철손이고, B50은 5000A/m의 자기장에서 유도되는 자속밀도를 의미한다.
시편번호 Si
[%]		 Al
[%]		 Mn
[%]		 Sn
[ppm]		 Sb
[ppm]		 C
[ppm]		 Cr
[ppm]		 Cu
[ppm]		 Mg
[ppm]
A1 3.1 1.3 0.5 231 21 28 73 53 23
A2 3.1 1.3 0.5 35 463 28 251 77 2
A3 3.1 1.3 0.5 37 428 26 128 69 14
A4 3.1 1.3 0.5 596 48 27 273 56 8
B1 3.4 0.95 0.3 372 879 23 256 70 19
B2 3.4 0.95 0.3 146 37 35 114 76 15
B3 3.4 0.95 0.3 98 85 35 286 77 21
B4 3.4 0.95 0.3 240 310 34 245 40 8
C1 3.6 0.75 0.2 281 173 30 225 104 14
C2 3.6 0.75 0.2 21 27 21 109 36 8
C3 3.6 0.75 0.2 237 292 29 247 57 14
C4 3.6 0.75 0.2 69 77 21 127 66 19
D1 3.8 0.4 0.3 126 118 22 159 17 13
D2 3.8 0.4 0.3 291 84 22 354 58 18
D3 3.8 0.4 0.3 75 330 23 124 77 9
D4 3.8 0.4 0.3 380 120 24 189 64 18
D5 3.8 0.01 0.3 380 120 24 189 64 18
시편번호 N
[ppm]		 S
[ppm]		 Ti
[ppm]		 Nb
[ppm]		 V
[ppm]		 [Sn]+[Sb]
[%]		 ([Sn]+[Sb])
/([Cr]+[Cu]+[Mg])
A1 16 19 11 19 15 0.0252 1.69
A2 13 9 23 17 21 0.0498 1.51
A3 18 14 24 8 19 0.0465 2.2
A4 17 16 17 18 10 0.0644 1.91
B1 14 18 12 11 23 0.1251 3.63
B2 15 18 9 13 9 0.0183 0.89
B3 9 17 24 19 10 0.0183 0.48
B4 12 15 14 20 21 0.0550 1.88
C1 9 14 24 19 20 0.0454 1.32
C2 11 17 21 23 16 0.0048 0.31
C3 12 20 23 14 12 0.0529 1.66
C4 8 14 17 18 18 0.0146 0.69
D1 8 21 18 9 23 0.0244 1.29
D2 11 12 12 16 11 0.0375 0.87
D3 10 13 12 21 13 0.0405 1.93
D4 20 20 10 9 24 0.0500 1.85
D5 20 20 10 9 24 0.0500 1.85
시편번호 산화층 내 Al 산화층 내 Si 산화층내 산화층 두께 표층부 AlN 분포밀도 [개/mm2] W10/400 B50 비고
[%] [%] [Al]/[Si] [nm] [W/kg] [T]
A1 23 1.4 16.4 70 4.2 13.1 1.652 비교예
A2 22 6.4 3.4 40 9.5 13.1 1.65 비교예
A3 21 7.2 2.9 35 5.9 12.8 1.652 비교예
A4 29 2.6 11.2 25 1.8 11.1 1.661 발명예
B1 24 5.7 4.2 5 7.1 13 1.658 비교예
B2 22 0.8 27.5 20 6.3 13.1 1.654 비교예
B3 27 1.2 22.5 25 4.8 12.9 1.655 비교예
B4 22 2.8 7.9 35 1.2 11.5 1.667 발명예
C1 27 1.1 24.5 20 6.5 13.2 1.664 비교예
C2 29 1.3 22.3 65 8.6 13.3 1.663 비교예
C3 23 1.5 15.3 20 1.6 11.4 1.671 발명예
C4 24 2.3 10.4 15 2.1 11.5 1.672 발명예
D1 25 7.1 3.5 40 5.6 13.2 1.664 비교예
D2 28 2.3 12.2 5 4 13.3 1.664 비교예
D3 27 2.7 10 20 0.8 11.3 1.673 발명예
D4 23 3.2 7.2 30 1.3 11.6 1.672 발명예
D5 0.7 28 0.025 8 11.3 13.5 1.654 비교예
표 1 내지 표 3에 나타나듯이 합금 성분이 적절히 제어된 A4, B4, C3, C4, D3, D4의 경우, 산화층이 적절히 형성되고, AlN이 적게 형성되어, 자성이 우수함을 확인할 수 있다.
반면, A1은 Cr을 너무 적게 포함하여, 산화층이 적절히 형성되지 못하고, AlN이 다량 형성되어, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
A2는 Mg을 너무 적게 포함하여, 산화층이 적절히 형성되지 못하고, AlN이 다량 형성되어, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
A3는 식 1 값이 너무 커서, 산화층이 적절히 형성되지 못하고, AlN이 다량 형성되어, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
B1은 Sn, Sb를 다량 포함하고, 식 1 값이 너무 커서, 산화층이 적절히 형성되지 못하고, AlN이 다량 형성되어, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
B2는 Mg를 다량 포함하여, 산화층이 적절히 형성되지 못하고, AlN이 다량 형성되어, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
B3는 식 1 값이 너무 작아, 산화층이 적절히 형성되지 못하고, AlN이 다량 형성되어, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
C1은 Cu를 다량 포함하여, 산화층이 적절히 형성되지 못하고, AlN이 다량 형성되어, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
C2는 Sn, Sb를 적게 포함하고, 식 1 값이 너무 작아 산화층이 적절히 형성되지 못하고, AlN이 다량 형성되어, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
D1은 Cu를 너무 적게 포함하여, 산화층이 적절히 형성되지 못하고, AlN이 다량 형성되어, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
D2는 Cr을 너무 많이 포함하여, 산화층이 적절히 형성되지 못하고, AlN이 다량 형성되어, 자성이 열위함을 확인할 수 있다.
D5는 Al을 너무 적게 포함하여, 산화층이 적절히 형성되지 못하고, 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.
[부호의 설명]
100: 무방향성 전기강판 , 10: 모재,
20: 산화층

Claims (15)

  1. 중량%로, Si : 3.0 내지 4.0%, Al : 0.3 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.6%, Sn 및 Sb 중 1종 이상: 0.006 내지 0.1%, C:0.0015 내지 0.0040%, Cr:0.01 내지 0.03%, Cu: 0.003 내지 0.008% 및 Mg: 0.0005 내지 0.0025%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 1을 만족하는 무방향성 전기강판.
    [식 1]
    0.66 ≤ ([Sn]+[Sb])/([Cr]+[Cu]+[Mg]) ≤ 2
    (식 1에서 [Sn], [Sb], [Cr], [Cu] 및 [Mg]는 각각 Sn, Sb, Cr, Cu 및 Mg의 함량(중량%)을 나타낸다.)
  2. 제1항에 있어서,
    N, S, Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 각각 0.0003 내지 0.0030 중량% 더 포함하는 무방향성 전기강판.
  3. 제1항에 있어서,
    P: 0.005 내지 0.05 중량%, Mo: 0.001 내지 0.01 중량% 및 Ni: 0.005 내지 0.04 중량% 중 1종 이상 더 포함하는 무방향성 전기강판.
  4. 제1항에 있어서,
    평균 결정립 입경이 55 내지 75㎛인 무방향성 전기강판.
  5. 제1항에 있어서,
    강판 표면으로부터 내부 방향으로 산화층이 존재하고, 산화층의 두께는 10 내지 50nm인 무방향성 전기강판.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 산화층은 Al을 1.0 내지 30 중량% 및 Si 0.5 내지 10.0 중량% 포함하는 무방향성 전기강판.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 산화층 내의 Si 함량에 대한 Al 함량의 중량비가 5 내지 20인 무방향성 전기강판.
  8. 제1항에 있어서,
    강판 표면으로부터 내부 방향으로 2㎛ 이내의 깊이에서 직경이 10 내지 500nm인 AlN 석출물의 분포밀도가 3개/mm2 이하인 무방향성 전기강판.
  9. 제1항에 있어서,
    두께가 0.10 내지 0.35mm인 무방향성 전기강판.
  10. 중량%로, Si : 3.0 내지 4.0%, Al : 0.3 내지 1.5%, Mn : 0.1 내지 0.6%, Sn 및 Sb 중 1종 이상: 0.006 내지 0.1%, C:0.0015 내지 0.0040%, Cr:0.01 내지 0.03%, Cu: 0.003 내지 0.008% 및 Mg: 0.0005 내지 0.0025%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1을 만족하는 슬라브를 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계;
    상기 열연판을 냉간압연 하여 냉연판을 제조하는 단계 및
    상기 냉연판을 최종 소둔하는 단계를 포함하는 무방향성 전기강판의 제조방법.
    [식 1]
    0.66 ≤ ([Sn]+[Sb])/([Cr]+[Cu]+[Mg]) ≤ 2
    (식 1에서 [Sn], [Sb], [Cr], [Cu] 및 [Mg]는 각각 상기 슬라브 내 Sn, Sb, Cr, Cu 및 Mg의 함량(중량%)을 나타낸다.)
  11. 제10항에 있어서,
    상기 열연판을 제조하는 단계 이전에 슬라브를 1200℃ 이하로 가열하는 단계를 더 포함하는 무방향성 전기강판의 제조방법.
  12. 제10항에 있어서,
    상기 열연판을 제조하는 단계에서 마무리 압연 온도는 800℃ 이상인 무방향성 전기강판의 제조방법.
  13. 제10항에 있어서,
    상기 열연판을 제조하는 단계 이후, 850 내지 1150℃에서 열연판 소둔 하는 단계를 더 포함하는 무방향성 전기강판의 제조방법.
  14. 제10항에 있어서,
    상기 최종 소둔하는 단계는 900℃ 이상의 균열온도로 15초 이상 유지하여 소둔하는 무방향성 전기강판의 제조방법.
  15. 제10항에 있어서,
    상기 최종 소둔하는 단계는 수소(H2) 40 부피% 이하 및 질소 60 부피% 이상 포함하고, 이슬점이 0 내지 -40℃인 분위기 하에서 소둔하는 무방향성 전기강판의 제조방법.
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