WO2024019490A1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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WO2024019490A1
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exceeding
oriented electrical
electrical steel
steel sheet
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안용근
강춘구
신경식
박근호
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현대제철 주식회사
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    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the same, and more specifically to a high-efficiency non-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the same.
  • Electrical steel sheets can be divided into oriented electrical steel sheets and non-oriented electrical steel sheets depending on their magnetic properties.
  • Oriented electrical steel sheet is manufactured to facilitate magnetization in the rolling direction of the steel sheet and has particularly excellent magnetic properties in the rolling direction, so it is mainly used as the iron core of large, small and medium-sized transformers that require low core loss and high magnetic permeability.
  • non-oriented electrical steel sheets have uniform magnetic properties regardless of the direction of the steel sheet, so they are widely used as iron core materials for small electric motors, small power transformers, and stabilizers.
  • the technical problem to be achieved by the present invention is to provide a high-efficiency non-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the same.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one aspect of the present invention for solving the above problems includes silicon (Si): 2.8 to 3.8 wt%, manganese (Mn): 0.2 to 0.5 wt%, and aluminum (Al): 0.5 to 1.5 wt%.
  • the volume fraction of secondary phase particles having an average diameter of 1.0 ⁇ m or more and less than 2.0 ⁇ m among the secondary phase particles constituting the microstructure is 20% or more, and the volume fraction of secondary phase particles having an average diameter of 2.0 ⁇ m or more may be more than 38%.
  • the secondary phase particles may include precipitate particles and inclusion particles.
  • the average grain size in the microstructure of the non-oriented electrical steel sheet may be 80 to 160 ⁇ m.
  • a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an aspect of the present invention to solve the above problem includes silicon (Si): 2.8 to 3.8 wt%, manganese (Mn): 0.2 to 0.5 wt%, aluminum (Al): 0.5 to 0.5 wt%.
  • CT coiling temperature
  • the step of performing the second annealing heat treatment includes annealing at 900 to 1,100°C.
  • the hot rolling step can be performed under the conditions of reheating temperature (SRT): 1110 to 1150°C and finish rolling temperature (FDT): 800 to 900°C.
  • the thickness of the hot rolled steel may be 1.6 to 2.6 mm, and the thickness of the cold rolled steel may be 0.35 mm or less.
  • the volume fraction of secondary phase particles having an average diameter of 1.0 ⁇ m or more among the secondary phase particles constituting the microstructure may be 60% or more.
  • a high-efficiency non-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the same can be provided.
  • FIG. 1 is a flowchart showing a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • electrical steel is divided into oriented electrical steel and non-oriented electrical steel.
  • Grain-oriented electrical steel sheets are mainly used in stationary equipment such as transformers, while non-oriented electrical steel sheets are mainly used in rotating equipment such as motors and generators.
  • HEV hybrid vehicles
  • EV electric vehicles
  • hydrogen vehicles The characteristics of electrical steel material can be evaluated by magnetic flux density and iron loss.
  • the magnetic flux density is B 50
  • iron loss is generally evaluated at W 15/50 , but in cases where high frequency characteristics are required, such as in electric vehicles, W 10/400 iron loss is used. Evaluating.
  • B 50 represents the magnetic flux density at 5000A/m
  • W 15/50 represents the iron loss at 50Hz and 1.5T
  • W 10/400 represents the iron loss at 400Hz and 1.0T.
  • Representative methods of improving the magnetic properties of electrical steel sheets include adding elements such as Si, Al, and Mn to increase resistivity or using thinner materials.
  • elements such as Si, Al, and Mn
  • the magnetic flux density decreases due to the addition of alloy elements, and rolling becomes difficult, making it difficult to make the material thinner.
  • impurity elements such as C, S, N, and Ti can combine to form fine precipitates and inclusions, and these secondary phase particles can cause movement of magnetic domains. It interferes with and deteriorates the magnetic properties. It is very important to control the size and fraction of the secondary phase particles because the finer the secondary phase particles are, the more they impede the movement of magnetic domains or inhibit grain growth.
  • a technology for controlling inclusions or precipitates in order to improve the magnetic properties of an electrical steel sheet it can be manufactured through the steps of slab reheating, hot rolling, hot rolled sheet annealing, and cold rolling, followed by final annealing.
  • the precipitates are characterized by an average size difference between the average size of oxides and the size of non-oxides, and have the characteristics of adding Sb and Sn elements.
  • Sb and Sn although they are advantageous in improving texture as grain boundary segregation elements, they have the disadvantage of inhibiting grain growth and deteriorating rolling properties.
  • Zn is added to improve the cleanliness of molten steel and Y is added as a segregation element.
  • controlling inclusions only with the amount of Zn added has limitations and has the disadvantage of encouraging the formation of fine precipitates depending on the amount added.
  • Y like Sb and Sn, it has the disadvantage of suppressing grain growth and worsening rolling properties due to grain boundary segregation elements.
  • the impurities are controlled to an extremely low level during steelmaking to minimize the formation of secondary phases that adversely affect magnetic properties.
  • unavoidable impurities form secondary phases and have a negative effect on magnetic properties.
  • a method for improving the magnetic properties of the final product of non-oriented electrical steel sheet by controlling the size and distribution fraction of secondary phase particles of the final product by controlling the winding process, hot rolling annealing process, and cold rolling annealing process variables, and We want to present a product.
  • the slab is heated to 1110 to 1150°C and undergoes hot rolling.
  • the slab In the hot rolling step, the slab is hot rolled to 1.6mm to 2.6mm and then goes through a winding step. Temperature conditions during winding are performed within the range of 500 to 700°C to minimize secondary phase precipitation.
  • the hot rolling annealing (APL) process facilitates cold rolling by homogenizing the stretched structure inside the hot rolled sheet formed during the hot rolling process and improves magnetic properties by homogenizing the microstructure of the final product.
  • the hot rolled annealing (APL) temperature condition is too high, fine precipitates may be formed due to re-dissolution of alloy elements, which may interfere with the magnetic properties, so it is performed within the range of 940 to 1110°C.
  • the cold rolled annealing (ACL) process is performed within the range of 900 to 1100°C because it determines the quality of the final product by controlling the microstructure and precipitates of the cold rolled product.
  • the present invention improves magnetic properties by controlling the coiling temperature, hot rolling annealing, and cold rolling annealing process variables so that the volume fraction of secondary phase particles with a size of 1 ⁇ m or more in the product accounts for more than 60% after the final process.
  • FIG. 1 is a flowchart showing a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet includes providing a steel containing silicon (Si), manganese (Mn), and aluminum (Al) (S10); Hot rolling the steel (S20); Performing a first annealing heat treatment on the hot rolled steel (S30); Cold rolling the first annealed heat-treated steel (S40); and a step (S50) of subjecting the cold rolled steel to a second annealing heat treatment.
  • Si silicon
  • Mn manganese
  • Al aluminum
  • Steel materials used in the hot rolling process are steel materials for manufacturing non-oriented electrical steel sheets, for example, silicon (Si): 2.8 to 3.8 weight%, manganese (Mn): 0.2 to 0.5 weight%, aluminum (Al): 0.5 to 1.5% by weight, Carbon (C): more than 0 and less than 0.003% by weight, phosphorus (P): more than 0 and less than 0.015% by weight, sulfur (S): more than 0 and less than 0.003% by weight, nitrogen (N): more than 0 and less than 0.003% by weight Weight% or less, titanium (Ti): greater than 0 and less than 0.003% by weight, and the remainder includes iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • Silicon (Si) is a major added element that increases resistivity and lowers iron loss (eddy current loss). If the silicon addition amount is low, less than 2.8% by weight, it becomes difficult to obtain the desired high-frequency low iron loss value, and as the addition amount increases, the magnetic permeability and magnetic flux density decrease. Additionally, if the amount of silicon added exceeds 3.8% by weight, brittleness increases, making cold rolling difficult and productivity decreasing.
  • Aluminum (Al) is a major added element that, along with silicon, increases resistivity and lowers iron loss (eddy current loss). Aluminum plays a role in reducing magnetic deviation by reducing magnetic anisotropy. Aluminum meets nitrogen and induces AlN precipitation. If the aluminum content is less than 0.5% by weight, it is difficult to expect the above-mentioned effects, and fine nitrides may be formed, which may increase the variation in magnetic properties. If the aluminum content exceeds 1.5% by weight, cold rolling properties are deteriorated, and Excessive nitride formation reduces magnetic flux density and deteriorates magnetic properties.
  • Carbon (C) is an element that increases iron loss by forming carbides such as TiC and NbC.
  • Phosphorus (P) greater than 0 and less than or equal to 0.015% by weight
  • Phosphorus (P) is a grain boundary segregation element that develops texture. If the phosphorus content exceeds 0.015% by weight, grain growth is suppressed due to the segregation effect, magnetic properties are deteriorated, and cold rolling properties are deteriorated.
  • S Sulfur
  • S Sulfur
  • Nitrogen (N) increases iron loss by forming precipitates such as AlN, Tin, and NbN, and suppresses grain growth, so its addition is limited to 0.003% by weight or less. If the nitrogen content exceeds 0.003% by weight, the problem of increased iron loss occurs.
  • Titanium (Ti) suppresses grain growth by forming fine precipitates such as TiC and TiN.
  • the magnetic properties deteriorate as titanium is added, so the addition is limited to as low as possible and limited to 0.003% by weight or less. If the titanium content exceeds 0.003% by weight, the problem of magnetic properties deterioration occurs.
  • the step (S20) of hot rolling the steel may be performed under the conditions of reheating temperature (SRT): 1110 to 1150°C and finish rolling temperature (FDT): 800 to 900°C.
  • the slab reheating temperature exceeds 1150°C, precipitates such as C, S, and N in the slab may be re-dissolved and fine precipitates may be generated in the subsequent rolling and annealing process, suppressing grain growth and deteriorating magnetism. If the slab reheating temperature is less than 1110°C, the rolling load increases and a problem of increased iron loss in the final product may occur.
  • the thickness of the hot rolled sheet may be, for example, 1.6 to 2.6 mm. As the thickness of the hot-rolled sheet increases, the cold rolling reduction rate increases and the texture becomes inferior, so it is desirable to control the thickness to 2.6 mm or less.
  • the hot rolled steel may be coiled under conditions of coiling temperature (CT): 500 to 700°C. If the coiling temperature is less than 500°C, there is no annealing effect of the steel, so grain growth does not occur. If the coiling temperature is higher than 700°C, oxidation may increase during cooling, which may worsen pickling properties.
  • CT coiling temperature
  • a step (S30) of first annealing heat treatment on the hot rolled steel may be performed.
  • the first annealing heat treatment is an APL (Annealing and Pickling Line) step of annealing and pickling a hot-rolled sheet and can be understood as a preliminary annealing treatment or a hot-rolling annealing treatment.
  • the first annealing heat treatment step (S30) includes an annealing process in which annealing is started at a temperature of 940 to 1110°C after raising the temperature at a temperature increase rate of 20°C/s or more and maintained for 30 to 180 seconds. After annealing, the steel may be cooled at a cooling rate of 20° C./s or more. The step of pickling after cooling may be further included.
  • a hot rolled sheet annealing process is performed to ensure microstructure uniformity and cold rolling properties.
  • the first annealing temperature is adjusted at 940 to 1110°C to form a uniform microstructure from which the stretched cast structure is removed. If the first annealing temperature is too low, below 940°C, the stretched cast structure remaining after hot rolling may remain, causing microstructure unevenness and forming small crystal grains, which may act as an obstacle to cold rolling. On the other hand, if the first annealing temperature is too high, exceeding 1110°C, it causes texture imbalance in the final product and causes anisotropy in properties.
  • a step (S40) of cold rolling the first annealed heat-treated steel material is performed.
  • the reduction rate of cold rolling is 50 to 85%, and the thickness of the steel after cold rolling may be 0.35 mm or less (strictly, 0.25 mm or less).
  • warm rolling can be performed by raising the plate temperature to 100 to 200°C.
  • the cold rolled steel may be subjected to a second annealing heat treatment.
  • the second annealing heat treatment is the ACL (Annealing and Coating Line) step of final annealing the cold rolled sheet and can be understood as a cold rolled annealing treatment.
  • the second annealing heat treatment step (S50) is annealing under the conditions of temperature increase rate: 10°C/s or more, annealing temperature: 900 to 1100°C, holding time: 30 to 90 seconds, and cooling rate: 30°C/s or more. It may include a cooling step.
  • the second annealing heat treatment is performed with the cold-rolled sheet obtained after cold rolling.
  • the temperature that derives the optimal grain size is applied considering the improvement of iron loss and mechanical properties.
  • cold rolling annealing heating is performed under mixed atmosphere conditions to prevent surface oxidation and nitriding. The surface condition becomes smoother through a mixed atmosphere of nitrogen and hydrogen. If the cold rolling annealing temperature is less than 900°C, the grain size may be fine and hysteresis loss may increase, and if the cold rolling annealing temperature exceeds 1100°C, the grain size may become coarse and eddy current loss may increase.
  • a coating process may be performed to form an insulating coating layer.
  • punchability can be improved and insulation properties can be secured.
  • the thickness of the insulating coating layer formed on the top and bottom of the cold rolled material may be about 1 to 2 ⁇ m.
  • the non-oriented electrical steel sheet implemented by the above-described manufacturing method includes silicon (Si): 2.8 to 3.8% by weight, manganese (Mn): 0.2 to 0.5% by weight, aluminum (Al): 0.5 to 1.5% by weight, and carbon (C).
  • the volume fraction of secondary phase particles with an average diameter of 1.0 ⁇ m or more is more than 60%. , has an iron loss (W 10/400 ) of less than 12.0W/kg.
  • the secondary phase particles may include precipitate particles and inclusion particles.
  • the volume fraction of secondary phase particles with an average diameter of 1.0 ⁇ m or more and less than 2.0 ⁇ m may be 20% or more, and the volume fraction of secondary phase particles with an average diameter of 2.0 ⁇ m or more may be 38% or more. there is.
  • the average grain size in the microstructure may be 80 to 160 ⁇ m.
  • the mechanical properties of the finally implemented non-oriented electrical steel sheet are yield strength (YP): 400 MPa or more and tensile strength (TS): 500 MPa or more.
  • magnetic domain movement is achieved by controlling the volume fraction of secondary phase particles with a size of 1 ⁇ m or more to 60% or more using winding, APL, and ACL process variable control.
  • APL winding, APL, and ACL process variable control.
  • the composition of the non-oriented electrical steel sheet according to the experimental example is silicon (Si): 2.8 to 3.8 wt%, manganese (Mn): 0.2 to 0.5 wt%, aluminum (Al): 0.5 to 1.5 wt%, Carbon (C): more than 0 and not more than 0.003% by weight, phosphorus (P): more than 0 and not more than 0.015% by weight, sulfur (S): more than 0 and not more than 0.003% by weight, nitrogen (N): more than 0 and not more than 0.003% by weight, titanium ( Ti): exceeds 0 and satisfies 0.003% by weight or less and the remaining iron (Fe).
  • the slab having the above composition was reheated to 1130°C and hot rolled at a finish rolling temperature (FDT) of 850°C to produce a hot rolled sheet with a thickness of 2.0 mm.
  • Table 2 shows the coiling temperature and holding time, first annealing heat treatment temperature and time, and second annealing heat treatment temperature and time among the process conditions of this experimental example.
  • a coiling process, a first annealing heat treatment process, and a second annealing heat treatment process were performed at various temperatures after hot rolling.
  • cold rolling was performed to create a cold-rolled sheet with a thickness of 0.25 t, and the second annealing heat treatment was applied.
  • the final product was manufactured through a coating process.
  • the final annealing atmosphere temperature was conducted in a mixed atmosphere of 30% hydrogen and 70% nitrogen. At this time, the temperature increase rate was 20°C/s and the cooling rate was 30°C/s.
  • CT temperature is the temperature of the coiling process
  • CT time is the time maintained at the coiling temperature after winding the steel
  • APL temperature is the annealing temperature in the first annealing heat treatment
  • APL time is the annealing maintenance in the first annealing heat treatment.
  • Time is the annealing temperature in the second annealing heat treatment
  • ACL time is the annealing holding time in the second annealing heat treatment.
  • Example 1 Comparative Example 1, and Comparative Example 2
  • the conditions of the first annealing heat treatment and the second annealing heat treatment were the same, but the winding conditions were different.
  • Examples 1, 2, 3, Comparative Example 3, Comparative Example 4, and Comparative Example 5 the winding conditions and the conditions of the second annealing heat treatment were the same, but the conditions of the first annealing heat treatment were applied differently.
  • Examples 1, 4, 5, 6, Comparative Example 6, Comparative Example 7, and Comparative Example 8 the winding conditions and the conditions of the first annealing heat treatment were the same, but the conditions of the second annealing heat treatment were different. Applied.
  • Example 1 Example 2, Example 3, Example 4, Example 5, and Example 6 were coiling temperature (CT): 500 ⁇ 700 °C, first annealing heat treatment annealing temperature: 940 ⁇ 1110 °C, Second annealing heat treatment annealing temperature: satisfies 900 to 1100°C.
  • CT coiling temperature
  • Comparative Example 1 was not satisfied as it exceeded the coiling temperature (CT): 500 to 700°C
  • Comparative Example 2 was not satisfactory because it exceeded the coiling temperature (CT): 500 to 700°C
  • Example 3 is not satisfied because it falls below the range of the first annealing heat treatment annealing temperature: 940 to 1110°C
  • Comparative Example 4 is not satisfied because it exceeds the range of the first annealing heat treatment annealing temperature: 940 to 1110°C
  • Comparative Example 5 is not satisfied as it exceeds the range of the first annealing heat treatment annealing temperature: 940 to 1110°C
  • Comparative Example 6 is not satisfied as it falls below the range of the second annealing heat treatment annealing temperature: 900 to 1100°C
  • Comparative Example 7 and Comparative Example Example 8 is not satisfied as the second annealing heat treatment annealing temperature: exceeds the range of 900 to 1100°C.
  • Table 3 shows the grain size, volume fraction of secondary phase particles, and iron loss (W 10/400 ) of the non-oriented electrical steel sheet implemented in this experimental example.
  • Example 1, Example 2, Example 3, Example 4, Example 5, and Example 6 have an average grain size of 80 ⁇ 160 ⁇ m, and an average diameter of secondary phase particles constituting the microstructure.
  • the volume fraction (A+B) of secondary phase particles with an average diameter of 1.0 ⁇ m or more: 60% or more and iron loss (W 10/400 ): 12.0 W/kg or less are all satisfied.
  • Example 1, Example 2, Example 3, Example 4, Example 5, and Example 6 are secondary phase particles with an average diameter of 1.0 ⁇ m or more and less than 2.0 ⁇ m among the secondary phase particles constituting the microstructure.
  • the volume fraction (A+B) of secondary phase particles with an average diameter of 1.0 ⁇ m or more satisfies 60% or more and 70% or less.
  • Comparative Example 1 Comparative Example 2, Comparative Example 3, Comparative Example 4, Comparative Example 5, Comparative Example 6, Comparative Example 7, and Comparative Example 8 were secondary phase particles constituting the microstructure with an average diameter of 1.0 ⁇ m or more.
  • Comparative Example 6 average grain size: not satisfied as it falls below the range of 80 to 160 ⁇ m
  • Comparative Example 7, Comparative Example 8 is not satisfied as the average grain size exceeds the range of 80 to 160 ⁇ m.
  • the volume fraction of secondary phase particles with a size of 1 ⁇ m or more has been controlled to 60% or more using winding, APL, and ACL process variable control, so that fine precipitates less than 1 ⁇ m that interfere with magnetic domain movement have been removed. It was confirmed that a non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties could be realized by minimizing the etc.

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Abstract

본 발명은 실리콘(Si): 2.8 ~ 3.8 중량%, 망간(Mn): 0.2 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.5 ~ 1.5 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 무방향성 전기강판이며, 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율이 60% 이상이며, 12.0W/kg 이하의 철손(W10/400)을 가지는 것을 특징으로 하는, 무방향성 전기강판을 제공한다.

Description

무방향성 전기강판 및 그 제조 방법
본 발명은 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고효율 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
전기강판은 자기 특성에 따라서 방향성 전기강판과 무방향성 전기강판으로 나눌 수 있다. 방향성 전기강판(oriented electrical steel sheet)은 강판의 압연방향으로 자화가 용이하도록 제조하여 압연 방향으로 특히 우수한 자기 특성을 가지므로, 저철손, 고투자율이 요구되는 대형, 중소형 변압기의 철심으로 주로 사용된다. 이에 반하여, 무방향성 전기강판(non-oriented electrical steel sheet)은 강판의 방향에 관계없이 균일한 자기특성을 가지므로, 소형 전동기나 소형 전원 변압기, 안정기 등의 철심 재료로 널리 사용되고 있다.
선행기술문헌으로 대한민국 특허공개번호 제2015-0001467A호가 있다.
본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 고효율 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 이에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 관점에 따른 무방향성 전기강판은 실리콘(Si): 2.8 ~ 3.8 중량%, 망간(Mn): 0.2 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.5 ~ 1.5 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 무방향성 전기강판이며, 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율이 60% 이상이며, 12.0W/kg 이하의 철손(W10/400)을 가지는 것을 특징으로 한다.
상기 무방향성 전기강판에서, 상기 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상 2.0㎛ 미만인 이차상 입자의 부피분율은 20% 이상이며, 평균 직경이 2.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율은 38% 이상일 수 있다.
상기 무방향성 전기강판에서, 상기 이차상 입자는 석출물 입자와 개재물 입자를 포함할 수 있다.
상기 무방향성 전기강판의 상기 미세조직에서 평균 결정립크기는 80 ~ 160㎛일 수 있다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 관점에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법은 실리콘(Si): 2.8 ~ 3.8 중량%, 망간(Mn): 0.2 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.5 ~ 1.5 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 제공하는 단계; 상기 강재를 열간 압연하는 단계; 상기 열간 압연된 강재를 제 1 소둔 열처리하는 단계; 상기 제 1 소둔 열처리된 강재를 냉간 압연하는 단계; 및 상기 냉간 압연된 강재를 제 2 소둔 열처리하는 단계;를 포함하되, 상기 열간 압연하는 단계는 열간 압연 후 권취온도(CT): 500 ~ 700℃에서 권취하는 단계를 포함하고, 상기 제 1 소둔 열처리하는 단계는 940 ~ 1110℃에서 어닐링하는 단계를 포함하고, 상기 제 2 소둔 열처리하는 단계는 900 ~ 1100℃에서 어닐링하는 단계를 포함한다.
상기 무방향성 전기강판의 제조 방법에서, 상기 열간 압연하는 단계는 재가열온도(SRT): 1110 ~ 1150℃이고, 마무리 압연 온도(FDT): 800 ~ 900℃인 조건으로 수행할 수 있다.
상기 무방향성 전기강판의 제조 방법에서, 상기 열간 압연된 강재의 두께는 1.6 ~ 2.6mm이고, 상기 냉간 압연된 강재의 두께는 0.35mm이하일 수 있다.
상기 무방향성 전기강판의 제조 방법에서, 상기 제 2 소둔 열처리하는 단계를 수행한 후 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율이 60% 이상일 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 고효율 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법을 나타내는 순서도이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법을 상세하게 설명한다. 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 적절하게 선택된 용어들로서, 이러한 용어들에 대한 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.
일반적으로 전기강판은 방향성 전기강판과 무방향성 전기강판으로 나뉜다. 방향성 전기강판의 경우 주로 변압기와 같은 정지기에 사용이 되고 무방향성 전기강판은 모터와 발전기 등 회전하는 회전기기에 주로 쓰인다. 최근 글로벌 환경 이슈에 대한 대응으로 기존 내연기관으로부터 이를 대체할 하이브리드자동차(HEV)나 전기자동차(EV) 그리고 수소자동차 등으로 기술이 급격히 전환되고 있다. 전기강판 소재의 특성은 자속밀도와 철손으로 평가할 수 있으며 자속밀도는 B50, 철손의 경우 일반적으로 W15/50을 주로 평가하지만 전기자동차와 같이 고주파 특성이 요구되는 경우에는 W10/400 철손으로 평가하고 있다. B50은 5000A/m에서의 자속밀도를 나타내고, W15/50은 50Hz, 1.5T에서의 철손을 나타내고, W10/400은 400Hz, 1.0T에서의 철손을 나타낸다.
전기강판의 자기적 특성을 개선하는 대표적인 방법으로는 Si, Al, Mn등의 원소를 첨가하여 비저항을 증가시키거나 소재의 박물화를 이용하는 방법이 있다. 하지만 Si, Al, Mn등의 비저항 증가 원소를 첨가하는 경우 합금원소 첨가에 의하여 자속밀도가 감소하고 압연이 어려워 박물화가 어려워지며, 박물화로 갈수록 생산성 저하 및 원가 증가라는 문제를 갖고 있다.
무방향성 전기강판의 주 합금원소인 Si, Al, Mn 이외에 불가피하게 첨가되는 불순물 원소인 C, S, N, Ti등이 결합하여 미세한 석출물 및 개재물을 형성할 수 있고 이러한 이차상 입자들은 자구의 이동을 방해하여 자기적 성질을 저하시킨다. 이러한 이차상 입자들이 미세할수록 자구의 이동을 방해하거나 결정립 성장을 억제하기 때문에 이차상 입자의 크기 및 분율을 제어하는 것이 매우 중요하다.
전기강판의 자기적 특성을 개선하기 위하여 개재물이나 석출물을 제어하는 기술의 일 예의 경우 슬라브 재가열, 열간 압연, 열연판 소둔, 냉간압연 단계를 거쳐 최종 소둔을 하는 단계로 제작할 수 있다. 상기 일 예에서는 석출물 중 산화물의 평균 크기와 비산화물의 크기의 평균 크기 차이를 특징으로 하며 Sb, 및 Sn 원소를 첨가한 특성을 가진다. 하지만, 비산화물과 산화물의 크기 비율이 자기적 특성에 영향을 미친다기 보다는 석출물의 양과 크기가 최종 자기적 특성에 영향을 미치기 때문에 산화물과 비산화물의 크기 비율이 자기적 특성과 연관이 있다고 보기 어려우며 Sb, 및 Sn의 경우 결정립계 편석 원소로 집합조직 개선에 유리함은 있지만 결정립 성장을 억제하고 압연성상이 나빠질 수 있는 단점을 갖는다.
전기강판의 자기적 특성을 개선하기 위하여 개재물이나 석출물을 제어하는 기술의 다른 예의 경우 용강의 청정도 향상을 위해 Zn를 첨가하고 편석 원소로 Y를 첨가한다. 하지만 Zn의 첨가량만으로 개재물의 제어를 하는 것은 한계점이 있고 첨가량에 따라서 오히려 미세 석출물 형성을 조장하는 단점을 갖는다. 그리고 Y의 경우 Sb, Sn과 마찬가지로 결정립계 편석 원소로 결정립 성장을 억제하고 압연성상이 나빠지는 단점을 가진다.
전기강판에서는 제강 시 불순물을 극저로 제어하여 자기적 특성에 불리한 영향을 미치는 이차상 형성을 최소화 하고자 하지만 불가피한 불순물은 이차상을 형성하여 자기적 특성에 좋지 않은 영향을 미친다. 본 발명에서는, 권취 공정, 열연 소둔 공정, 냉연 소둔 공정 변수를 제어하여 최종 제품의 이차상 입자의 크기 및 분피분율을 제어함으로써 무방향성 전기강판의 최종 제품의 자기적 특성을 향상시킬 수 있는 방법 및 제품을 제시하고자 한다.
슬라브는 1110 내지 1150℃로 가열하고 열간 압연하는 단계를 거친다. 열간 압연을 하는 단계에서는 슬라브를 1.6mm ~ 2.6mm로 열간 압연을 수행한 다음 권취 단계를 거친다. 권취 시 온도 조건은 이차상 석출을 최소화하기 위하여 500 내지 700℃ 범위 내에서 수행한다. 열연 소둔(APL) 공정은 열간 압연 공정 중 형성된 열연 판재 내부의 연신된 조직을 균질화시킴으로써 냉간 압연을 용이하게 하고 최종 제품의 미세조직을 균질화시켜 자기적 특성을 향상시키는 역할을 한다. 하지만 열연 소둔(APL) 온도 조건이 너무 높을 경우 합금 원소의 재고용에 의해 미세 석출물이 형성되어 자기적 특성을 방해할 수 있기 때문에 940 내지 1110℃범위 내에서 수행한다. 마지막으로 냉연 소둔(ACL)공정은 냉간 압연된 제품의 미세조직 및 석출물을 제어함으로써 최종 제품의 품질을 결정하기 때문에 900 내지 1100℃ 범위 내에서 수행한다. 본 발명은, 권취온도, 열연 소둔, 냉연 소둔 공정 변수를 제어하여 최종 공정 이후 제품 내에서 1㎛ 이상 크기를 갖는 이차상 입자의 부피분율이 60%이상을 차지하도록 유도하여 자기적 특성을 향상시킨 것을 특징으로 하는 전기강판을 제공한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법을 나타내는 순서도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법은 실리콘(Si), 망간(Mn) 및 알루미늄(Al)을 함유하는 강재를 제공하는 단계(S10); 상기 강재를 열간 압연하는 단계(S20); 상기 열간 압연된 강재를 제 1 소둔 열처리하는 단계(S30); 상기 제 1 소둔 열처리된 강재를 냉간 압연하는 단계(S40); 및 상기 냉간 압연된 강재를 제 2 소둔 열처리하는 단계(S50);를 포함한다.
강재 제공 단계(S10)
열간 압연 공정에 투입되는 강재는 무방향성 전기강판을 제조하기 위한 강재이며, 예를 들어, 실리콘(Si): 2.8 ~ 3.8 중량%, 망간(Mn): 0.2 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.5 ~ 1.5 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 각각 포함한다.
이하에서는, 본 발명의 기술적 사상에 따른 무방향성 전기강판의 제조 방법이 적용될 수 있는 예시적인 조성 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명한다.
실리콘(Si): 2.8 ~ 3.8 중량%
실리콘(Si)은 비저항을 증가시켜서 철손(와전류 손실)을 낮추는 성분으로 주요 첨가 원소이다. 실리콘 첨가량이 2.8 중량% 미만으로 낮으면 원하는 고주파 저철손 값을 얻기 어려워지며, 첨가량이 증가할수록 투자율 및 자속밀도가 감소하게 된다. 또한 실리콘 첨가량이 3.8 중량%를 초과하면 취성이 증가하여 냉간 압연이 어렵게 되어 생산성이 저하된다.
망간(Mn): 0.2 ~ 0.5 중량%
망간(Mn)은 실리콘과 함께 비저항을 증가시키며 집합조직을 향상시킨다. 망간은 0.5 중량%를 초과하여 첨가하면 조대한 MnS 석출물이 형성되어 자속밀도가 감소되는 등 자기적 성질이 열화된다. 나아가, 망간 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우 첨가량에 비해 철손 감소량이 적은 반면 냉간 압연성 저하가 현저하게 발생한다. 나아가, 망간의 함량이 0.2 중량% 미만인 경우 미세한 MnS 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제할 수 있다는 점에서, 망간의 조성범위는 0.2 ~ 0.5중량%로 조절될 수 있다.
알루미늄(Al): 0.5 ~ 1.5 중량%
알루미늄(Al)은 실리콘과 함께 비저항을 증가시켜서 철손(와전류 손실)을 낮추는 성분으로 주요 첨가 원소이다. 알루미늄은 자기이방성을 감소시켜 자성 편차를 감소시키는 역할을 한다. 알루미늄은 질소와 만나 AlN 석출을 유도한다. 알루미늄의 함량이 0.5 중량% 미만인 경우 상술한 효과를 기대하기 어려우며 미세한 질화물을 형성하여 자기적 특성 편차를 증가시킬 수 있으며, 알루미늄의 함량이 1.5 중량%를 초과하는 경우 냉간 압연성 저하가 발생하며, 질화물을 과다하게 형성하여 자속밀도가 감소되어 자기적 성질이 열화된다.
탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하
탄소(C)는 TiC, NbC 등 탄화물을 형성하여 철손을 증가시키는 원소로 적을수록 바람직하며 0.003 중량% 이하로 제한한다. 탄소 함량이 0.003 중량%를 초과하는 경우 자기 시효를 일으켜서 자기 특성을 감소시키며 0.003 중량% 이하에서는 자기시효 현상이 억제된다.
인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하
인(P)은 결정립계 편석 원소로 집합 조직을 발달시키는 원소이다. 인의 함량이 0.015 중량%를 초과하는 경우 편석 효과로 결정립 성장 억제, 자성기적 성질이 열화되며 냉간압연성 저하가 발생한다.
황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하
황(S)은 MnS, CuS 등 석출물을 형성하여 철손을 증가시키며, 결정립 성장을 억제시키므로 가능한 낮게 첨가하며 0.003 중량% 이하로 제한한다. 황의 함량이 0.003 중량%를 초과하면 철손이 증가하는 문제점이 나타난다.
질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하
질소(N)는 AlN, Tin, NbN 등 석출물을 형성하여 철손을 증가시키며, 결정립 성장을 억제시키므로 가능한 낮게 첨가하며 0.003 중량% 이하로 제한한다. 질소의 함량이 0.003 중량%를 초과하면 철손이 증가하는 문제점이 나타난다.
티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하
티타늄(Ti)은 TiC, TiN 등 미세한 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제시킨다. 티타늄이 첨가할수록 자기적 성질이 열위되므로 가능한 낮게 첨가하며 0.003 중량% 이하로 제한한다. 티타늄의 함량이 0.003 중량%를 초과하면 자기적 성질이 열화되는 문제점이 나타난다.
열간 압연 단계(S20)
상술한 조성을 가지는 강재는 열간 압연 공정을 거치게 된다. 상기 강재를 열간 압연하는 단계(S20)는 재가열온도(SRT): 1110 ~ 1150℃이고, 마무리 압연 온도(FDT): 800 ~ 900℃인 조건에서 수행될 수 있다.
슬래브 재가열온도를 1150℃를 초과하는 경우 슬래브 내 C,S,N 등의 석출물이 재고용되어 추후 압연 및 소둔 공정에 미세한 석출물들이 발생하여 결정립 성장을 억제하고 자성이 열화될 수 있다. 슬래브 재가열온도가 1110℃ 미만이면 압연부하가 증가하게 되며 최종제품에서 철손이 높아지는 문제가 발생할 수 있다.
상기 강재를 열간 압연하는 단계(S20)를 수행한 후 열연판의 두께는, 예를 들어, 1.6 ~ 2.6mm일 수 있다. 열연판 두께가 두꺼울수록 냉간 압연 압하율이 증가하게 되어 집합조직이 열위되므로 두께를 2.6mm 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
상기 열간 압연된 강재는 권취온도(CT): 500 ~ 700℃인 조건에서 권취될 수 있다. 권취온도가 500℃ 미만인 경우 강재의 소둔 효과가 없어서 결정립 성장이 되지 않으며, 권취온도가 700℃를 초과하는 경우 냉각시 산화가 많아질 수 있어서 산세성이 나빠질 수 있다.
제 1 소둔 열처리 단계(S30)
열간 압연된 강재를 제 1 소둔 열처리하는 단계(S30)를 수행할 수 있다. 상기 제 1 소둔 열처리는 열연판을 소둔 및 산세하는 APL(Annealing and Pickling Line) 단계로서 예비 소둔 처리 또는 열연 소둔 처리로 이해할 수 있다.
상기 제 1 소둔 열처리하는 단계(S30)는 승온속도: 20℃/s 이상으로 승온한 후에 940 ~ 1110℃의 온도에서 어닐링을 시작하여 30 ~ 180초 동안 유지하는 어닐링 공정을 포함한다. 어닐링 후에 상기 강재는 20℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각될 수 있다. 냉각 후 산세 처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
열간압연 후 미세조직 균일성 및 냉간압연성 확보를 위하여 열연판 소둔 공정을 실시한다. 제 1 소둔 온도는 연신된 주조조직이 제거된 균일한 미세조직을 형성할 있도록 940 ~ 1110℃에서 조절된다. 제 1 소둔 온도가 940℃ 미만으로 너무 낮은 경우 열간압연 후 잔류해 있는 연신된 주조조직이 잔류하여 미세조직 불균일을 유발하고 결정립이 작게 형성되어 냉간 압연의 방해 요소로 작용할 수 있다. 반면 제 1 소둔 온도가 1110℃를 초과하여 너무 높을 경우 최종 제품의 집합조직 불균형을 유발하여 특성의 이방성이 나타나는 원인이 된다.
냉간 압연 단계(S40)
상기 제 1 소둔 열처리된 강재를 냉간 압연하는 단계(S40)를 수행한다. 냉간 압연의 압하율은 50 ~ 85%이며, 냉연 후 강재의 두께는 0.35mm 이하(엄격하게는, 0.25mm 이하)일 수 있다. 압연성을 부여하기 위하여 판온을 100 ~ 200℃로 상승시켜 온간 압연할 수 있다.
제 2 소둔 열처리 단계(S50)
상기 냉간 압연된 강재를 제 2 소둔 열처리할 수 있다. 상기 제 2 소둔 열처리는 냉연판을 최종 소둔 하는 ACL(Annealing and Coating Line) 단계로서 냉연 소둔 처리로 이해할 수 있다. 상기 제 2 소둔 열처리하는 단계(S50)는 승온속도: 10℃/s 이상, 어닐링 온도: 900 ~ 1100℃, 유지 시간: 30 ~ 90초의 조건으로 어닐링하는 단계 및 냉각속도: 30℃/s 이상인 조건으로 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.
제 2 소둔 열처리는 냉간 압연 후 얻어진 냉연판을 가지고 진행한다. 철손 향상 및 기계적 성질을 고려하여 최적의 결정립 크기를 도출하는 온도를 적용한다. 냉연 소둔에서 표면 산화 및 질화를 방지하기 위하여 혼합 분위기 조건으로 가열한다. 질소 및 수소의 혼합 분위기를 통해 표면 상태를 더욱 매끄럽게 한다. 냉연 소둔 온도가 900℃ 미만이면 결정립 크기가 미세하여 이력 손실이 증가할 수 있고, 냉연 소둔 온도가 1100℃를 초과하면 결정립 크기가 조대해지고 와전류 손실이 증가하게 된다.
한편, 최종 냉연 소둔 후 절연 코팅층을 형성하기 위하여 코팅 공정을 실시할 수 있다. 절연 코팅층을 형성함으로써 타발성 향상 및 절연성을 확보할 수 있다. 냉연재 상부 및 하부에 각각 형성된 절연 코팅층의 두께는 약 1 ~ 2㎛일 수 있다.
상술한 제조 방법으로 구현된 무방향성 전기강판은, 실리콘(Si): 2.8 ~ 3.8 중량%, 망간(Mn): 0.2 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.5 ~ 1.5 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 무방향성 전기강판이며, 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율이 60% 이상이며, 12.0W/kg 이하의 철손(W10/400)을 가진다. 상기 이차상 입자는 석출물 입자와 개재물 입자를 포함할 수 있다.
상기 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상 2.0㎛ 미만인 이차상 입자의 부피분율은 20% 이상이며, 평균 직경이 2.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율은 38% 이상을 가질 수 있다.
상기 미세조직에서 평균 결정립크기는 80 ~ 160㎛일 수 있다. 최종적으로 구현된 무방향성 전기강판의 기계적 특성은 항복강도(YP): 400MPa 이상, 인장강도(TS): 500MPa 이상이다.
본 발명의 실시예에 따른 무방향성 전기강판 및 그 제조 방법에 의하여, 권취, APL, ACL 공정 변수 제어를 이용하여 1㎛ 이상 크기를 갖는 2차상 입자의 부피분율이 60% 이상으로 제어함으로써 자구 이동을 방해하는 1㎛ 미만의 미세 석출물 등을 최소화함으로써 우수한 자기적 특성을 갖는 무방향성 전기강판을 구현할 수 있다.
실험예
이하 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 다음의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 다음의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
1. 시편의 조성
본 실험예에서는 표 1의 합금 원소 조성(단위: 중량%)을 가지는 시편들을 제공한다.
Si Mn Al C P S N Ti Bal.
3.3 0.32 0.73 0.0025 0.0052 0.0014 0.0018 0.0011 Fe
표 1을 참조하면, 실험예에 따른 무방향성 전기강판의 조성은 실리콘(Si): 2.8 ~ 3.8 중량%, 망간(Mn): 0.2 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.5 ~ 1.5 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)을 만족한다. 상기 조성을 가지는 슬래브를 1130℃로 재가열하고 마무리압연온도(FDT)가 850℃인 조건으로 열간 압연 실시 후 2.0mm두께를 가지는 열연판을 제조하였다.
2. 공정 조건 및 물성 평가
표 2는 본 실험예의 공정 조건 중 권취온도와 유지시간, 제 1 소둔 열처리 온도와 시간, 제 2 소둔 열처리 온도와 시간을 나타낸 것이다. 본 실험예에서는 열간 압연 후 다양한 온도에서 권취 공정, 제 1 소둔 열처리 공정 및 제 2 소둔 열처리 공정을 수행하였다. 제 1 소둔 열처리를 진행한 후 냉간 압연하여 0.25t의 두께를 가지는 냉연판을 만들고 제 2 소둔 열처리를 적용하였다. 그 후 코팅 공정을 통해 최종 제품을 제조하였다. 최종 소둔 분위기 온도는 수소 30% - 질소 70%의 혼합분위기에서 실시하였다. 이때 승온속도는 20℃/s, 냉각속도는 30℃/s로 진행하였다. 표 2에서 CT 온도는 권취 공정의 온도이며, CT 시간은 강재를 권취한 후 권취온도에서 유지하는 시간이며, APL 온도는 제 1 소둔 열처리에서 어닐링 온도이며, APL 시간은 제 1 소둔 열처리에서 어닐링 유지시간이며, ACL 온도는 제 2 소둔 열처리에서 어닐링 온도이며, ACL 시간은 제 2 소둔 열처리에서 어닐링 유지시간이다.
CT
온도
(℃)		 CT
시간
(min)		 APL
온도
(℃)		 APL
시간
(sec)		 ACL
온도
(℃)		 ACL
시간
(sec)
실시예1 600 120 975 60 1000 60
비교예1 720 120 975 60 1000 60
비교예2 800 120 975 60 1000 60
비교예3 600 120 900 60 1000 60
실시예1 600 120 975 60 1000 60
실시예2 600 120 1000 60 1000 60
실시예3 600 120 1100 60 1000 60
비교예4 600 120 1150 60 1000 60
비교예5 600 120 1200 60 1000 60
비교예6 600 120 975 60 850 60
실시예4 600 120 975 60 950 60
실시예1 600 120 975 60 1000 60
실시예5 600 120 975 60 1050 60
실시예6 600 120 975 60 1100 60
비교예7 600 120 975 60 1150 60
비교예8 600 120 975 60 1200 60
표 2를 참조하면, 실시예1, 비교예1, 비교예2는 제 1 소둔 열처리 및 제 2 소둔 열처리의 조건은 동일하되, 권취 조건을 달리하여 적용하였다. 실시예1, 실시예2, 실시예3, 비교예3, 비교예4, 비교예5는 권취 조건 및 제 2 소둔 열처리의 조건은 동일하되, 제 1 소둔 열처리의 조건을 달리하여 적용하였다. 실시예1, 실시예4, 실시예5, 실시예6, 비교예6, 비교예7, 비교예8은 권취 조건, 제 1 소둔 열처리의 조건은 동일하되, 제 2 소둔 열처리의 조건을 달리하여 적용하였다.실시예1, 실시예2, 실시예3, 실시예4, 실시예5, 실시예6은 권취온도(CT): 500 ~ 700℃, 제 1 소둔 열처리 어닐링 온도: 940 ~ 1110℃, 제 2 소둔 열처리 어닐링 온도: 900 ~ 1100℃를 만족한다.
이에 반하여, 비교예1은 권취온도(CT): 500 ~ 700℃의 범위를 상회하여 만족하지 못하며, 비교예2는 권취온도(CT): 500 ~ 700℃의 범위를 상회하여 만족하지 못하며, 비교예3은 제 1 소둔 열처리 어닐링 온도: 940 ~ 1110℃의 범위를 하회하여 만족하지 못하며, 비교예4는 제 1 소둔 열처리 어닐링 온도: 940 ~ 1110℃의 범위를 상회하여 만족하지 못하며, 비교예5는 제 1 소둔 열처리 어닐링 온도: 940 ~ 1110℃의 범위를 상회하여 만족하지 못하며, 비교예6은 제 2 소둔 열처리 어닐링 온도: 900 ~ 1100℃의 범위를 하회하여 만족하지 못하며, 비교예7 및 비교예8은 제 2 소둔 열처리 어닐링 온도: 900 ~ 1100℃의 범위를 상회하여 만족하지 못한다.
표 3은 본 실험예에 의해 구현된 무방향성 전기강판의 결정립 크기, 이차상 입자의 부피분율 및 철손(W10/400)을 나타낸 것이다.
결정립크기
(㎛)		 A: 1㎛~2㎛
이차상 부피분율(%) 		B:
2㎛ 이상
이차상 부피분율(%)		 합계
(A + B)		 W10/400
(W/kg)
실시예1 130.3 20.4 45.1 65.5 11.1
비교예1 133.7 14.8 24.5 39.3 12.5
비교예2 133.7 11.4 20.2 31.6 12.8
비교예3 106.5 16.8 25.8 42.6 12.1
실시예1 130.3 20.4 45.1 65.5 11.1
실시예2 145.2 22.2 38.3 60.5 11.4
실시예3 148.2 22.6 38.9 61.5 11.6
비교예4 142.6 16.9 27.2 44.1 12.7
비교예5 140.3 14.3 22.8 37.1 13
비교예6 73.4 13.3 24.8 38.1 12.6
실시예4 112.3 22.2 38.8 61 11.8
실시예1 130.3 20.4 45.1 65.5 11.1
실시예5 142 20.2 45 65.2 11.5
실시예6 158.2 22.1 42.1 64.2 11.8
비교예7 180.6 14.5 24.2 38.7 13.3
비교예8 211.3 13.8 22.7 36.5 13.2
표 3을 참조하면, 실시예1, 실시예2, 실시예3, 실시예4, 실시예5, 실시예6은 평균 결정립크기: 80 ~ 160㎛, 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상 2.0㎛ 미만인 이차상 입자의 부피분율(A): 20% 이상, 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 2.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율(B): 38% 이상, 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율(A+B): 60% 이상, 철손(W10/400): 12.0W/kg 이하를 모두 만족한다. 예를 들어, 실시예1, 실시예2, 실시예3, 실시예4, 실시예5, 실시예6은 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상 2.0㎛ 미만인 이차상 입자의 부피분율(A): 20% 이상 30% 이하, 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 2.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율(B): 38% 이상 50% 이하, 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율(A+B): 60% 이상 70% 이하를 만족한다.
이에 반하여, 비교예1, 비교예2, 비교예3, 비교예4, 비교예5, 비교예6, 비교예7, 비교예8은 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율(A+B): 60% 이상의 범위를 하회하여 만족하지 못하며, 비교예6은 평균 결정립크기: 80 ~ 160㎛의 범위를 하회하여 만족하지 못하며, 비교예7, 비교예8은 평균 결정립크기: 80 ~ 160㎛의 범위를 상회하여 만족하지 못한다.
상술한 실험예에 의하면, 각 기준이 되는 조건을 바탕으로 공정 변수를 제어하여 평균 직경이 1.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율이 60% 이상을 만족하며 우수한 철손 특성을 갖는 제품을 확보하였다.
이와 달리, 예를 들어, 비교예1, 비교예2, 비교예4, 비교예5, 비교예7, 비교예8의 경우 공정 온도가 상대적으로 높아 공정 중 석출 원소가 재고용된 이후 냉각 중 미세하게 석출이 일어남으로써 평균 직경이 1.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율이 감소하고 철손 특성이 나빠지는 결과가 나타난다.
비교예3, 비교예6의 경우 공정 온도가 상대적으로 낮아 결정립 크기가 상대적으로 미세하고 평균 직경이 1.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율이 감소하고 철손 특성이 나빠지는 결과가 나타난다.
지금까지 본 발명의 실험예를 통하여 권취, APL, ACL 공정 변수 제어를 이용하여 1㎛ 이상 크기를 갖는 2차상 입자의 부피분율이 60% 이상으로 제어함으로써 자구 이동을 방해하는 1㎛ 미만의 미세 석출물등을 최소화함으로써 우수한 자기적 특성을 갖는 무방향성 전기강판을 구현할 수 있음을 확인하였다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (8)

  1. 실리콘(Si): 2.8 ~ 3.8 중량%, 망간(Mn): 0.2 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.5 ~ 1.5 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 무방향성 전기강판이며,
    미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율이 60% 이상이며,
    12.0W/kg 이하의 철손(W10/400)을 가지는 것을 특징으로 하는,
    무방향성 전기강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상 2.0㎛ 미만인 이차상 입자의 부피분율은 20% 이상이며, 평균 직경이 2.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율은 38% 이상인,
    무방향성 전기강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 이차상 입자는 석출물 입자와 개재물 입자를 포함하는,
    무방향성 전기강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 미세조직에서 평균 결정립크기는 80 ~ 160㎛인,
    무방향성 전기강판.
  5. 실리콘(Si): 2.8 ~ 3.8 중량%, 망간(Mn): 0.2 ~ 0.5 중량%, 알루미늄(Al): 0.5 ~ 1.5 중량%, 탄소(C): 0 초과 0.003 중량% 이하, 인(P): 0 초과 0.015 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.003 중량% 이하, 티타늄(Ti): 0 초과 0.003 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 제공하는 단계;
    상기 강재를 열간 압연하는 단계;
    상기 열간 압연된 강재를 제 1 소둔 열처리하는 단계;
    상기 제 1 소둔 열처리된 강재를 냉간 압연하는 단계; 및
    상기 냉간 압연된 강재를 제 2 소둔 열처리하는 단계;를 포함하되,
    상기 열간 압연하는 단계는 열간 압연 후 권취온도(CT): 500 ~ 700℃에서 권취하는 단계를 포함하고, 상기 제 1 소둔 열처리하는 단계는 940 ~ 1110℃에서 어닐링하는 단계를 포함하고, 상기 제 2 소둔 열처리하는 단계는 900 ~ 1100℃에서 어닐링하는 단계를 포함하는,
    무방향성 전기강판의 제조 방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 열간 압연하는 단계는 재가열온도(SRT): 1110 ~ 1150℃이고, 마무리 압연 온도(FDT): 800 ~ 900℃인 조건으로 수행하는,
    무방향성 전기강판의 제조 방법.
  7. 제 5 항에 있어서,
    상기 열간 압연된 강재의 두께는 1.6 ~ 2.6mm이고, 상기 냉간 압연된 강재의 두께는 0.35mm이하인,
    무방향성 전기강판의 제조 방법.
  8. 제 5 항에 있어서,
    상기 제 2 소둔 열처리하는 단계를 수행한 후 미세조직을 구성하는 이차상 입자 중 평균 직경이 1.0㎛ 이상인 이차상 입자의 부피분율이 60% 이상인 것을 특징으로 하는,
    무방향성 전기강판의 제조 방법.
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