WO2022234902A1 - (001) 집합조직으로 구성된 전기강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

(001) 집합조직으로 구성된 전기강판 및 그의 제조방법 Download PDF

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WO2022234902A1
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허남회
최인석
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Definitions

  • the present invention relates to an electrical steel sheet composed of (001) texture and a method for manufacturing the same.
  • Electrical steel sheet plays an important role in determining the energy efficiency of electrical equipment, because electrical steel sheet is used as an iron core material in rotating equipment such as motors and generators and stationary equipment such as small transformers. This is because it converts energy into energy.
  • the magnetic properties of the electrical steel sheet include iron loss (W 15/50/kg or W 10/400/kg ) and magnetic flux density ( B 8 or B 50 ). So the lower the better. On the other hand, when an external magnetic field is applied, as the magnetic flux density indicating the ease of magnetization is larger, the desired magnetic flux density can be obtained even when a small current is applied. good night.
  • iron loss can be reduced by adding Si, Al, Mn, etc., which are alloying elements with high specific resistance.
  • Si silicon
  • Al aluminum
  • a method for increasing the area fraction of (001) crystal grains is introduced in US Patent Publication US005948180A, European Patent Publication EP 0 741 191 B1, and Academic Documents 1 and 2.
  • a cold-rolled steel sheet prepared from a hot-rolled steel sheet containing 0.05% to 0.1% of C, an austenite ( ⁇ ) stabilizing element, is used in a ferrite ( ⁇ ) + austenite ( ⁇ ) two-phase temperature and high vacuum atmosphere in the region of 950°C to 1050°C.
  • (001) grains are grown using the phase transformation from austenite ( ⁇ ) to ferrite ( ⁇ ) caused by decarburization by heat treatment at
  • Mn evaporates from the surface at the same time as the decarburization reaction during heat treatment in a relatively low temperature region of 950° C. to 1050° C. and high vacuum, and surface oxidation occurs due to a relatively low temperature region even in a high vacuum, so that manganese from the inside of the steel sheet to the surface It is impossible to avoid the formation of a surface demanganese layer and a surface oxide film, which are harmful to magnetic properties due to a decrease in concentration.
  • the temperature range for promoting (001) grain growth by using the phase transformation from austenite ( ⁇ ) to ferrite ( ⁇ ) by high vacuum decarburization reaction is, in principle, limited to a relatively low temperature range of 950 ° C to 1050 ° C. Therefore, it exhibits a low (001) aspect ratio of 65% or less (European Patent Publication EP 0 741 191 B1).
  • Korean Patent Laid-Open Nos. 10-0797895 and 10-0973406 have additionally suggested methods for manufacturing electrical steel sheets having a (001) texture, but these inventions also include phase transformation from austenite ( ⁇ ) to ferrite ( ⁇ ). A process of growing (001) grains through
  • the Mn addition amount is 0.5% or less
  • the amount of MnS precipitation is small during hot rolling and cooling, hot-rolled sheet annealing and cold-rolled steel sheet final annealing.
  • this large amount of atomic S is segregated intensively on the surface during final annealing to maximize the surface energy of the ⁇ 111 ⁇ crystal plane rather than the surface energy of the (001) crystal plane. Since it promotes ⁇ 111 ⁇ grain growth rather than (001) grain growth during final annealing, it is easy to result in an electrical steel sheet composed of ⁇ 111 ⁇ grains rather than an electrical steel sheet composed of (001) grains after final annealing, and the thickness of the steel sheet As , this phenomenon becomes more pronounced.
  • the MnS precipitation reaction is activated by a large amount of Mn addition, and the amount of S dissolved in the steel sheet is minimized.
  • annealing by controlling the surface energy of the (001) crystal plane to the lowest level, conditions are created so that (001) grains can grow while encroaching on ⁇ 111 ⁇ or ⁇ 110 ⁇ grains to finally obtain an electrical steel sheet composed of (001) grains. It will be said that making it possible is the biggest core technology.
  • the austenite ( ⁇ ) phase is different in all heat treatment temperature ranges.
  • the addition amount of Mn is increased in the range of more than 0.5% to 2.0% so that it becomes a ferrite ( ⁇ ) + MnS precipitate region in which there is no ferrite ( ⁇ ) single phase or ferrite ( ⁇ ) and MnS precipitates are mixed, and 1 atm.
  • the austenite ( ⁇ ) phase does not exist in all heat treatment temperature ranges, and the ferrite ( ⁇ ) Increase the amount of Mn in the range of 2.0% over 0.5% so that it becomes a ferrite ( ⁇ ) + MnS precipitate region in which single phase or ferrite ( ⁇ ) and MnS precipitates are mixed, and 1 atm pressure reducing atmosphere and austenite ( ⁇ ) phase do not exist and MnS precipitates excessively generated due to the addition of a large amount of Mn by performing final annealing for a long time in a relatively high temperature region of ferrite ( ⁇ ) single phase or ferrite ( ⁇ ) + MnS precipitate region in which ferrite ( ⁇ ) and MnS precipitates are mixed Accelerate the growth of (001) grains at the same time as their rapid decomposition reaction, so that there is no deterioration in magnetic properties due to
  • the electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is, by weight, Si: 2.0% to 4.0%, Mn: more than 0.5% and 2.0% or less, S: 0.01% or less (excluding 0%) , C: 0.01% or less (excluding 0%), N: 0.01% or less (excluding 0%), the remainder including Fe and other unavoidable impurities, consisting of (001) grains, and exhibiting the maximum surface strength ( 001)
  • the angle ( ⁇ ) between the [100] crystal direction in the texture and the rolling direction satisfies 0 ⁇ ⁇ ⁇ 8 ⁇ , and can be characterized as having a thickness of 0.05 to 0.25 mm by two-stage cold rolling have.
  • the average (001) grain diameter penetrates the steel sheet thickness
  • the average (001) grain diameter may be 1 to 50 times the thickness of the steel sheet
  • the average (001) grain diameter is It may be 0.3 to 5 mm.
  • the electrical steel sheet according to an example of the present invention may have an area fraction of (001) crystal grains of 80% or more, a magnetic flux density (B 50 ) of 1.70 Tesla or more, and a steel sheet thickness ratio to iron loss (W 15/50 ) of 4 to 20 Watts/kg/mm.
  • the electrical steel sheet composed of (001) texture according to the present invention is, by weight, Si: 2.0% to 4.0%, Mn: more than 0.5% and 2.0% or less, S: 0.01% or less (excluding 0%), C: 0.01 % or less (excluding 0%), N: 0.01% or less (excluding 0%), remaining Fe and other unavoidable impurities, consisting of (001) grains, and (001) texture showing maximum surface strength [100]
  • the angle ( ⁇ ) formed by the crystal direction with the rolling direction satisfies 0 ⁇ ⁇ ⁇ 8 ⁇ , and has a thickness of 0.05 to 0.25 mm by two-stage cold rolling, (001) grains of 80% or more, the magnetic flux density (B 50 ) and iron loss (W 15/50 ) of 1.70 Tesla or more and the steel sheet thickness ratio to 4 to 20 Watts/kg/mm can be achieved.
  • 1 is a state diagram showing the change in the existence region of ferrite ( ⁇ ), MnS precipitates and austenite ( ⁇ ) according to temperature according to the amount of Mn, which is an austenite ( ⁇ ) stabilizing element, in an Fe-2%Si-0.002%S alloy system; It is a drawing obtained by using the ThermoCalc program with the built-in TCFE 9 database, which is used universally for calculation.
  • FIG. 2 is a state diagram showing the change in the existence region of ferrite ( ⁇ ), MnS precipitates and austenite ( ⁇ ) according to temperature according to the amount of Mn, which is an austenite ( ⁇ ) stabilizing element, in the Fe-3.1%Si-0.002%S alloy system; It is a drawing obtained by using the ThermoCalc program with the built-in TCFE 9 database, which is used universally for calculation.
  • FIG. 3 is a state diagram showing the change in the presence region of ferrite ( ⁇ ), MnS precipitates, and austenite ( ⁇ ) according to temperature according to the amount of Mn, which is an austenite ( ⁇ ) stabilizing element, in the Fe-4%Si-0.002%S alloy system; It is a drawing obtained by using the ThermoCalc program with the built-in TCFE 9 database, which is used universally for calculation.
  • ODF orientation distribution function
  • FIG. 6 is a view showing the ODF of FIG. 5 in an etch-fit structure.
  • % means % by weight.
  • (001) plane used in the present invention means a plane in which the crystallographic (001) plane of the crystal grains constituting the electrical steel sheet is parallel to the plate plane of the electrical steel sheet.
  • the plate surface of the electrical steel sheet means the xy plane when the rolling direction (RD direction) of the steel sheet is the x-axis width direction (TD direction) is the y-axis.
  • EBSD Electro Backscatter Diffraction
  • ODF orientation distribution function
  • the average grain diameter was obtained using a conventional grain size calculation method using an optical microscope.
  • face strength of (001) texture refers to the relative strength based on Intensity 1 of a disordered tissue that does not have any texture.
  • the present inventors have repeatedly studied a method for increasing magnetic flux density while lowering iron loss, and have found that it is possible to simultaneously improve iron loss characteristics and magnetic flux density characteristics when manufacturing an electrical steel sheet satisfying the following configuration. came to the conclusion of the invention.
  • the electrical steel sheet according to an example of the present invention is, by weight, Si: 2.0% to 4.0%, Mn: more than 0.5% and 2.0% or less, S: 0.01% or less (excluding 0%), C: 0.01% or less (excluding 0%), N: 0.01% or less (excluding 0%), the remainder including Fe and other unavoidable impurities, consisting of (001) grains, and (001) within the texture showing the maximum surface strength [100]
  • the angle ⁇ between the crystal direction and the rolling direction satisfies 0 ⁇ ⁇ ⁇ 8 ⁇ , and may be characterized in that it has a thickness of 0.05 to 0.25 mm by two-stage cold rolling.
  • the electrical steel sheet composed of the (001) texture according to the present invention has an area fraction of (001) grains of 80% or more, so that the magnetic flux density (B 50 ) and iron loss (W 15/50 ) of 1.70 Tesla or more compared to the steel sheet A thickness ratio of 4 to 20 Watts/kg/mm can be achieved.
  • Such excellent properties are achieved by precipitating a large amount of MnS during reheating and annealing through the addition of excess Mn of more than 0.5% and 2.0% or less, and thereby preventing intensive segregation of S on the surface of the steel sheet during final annealing.
  • 111 ⁇ It can be achieved by preventing the surface energy of the crystal plane from being the lowest.
  • the electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a (001) grain area fraction of 90% or more, and more preferably 95% or more.
  • the magnetic flux density (B 50 ) may be 1.72 Tesla or more, more preferably 1.74 Tesla or more, and most preferably 1.76 Tesla or more, and the upper limit thereof is not particularly limited, but may be, for example, 2.0 Tesla.
  • the iron loss (W 15/50 ) to the steel plate thickness ratio may be 4 to 20 Watts/kg/mm.
  • the average (001) grain diameter penetrates the steel sheet thickness
  • the average (001) grain diameter may be 1 to 50 times the thickness of the steel sheet, and more preferably the average (001)
  • the grain diameter may be 5 to 35 times the thickness of the steel sheet. In this range, both low iron loss and high magnetic flux density characteristics can be secured. More specifically, the average ⁇ 100 ⁇ grain diameter may be 0.3 to 5 mm.
  • the angle ( ⁇ ) between the [100] crystal direction in the (001) texture representing the maximum surface strength and the rolling direction satisfies 0 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ 8 ⁇ , which It may mean that the main set structure representing the maximum surface strength of the electrical steel sheet is close to (001)[010]. More preferably, (001) representing the maximum surface strength
  • the angle ( ⁇ ) between the [100] crystal direction in the texture and the rolling direction may satisfy 0 ⁇ ⁇ ⁇ 7 ⁇ , and more preferably 0 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ 5 ⁇ .
  • the surface of the steel sheet is characterized in that there is no demanganese layer and surface oxide film. Through this, both low iron loss and high magnetic flux density characteristics can be secured.
  • the Si is a major element added to increase the specific resistance of the steel to lower the eddy current loss during iron loss. If it is less than 2.0%, the (001) texture does not develop smoothly due to the presence of the austenite ( ⁇ ) phase during heat treatment, so the high magnetic flux density And it is difficult to obtain very low iron loss characteristics, and when added in excess of 4.0%, plate breakage occurs during cold rolling, so Si is limited to 2.0% to 4.0% by weight in the present invention.
  • Mn more than 0.5% and less than 2.0%
  • the Mn exhibits a strong effect of lowering iron loss by increasing the specific resistance along with Si, Al, etc., but when it is present inside the electrical steel sheet after forming MnS precipitates by combining with sulfur, (001) not only interferes with grain growth, Mn is added up to 0.3% in the current non-oriented electrical steel sheet composed of ⁇ 111 ⁇ texture because it interferes with the movement of the magnetic domain and causes an increase in iron loss and a decrease in magnetic flux density. For this reason, the non-oriented electrical steel sheet composed of ⁇ 111 ⁇ texture is suppressed as much as possible by final annealing within 3 minutes in a temperature range of 900 to 1100°C, thereby maximally suppressing MnS production.
  • the MnS generation start curve draws a C curve, and the C curve moves to a relatively high temperature and short time region as the amount of Mn and S added increases. Due to the existence of the C curve, MnS is precipitated inside the steel sheet during cooling after hot rolling, and additional generation of MnS is essential while the cold-rolled steel sheet is heated up to the final annealing temperature and maintained at the final annealing temperature at a certain heating rate.
  • decomposition of MnS Final annealing must be performed for a sufficiently long time in a reducing gas atmosphere so that smooth (001) grain growth occurs at a high temperature above a certain critical temperature that can accelerate the reaction and shorten the decomposition reaction completion time.
  • the electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may satisfy the following relational expression (1).
  • [Mn] 0 is the content (% by weight) of manganese atoms (Mn) in the slab
  • [Mn] 1 is the content (% by weight) of manganese atoms (Mn) in the steel sheet after final annealing.
  • MnS precipitates are decomposed during final annealing after MnS precipitation, and Mn is dissolved back into the steel in an atomic state, so the content of Mn in the steel sheet after final annealing with the slab This can be almost identical.
  • [Mn] 1 is 0T point (surface), (1/100)T point, (1/20)T point, (1/10)T point, and 1/2T point in the thickness (T) direction from the surface of the steel sheet. It may be an average value after analyzing the Mn content in the (center), and the upper limit of [Mn] 0 ⁇ 1.05 considers the measurement error during the experiment.
  • Mn is added in excess of at least 0.5% and at a relatively high temperature in order to obtain a high (001) surface fraction even in a thick steel sheet.
  • Long-term final annealing if it is added in excess of 2.0%, the (001) texture development may be insufficient due to the generation of the austenite ( ⁇ ) phase during final annealing and the magnetic properties may be poor. Therefore, in order to prevent inhibition of ⁇ 100 ⁇ texture development due to the austenite ( ⁇ ) phase and maximize iron loss reduction by densification of (001) texture, in the present invention, the Mn addition amount is limited to more than 0.5% and less than 2.0%. do.
  • the amount of S added is limited to 0.01% or less.
  • the austenite ( ⁇ ) region is enlarged to suppress the (001) grain growth during final annealing, and it combines with Fe and Ti to form carbide, which lowers the magnetic flux density and increases the iron loss.
  • the content of C is limited to 0.01% or less.
  • N forms a nitride by strongly bonding with Al, Ti, etc. and suppresses (001) grain growth to reduce magnetic properties. It is preferable to contain as little as possible in order to suppress , and in the present invention, the amount of N added is limited to 0.01% by weight or less.
  • the remainder is composed of Fe and other unavoidable impurities.
  • alloy elements and component ranges to be included without impairing the effects of the present invention are as follows.
  • Figure 1 shows the temperature of ferrite ( ⁇ ), MnS precipitates and austenite ( ⁇ ) according to the amount of Mn, which is an austenite ( ⁇ ) stabilizing element, in an Fe-2%Si-0.002%S alloy system containing S. It is a diagram showing changes in the existence area. 1 is a ferrite ( ⁇ ) in which the austenite ( ⁇ ) phase does not exist in the temperature range from 1000° C. to about 1035° C. or less, even if Mn is added more than 0.5% and 0.7% in the Fe-2%Si-0.002%S alloy system. + MnS region is shown. In addition, when the amount of S added is increased, the amount of MnS precipitated increases.
  • FIG. 3 shows the presence region of ferrite ( ⁇ ), MnS precipitates and austenite ( ⁇ ) according to temperature according to the amount of Mn, which is an austenite ( ⁇ ) stabilizing element, in a Fe-4%Si-0.002%S alloy system containing S. It is a diagram showing change. In the Fe-4%Si-0.002%S alloy system in which Si, which is a ferrite ( ⁇ ) stabilizing element, is added in large amounts, austenite ( ⁇ ) phase does not exist in all temperature ranges even when Mn is significantly added up to about 2.8%. Non-ferrite ( ⁇ ) + MnS or ferrite ( ⁇ ) single phases are shown. Similarly, in the alloy system of FIGS.
  • FIG. 4 shows changes in the components of Si and Mn as they enter the steel sheet from the steel sheet surface after final annealing in E steel having a (001) surface fraction of 98% and a steel sheet thickness of 0.1 mm (100 ⁇ m) in Example 7 below. It is a drawing showing It can be seen that the content of Si and Mn in the steel sheet after final annealing is almost the same as the content of Si and Mn in the slab, regardless of the depth of the steel sheet, and it can be seen that the precipitated MnS is almost completely decomposed. In addition, it can be confirmed that there is no demanganese layer and surface oxide film on the surface of the steel sheet according to the present invention in that no changes in the components of Si and Mn on the surface and inside are observed regardless of the depth of the steel sheet.
  • the manufacturing method of an electrical steel sheet having such excellent iron loss characteristics and magnetic flux density characteristics is a) by weight, Si: 2.0% to 4.0%, Mn: more than 0.5% and 2.0% or less, S: 0.01% or less (excluding 0%) ), C: 0.01% or less (excluding 0%), N: 0.01% or less (excluding 0%), reheating the slab containing the remainder Fe and other unavoidable impurities to 950 to 1250 °C;
  • Ferrite ( ⁇ ) + MnS precipitates in which the austenite ( ⁇ ) phase does not exist in the two-stage cold-rolled cold-rolled steel sheet in the range of 1000°C to 1250°C, and ferrite ( ⁇ ) single phase or ferrite ( ⁇ ) and MnS precipitates are mixed It may include; final annealing in a reducing gas atmosphere at a temperature and 1 atmosphere.
  • the electrical steel sheet steel slab satisfying the above composition is reheated to 950 ° C. to 1250 ° C. and then hot rolled. If the reheating temperature is less than 950 °C, excessive force is required during hot rolling, which puts a strain on the equipment or it is difficult to perform smooth hot rolling. limited to
  • the reheated slab is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured as described above can be cold-rolled after pickling without annealing, or hot-rolled steel sheet can be annealed before cold rolling to improve magnetic properties.
  • the hot-rolled steel sheet annealing temperature may be a ferrite ( ⁇ ) + MnS precipitate temperature in which an austenite ( ⁇ ) phase does not exist in the region of 800°C to 1250°C, and a single phase of ferrite ( ⁇ ) or ferrite ( ⁇ ) and MnS precipitates are mixed. In this range, precipitation of MnS is active, so that the S content in the steel can be minimized, thereby promoting the growth of (001) grains rather than ⁇ 111 ⁇ grains during final annealing.
  • the annealing temperature of the hot-rolled steel sheet is lower than 800°C, the grain structure is not uniform, and when it exceeds 1250°C, the surface defects of the hot-rolled sheet are excessive due to excessive grain growth.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled in a conventional manner after pickling.
  • the pickled hot-rolled steel sheet can be subjected to two-stage cold rolling in which the primary cold-rolled steel sheet is intermediate annealed and then secondary cold-rolled.
  • the secondary cold rolling ratio in the case of two-stage cold rolling may be 25% to 90%.
  • the intermediate annealing temperature may be a ferrite ( ⁇ ) + MnS precipitate temperature in which an austenite ( ⁇ ) phase does not exist in the region of 650° C. to 1250° C., and a ferrite ( ⁇ ) single phase or ferrite ( ⁇ ) and MnS precipitates are mixed.
  • MnS precipitation is active in the above range, so that the S content in the steel can be minimized, thereby promoting the growth of (001) grains rather than ⁇ 111 ⁇ grains during final annealing.
  • the intermediate annealing temperature is lower than 650 ° C., recrystallization is difficult to occur in the cold rolled steel sheet, and if it is higher than 1250 ° C., it becomes difficult to grow (001) grains during final annealing due to excessive grain growth.
  • the cold-rolled steel sheet does not have an austenite ( ⁇ ) phase, and a single phase of ferrite ( ⁇ ) or ferrite ( ⁇ ) and MnS precipitates
  • An electrical steel sheet composed of (001) crystal grains can be easily manufactured by final annealing for a long time in a reducing gas atmosphere of 1 atm and a temperature of mixed ferrite ( ⁇ ) + MnS precipitates.
  • the non-oriented electrical steel sheet composed of ⁇ 111 ⁇ uvw> texture applied to the current motor iron core changes the measurement angle from 0° to 45° with respect to the rolling direction and changes the magnetic properties depending on the direction. It shows a difference of about ⁇ 5% compared to the average value, so the measured value shows a difference of up to 10%. Therefore, due to this difference, strictly speaking, the average value of the electrical steel sheet should be indicated using a ring type test piece, but in general, a rectangular steel sheet test piece and a DC magnetometer are used to measure the rolling direction and perpendicular to the rolling direction. Two magnetic properties in one direction are shown as representative values of the electrical steel sheet.
  • the magnetic properties of the electrical steel sheet composed of (001)[010] texture increase from 0° to 45° from the rolling direction, and as the deviation angle increases, the magnetic flux density becomes the maximum value. changes abruptly to the minimum value, and the iron loss changes from the minimum value to the maximum value.
  • the magnetic flux density increases from the minimum value to the maximum value, and the iron loss increased from the maximum value to the maximum value. decreases to the minimum value.
  • the magnetic properties of the present invention composed of (001) texture are measured by the non-oriented electrical steel sheet magnetism in the direction parallel to the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction. value cannot be represented. Therefore, in order to accurately represent the magnetic properties of the present invention composed of (001) crystal grains, the average value of the magnetic properties was measured using a ring type test piece as in the following example. For magnetic properties, a ring-type steel sheet having an inner diameter of 15 mm and an outer diameter of 30 mm is cut from the final annealed steel sheet, and the iron loss and magnetic flux density are measured after stress relief annealing in an argon (Ar) atmosphere at 800° C. for 1 hour.
  • the product of the present invention composed of a texture is finally shipped to the customer after insulating film treatment.
  • the insulating film may be treated with an organic, inorganic and organic/inorganic composite film, and may be subjected to a tension coating treatment to further reduce iron loss.
  • a customer can use an electrical steel sheet composed of (001) texture after manufacturing a motor iron core, stress relief annealing at 800°C for 1 to 2 hours, and discharge after furnace cooling to 400°C.
  • the slabs of the composition A to F of Table 1 (wt%, the balance is Fe) were heated to 1150° C. and hot-rolled to a thickness of 2.5 mm.
  • Hot-rolled steel sheet is annealed at 1050°C for 2 minutes, after pickling, first cold rolling, intermediate annealing at 1050°C for 2 minutes, and then secondary cold rolling to a thickness of 0.05 mm, 0.10 mm or 0.2 mm (second cold rolling rate 50 %), a two-stage cold rolling was performed.
  • the final annealing of the cold-rolled steel sheet was carried out according to the conditions of Table 2 below under a hydrogen (H 2 ) gas atmosphere of 1 atm.
  • a slab of the composition E of Table 1 (wt%, balance is Fe) was heated to 1150° C. and hot-rolled to a thickness of 2.5 mm.
  • the hot-rolled steel sheet was annealed at 1050° C. for 2 minutes, and after pickling, it was cold-rolled in one step to a thickness of 0.1 mm or 0.35 mm.
  • the final annealing of the cold-rolled steel sheet was carried out according to the conditions of Table 2 below under a hydrogen (H 2 ) gas atmosphere of 1 atm.
  • Example 1 steel grade (001) grain Cotton fraction, % iron loss, W 15/50 , Watts/kg magnetic flux density, B 50 , Tesla Average grain diameter, mm W 15/50 / steel plate thickness, Watts/kg/mm ⁇ Comparative Example 1
  • a 5 3.27 1.688 0.30 32.7 - Example 1
  • B 95 1.13 1.798 0.63 11.3 0
  • Example 2 C 100 1.10 1.795 0.51 11.0 0
  • Example 3 D 98 0.91 1.762 0.90 18.2 2.9
  • Example 4 D 99 1.08 1.759 3.50 5.4 6.2
  • Example 5 E 95 0.94 1.763 0.75 9.4 0
  • Example 6 F 100 0.78 1.725 3.10 7.8 0
  • Example 7 E 98 0.95 1.761 0.59 9.5 0
  • Example 8 F 100 0.76 1.724 0.75 7.6 7.3
  • Comparative Example 2 E 6 2.59 1.624 0.71 7.4 - Comparative Example 3 E 7 1.88 1.630 0.29 18.8 - Comparative Example
  • the two-stage cold-rolled B to F steel grades exhibited 95% or more (001) area fraction and thus had excellent magnetic properties. Compared to the magnetic properties obtained in No. 10-1842417, the iron loss was much lower. In addition, the angle ( ⁇ ) between the [100] crystal direction in the (001) texture and the rolling direction was in the range of 0 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ 7.3 ⁇ . On the other hand, A The steel grade had poor magnetic properties due to the extremely low (001) aspect ratio.
  • Comparative Example 2 using steel grade E of the same composition as Example 7, an electrical steel sheet was manufactured by cold rolling in one stage to 0.35 mm, so the surface fraction was extremely low, and thus the magnetic properties were poor.
  • Comparative Examples 3 and 4 using steel grade E of the same composition also exhibited poor magnetic properties due to an extremely low (001) area fraction.
  • This poor magnetic property is because, in the case of a low final annealing temperature, the MnS decomposition reaction by hydrogen in the hydrogen atmosphere is insignificant, and as a result, the MnS precipitates present inside the steel sheet extremely inhibited the growth of (001) grains, and In this case, it is difficult to completely decompose the MnS precipitates during the limited final annealing time because the MnS decomposition reaction time by hydrogen in the hydrogen atmosphere increases rapidly. It is presumed to be because
  • FIG. 5 is an orientation distribution function (ODF) for a 0.05 mm thick D steel sheet in which the area fraction of grains of Example 3 is 98%, as a set of (001) ⁇ 1200> + (001) ⁇ 230> represents the organization.
  • ODF orientation distribution function
  • FIG. 6 is a view showing the texture of FIG. 5 in an etch-fit form, and the angle ( ⁇ ) between the [100] crystal direction in the (001) texture representing the maximum surface strength and the rolling direction is 2.9 ⁇ ,
  • the respective collective strength and the angle between the [001] direction, which is the axis of easy magnetization, and the rolling direction were mainly changed according to the secondary cold rolling rate during the two-stage rolling.

Abstract

본 발명에 따른 전기강판은 중량%로, Si: 2.0% 내지 4.0%, Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하, S: 0.01% 이하(0%는 제외), C: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, (001) 결정립들로 구성되고, 최대면강도를 나타내는 (001) 집합조직 내의 [100] 결정방향이 압연방향과 이루는 각도(θ)가 0˚ ≤ θ ≤ 8˚를 만족하며, 2단 냉간압연에 의해 0.05 내지 0.25 ㎜의 두께를 가지는 것을 특징으로 할 수 있다.

Description

(001) 집합조직으로 구성된 전기강판 및 그의 제조방법
본 발명은 (001) 집합조직으로 구성된 전기강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
전기강판은 전기기기의 에너지 효율을 결정하는데 중요한 역할을 하는데, 그 이유는 전기강판이 모터, 발전기 등의 회전기기와 소형 변압기 등의 정지기기에서 철심(Iron core) 재료로 사용되어 전기적 에너지를 기계적 에너지로 바꾸어 주는 역할을 하기 때문이다.
전기강판의 자기적 특성으로는 철손(Iron loss: W15/50/kg 또는 W10/400/kg)과 자속밀도(Magnetic flux density: B8 또는 B50)를 들 수 있는데, 철손은 에너지 손실이기 때문에 낮을수록 좋다. 한편 외부 자장을 인가할 때 자화용이성을 나타내는 자속밀도는 그 값이 클수록 작은 전류를 인가해도 원하는 자속밀도를 얻을 수 있기 때문에, 권선된 구리선에서 발생하는 동손을 감소시킬 수 있어서 자속밀도 특성은 높을수록 좋다.
일반적으로 전기강판의 자기적 성질 중, 철손은 비저항이 큰 합금 원소인 Si, Al, Mn 등을 첨가하여 저감시킬 수 있다. 그러나 이러한 합금 원소를 첨가하여 철손을 저감시킬 수 있지만 자속밀도의 감소 역시 피할 수 없다. 더구나, 실리콘(Si)과 알루미늄(Al)의 첨가량이 많아지면 냉간압연이 곤란해져 생산성이 떨어지고 경도가 증가하여 판파단 등이 발생하는 등 가공성이 떨어진다.
현재, 상용모터 철심(Iron core)에 쓰이는 무방향성 전기강판에서는 철손 최소화를 위해 다량의 Si, Al, Mn 등을 첨가하여 비저항을 극대화하거나, 강판 박판화를 통해 철손을 구성하는 와류손(Eddy current loss) 및 이력손실(Hysteresis loss) 중 와류손을 저감시키고 있다.
그러나, 이러한 무방향성 전기강판들은 대부분 {111}<uvw> 집합조직으로 구성되어 있고, 자화용이축(Easy magnetization axis)인 [100] 결정축을 포함하는 (001) 면분율이 약 5~10% 내외이기 때문에 자성특성이 우수하지 못하다. 예로서, 0.35 ㎜ 두께의 경우 Si와 Al 첨가량이 감소함에 따라 자속밀도(B50)는 1.65 ~ 1.71 Tesla 정도로 증가하지만 그에 대응하는 철손(W15/50) 역시 약 2 W/kg ~ 약 3 W/kg로 증가한다. 또한, 0.50 ㎜ 두께의 경우 Si와 Al 첨가량이 감소함에 따라 자속밀도(B50)는 1.67 Tesla ~ 1.70 Tesla 정도로 증가하지만, 그에 대응하는 철손(W15/50)은 약 2.4 W/kg ~ 3.55 W/kg로 증가하는 것을 피할 수 없다. 다시 말하면, 현재의 무방향성 전기강판 생산 공정은 높은 자성특성을 나타내는 (001) 결정립의 면분율을 약 5~10% 이상으로 높일 수 없기 때문에, 비저항을 증가시키는 Si, Al, Mn 등을 다량 첨가하는 방식으로 철손 저감을 추구하고 있는 실정이다.
따라서, 모터의 성능을 획기적으로 높이기 위해서는 전기강판 내에 자화용이축인 [100] 방향을 포함하는 (001) 결정립들의 면분율을 획기적으로 높이고 자성특성을 해치는 {111} 결정립들의 면분율을 대폭 낮추는 것이 바람직하다.
(001) 결정립의 면분율을 높이기 위한 방법은 미국 공개특허 US005948180A, 유럽 공개특허 EP 0 741 191 B1, 학술문헌 1과 2에 소개되어 있다. 이러한 발명에서는 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 C를 0.05% 내지 0.1% 포함한 열연강판으로부터 제조된 냉연강판을 950℃ 내지 1050℃ 영역의 페라이트(α) + 오스테나이트(γ) 2상 온도 및 고진공 분위기에서 열처리하여 탈탄반응이 초래하는 오스테나이트(γ) → 페라이트(α)로의 상변태를 이용하여 (001) 결정립을 성장시킨다.
상기 발명에서는 950℃ 내지 1050℃의 상대적으로 낮은 온도 영역 및 고진공에서 열처리하는 동안 탈탄반응과 동시에 표면으로부터 Mn이 증발하고 고진공일지라도 상대적으로 낮은 온도 영역으로 인해 표면산화가 일어나서 강판 내부로부터 표면으로의 망간 농도감소를 나타내어 자성특성에 해로운 표면 탈망간층과 표면 산화막의 형성을 피할 수 없다.
상기 발명에서는 고진공 탈탄반응에 의해 오스테나이트(γ) → 페라이트(α)로의 상변태를 이용하여 (001) 결정립 성장을 촉진하는 온도 영역대가 원리적으로 950℃ 내지 1050℃의 비교적 낮은 온도 영역으로 제한되기 때문에 65% 이하의 저조한 (001) 면분율(유럽 공개특허 EP 0 741 191 B1)을 나타낸다.
또한, 상기 발명들을 통해 얻어진 강판 단면구조는 학술문헌 1과 학술문헌 2에서 알 수 있듯이, 열처리 시 강판표면에서 강판 내부로 탈탄반응 방향으로 (001) 페라이트(α) 결정립들이 양쪽 강판 표면으로부터 강판 내부로 성장하기 때문에 결정립 성장이 최종적으로 강판 중심부에서 만나는 형상을 특징으로 한다.
한편, 대한민국 공개특허 제 10-0797895호와 제 10-0973406호에는 (001) 집합조직으로 구성된 전기강판 제조방법들이 추가적으로 제시된 바 있으나, 이 발명들 역시 오스테나이트(γ)에서 페라이트(α)로의 상변태를 통하여 (001) 결정립을 성장시키는 공정이 제시되어 있다.
상기 제시된 (001) 전기강판 제조공정 발명들은 진공 열처리를 수반하는 복잡한 열처리 공정과 최종 소둔 후 얻어지는 낮은 (001) 면분율로 인해 상용화에 실패하였다.
또한, 대한민국 공개특허 제 10-1842417호에서는 통상적인 냉간압연 및 열처리 공정을 통해 (001) 집합조직으로 구성된 전기강판 제조공정이 제시되었으나, 이 발명에서는 철손 저감효과가 큰 Mn의 첨가량이 최대 0.5%로 한정되었다.
상기 발명에서와 같이 Mn 첨가량이 0.5% 이하로 적은 경우에는 열간압연 및 냉각과정, 열연판 소둔 및 냉연강판 최종 소둔시, MnS의 석출량이 적기 때문에 MnS를 형성하지 않은 원자 상태의 S가 모상 내에 다량으로 고용되게 된다.
하기 발명을 실시하기 위한 구체적인 내용에서 상세히 설명되는 바와 같이, 이러한 다량의 원자 상태의 S는 최종 소둔하는 동안 표면에 집중적으로 편석되어 (001) 결정면의 표면에너지보다는 {111} 결정면의 표면에너지를 가장 낮게 함으로서, 최종 소둔하는 동안 (001) 결정립 성장보다는 {111} 결정립 성장을 촉진시키기 때문에, 최종 소둔 후 (001) 결정립으로 구성된 전기강판보다는 {111} 결정립으로 구성된 전기강판을 초래하기 쉽고, 강판 두께가 증가할수록 이러한 현상은 두드러진다. 따라서, 주어진 S 농도를 포함하는 강판에 있어서, (001) 결정립으로 구성되는 전기강판을 효율적으로 제조하기 위해서는 대폭적인 Mn 첨가에 의한 MnS 석출반응을 활성화 시키고 강판 내부에 고용된 S량을 최소화하여 최종 소둔하는 동안 (001) 결정면의 표면에너지를 가장 낮게 제어하여 (001) 결정립들이 {111} 이나 {110} 결정립들을 잠식하면서 성장할 수 있도록 여건을 조성하여 최종적으로 (001) 결정립으로 구성된 전기강판을 얻을 수 있도록 하는 것이 가장 큰 핵심기술이라 할 것이다.
따라서, 본 발명에서는 이러한 다양한 문제점들을 극복하고 상기 발명들에 비해 (001) 면분율이 높고 자속밀도가 크며 철손이 대폭 저감된 전기강판을 제조하기 위하여, 모든 열처리 온도구간에서 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 영역이 되도록 Mn의 첨가량을 0.5% 초과 2.0%의 범위로 증가시키고 1기압 환원성 분위기 및 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α) + MnS 석출물 온도영역에서 장시간 최종 소둔함으로서, 철손저감을 위해 다량 첨가된 Mn으로 인해 과도하게 생성된 MnS 석출물들의 분해반응을 활성화하고 이를 통해 (001) 결정립들의 성장을 가속화하여, 고집적도의 (001) 면분율을 나타내고 철손이 획기적으로 저감된 전기강판 제조공정을 제시한다.
본 발명은 상기와 같은 문제점들을 해결하기 위해 안출된 것으로, 보다 상세하게는 미국 공개특허 US005948180A, 유럽 공개특허 EP 0 741 191 B1 및 학술문헌 1과 2에서 처럼 고진공 및 탈탄 분위기에서 Mn의 표면 탈망간 및 C의 탈탄반응을 통한 오스테나이트(γ) → 페라이트(α) 상변태를 이용하여 (001) 집합조직을 형성하는 것이 아니라, 모든 열처리 온도구간에서 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+ MnS 석출물 영역이 되도록 0.5% 초과 2.0%의 범위로 Mn의 첨가량을 증가시키고 1기압 환원성 분위기 및 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α) + MnS 석출물 영역의 상대적으로 높은 온도영역에서 장시간 최종 소둔함으로서, 다량의 Mn 첨가로 인해 과도하게 생성된 MnS 석출물들의 신속한 분해반응과 동시에 (001) 결정립들의 성장을 가속화하여, 표면 탈망간층 및 표면 산화막의 형성으로 인한 자성특성 저하가 없고, 평균 (001) 결정립 직경이 강판 두께를 관통하고, 평균 (001) 결정립 직경이 강판 두께의 1배 내지 50배를 나타내고, 다량의 Mn이 첨가됨으로써 철손이 대폭 저감될 뿐만 아니라 고집적도의 (001) 면분율로 인해 고자속밀도를 나타내는 (001) 집합조직으로 구성된 전기강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
한편, 본 발명의 명시되지 않은 또 다른 목적들은 하기의 상세한 설명 및 그 효과로부터 용이하게 추론 할 수 있는 범위 내에서 추가적으로 고려될 것이다.
이와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 예에 따른 전기강판은 중량%로, Si: 2.0% 내지 4.0%, Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하, S: 0.01% 이하(0%는 제외), C: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, (001) 결정립들로 구성되고, 최대면강도를 나타내는 (001) 집합조직 내의 [100] 결정방향이 압연방향과 이루는 각도(θ)가 0˚ ≤ θ ≤ 8˚를 만족하며, 2단 냉간압연에 의해 0.05 내지 0.25 ㎜의 두께를 가지는 것을 특징으로 할 수 있다.
상기 본 발명의 일 예에 따른 상기 전기강판은 평균 (001) 결정립 직경이 강판 두께를 관통하고, 평균 (001) 결정립 직경이 강판 두께의 1배 내지 50배일 수 있으며, 평균 (001) 결정립 직경은 0.3 내지 5 ㎜일 수 있다.
상기 본 발명의 일 예에 따른 전기강판은 (001) 결정립의 면분율이 80% 이상일 수 있으며, 자속밀도(B50)가 1.70 Tesla 이상이고, 철손(W15/50) 대비 강판두께 비율이 4 내지 20 Watts/kg/mm인 것을 특징으로 할 수 있다.
본 발명에 따른 (001) 집합조직으로 구성된 전기강판은 중량%로, Si: 2.0% 내지 4.0%, Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하, S: 0.01% 이하(0%는 제외), C: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, (001) 결정립들로 구성되고, 최대면강도를 나타내는 (001) 집합조직 내의 [100] 결정방향이 압연방향과 이루는 각도(θ)가 0˚ ≤ θ ≤ 8˚를 만족하며, 2단 냉간압연에 의해 0.05 내지 0.25 ㎜의 두께를 가지는 것을 특징으로 함으로써, (001) 결정립의 면분율이 80% 이상이 되어, 1.70 Tesla 이상의 자속밀도(B50) 및 철손(W15/50) 대비 강판두께 비율이 4 내지 20 Watts/kg/mm인 것을 달성할 수 있다.
한편, 여기에서 명시적으로 언급되지 않은 효과라 하더라도, 본 발명의 기술적 특징에 의해 기대되는 이하의 명세서에서 기재된 효과 및 그 잠정적인 효과는 본 발명의 명세서에 기재된 것과 같이 취급됨을 첨언한다.
도 1은 Fe-2%Si-0.002%S 합금계에 있어서 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 Mn 첨가량에 따라 온도별 페라이트(α), MnS 석출물 및 오스테나이트(γ)들의 존재영역 변화를 상태도 계산을 위해 범용적으로 사용되는 TCFE 9 데이터 베이스가 내장된 ThermoCalc 프로그램을 이용하여 구한 도면이다.
도 2는 Fe-3.1%Si-0.002%S 합금계에 있어서 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 Mn 첨가량에 따라 온도별 페라이트(α), MnS 석출물 및 오스테나이트(γ)들의 존재영역 변화를 상태도 계산을 위해 범용적으로 사용되는 TCFE 9 데이터 베이스가 내장된 ThermoCalc 프로그램을 이용하여 구한 도면이다.
도 3은 Fe-4%Si-0.002%S 합금계에 있어서 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 Mn 첨가량에 따라 온도별 페라이트(α), MnS 석출물 및 오스테나이트(γ)들의 존재영역 변화를 상태도 계산을 위해 범용적으로 사용되는 TCFE 9 데이터 베이스가 내장된 ThermoCalc 프로그램을 이용하여 구한 도면이다.
도 4는 하기 실시예 7에서 (001) 결정립의 면분율이 98%이고 강판두께가 0.1 ㎜ (100 ㎛)인 E 강종에서, 최종 소둔 후 강판 표면으로부터 강판 내부로 들어감에 따른 Si 원자와 Mn 원자의 함량 변화를 나타내는 도면이다.
도 5는 2단 냉간압연 후 최종 소둔된 하기 실시예 3의 결정립의 면분율이 98%인 0.05 ㎜ 두께 D 강판에 대한 방위분포함수(ODF: orientation distribution function)로서 (001)<1200> + (001)<230> 집합조직을 나타내는 도면이다.
도 6은 상기 도 5의 ODF를 엣치핏 조직으로 나타낸 도면이다.
이하 본 발명에 관하여 상세히 설명한다. 다음에 소개되는 실시예 및 도면들은 당업자에게 본 발명의 사상이 충분히 전달될 수 있도록 하기 위한 예로서 제공되는 것이다. 또한, 본 발명의 사용되는 기술 용어 및 과학 용어에 있어서 다른 정의가 없다면, 이 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 통상적으로 이해하고 있는 의미를 가지며, 하기의 설명 및 첨부 도면에서 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 공지 기능 및 구성에 대한 설명은 생략한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
또한, 본 명세서에서 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미한다.
본 발명에서 사용되는 용어 “(001) 면”은 전기강판을 구성하는 결정립의 결정학적 (001) 면이 전기강판의 판면에 평행한 면을 의미한다. 여기서, 전기강판의 판면이란 강판의 압연방향(RD 방향)을 x축 폭방향(TD 방향)을 y축이라 할 때 xy 면을 의미한다.
(001) 집합조직의 측정은 EBSD(Electron Backscatter Diffraction)를 이용하여 각 방위별 면강도를 방위 분포함수(orientation distribution function, ODF)를 이용하여 계산 및 분석하였다. 또한, (001) 결정립의 면분율은 엣치핏 방법(Etch-pit method)과 광학 현미경을 이용하였다.
부가적으로, 평균 결정립 직경은 광학 현미경을 이용하여 통상적인 결정립 크기 산출법을 이용하여 구하였다.
본 발명에서 사용되는 용어 “(001) 집합조직의 면강도”는 어떠한 집합 조직을 가지지 않는 무질서한 조직의 강도(Intensity) 1을 기준으로 할 때의 상대강도를 의미한다. 예컨대, (001) 집합조직의 면강도는 방위 분포 함수 이미지(ODF image, φ2=45˚ degree section)에서 나타난 방위 중에서 최대의 면강도를 나타내는 방위의 면강도를 의미한다.
종래 전기강판의 철손을 낮추기 위하여 비저항이 큰 합금 원소인 Si, Al, Mn 등을 강에 첨가하였으나 자속밀도까지 함께 감소하는 단점이 있었다. 특히 Mn을 과량 첨가할 시 MnS가 석출되어 (001) 결정립 성장을 방해하고, 자구의 이동을 방해하여 철손 증가 및 자속밀도 저하를 초래하기 때문에 0.3% 이하로 그 함량이 제한되었으나, 그럼에도 철손 특성 및 자속밀도 특성을 동시에 향상시키는 것에 어려움이 있었다.
이에 따라, 본 발명자들은 철손은 낮추면서도 자속밀도를 높일 수 있는 방법에 대하여 거듭 연구한 끝에 하기 구성을 만족하는 전기강판을 제조할 시 철손 특성 및 자속밀도 특성을 동시에 향상시킬 수 있음을 발견하여 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
구체적으로, 본 발명의 일 예에 따른 전기강판은 중량%로, Si: 2.0% 내지 4.0%, Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하, S: 0.01% 이하(0%는 제외), C: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, (001) 결정립들로 구성되고, 최대면강도를 나타내는 (001) 집합조직 내의 [100] 결정방향이 압연방향과 이루는 각도(θ)가 0˚ ≤ θ ≤ 8˚를 만족하며, 2단 냉간압연에 의해 0.05 내지 0.25 ㎜의 두께를 가지는 것을 특징으로 할 수 있다.
이를 만족함으로써 본 발명에 따른 (001) 집합조직으로 구성된 전기강판은 (001) 결정립의 면분율이 80% 이상이 되어, 1.70 Tesla 이상의 자속밀도(B50) 및 철손(W15/50) 대비 강판두께 비율이 4 내지 20 Watts/kg/mm인 것을 달성할 수 있다.
이와 같은 우수한 특성은 0.5% 초과 2.0% 이하의 과량 Mn 첨가를 통해 재가열 및 소둔 시 MnS를 다량 석출시키고, 이를 통해 최종 소둔 시 S가 강판 표면에 집중적으로 편석되는 것을 예방함으로써 (001) 결정면보다 {111} 결정면의 표면에너지가 가장 낮아지는 것을 방지하여 달성할 수 있다.
이와 동시에 최종 소둔 시 (001) 결정립 성장을 방해하는 MnS 석출물은 환원성 가스를 통해 분해하여 Mn 양이온(Mn2+)은 다시 원자 상태(Mn)로 강판에 고용되도록 하고, S 음이온(S2-)은 수소 기체 등의 환원성 가스와 반응하여 황화수소 등의 기체로 제거함으로써 (001) 결정립의 성장을 극대화할 수 있다. 즉, 과량 석출된 대부분의 MnS 석출물이 분해되어 Mn 양이온이 다시 원자 상태의 망간으로 고용될 시 슬라브 내 원자 상태의 Mn의 함량과 최종 소둔된 강판 내 원자 상태의 Mn의 함량이 거의 동일해질 수 있다.
이를 통해 80% 이상의 (001) 결정립 면분율을 가지며, 1.70 Tesla 이상의 자속밀도(B50) 및 철손(W15/50) 대비 강판두께 비율이 4 내지 20 Watts/kg/mm인 것을 특징으로 하는 전기강판을 확보할 수 있다. 보다 좋게는 본 발명의 일 예에 따른 전기강판은 (001) 결정립 면분율이 90% 이상일 수 있으며, 더욱 좋게는 95% 이상일 수 있다. 자속밀도(B50)는 1.72 Tesla 이상일 수 있으며, 더욱 좋게는 1.74 Tesla 이상, 가장 좋게는 1.76 Tesla 이상일 수 있고, 그 상한은 특별히 한정하지 않으나 예를 들면 2.0 Tesla일 수 있다. 철손(W15/50) 대비 강판두께 비율이 4 내지 20 Watts/kg/mm일 수 있다.
이를 위해서는 0.5% 초과 2.0% 이하의 과량 Mn을 첨가하는 것과, MnS가 충분히 석출되도록 슬라브를 재가열 및 소둔한 후 최종 소둔 시 MnS가 빠르게 분해될 수 있도록 제조 공정 조건을 면밀히 조절하는 것이 중요하며, 이는 후술하는 전기강판의 합금조성 설명 및 제조방법 설명에서 보다 상세히 설명하도록 한다.
한편, 본 발명의 일 예에 따른 전기강판은 평균 (001) 결정립 직경이 강판 두께를 관통하고, 평균 (001) 결정립 직경이 강판 두께의 1배 내지 50배일 수 있으며, 보다 좋게는 평균 (001) 결정립 직경이 강판 두께의 5배 내지 35배일 수 있다. 이와 같은 범위에서 저철손 및 고자속밀도 특성을 모두 확보할 수 있다. 보다 구체적으로, 상기 평균 {100} 결정립 직경은 0.3 내지 5 ㎜일 수 있다.
아울러, 본 발명의 일 예에 따른 전기강판은 최대면강도를 나타내는 (001) 집합조직 내의 [100] 결정방향이 압연방향과 이루는 각도(θ)가 0˚ ≤ θ ≤ 8˚ 를 만족하며, 이는 전기강판의 최대면강도를 나타내는 주집합조직이 (001)[010]에 가깝다는 것을 의미할 수 있다. 보다 좋게는 최대면강도를 나타내는 (001) 집합조직 내의 [100] 결정방향이 압연방향과 이루는 각도(θ)가 0˚ ≤ θ ≤ 7˚를 만족할 수 있으며, 더욱 좋게는 0˚ ≤ θ ≤ 5˚를 만족할 수 있다. 또한, 강판 표면은 탈망간층 및 표면 산화막이 없는 것을 특징으로 한다. 이를 통해 저철손 및 고자속밀도 특성을 모두 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시예에 따른 전기강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.
Si: 2.0% 내지 4.0%
상기 Si는 강의 비저항을 증가시켜서 철손 중 와류손실을 낮추기 위해 첨가되는 주요 원소로서, 2.0% 미만에서는 열처리 시 오스테나이트(γ) 상의 존재로 인해 (001) 집합조직이 원활하게 발달하지 않아 고자속밀도 및 극저철손 특성을 얻기 어렵고, 4.0%를 초과하여 첨가되면 냉간압연 시 판파단이 일어나기 때문에 본 발명에서는 Si를 2.0% 내지 4.0 중량%로 한정한다.
Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하
상기 Mn은 Si, Al 등과 더불어 비저항을 증가시켜 철손을 낮추는 강력한 효과를 나타내지만, 황과 결합하여 MnS 석출물을 형성한 후 전기강판 내부에 존재하는 경우, (001) 결정립 성장을 방해할 뿐만 아니라, 자구의 이동을 방해하여 철손 증가 및 자속밀도 저하를 초래하기 때문에, {111} 집합조직으로 구성된 현재의 무방향성 전기강판에 있어서 Mn은 최대 0.3%까지 첨가되고 있다. 이러한 이유로, {111} 집합조직으로 구성된 무방향성 전기강판은 900 내지 1100℃ 온도 영역에서 3분 이내로 짧게 최종 소둔함으로서 MnS 생성을 최대한 억제하고 있다.
따라서, 다량의 Mn 첨가와 고집적도의 (001) 면분율로 인해 철손이 대폭 저감된 (001) 집합조직으로 구성된 전기강판을 제공하는 본 발명의 열처리 공정 특성이 이해될 필요가 있다.
x축을 시간 축, y축을 온도 축으로 하는 좌표계에 있어서, MnS 생성시작 커브는 C 커브 형태를 그리며, C 커브는 Mn과 S의 첨가량이 증가할수록 상대적으로 높은 온도 및 짧은 시간 영역으로 이동한다. 이러한 C 커브의 존재로 인해, MnS는 열간압연 이후 냉각하는 동안 강판 내부에 석출되고, 어떤 가열속도로 냉연강판을 최종 소둔 온도까지 승온 및 최종 소둔 온도에서 유지하는 동안 MnS의 추가적인 생성은 필수적이다.
최종 소둔 종료 시점까지 (001) 결정립 성장을 억제하는 MnS 석출물들이 강판 내부에 계속 존재하는 경우, (001) 면분율이 높은 전기강판을 얻을 수 없다.
한편, 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α) + MnS 석출물 온도 및 환원성 가스분위기에서 최종 소둔하는 동안, 분위기 중의 수소(H2)는 MnS 석출물과 반응하여 황화수소(H2S)가스를 생성하는 반응(MnS+H2→H2S+Mn)에 의해 MnS 석출물들을 분해시킨다. 분해반응으로 생성된 황화수소는 환원성 분위기에 흡수되고, Mn은 강판 내부로 고용되어 들어간다. 최종 소둔이 계속되는 동안 이러한 MnS 분해반응은 계속되고, 결국 어떤 임계 시간 이후에는 (001) 결정립 성장을 방해하던 MnS 석출물은 강판 내부에서 사라질 수 있다. 이 시점 이후부터, 가장 낮은 표면에너지를 나타내는 (001) 결정립들은 상대적으로 표면에너지가 높은 {110} 이나 {111} 결정립들을 잠식하면서 (001) 결정립으로 구성된 전기강판을 형성해간다.
특히, 이러한 환원성 가스 분위기 내의 수소에 의한 MnS 분해반응에 있어, 온도가 증가할수록 그 속도는 빨라지고 분해반응 종료시간은 급속히 짧아진다. 그러나, Mn과 S함유량이 많은 경우, 강판 두께가 증가하면, 열처리 하는 동안 수소에 의해 다량 생성된 MnS 분해반응을 하는데 필요한 시간이 급격히 증가한다. 따라서, 강판 두께가 두꺼운 경우, MnS 생성량을 줄이기 위해 S함량을 낮추거나, 또는 열처리 시간을 증가시키거나, 열처리 온도를 증가시켜야 한다.
따라서, Mn이 다량 첨가되어 철손이 대폭 저감되고, 고집적도의 (001) 면분율에 의한 저철손 및 고자속밀도를 나타내는 (001) 집합조직으로 구성된 전기강판을 용이하게 제조하기 위해서는, MnS의 분해반응을 가속화하여 분해반응 종료시간을 단축할 수 있는 어떤 임계온도 이상의 높은 온도에서 원활한 (001) 결정립 성장이 일어나도록, 환원성 가스 분위기 하에서 충분히 긴 시간 동안 최종 소둔이 이루어져야 한다.
구체적인 일 예시로, 본 발명의 일 실시예에 따른 전기강판은 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1] [Mn]0 × 0.95 ≤ [Mn]1 ≤ [Mn]0 × 1.05
(상기 관계식 1에서, [Mn]0는 슬라브 내 망간 원자(Mn)의 함량(중량%)이며, [Mn]1은 최종 소둔 후 강판 내 망간 원자(Mn)의 함량(중량%)이다.)
이처럼, 본 발명의 일 실시예에 따라 과망간으로 제조된 전기강판은 MnS 석출 후 최종 소둔 시 MnS 석출물이 분해되어 Mn이 원자 상태로 다시 강 내로 고용됨에 따라 슬라브와 최종 소둔 후 강판 내 Mn의 함량이 거의 동일할 수 있다. 이때, [Mn]1는 강판 표면에서부터 두께(T) 방향으로 0T 지점(표면), (1/100)T 지점, (1/20)T 지점, (1/10)T 지점 및 1/2T 지점(중심)에서의 Mn의 성분 함량을 분석한 후 이들을 평균한 값일 수 있으며, 상한이 [Mn]0 × 1.05인 것은 실험 시의 측정 오차를 고려한 것이다.
본 발명에서는 철손이 대폭 저감된 {100} 집합조직으로 구성된 전기강판을 용이하게 제조하기 위해서, Mn을 적어도 0.5% 초과하여 첨가하고 두꺼운 강판에서도 높은 (001) 면분율을 얻기 위해서 상대적으로 높은 온도에서 장시간 최종 소둔한다. 그러나, 2.0%를 초과하여 첨가되는 경우, 최종 소둔 시 오스테나이트(γ) 상의 생성으로 인해 (001) 집합조직 발달이 미비해 지고 자성특성이 열악해질 수 있다. 따라서, 오스테나이트(γ) 상으로 인한 {100} 집합조직 발달 저해를 방지하고, (001) 집합조직의 고밀도화에 의해 철손 저감을 극대화하기 위해서 본 발명에서는 Mn 첨가량을 0.5% 초과 2.0% 이하로 한정한다.
S: 0.01% 이하(0%는 제외)
S의 첨가량이 큰 경우, 열간압연 후 냉각과정 그리고 최종 소둔시 MnS의 과도한 석출을 초래하여 {100} 결정립들의 성장을 방해하기 때문에, (001) 결정립들의 성장을 위해서는 상대적으로 더 높은 온도에서 최종 소둔이 이루어져야 한다.
그러나, S의 첨가량이 큰 경우, 활발한 MnS 석출 반응이 일어남에 따라 모상과 MnS 사이의 계면 면적이 증가하기 때문에 원자 상태의 S는 최종 소둔하는 동안 표면으로 편석하기 보다는 모상과 MnS 계면으로 편석하여 MnS의 성장을 돕는다. 결과적으로, S의 표면 편석량이 감소하고 {110} 결정면의 표면에너지가 (001) 결정면의 표면에너지보다 오히려 더 작아지기 때문에, (001) 결정립보다는 {110} 결정립들의 성장이 촉진되어 최종적으로는 {110} 결정립으로 구성되어 모터 철심에 적합하지 않은 전기강판이 초래될 수 있으며, 이러한 현상은 강판이 두꺼워 질수록 현저해진다. 따라서, 본 발명에서는 S의 첨가량을 0.01% 이하로 한정한다.
C: 0.01% 이하(0%는 제외)
C가 많이 첨가될 경우 오스테나이트(γ) 영역을 확대하여 최종 소둔시 (001) 결정립 성장을 억제하고 Fe 및 Ti등과 결합하여 탄화물을 형성하기 때문에 자속밀도를 낮추고 철손을 높이는 효과를 나타내기 때문에 본 발명에서는 C의 함량을 0.01% 이하로 한정한다.
N: 0.01% 이하(0%는 제외)
N는 Al, Ti등과 강하게 결합함으로써 질화물을 형성하여 (001) 결정립 성장을 억제하여 자성 특성을 저하시킬 뿐만 아니라, 다량 함유되는 경우 최종 소둔시 오스테나이트(γ) 영역이 확대되어 (001) 결정립 성장을 억제하기 때문에 되도록 적게 함유시키는 것이 바람직하여, 본 발명에서는 N의 첨가량을 0.01 중량% 이하로 한정한다.
상기한 조성 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.
본 발명 효과를 저해하지 않으면서 포함될 합금원소와 성분범위는 아래와 같다.
Al: 0.1% 이하
W, V, Cr, Co, Ni, Mo: 각각은 1% 이하
Cu: 0.5% 이하
Nb: 0.5% 이하
Sb, Se, As: 각각은 0.05% 이하
B: 0.005% 이하
P: 0.2% 이하
한편, 도 1은 S를 포함하는 Fe-2%Si-0.002%S 합금계에 있어서 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 Mn 첨가량에 따라 온도별 페라이트(α), MnS 석출물 및 오스테나이트(γ)들의 존재 영역 변화를 나타내는 도면이다. 도 1은 Fe-2%Si-0.002%S 합금계에 있어서 Mn이 0.5% 초과 0.7% 첨가될 지라도 1000℃ 내지 약 1035℃ 이하의 온도 영역에서는 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않는 페라이트(α) + MnS 영역을 보여주고 있다. 또한, S 첨가량을 증가시키면 석출되는 MnS량은 증가한다.
도 2는 S를 포함하는 Fe-3.1%Si-0.002%S 합금계에 있어서 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 Mn 첨가량에 따라 온도별 페라이트(α), MnS 석출물 및 오스테나이트(γ)들의 존재 영역 변화를 나타내는 도면이다. Si량이 3.1%까지 증가함에 따라 Mn이 약 1.4%까지 첨가되어도 열처리 온도 전 구간에서 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않는 페라이트(α) + MnS 또는 페라이트(α) 단상을 나타내고 있다.
도 3은 S를 포함하는 Fe-4%Si-0.002%S 합금계에 있어서 오스테나이트(γ) 안정화 원소인 Mn 첨가량에 따라 온도별 페라이트(α), MnS 석출물 및 오스테나이트(γ)들의 존재 영역 변화를 나타내는 도면이다. 페라이트(α) 안정화 원소인 Si이 다량 첨가된 Fe-4%Si-0.002%S 합금계에서는, Mn이 약 2.8%까지 대폭적으로 첨가되는 경우에 조차 전 온도 구간에서 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않는 페라이트(α) + MnS 또는 페라이트(α) 단상을 나타내고 있다. 도 2와 도 3의 합금계에서도 마찬가지로 S 첨가량을 증가시키면 석출되는 MnS량은 증가한다. 도 1, 2, 3에서 알 수 있는 바와 같이, 강력한 페라이트(α) 안정화 원소인 Si 첨가량이 증가할수록 페라이트(α) + MnS 온도 영역은 급격히 넓어진다.
도 4는 하기 일 실시예 7에서 (001) 면분율이 98%이고 강판두께가 0.1 ㎜(100 ㎛)인 E 강종에서, 최종 소둔 후 강판 표면으로부터 강판 내부로 들어감에 따라 Si과 Mn의 성분변화를 나타내는 도면이다. 강판 깊이에 상관없이 최종 소둔 후 강판 내 Si 및 Mn의 함량이 슬라브 내 Si 및 Mn 함량과 거의 동일한 것을 확인할 수 있으며, 이를 통해 석출되었던 MnS가 거의 완전히 분해된 것을 알 수 있다. 또한, 강판 깊이에 상관없이 표면과 내부의 Si 및 Mn의 성분 변화는 관찰되지 않는다는 점에서 본 발명에 따른 강판 표면에 탈망간층 및 표면 산화막이 없다는 점을 확인할 수 있다.
이와 같은 우수한 철손 특성 및 자속밀도 특성을 가진 전기강판의 제조방법은 a) 중량%로, Si: 2.0% 내지 4.0%, Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하, S: 0.01% 이하(0%는 제외), C: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 950 내지 1250℃로 재가열하는 단계;
b) 재가열된 상기 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
c) 상기 열연강판을 800 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α)+MnS 석출물 온도 영역까지 가열 후 냉각하여 소둔된 열연강판을 얻는 단계;
d) 상기 소둔된 열연강판을 1차 냉간압연한 다음, 650 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α) + MnS 석출물 온도 영역까지 가열 후 냉각하는 중간소둔 처리 후 2차 냉간압연하여 2단 냉간압연된 냉연강판을 얻는 단계; 및
e) 2단 냉간압연된 냉연강판을 1000℃ 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α) + MnS 석출물 온도 및 1 기압 환원성 가스 분위기에서 최종 소둔하는 단계;를 포함할 수 있다.
전술한 바와 같이, 0.5% 초과 2.0% 이하의 과량 Mn을 포함하는 슬라브를 상기 방법에 따라 재가열, 소둔, 냉간압연 및 최종 소둔 시 공정 조건을 최적화함으로써 (001) 결정립들로 구성되고, 최대면강도를 나타내는 (001) 집합조직 내의 [100] 결정방향이 압연방향과 이루는 각도(θ)가 0˚ ≤ θ ≤ 8˚ 를 만족하며, 2단 냉간압연에 의해 0.05 내지 0.25 ㎜의 두께를 가지는 전기강판을 제조할 수 있으며, 이를 통해 저철손 및 고자속밀도를 가진 전기강판을 얻을 수 있다.
이하 본 발명의 일 예에 따른 (001) 전기강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 상기의 조성을 만족하는 전기강판 강 슬라브를 950℃ 내지 1250℃로 재가열한 다음 열간압연 한다. 상기 재가열 온도가 950℃ 미만이면 열간압연 시 과도한 힘이 필요하여 설비에 무리가 가거나 원활한 열간압연이 수행되기 어렵고, 1250℃를 초과할 경우 극심한 슬라브 표면산화가 일어나기 때문에 재가열 온도는 950℃ 내지 1250℃로 제한한다.
다음으로, 재가열된 상기 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
상기와 같이 제조된 열연강판은 소둔 없이 산세 후 냉간압연하거나, 자성특성을 향상 시키기 위해 냉간압연 전에 열연강판 소둔을 할 수 있다.
열연강판 소둔 온도는 800℃ 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α) + MnS 석출물 온도일 수 있다. 이 범위에서 MnS의 석출이 활발하여 강 내 S 함량이 극소화될 수 있으며, 이를 통해 최종 소둔시 {111} 결정립보다 (001) 결정립의 성장을 촉진할 수 있다. 반면, 상기 열연강판 소둔 온도가 800℃보다 낮으면 결정립 조직이 균일하지 않고, 1250℃를 초과하는 경우에는 과다한 결정립 성장으로 인해 열연판의 표면 결함이 과다해진다.
열연강판은 산세 후 통상적인 방법으로 냉간압연한다.
산세한 열연강판은 1차 냉간압연된 강판을 중간 소둔 후 2차 냉간압연하는 2단 냉간압연 할 수 있다. 이때, 2단 냉간압연하는 경우의 2차 냉간압연율을 25% 내지 90%로 할 수 있다.
중간 소둔 온도는 650℃ 내지 1250℃ 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α) + MnS 석출물 온도일 수 있다. 이 또한 상기 범위에서 MnS의 석출이 활발하여 강 내 S 함량이 극소화될 수 있으며, 이를 통해 최종 소둔시 {111} 결정립보다 (001) 결정립의 성장을 촉진할 수 있다. 반면, 상기 중간 소둔 온도가 650℃보다 낮으면 냉간압연 강판에서 재결정이 일어나기 어렵고, 1250℃보다 높으면, 과도한 결정립 성장으로 인해 최종 소둔시 (001) 결정립의 성장이 어려워진다.
다음으로, 최종 냉간압연된 강판은 1000℃ 내지 1250℃의 영역 중 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α) + MnS 석출물 온도 및 1 기압의 환원성 가스분위기 하에서 최종 소둔할 수 있다. 이때, 상기 최종 소둔 온도까지의 승온속도는 25℃/h 내지 14400℃/h 일 수 있으며, 최종 소둔 시간은 상기 온도에서 8 내지 48 시간 동안 수행할 수 있다. 이처럼 장시간 최종 소둔을 수행하여야 최종 냉간압연된 강판 내부의 MnS 석출물이 대부분 분해될 수 있으며, MnS 석출물에 의한 (001) 결정립 성장 방해를 방지할 수 있다.
반면, 최종 소둔을 1000℃보다 낮게 실시하는 경우에는 (001) 결정립 성장을 방해하는 MnS 석출물의 느린 분해반응 속도로 인해, 고집적도의 (001) 면분율을 나타내는 전기강판을 얻기 어렵고, 1250℃를 초과하는 경우에는 과도한 결정립 성장으로 인해 자성특성 및 기계적 특성을 저해할 수 있다.
이와 같이, 본 발명의 바람직한 일 실시예에 따른 (001) 결정립으로 구성된 전기강판 제조방법은 냉연강판을 오스테나이트(γ) 상이 존재하지 않고, 페라이트(α) 단상 또는 페라이트(α)와 MnS 석출물이 혼재하는 페라이트(α) + MnS 석출물 온도 및 1 기압의 환원성 가스 분위기에서 장시간 최종 소둔함으로써 (001) 결정립으로 구성된 전기강판을 용이하게 제조할 수 있다.
부가적으로, 현재의 모터 철심에 적용되는 {111}<uvw> 집합조직으로 구성된 무방향성 전기강판은 압연방향을 기준으로 0°에서 45°로 측정 각도를 바꾸어 자성특성을 측정할 때 방향에 따라 그 평균치에 비해 약 ±5%의 차이를 보여서, 측정값은 최대 10% 정도의 차이를 보인다. 그러므로, 이러한 차이 때문에 엄밀하게는 링 타입(Ring type) 시험편을 이용하여 그 전기강판의 평균치를 나타내어야 하나, 일반적으로는 직사각형 형태의 강판 시험편과 직류 자성측정기를 이용하여 압연 방향과 압연 방향에 수직한 방향의 두 자성특성을 전기강판의 대표 값으로 나타내고 있다.
학술문헌 2에서도 확인할 수 있는 바와 같이, (001)[010] 집합조직으로 구성된 전기강판의 자성특성은 압연방향으로부터 0°에서 45°로 이탈각(Deviation angle)이 커짐에 따라 자속밀도는 최대값에서 최소값으로 급격하게 변하고, 철손은 최소값에서 최대값으로 변한다. 또한, (001) 결정립으로 구성된 전기강판의 독특한 특성 때문에 이탈각(Deviation angle)이 45°에서 90°로 더욱 커짐에 따라, 자속밀도는 최소값에서 최대값으로 급격하게 증가하고, 철손은 최대값에서 최소값으로 감소한다.
따라서, 이러한 (001) 결정립으로 구성된 전기강판의 특성 때문에, 압연방향에 평행한 방향 및 압연방향에 수직한 방향에서의 무방향성 전기강판 자성 측정법으로는 (001) 집합조직으로 구성된 본 발명품의 자성특성 값을 대표할 수 없다. 그러므로, (001) 결정립으로 구성된 본 발명품의 자성특성을 정확하게 나타내기 위해서 하기의 일 실시예에서처럼 링 타입(Ring type) 시험편을 이용하여 자성특성의 평균값을 측정하였다. 자성특성은 내경 15 ㎜, 외경 30 ㎜의 링 타입 강판을 최종 소둔된 강판에서 절단하고 800℃ 알곤(Ar) 분위기에서 1 시간 동안 응력제거 소둔 후 철손 및 자속밀도를 측정하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 자성특성은 내경 25 ㎜, 외경 40 ㎜의 링 타입 강판을 최종 소둔된 강판에서 절단하고 800℃ 알곤(Ar) 분위기에서 1 시간 동안 응력제거 소둔 후 철손 및 자속밀도를 측정하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 일 실시예에서도 알 수 있는 바와 같이, 대부분이 (001) 결정립으로 구성된 전기강판은 성분 및 두께가 같으면 공정 변수의 변화에 상관없이 같은 평균 자성특성을 보인다.
(001) 집합조직으로 구성된 본 발명품은 최종적으로 절연피막처리 후 고객사로 출하된다. 상기 절연피막은 유기질, 무기질 및 유무기 복합피막으로 처리될 수 있으며, 철손을 좀 더 저감하기 위해서 장력코팅 처리할 수 있다. 고객사는 (001) 집합조직으로 구성된 전기강판을 이용하여 모터 철심 제작 후, 800℃ 부근에서 1 내지 2 시간 응력제거 소둔하고 400℃까지 노냉 후 방출하여 사용할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명에 따른 (001) 집합조직으로 구성된 전기강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 단 하기의 실시예는 본 발명을 예시하는 것일 뿐, 본 발명의 내용이 하기의 실시예에 의하여 한정되는 것은 아니다.
강종 C Si Mn S N
A 0.0026 1.5 0.5 0.0045 0.0033
B 0.0013 2.5 0.6 0.0006 0.0013
C 0.0018 2.5 0.7 0.0021 0.0016
D 0.0015 3.2 0.8 0.0005 0.0023
E 0.0024 3.2 0.9 0.0097 0.0011
F 0.0018 3.5 1.3 0.0010 0.0020
[실시예 1 내지 8 및 비교예 1]
상기 표 1의 A 내지 F 조성(중량%, 잔부는 Fe)의 슬라브(slab)들을 1150℃로 가열하고 2.5 ㎜ 두께까지 열간압연하였다. 열연강판은 1050℃에서 2분간 소둔하고, 산세 후 1차 냉간압연한 후, 1050℃에서 2분간 중간소둔한 다음 0.05 ㎜, 0.10 ㎜ 또는 0.2 ㎜ 두께까지 2차 냉간압연(2차 냉간압연율 50%)하는 2단 냉간압연을 수행하였다. 냉연강판에 대한 최종 소둔은 1기압의 수소(H2) 가스 분위기 하에서 하기 표 2의 조건에 따라 실시하였다.
[비교예 2 내지 4]
상기 표 1의 E 조성(중량%, 잔부는 Fe)의 슬라브(slab)를 1150℃로 가열하고 2.5 ㎜ 두께까지 열간압연하였다. 열연강판은 1050℃에서 2분간 소둔하고, 산세 후 0.1 ㎜ 또는 0.35 ㎜ 두께로 1단 냉간압연하였다. 냉연강판에 대한 최종 소둔은 1기압의 수소(H2) 가스 분위기 하에서 하기 표 2의 조건에 따라 실시하였다.
강종 냉간압연
방법		 최종 소둔 조건 전기강판 두께, ㎜
온도(℃) 시간
비교예 1 A 2단 1050 20시간 0.10
실시예 1 B 2단 1050 20시간 0.10
실시예 2 C 2단 1050 20시간 0.10
실시예 3 D 2단 1200 13시간 0.05
실시예 4 D 2단 1200 13시간 0.2
실시예 5 E 2단 1150 12시간 0.10
실시예 6 F 2단 1150 12시간 0.10
실시예 7 E 2단 1200 13시간 0.10
실시예 8 F 2단 1200 13시간 0.10
비교예 2 E 1단 1200 10시간 0.35
비교예 3 E 1단 1000 10시간 0.10
비교예 4 E 1단 1000 10시간 0.35
상기 실시예 및 비교예들에서 제조된 각각의 시편에 대하여 EBSD를 이용하여 5 ㎜ × 12 ㎜ 영역에서 집합조직, 면강도 및 평균 결정립 직경을 조사하였고, 또한 엣치핏 방법과 광학현미경을 이용하여 10 ㎜(폭) x 100 ㎜(압연 방향) 크기의 강판면에서 (001) 면분율, 최대면강도를 나타내는 (001) 집합조직 내의 [100] 결정방향이 압연방향과 이루는 각도(θ) 및 평균 결정립 직경을 조사하였다. 또한, 주사전자현미경에 장착된 EDS(energy-dispersive X-ray)를 이용하여 강판 표면에서부터 두께 방향으로 분석 깊이를 달리하여 Si 및 Mn의 성분 함량을 분석하고, 그 결과를 도 4에 나타내었다.
강종 (001)
결정립
면분율, %		 철손,
W15/50,
Watts/kg		 자속밀도, B50,
Tesla		 평균
결정립 직경, ㎜		 W15/50/강판두께,
Watts/kg/mm		 θ
비교예 1 A 5 3.27 1.688 0.30 32.7 -
실시예 1 B 95 1.13 1.798 0.63 11.3 0
실시예 2 C 100 1.10 1.795 0.51 11.0 0
실시예 3 D 98 0.91 1.762 0.90 18.2 2.9
실시예 4 D 99 1.08 1.759 3.50 5.4 6.2
실시예 5 E 95 0.94 1.763 0.75 9.4 0
실시예 6 F 100 0.78 1.725 3.10 7.8 0
실시예 7 E 98 0.95 1.761 0.59 9.5 0
실시예 8 F 100 0.76 1.724 0.75 7.6 7.3
비교예 2 E 6 2.59 1.624 0.71 7.4 -
비교예 3 E 7 1.88 1.630 0.29 18.8 -
비교예 4 E 5 2.61 1.610 0.67 7.5 -
상기 표 1 내지 3을 참조하면, 2단 냉간압연된 B 내지 F 강종은 95% 이상의 (001) 면분율을 나타내어 자성특성이 우수하였으며, 다량의 Mn이 첨가된 강종에서 얻어진 자성특성은 대한민국 공개특허 제 10-1842417호에서 얻어진 자성특성에 비해 철손이 월등히 낮았다. 또한, (001) 집합조직 내의 [100] 결정방향이 압연방향과 이루는 각도(θ)는 0˚ ≤ θ ≤ 7.3˚의 범위를 나타내었다.반면, A 강종은 극히 낮은 (001) 면분율로 인해 자성특성이 열악하였다.
또한, 실시예 7과 동일 조성의 강종 E를 사용한 비교예 2의 경우 0.35 ㎜로 1단 냉간압연하여 전기강판을 제조함에 따라 면분율이 극히 낮았으며, 이에 따라 자성 특성이 열악하였다. 아울러, 동일 조성의 강종 E를 사용한 비교예 3 및 4 역시 극히 낮은 (001) 면분율로 인해 열악한 자성특성을 나타내었다. 이러한 열악한 자성특성은 낮은 최종소둔 온도의 경우, 수소 분위내의 수소에 의한 MnS 분해반응이 미미해지고 결과적으로 존재하는 강판 내부 MnS 석출물들이 (001) 결정립의 성장을 극도로 억제하였기 때문이고, 두꺼운 강판의 경우, 수소 분위내의 수소에 의한 MnS 분해반응 시간이 급격히 길어지기 떄문에 한정된 최종소둔 시간동안에 MnS 석출물들의 완전한 분해가 어렵고, 이로 인해 남아있는 강판 내부 MnS 석출물들이 (001) 결정립의 성장을 극도로 억제하였기 때문으로 판단된다.
한편, 도 5는 상기 실시예 3의 결정립의 면분율이 98%인 0.05 mm 두께 D 강판에 대한 방위분포함수(ODF: orientation distribution function)로서 (001)<1200> + (001)<230> 집합조직을 나타낸다.
도 6은 상기 도 5의 집합조직을 엣치핏 형태로 나타낸 도면으로, 최대면강도를 나타내는 (001) 집합조직 내의 [100] 결정방향이 압연방향과 이루는 각도(θ)는 2.9˚를 나타냈으며, 각각의 집합강도 및 자화 용이축인 [001] 방향과 압연방향사이의 각은 주로 2단 압연시의 2차 냉간압연율에 따라 달라졌다.
이상과 같이 본 발명에서는 특정된 사항들과 한정된 실시예 및 도면에 의해 설명되었으나 이는 본 발명의 보다 전반적인 이해를 돕기 위해서 제공된 것일 뿐, 본 발명은 상기의 실시예에 한정되는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이러한 기재로부터 다양한 수정 및 변형이 가능하다.
따라서, 본 발명의 사상은 설명된 실시예에 국한되어 정해져서는 아니되며, 후술하는 특허청구범위뿐 아니라 이 특허청구범위와 균등하거나 등가적 변형이 있는 모든 것들은 본 발명 사상의 범주에 속한다고 할 것이다.

Claims (6)

  1. 중량%로, Si: 2.0% 내지 4.0%, Mn: 0.5% 초과 2.0% 이하, S: 0.01% 이하(0%는 제외), C: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    (001) 결정립들로 구성되고, 최대면강도를 나타내는 (001) 집합조직 내의 [100] 결정방향이 압연방향과 이루는 각도(θ)가 0˚ ≤ θ ≤ 8˚를 만족하며, 2단 냉간압연에 의해 0.05 내지 0.25 ㎜의 두께를 가지는 것을 특징으로 하는, 전기강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 전기강판은 평균 (001) 결정립 직경이 강판 두께를 관통하고, 평균 (001) 결정립 직경이 강판 두께의 1배 내지 50배인, 전기강판.
  3. 제 2항에 있어서,
    상기 평균 (001) 결정립 직경은 0.3 내지 5 ㎜인, 전기강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 전기강판은 (001) 결정립의 면분율이 80% 이상인 것을 특징으로 하는 전기강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 전기강판은 자속밀도(B50)가 1.70 Tesla 이상인 것을 특징으로 하는 전기강판.
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 전기강판은 철손(W15/50) 대비 강판두께 비율이 4 내지 20 Watts/kg/㎜인 것을 특징으로 하는 전기강판.
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