WO2024136276A1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2024136276A1
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electrical steel
cold
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이세일
문현우
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    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition

Definitions

  • the present invention relates to electrical steel sheets, and more specifically to non-oriented electrical steel sheets and methods for manufacturing the same.
  • Electrical steel is a product used as a material for transformers, motors, and electronic devices. Unlike general carbon steel, which places importance on processability such as mechanical properties, it is a functional product that places importance on electrical properties.
  • the electrical properties include characteristics such as iron loss, magnetic flux density, permeability, and space factor, and the electrical steel sheet is characterized by low iron loss and high magnetic flux density, magnetic permeability, and space factor.
  • the electrical steel sheet is largely divided into oriented electrical steel sheet and non-oriented electrical steel sheet.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is an electrical steel sheet with excellent magnetic properties in the rolling direction by forming ⁇ 110 ⁇ 001> texture, which is a Goos texture, throughout the steel sheet using an abnormal grain growth phenomenon called secondary recrystallization.
  • the non-oriented electrical steel sheet is an electrical steel sheet whose magnetic properties are uniform in all directions on the rolled sheet.
  • the non-oriented electrical steel sheet In the case of the non-oriented electrical steel sheet, it is mainly used in motors that convert electrical energy into mechanical energy. In order to achieve high efficiency in this energy conversion process, the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet must be excellent.
  • iron loss at 50 Hz In the case of general non-oriented electrical steel, magnetic properties are mainly evaluated by iron loss at 50 Hz and iron loss at 400 Hz. Since the iron loss refers to energy loss occurring at a specific magnetic flux density and frequency, the iron loss at 50 Hz is regarded as energy loss occurring at normal frequencies, and the iron loss at 400 Hz is regarded as energy loss occurring at high frequencies. do.
  • One of the methods used to improve the iron loss of the non-oriented electrical steel sheet is to add alloy elements such as silicon (Si), aluminum (Al), and manganese (Mn), minimize impurities, and reduce the thickness of the steel sheet. As the resistivity of steel increases through the addition of the alloy elements, eddy current loss is reduced, thereby lowering the total iron loss.
  • alloy elements such as silicon (Si), aluminum (Al), and manganese (Mn)
  • the structure of the magnetic domains in the steel sheet changes to a form that generates less loss during magnetization, and the number of closed magnetic domains fixed by inclusions or precipitates in the steel sheet is reduced, thereby improving iron loss.
  • the eddy current loss which increases in proportion to the square of the thickness, is reduced, thereby effectively reducing iron loss.
  • the overall iron loss as well as the iron loss in the rolling direction in particular can act as important factors.
  • the direction of magnetization does not rotate, such as a large-sized rotary machine or linear motor, or when electrical steel sheets with improved iron loss in the rolling direction are used in motors that drive using reluctance during magnetization. There is.
  • the technical problem to be solved by the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet that reduces manufacturing costs, increases productivity and error rate, and improves iron loss.
  • Another technical problem to be solved by the present invention is to provide a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet having the above advantages.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention has an area fraction of grains having a grain size less than 1/3 times the average grain diameter of less than 5%, and a dislocation density of grains exceeding 10 12 /m 2 and less than 10 16 /m 2
  • the area fraction may be less than 5% of the total area.
  • the area fraction of grains having a grain diameter that is more than 3 times the average grain diameter may be less than 5%.
  • the average grain size may be 40 to 250 ⁇ m. In one embodiment, the thickness may be 0.03 to 0.5 mm.
  • the iron loss (W10/400) and the thickness (t) of the non-oriented electrical steel sheet may satisfy Equation 1 below.
  • t means the thickness (mm) of the non-oriented electrical steel sheet
  • the iron loss (W15/50) and the thickness (t) of the non-oriented electrical steel sheet may satisfy Equation 2 below.
  • t means the thickness (mm) of the non-oriented electrical steel sheet
  • a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet includes the steps of manufacturing a hot-rolled steel sheet by hot rolling a slab, manufacturing a cold-rolled steel sheet by cold-rolling the hot-rolled steel sheet, and annealing the cold-rolled steel sheet.
  • a cold-rolled steel sheet annealing step is included, and in the cold-rolled steel sheet annealing step, a tension of more than 0.01 to less than 1.0 kgf/mm 2 is applied in the rolling direction (RD direction) of the coil at a temperature of 650 ° C. or higher, and applied to the cold-rolled steel sheet.
  • the direction of tension may form an angle of less than 3° with the rolling direction (RD direction) of the coil, and may form an angle of more than 87° and less than 93° with the normal direction of the rolling surface (ND direction) of the cold rolled steel sheet.
  • the slab has, in weight percent: Si: 0.1 to 6.5%, Al: 0.001 to 6.5%, Mn: 0.01 to 20%, C: 0.0010 to 0.015%, N: 0.0003 to 0.01%, S: 0.0003 to 0.01%, Ti: 0.0003 to 0.01%, and may include the balance of Fe and unavoidable impurities.
  • the method further includes a hot-rolled steel sheet annealing step of heating the hot-rolled steel sheet, and the hot-rolled steel sheet annealing step may be a step of heating the hot-rolled steel sheet to 850 to 1,150°C.
  • the annealing of the cold rolled steel sheet may include a temperature raising step of heating the cold rolled steel sheet to 820°C or higher and a cooling step of cooling the cold rolled steel sheet from 820 to 900°C to 750 to 820°C.
  • the temperature raising step may be performed for less than 60 seconds. In one embodiment, in the annealing step of the cold rolled steel sheet, the cooling step may be performed for 5 seconds or more.
  • the cooling step may cool the sheet surface perpendicular to the direction of gravity.
  • the annealing step of the cold rolled steel sheet may be annealed in a reducing atmosphere.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention improves by lowering the iron loss in the rolling direction by controlling the area ratio of the grain size, specifically, the grain size area fraction and dislocation density that are 1/3 times the average grain size, and at the same time, the iron loss of the grains is improved. It is possible to provide a non-oriented electrical steel sheet with an even distribution and uniform dislocation density.
  • the method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet distributes homogenized grains in the steel sheet by controlling the direction and size of the cooling rate and tension in the heat treatment process, thereby producing a non-oriented electrical steel sheet having the above-mentioned advantages.
  • a method for manufacturing can be provided.
  • Figure 1a shows the arrangement of the steel sheet in the cold-rolled steel sheet annealing step according to an embodiment of the present invention
  • Figures 1b and 1c show the moving direction of the steel sheet according to the moving direction and tension direction, respectively, in a plan view. .
  • Figures 2a and 2b are cross-sectional views showing the moving direction of the steel sheet according to the moving direction and tension direction of the steel sheet, respectively.
  • Figure 3 shows a region where dislocations are dense, according to an embodiment of the present invention.
  • Figures 4A to 4E are enlarged illustrations of a region where dislocations are concentrated according to an embodiment of the present invention and a comparative example.
  • first, second, and third are used to describe, but are not limited to, various parts, components, regions, layers, and/or sections. These terms are used only to distinguish one portion, component, region, layer or section from another portion, component, region, layer or section. Accordingly, the first part, component, region, layer or section described below may be referred to as the second part, component, region, layer or section without departing from the scope of the present invention.
  • % means weight%, and 1ppm is 0.0001% by weight.
  • further including an additional element means replacing the remaining iron (Fe) by the amount of the additional element.
  • the Goss orientation refers to an orientation corresponding to ⁇ 110 ⁇ 001> in the Miller index
  • the cube orientation refers to the orientation corresponding to ⁇ 100 ⁇ 001> in the Miller index
  • the non-oriented electrical steel sheet has, in weight%, Si: 0.1 to 6.5% by weight, Al: 0.001 to 6.5% by weight, Mn: 0.01 to 20% by weight, C: 0.0010 to 0.0150% by weight. , and 0.0003 to 0.01% by weight of one or more of N, S, and Ti, respectively, and the balance includes Fe and inevitable impurities.
  • Silicon (Si) plays a role in lowering iron loss by increasing the resistivity of the material and is an ingredient used as a deoxidizer in the steelmaking process.
  • silicon is an element that is inevitably added in the electrical steel sheet manufacturing process and is an element that forms oxides during the manufacturing process.
  • the Si content may be 0.1 to 6.5 weight%. Specifically, the Si content may be 1.0 to 4.5 weight%.
  • the silicon content is excessively high, the brittleness of the material increases, causing a sharp decrease in rolling productivity, a thick oxide layer harmful to magnetism is formed, and iron loss may be inhibited by the internal oxide. Additionally, if the silicon content is excessively high, a secondary phase may be formed and magnetism may be greatly deteriorated. If the silicon content is excessively small, low-temperature Si oxide is formed, resulting in deterioration of iron loss.
  • the content of aluminum may be 0.001 to 6.5% by weight. Specifically, the aluminum content may be 0.1 to 2.0 weight%.
  • Manganese (Mn) is an element that can improve iron loss by increasing the resistivity of materials, and can play a role in forming sulfides in steel.
  • the content of manganese may be 0.01 to 20% by weight. Specifically, the content of manganese may be 0.01 to 6.5% by weight. More specifically, the content of manganese may be 0.01 to 2.0% by weight.
  • the non-oriented electrical steel sheet may contain 0.0003 to 0.001% by weight of one or more of N, S, and Ti, respectively. Specifically, it may include at least one of N, S, and Ti, and more specifically, it may include all of N, S, and Ti.
  • Carbon (C) is an element that is inevitably included in the non-oriented electrical steel manufacturing process, and may be an element that plays a role in homogenizing the rolling structure of the steel during rolling. Specifically, the carbon content is 0.0005 to 0.015% by weight, further. Specifically, it may contain 0.0015 to 0.004% by weight.
  • Nitrogen (N) not only forms fine AlN precipitates inside the steel sheet, but also combines with other impurities to form fine precipitates to suppress grain growth, thereby reducing iron loss and improving strength.
  • the nitrogen content may be 0.0003 to 0.010% by weight. Specifically, the nitrogen content may be 0.0003 to 0.004% by weight.
  • S Sulfur
  • MnS fine precipitate
  • the sulfur content may be 0.0003 to 0.010% by weight. Specifically, the sulfur content may be 0.0003 to 0.004% by weight.
  • the sulfur content is excessively high, there is a problem that cracks may occur during playing. If the sulfur content is excessively low, it may be desirable in terms of the characteristics of the steel sheet, but there is a manufacturing cost problem that arises because selected raw materials must be used to control the sulfur content to a value lower than the lower limit.
  • Titanium (Ti) has a very strong tendency to form precipitates inside the steel sheet, and can deteriorate iron loss by suppressing grain growth by forming fine carbides, nitrides, or sulfides inside the steel sheet.
  • the content of titanium may be 0.0003 to 0.010% by weight. Specifically, the titanium content may be 0.0003 to 0.003% by weight.
  • titanium content is excessively high, deterioration of iron loss may be a problem. If the titanium content is excessively small, there is a manufacturing cost problem that arises because selected raw materials must be used to control the titanium content.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention contains Fe and inevitable impurities as a remainder.
  • unavoidable impurities they are impurities mixed during the steelmaking stage and the manufacturing process of non-oriented electrical steel sheets, and since these are widely known in the field, detailed explanations will be omitted.
  • the addition of elements other than the above-described alloy components is not excluded, and various elements may be included within a range that does not impair the technical spirit of the present invention. If additional elements are included, they are included by replacing the remaining Fe.
  • a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention having the above-described composition has the following physical properties.
  • the non-oriented electrical steel sheet may have an average grain size of 40 to 250 ⁇ m.
  • the crystal grains of the non-oriented electrical steel sheet are characterized in that they are evenly distributed. This is because the grain boundaries are where dislocations in the steel sheet are concentrated, and the structural stability of the grain boundaries can be obtained from the uniform distribution of grain sizes.
  • the average grain size may be 50 to 120 ⁇ m.
  • the average grain diameter can be calculated by obtaining the distribution of grain diameters using the ECD and calculating the arithmetic average thereof.
  • the average grain diameter is outside the upper limit of the range, the dispersion in the size of the grain diameter in steel may increase. In a grain size distribution with large dispersion, there may be a problem in which more dislocations are formed around large grains and a sub-grain boundary is created within the grains. If the average grain diameter is outside the lower limit of the above range, the proportion of grain boundaries in the entire material increases and magnetization becomes difficult.
  • the non-oriented electrical steel sheet may have an area fraction of grains having a grain size that is less than 1/3 times the average grain diameter of less than 5%.
  • a crystal grain having a grain size less than 1/3 times the average grain size means a grain size smaller than 1/3 times the average grain size calculated above.
  • the area fraction of the grain size that is less than 1/3 times the average grain size means the ratio of the area occupied by the grain size that is 1/3 times the average grain size in the entire structure of the non-oriented electrical steel sheet.
  • the texture fraction can be measured using X-ray diffraction Pol Figure, neutron diffraction, X-ray transmission analysis, or EBSD of an electron microscope.
  • the area fraction of crystal grains with misorientation within 15 degrees from the center of Goss orientation and cube orientation can be calculated.
  • the area fraction of the grain size that is less than 1/3 times the average grain size accounts for an excessively large proportion, there is a problem of low magnetic permeability due to difficulty in magnetization in a low magnetic field.
  • the area fraction of the grain size that is more than 3 times the average grain size may be less than 5%.
  • a grain size that is more than 3 times the average grain size means a grain size that is more than 3 times the average grain size calculated above.
  • the area fraction of grains having a grain diameter exceeding 3 times the average grain diameter means the ratio of the area of grains having a grain diameter exceeding 3 times the average grain diameter in the entire structure of the non-oriented electrical steel sheet. If the area fraction of the grain size exceeding 3 times the average grain size accounts for an excessively large proportion, there is a problem in that there is a difference in dislocation distribution between grains and the displacement is concentrated in locally coarse grains, greatly increasing iron content.
  • the sum of the fraction of grains having a Goss orientation and the fraction of crystal grains having a Cube orientation of the non-oriented electrical steel sheet may exceed 5%.
  • the dislocation density of the non-oriented electrical steel sheet may be greater than 10 12 /m 2 and less than 10 16 /m 2 , and the fraction of the area where dislocations are concentrated may be less than 5% of the total area.
  • Dislocation density can be measured using a Transmission Electron Microscope (TEM), or more simply calculated using a Scanning Electron Microscope (SEM). The density of dislocations can be measured using the line section method.
  • the thickness of the non-oriented electrical steel sheet may be 0.03 to 0.5 mm. Specifically, the thickness of the non-oriented electrical steel sheet may be 0.15 to 0.3 mm.
  • the thickness is excessively thick, the tension during annealing varies depending on the plate thickness, and there is a problem in which dislocations are complexly formed due to tension in the thickness direction due to the difference in tension between the surface and the center. If the thickness is excessively thin, there is a problem that tension control in the annealing furnace becomes industrially impossible.
  • the iron loss (W10/400) and the thickness (t) at a high frequency of 400 Hz and 1.0T of the non-oriented electrical steel sheet may satisfy Equation 1 below.
  • t refers to the thickness of the non-oriented electrical steel sheet
  • Equation 1 it is possible to provide a non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties such as core loss. If the above equation 1 is not satisfied, there is a problem in that a steel sheet with excellent high-frequency iron loss compared to the sheet thickness cannot be obtained.
  • the iron loss and the thickness (t) at a normal frequency of 50 Hz and 1.5T of the non-oriented electrical steel sheet may satisfy Equation 2 below.
  • t refers to the thickness of the non-oriented electrical steel sheet
  • Equation 2 it is possible to provide a non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties such as core loss. If the above equation 2 is not satisfied, there is a problem that the iron loss under high magnetic flux density conditions is low and the motor loss at high torque greatly increases.
  • the iron loss and the thickness (t) at a normal frequency of 50 Hz and 1.5T of the non-oriented electrical steel sheet may satisfy Equation 3 below.
  • t refers to the thickness of the non-oriented electrical steel sheet
  • Equation 3 it is possible to provide a non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties such as core loss. If the above equation 3 is not satisfied, there is a problem that motor loss at high torque increases when using a split core made by cutting a part of the motor part in the rolling direction and assembling it.
  • the iron loss (W10/400) and the thickness (t) at a high frequency of 400 Hz and 1.0T of the non-oriented electrical steel sheet may satisfy Equation 4 below.
  • t refers to the thickness of the non-oriented electrical steel sheet>
  • Equation 4 it is possible to provide a non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties such as core loss. If the above equation 4 is not satisfied, there is a problem that motor loss greatly increases when the rotation speed increases when using a split core made by cutting a part of the motor part in the rolling direction and assembling it.
  • a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet includes the steps of manufacturing a hot-rolled steel sheet by hot rolling a slab, manufacturing a cold-rolled steel sheet by cold-rolling the hot-rolled steel sheet, and annealing the cold-rolled steel sheet. It includes a cold rolled steel sheet annealing step.
  • the step of hot rolling the slab may include hot rolling the slab that satisfies the alloy composition of the present invention. Since the alloy components of the slab were described in the steel composition components of the non-oriented electrical steel sheet described above, redundant explanations will be omitted. During the manufacturing process of the non-oriented electrical steel sheet, the alloy composition is substantially the same as the final product.
  • the step of hot rolling the slab may include the step of heating the slab.
  • the heating temperature is not limited, but can be specifically heated to 1,200°C or lower. If the slab heating temperature is excessively high, precipitates present in the slab, for example, AlN and MnS, may be re-dissolved and finely precipitated during hot rolling and annealing, suppressing grain growth and lowering magnetism. .
  • the heated slab can be hot rolled to produce a hot rolled steel sheet.
  • the hot rolled steel sheet may be manufactured to have a thickness of 1 to 3 mm.
  • the finish rolling temperature in the step of hot rolling the slab, may be 700° C. or higher. Specifically, the finish rolling temperature may be 800 to 1,000°C.
  • a hot rolled sheet annealing step of heating the hot rolled steel sheet may be included.
  • the hot-rolled sheet annealing step may be performed by heating the hot-rolled steel sheet to 850 to 1,150 °C.
  • a step of pickling the annealed hot rolled steel sheet may be included.
  • the method may include manufacturing a cold-rolled steel sheet by cold-rolling the hot-rolled steel sheet.
  • the cold rolling may be final rolling to a thickness of 0.03 to 0.5 mm.
  • the cold rolling step may further include an intermediate annealing step between a plurality of cold rolling steps.
  • annealing the cold rolled steel sheet may be included.
  • the step of annealing the cold rolled steel sheet may include a temperature raising step and a cooling step of cooling.
  • the annealing of the cold-rolled steel sheet may include annealing the cold-rolled steel sheet at a cracking temperature of 820 to 1150 degrees Celsius. If it exceeds the upper limit of the cracking temperature, coarse crystal grains are formed and the grain size distribution is outside the scope of the invention, causing a problem in that the area with high dislocation density increases significantly. If it exceeds the lower limit of the cracking temperature, recrystallization occurs. There is a problem of magnetism deteriorating due to incomplete crystal grains remaining.
  • the annealing of the cold rolled steel sheet may include a temperature raising step of heating the cold rolled steel sheet to 820°C or higher and a cooling step of cooling the cold rolled steel sheet from 820 to 900°C to 750 to 820°C.
  • the step of annealing the cold rolled steel sheet may include a temperature raising step of heating the cold rolled steel sheet to 850°C or higher and a cooling step of cooling from 850 to 900°C to 750 to 850°C.
  • the temperature raising step may be performed for less than 60 seconds. If the process is carried out longer than the above time, there is a problem in that the distribution of grains falls outside the scope of the invention and a grain size distribution with a wide dispersion occurs.
  • the cooling step may be performed for 5 seconds or more. If the process is performed for less than the above time, there is a problem in that stress in the thickness direction is generated due to heat shrinkage and thermal stress is generated due to differences in cooling of the plate surface in the width direction of the plate.
  • the cooling step may include cooling the sheet surface perpendicular to the direction of gravity.
  • a tension of more than 0.01 to less than 1.0 kgf/mm 2 may be applied in the rolling direction (RD direction) of the coil at a temperature of 650° C. or higher.
  • the tension may be in the range of 0.05 to 0.8 kgf/mm 2 . If the range of the tension exceeds the upper limit, there is a problem in that the area ratio of the region with high dislocation density increases significantly due to the tension. If the range of tension is outside the lower limit, there is a problem that the direction of movement of the plate is not in the horizontal plane or the stress of the plate cannot be analyzed due to complex deformation stress.
  • Figure 1a shows the arrangement of the steel sheet in the cold-rolled steel sheet annealing step according to an embodiment of the present invention
  • Figures 1b and 1c show the moving direction of the steel sheet according to the moving direction and tension direction, respectively, in a plan view. .
  • the cold-rolled steel sheet 10 when annealing a cold-rolled steel sheet, the cold-rolled steel sheet 10 is placed on the roll 30 disposed in the annealing furnace 20, and then, as the roll 30 rotates, the cold-rolled steel sheet 10 It moves and becomes annealed.
  • Tension may be applied in the step of annealing the cold rolled steel sheet, and the tension may be calculated by a forward progress force applied to the thickness and width of the steel sheet.
  • the tension applied to the plate is measured when cooling of the furnace is performed.
  • the measured value of the tension of the plate at the output side of the annealing furnace and the annealing furnace are measured.
  • the cross-sectional area of the plate within the annealing furnace can be regarded as the cross-sectional area value at the exit side of the annealing furnace.
  • Figure 1b shows a case where the moving direction and the tension direction of the cold rolled steel sheet 10 are applied in the same direction.
  • the direction in which the tension is applied (TSD 1_1 , Tensile Stress Direction 1_1) may be generally consistent with the direction D1 of the cold rolled steel sheet.
  • the moving direction (D2) and the tension direction (TSD 1_2 , Tensile Stress Direction 1 - 2) of the cold rolled steel sheet 10 may form an angle within a predetermined range.
  • the direction of tension (TSD 1_2 ) applied to the cold rolled steel sheet may form an angle of less than 3° with the rolling direction (RD direction) of the coil. If the angle is excessively large, there is a problem in that the stress applied to the plate surface during cooling is not constant across the plate width, and the area with high dislocation density within the plate varies greatly depending on the position on the plate.
  • the plate surface during cooling is constant across the plate width, which has the advantage of preventing high stress from being concentrated in a specific area.
  • Figures 2a and 2b are cross-sectional views showing the moving direction of the steel sheet according to the moving direction and tension direction of the steel sheet, respectively.
  • Figure 2a shows that the direction of tension applied to the cold-rolled steel sheet during the cold-rolled steel sheet annealing step is the direction perpendicular to the tension direction (TSD) and the steel sheet surface when forming an angle of more than 87 and less than 93 ° with the rolling surface normal direction (ND direction). (SVD) is shown.
  • TSD tension direction
  • ND direction rolling surface normal direction
  • Figure 2b shows a case where the lower and upper limits of the angle deviate from the normal by more than 3 °, and a complex stress is applied in the thickness direction of the plate, causing the tension direction (TSD) and the vertical direction of the steel plate surface ( It can be seen that there is a problem in which stress is not constant because SVD) is not constant.
  • the direction of the tension is adjusted to the rolling direction (RD direction) of the coil and the rolling surface normal direction (ND direction) of the cold rolled steel sheet within the above range.
  • the annealing step of the cold rolled steel sheet may be performed in a reducing atmosphere.
  • the reducing atmosphere may include at least one of hydrogen (H 2 ), nitrogen (N 2 ), and an inert gas. As annealing is performed in the reducing atmosphere, it may be possible to manufacture a non-oriented electrical steel sheet with excellent iron loss.
  • Table 1 below shows the composition of the slab, and the slab was manufactured using the components listed in Table 1 below, including the balance of Fe and inevitable impurities. Thereafter, the slab was heated to 1,180°C and hot-rolled at a finishing temperature of 880°C to produce a hot-rolled steel sheet with a thickness of 2.0 mm.
  • the hot rolled steel sheet was annealed under the preliminary annealing conditions shown in Table 1 below. Specifically, the preliminary annealing is a step of heating the hot rolled steel sheet at the temperature shown in Table 1 below.
  • Table 2 below shows that the hot-rolled annealed steel sheet manufactured from Table 1 was cold-rolled to the thickness of the steel sheet shown in Table 2, and then the cold-rolled sheet was annealed under the conditions shown in Table 2 below.
  • the following reducing atmosphere was used by mixing 80% nitrogen and 20% hydrogen when annealing cold rolled sheets. If annealing was performed in the reducing atmosphere created in this way, it was indicated as “O”, and if it was not performed in the reducing atmosphere, it was indicated as “X”.
  • Heating time refers to the annealing time performed at 850 °C or higher, and cooling time means the time when cooled from 850 °C to 800 °C.
  • the average grain size and area fraction by grain size were derived for the cold-rolled sheet annealed sheet using an optical microscope, and the fraction of areas with high dislocation density in the steel sheet was measured using ECCI of an electron microscope.
  • the iron loss of the manufactured steel sheet was measured, and the iron loss in the rolling direction was measured and listed in Table 3 below.
  • the average grain size designates individual grains that are closed by grain boundaries in the microscopic structure photograph, , the area of each grain was calculated, and the diameter of each grain was expressed by the corresponding ECD (Equivalent Circle Diameter). At this time, the distribution of grain diameters was obtained using the ECD, and the arithmetic mean was taken to calculate the average grain size.
  • the 1/3 grain size fraction in Table 3 below means the area fraction of grains with a grain diameter less than 1/3 of the average grain diameter of the steel sheet, and the 3 times grain size fraction means the grain diameter is the average grain diameter of the steel sheet. It means the area fraction of crystal grains with a grain diameter exceeding 3 times.
  • the aggregate tissue fraction was analyzed through EBSD on the cross sections of the plates.
  • the cross sections of the plates were stacked and the fraction of aggregate tissue was measured in an area of 10 mm x 5 mm.
  • the area fraction of grains with misorientation within 15 degrees from the center of Goss and Cube orientations was calculated.
  • the area fraction of the crystal grains the area of more than 2,000 grains with an average grain size was measured and the area fraction was statistically performed.
  • the shape of the Epstein test piece is a rectangular shape with a length of 305 mm in the long direction and 30 mm in the short direction.
  • the Epstein test specifications for non-oriented electrical steel include half of the test piece cut lengthwise in the rolling direction and half of the test piece cut lengthwise in the direction perpendicular to rolling.
  • the iron loss was derived by charging half of it together into a measuring instrument.
  • the iron loss in the rolling direction was measured by loading the specimens into an Epstein frame with all specimens cut so that the rolling direction was 305 mm and the vertical rolling direction was 30 mm.
  • dislocation density was calculated using electron channeling contrast image in FE-SEM (Scanning Electron Microsope).
  • the density of dislocations was calculated through Equation 5 below using the line intercept method.
  • N is the number of dislocations contacting a randomly drawn line
  • l is the length of the randomly drawn line
  • t is the depth shown in the image.
  • the value is proportional to the intensity of the electron beam, the composition of the specimen, and the intensity of the current.
  • the depth is about 70 nm, so the density was calculated taking this into account.
  • Figure 3 shows a region where dislocations are dense, according to an embodiment of the present invention.
  • Figures 4a to 4e are enlarged illustrations of areas where dislocations are concentrated in steel grade 2 of a comparative example and steel grade 10 of an example of the present invention.
  • FIGS. 4A and 4B it can be seen that contrast occurs locally in the image due to strain, based on a 2 ⁇ m accumulation standard.
  • FIG. 3C it can be seen that when FIGS. 3A and 3B are enlarged based on 1 ⁇ m accumulation, the dislocation density can be observed in the ECCI image to the extent that it can be specifically calculated.
  • Figures 3d and 3e show the results for steel grade 10 of an embodiment of the present invention, showing enlarged areas of unshaded areas on the ECCI image, and unlike Figures 3a to 3c, dense areas of dislocations cannot be confirmed.
  • the size of the crystal grains in the steel sheet is uniform and dislocations are concentrated in the steel sheet. Since there is no gap, it is possible to manufacture an electrical steel sheet with excellent iron loss in the rolling direction and excellent average iron loss in the rolling direction and the rolling direction.
  • Table 4 below shows Si: 3.4 wt%, Al: 0.8 wt%,
  • a slab was prepared with ingredients including Mn: 0.5 wt%, N: 0.002 wt%, S: 0.002 wt%, Ti: 0.002 wt%, the balance of Fe and inevitable impurities, heated to 1,150°C, and then heated to 900°C.
  • a hot rolled steel sheet with a sheet thickness of 1.8 mm was manufactured.
  • the hot rolled steel sheet was preannealed at a temperature of 1,050°C. This was cold rolled to 0.3 mm, and cold rolled sheet annealing was performed by raising the temperature to a temperature of 850°C or higher in a reducing atmosphere in 11 seconds and cooling from 850°C to 800°C in 10 seconds.
  • Table 4 shows that in cold-rolled sheet annealing, the area where dislocations are concentrated is significantly different depending on the angular relationship between tension and the sheet surface, and the iron loss and average iron loss in the rolling direction change significantly accordingly.
  • Table 5 shows that a slab containing Si: 3.4%, Al: 0.8%, Mn: 0.5%, N: 0.002%, S: 0.002%, Ti: 0.002%, the balance of Fe and inevitable impurities was manufactured, and A hot rolled steel sheet with a thickness of 1.8 mm was manufactured by heating to 1,150°C and hot rolling to a finishing temperature of 900°C. The hot rolled steel sheet was preannealed at a temperature of 1,050°C. This was cold rolled to 0.3 mm, the temperature was raised to 850°C or higher in a reducing atmosphere in 12 seconds, and cold rolled sheet annealing was performed by cooling from 850°C to 800°C in 10 seconds.
  • the average iron loss refers to the iron loss measurement of a typical non-oriented electrical steel sheet and is equivalent to that of a sample of the Epstein measurement method. This is the result of iron loss measured by charging a sample into an iron loss measuring device with half in the rolling direction and the other half in the vertical direction of rolling.
  • the iron loss in the rolling direction is measured by preparing a sample only in the rolling direction like a grain-oriented electrical steel sheet and charging it into the iron loss measuring device. It means one core loss value.

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Abstract

본 발명은 무방향성 전기강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 상기 무방향성 전기강판은 평균 결정립경의 1/3배 미만인 결정립경의 면적 분율이 5% 미만이고, 전위 밀도가 1012/m2 초과 1016/m2 이하로 전위가 집중된 면적의 분율이 전체 면적의 5% 미만일 수 있다.

Description

무방향성 전기강판 및 그 제조방법
본 발명은 전기강판에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 무방향성 전기강판 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
전기강판은 변압기, 모터, 전자기기용 소재로 사용되는 제품으로서, 기계적 특성과 같은 가공성을 중요시하는 일반 탄소강과 달리, 전기적 특성을 중요시하는 기능시 제품이다. 상기 전기적 특성으로는 철손, 자속밀도, 투자율, 및 점적률과 같은 특성이 있으며, 상기 전기강판은 철손이 낮고, 자속밀도, 투자율, 및 점적률이 높은 것이 특징이다.
상기 전기강판은 크게 방향성 전기강판과 무방향성 전기강판으로 구분된다. 상기 방향성 전기강판은 2차 재결정으로 불리는 비정상 결정립 성장 현상을 이용해 Goos 집합조직인 {110}<001> 집합조직을 강판 전체에 형성시켜 압연방향의 자기적 특성이 뛰어난 전기강판이다. 상기 무방향성 전기강판은 압연판 상의 모든 방향으로 자기적 특성이 균일한 전기강판이다.
상기 무방향성 전기강판의 경우, 전기에너지를 기계적 에너지로 변환시키는 모터에 주로 사용된다. 이러한 에너지 변환 과정에서 높은 효율을 발휘하기 위해서 무방향성 전기강판의 자기적 특성이 우수해야 한다.
또한, 범세계적으로, 탄소 중립시대를 대비하기 위해서 친환경 저탄소 중심의 산업으로 산업구조가 개편되고 있다. 이러한 추세에 따라, 자동차의 경우, 내연기관에서 전기자동차로 빠르게 대체되고 있고, 상기 전기자동차에 사용되는 구동모터는 전기에너지 사용량의 과반을 차지하고 있어, 상기 구동모터의 코어 소재로 사용되고 있는 무방향성 전기강판에 대한 수요가 지속적으로 증가하고 있다. 이러한 배경하에, 상기 구동모터의 효율을 높이기 위한 방법으로, 무방향성 전기강판의 철손개선이 매우 중요하게 작용하고 있다.
일반적인 무방향성 전기강판의 경우, 자기적 특성에 있어서, 주로 50 Hz에서의 철손과 400 Hz에서의 철손으로 평가된다. 상기 철손은 특정 자속밀도와 주파수에서 발생하는 에너지 손실을 의미하기 때문에, 상기 50 Hz에서의 철손을 통상의 주파수에서 발생하는 에너지 손실로, 상기 400 Hz에서의 철손을 고주파에서 발생하는 에너지 손실로 간주한다.
상기 모터의 코어에 철손이 낮은 무방향성 전기강판을 사용할 경우, 상기 모터의 코어에서 발생되는 열손실이 줄어들어 효율이 높은 모터를 제조할 수 있는 것으로 알려져 있다. 인버터 제어를 통해 구동되는 상기 모터는 다양한 구동속도에서 작동하기 때문에, 일반적인 주파수에서의 철손부터, 고주파에서의 철손, 또는 그 이상인, 초고주파수에서의 철손까지 낮은 것이 보다 효율이 높은 모터를 제작하는 방안 중 하나이다.
상기 무방향성 전기강판의 철손을 향상시키기 위해 사용되는 방법 중 하나로, 규소(Si), 알루미늄(Al), 및 망간(Mn)과 같은 합금원소를 첨가하고 불순물을 최소화하며 강판의 두께를 낮추는 것이다. 상기 합금원소의 첨가를 통해 강의 비저항이 증가함에 따라, 와전류 손실이 감소하여 전체 철손을 낮출 수 있다.
또한, 상기 불순물을 최소화하면 강판 내의 자구의 구조가 자화시에 손실이 적게 발생하는 형태로 변화하고, 강판 내의 개재물이나 석출물에 의해 고정되는 폐자구의 수가 감소하기 때문에 철손이 개선된다. 또한, 상기 강판의 두께를 낮추게 되면, 상기 두께의 제곱에 비례하여 증가하는 와전류손이 감소하기 때문에 철손을 효과적으로 낮출 수 있다.
모터의 설계의도에 따라, 전체의 철손은 물론, 특히 압연방향의 철손이 중요한 인자로 작용할 수 있다. 일반적으로, 대형의 크기의 회전기나 리니어 모터와 같이 자화의 방향이 회전하지 않는 경우, 또는 자화 시 릴럭턴스(Reluctance)를 이용하여 구동하는 모터에서 압연방향의 철손이 개선된 전기강판을 사용하는 경우가 있다.
그러나, 철손을 개선하기 위해 사용되는 기술 중 합금의 양을 증가시키는 것이 합금 원료비의 상승과 냉간압연성의 급격한 저하에 따라 생산비가 증가하고, 상기 합금의 양을 현재보다 늘리는 것이 불가능한 문제가 있고, 강판의 두께를 낮추는 것은 열처리와 압연 시간이 증가함에 따라, 생산비가 급증하고 시간당 생산량이 급감하는 문제가 있다. 또한, 불순물을 낮추는 것은 제강기술의 한계와 정련시간의 증가에 따라 생산성이 저하되는 문제가 있고, 엄격한 합금원료 성분의 이용에 따른 비용 증가와 같은 문제가 있어, 상기 철손의 저감이 어려운 문제가 있다.
또한, 압연 방향의 철손의 개선에 있어서도, 전술한 방법 이외에 압연 방향만의 철손을 개선하기 위한 방법이 매우 제한적이기 때문에 실제 제조 공정에 적용하는데 어려움이 있다. 이와 같이, 종래 기술들은 제조비용이 증가하거나, 생산성과 실수율이 저하되기 때문에 전술한 문제점을 해결하며, 철손을 효과적으로 저감시킬 수 있는 기술에 대한 연구가 필요한 실정이다.
본 발명이 해결하고자 하는 기술적 과제는, 제조비용을 줄이고, 생산성과 실수율을 증가시키며, 철손을 개선하는 무방향성 전기강판을 제공하는 것이다.
본 발명이 해결하고자 하는 다른 기술적 과제는, 상기 이점을 갖는 무방향성 전기강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 평균 결정립경의 1/3배 미만인 입경을 갖는 결정립의 면적 분율이 5% 미만이고, 전위 밀도가 1012/m2 초과 1016/m2 이하인 결정립의 면적 분율이 전체 면적의 5% 미만일 수 있다. 일 실시예에서, 상기 평균 결정립경의 3배 초과인 입경을 갖는 결정립의 면적 분율이 5 % 미만일 수 있다.
일 실시예에서, 중량%로, Si: 0.1 내지 6.5 %, Al: 0.001 내지 6.5 %, Mn: 0.01 내지 20 %, C: 0.0010 내지 0.015 %, N: 0.0003 내지 0.001 %, S: 0.0003 내지 0.001 %, Ti: 0.0003 내지 0.001 %를 포함하고, 잔부의 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 일 실시예에서, 상기 평균 결정립경은 40 내지 250 ㎛일 수 있다. 일 실시예에서, 두께가 0.03 내지 0.5 ㎜일 수 있다.
일 실시예에서, 상기 무방향성 전기강판의 철손(W10/400)과 상기 두께(t)가 하기 식 1을 만족할 수 있다.
<식 1>
W10/400 철손(W/kg) < 6 + (t/0.04)1.1
(상기 식 1에서, t는 무방향성 전기강판의 두께(mm)를 의미한다)
일 실시예에서, 상기 무방향성 전기강판의 철손(W15/50)과 상기 두께(t)가 하기 식 2를 만족할 수 있다.
<식 2>
W15/50 철손(W/kg) < 0.7+(t/0.03)1/5
(상기 식 2에서, t는 무방향성 전기강판의 두께(mm)를 의미한다)
본 발명의 다른 실시예에 따른, 무방향성 전기강판의 제조 방법은 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계, 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계, 및 상기 냉연강판을 소둔하는 냉연강판 소둔 단계를 포함하고, 상기 냉연강판 소둔 단계에서, 650 ℃ 이상의 온도에서 코일의 압연 방향(RD 방향)으로 0.01 초과 내지 1.0 kgf/mm2 미만의 장력을 부여하고, 상기 냉연강판에 가해지는 장력의 방향은 코일의 압연방향(RD 방향)과 3 ° 이내의 각도를 이루며, 상기 냉연강판의 압연면 법선방향(ND 방향)과 87 초과 93 ° 이하의 각도를 이룰 수 있다. 일 실시예에서, 상기 슬라브는 중량%로, Si: 0.1 내지 6.5 %, Al: 0.001 내지 6.5 %, Mn: 0.01 내지 20 %, C: 0.0010 내지 0.015 %, N: 0.0003 내지 0.01 %, S: 0.0003 내지 0.01 %, Ti: 0.0003 내지 0.01 %를 포함하고, 잔부의 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
일 실시예에서, 상기 열연강판을 가열하는 열연강판 소둔 단계를 더 포함하고, 상기 열연강판 소둔 단계는, 상기 열연강판을 850 내지 1,150 ℃까지 가열하는 단계일 수 있다. 일 실시예에서, 상기 냉연강판을 소둔하는 단계는 냉연 강판을 820 ℃ 이상까지 가열하는 승온 단계와 820 내지 900 ℃에서 750 내지 820 ℃까지 냉각하는 냉각단계를 포함할 수 있다.
일 실시예에서, 상기 냉연강판 소둔 단계에서, 상기 승온 단계는 60초 이내의 시간동안 수행될 수 있다. 일 실시예에서, 상기 냉연강판 소둔 단계에서, 상기 냉각 단계는 5초 이상의 시간동안 수행될 수 있다.
일 실시예에서, 상기 냉연강판 소둔 단계에서, 상기 냉각 단계는 판면이 중력 방향에 수직하여 냉각시킬 수 있다. 일 실시예에서, 상기 냉연강판 소둔 단계는, 환원성 분위기에서 소둔할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 결정립경의 면적비율, 구체적으로 평균 결정립의 1/3배 결정립경 면적 분율과 전위 밀도를 제어함으로써, 압연방향의 철손을 낮추어 개선하고, 동시에 결정립의 분포가 고르게 형성되어 전위의 밀도가 균등한 무방향성 전기강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 다른 실시예에 따른, 무방향성 전기강판의 제조 방법은 열처리 공정에서의 냉각속도와 장력의 방향과 크기를 제어하여 강판 내 균질화된 결정립을 분포시켜, 전술한 이점을 갖는 무방향성 전기강판을 제조하는 방법을 제공할 수 있다.
도 1a는 본 발명의 일 실시예에 따른, 냉연 강판 소둔 단계에서 강판의 배치를 도시한 것이고, 도 1b 및 도 1c는 각각 강판 진행방향과 장력 방향에 따른 강판의 이동 방향을 평면도로 도시한 것이다.
도 2a 및 도 2b는 각각 강판 진행방향과 장력 방향에 따른 강판의 이동 방향을 단면도로 도시한 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른, 전위가 밀집된 영역을 도시한 것이다.
도 4a 내지 도 4e는 본 발명의 일 실시예 및 비교예에 따라 전위가 밀집된 영역을 확대하여 도시한 것이다.
제1, 제2 및 제3 등의 용어들은 다양한 부분, 성분, 영역, 층 및/또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션을 다른 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서, 이하에서 서술하는 제1 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 제2 부분, 성분, 영역, 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 “포함하는”의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
어느 부분이 다른 부분의 "위에" 또는 "상에" 있다고 언급하는 경우, 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우, 그 사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
또한, 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량%를 의미하며, 1ppm 은 0.0001중량%이다. 본 발명의 일 실시예에서 추가 원소를 더 포함하는 것의 의미는 추가 원소의 추가량 만큼 잔부인 철(Fe)을 대체하여 포함하는 것을 의미한다.
또한, 본 발명에서 고스(Goss) 방위는 밀러 지수로 {110}<001>에 해당하는 방위이며, 큐브(Cube) 방위는 밀러 지수로 {100}<001>에 해당하는 방위를 의미한다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
본 발명의 일 실시예에 따른, 무방향성 전기강판은, 중량%로, Si: 0.1 내지 6.5 중량%, Al: 0.001 내지 6.5 중량%, Mn: 0.01 내지 20 중량%, C: 0.0010 내지 0.0150 중량%, 및 N, S, Ti 중 1 종 이상을 각각 0.0003 내지 0.01 중량% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 무방향성 전기강판의 성분 한정 이유를 설명한다.
Si: 0.1 내지 6.5 중량%
규소(Si)는 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추는 역할을 하고, 제강과정에서 탈산제로 사용되는 성분이다. 또한, 상기 규소는 전기강판 제조공정에서 불가피하게 첨가되는 원소이고, 상기 제조공정 중 산화물을 형성하는 원소이다. 상기 Si의 함량은 0.1 내지 6.5 중량% 일 수 있다. 구체적으로, 상기 Si의 함량은 1.0 내지 4.5 중량% 일 수 있다.
상기 규소의 함량이 과도하게 많은 경우, 재료의 취성이 증가하여 압연생산성이 급격하게 저하되고, 자성에 유해한 산화층이 두껍게 형성되고 내부의 산화물에 의해 철손이 저해될 수 있다. 또한, 상기 규소의 함량이 과도하게 많은 경우, 2차상이 형성되어 자성이 크게 열화될 수 있다. 상기 규소의 함량이 과도하게 적은 경우, 저온의 Si 산화물이 형성되어 철손이 열화되는 문제가 있다.
Al: 0.001 내지 6.5 중량%
알루미늄(Al)은 상기 규소와 같이 재료의 비저항을 높여 철손을 낮추는 역할을하고, 제강에서 강력한 탈산제로 사용될 수 있다. 상기 알루미늄의 함량은 0.001 내지 6.5 중량% 일 수 있다. 구체적으로, 상기 알루미늄의 함량은 0.1 내지 2.0 중량% 일 수 있다.
Mn: 0.01 내지 20 중량%
망간(Mn)은 재료의 비저항을 높여 철손을 개선할 수 있는 원소이고, 강주의 황화물을 형성시키는 역할을 할 수 있다. 상기 망간의 함량은 0.01 내지 20 중량% 일 수 있다. 구체적으로, 상기 망간의 함량은 0.01 내지 6.5 중량% 일 수 있다. 더욱 구체적으로, 상기 망간의 함량은 0.01 내지 2.0 중량% 일 수 있다.
일 실시예에서, 무방향성 전기강판은 중량%로 N, S, Ti 중 1 종 이상을 각각 0.0003 내지 0.001 중량% 포함할 수 있다. 구체적으로, N, S, 및 Ti 중 적어도 하나 이상을 포함할 수 있고, 보다 구체적으로, N, S, 및 Ti를 모두 포함할 수도 있다.
C: 0.0005 내지 0.015 중량%
탄소(C)는 무방향성 전기강판 제조 공정에서 불가피하게 포함되는 원소로서, (압연시 강중 압연 조직을 균질화하는 역할을 하는 원소일 수 있다. 구체적으로, 탄소의 함량은 0.0005 내지 0.015 중량%, 더욱 구체적으로는 0.0015 내지 0.004 중량% 포함할 수 있다.
상기 탄소의 함량이 과도하게 많은 경우, 탄화물이 형성되어 자구의 이동을 방해하고 재료의 자화시에 자화를 위한 추가의 에너지를 필요로 하는 문제가 있다. 상기 탄소의 함량이 과도하게 적은 경우, 압연시의 재료가 불균일하여 재결정 조직의 결정립경이 불균일해지는 문제가 있다.
N: 0.0003 내지 0.010 중량%
질소(N)은 강판 내부에 미세한 AlN 석출물을 형성할 뿐만 아니라, 기타 불순물과 결합하여 미세한 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제함으로써, 철손을 악하솨키나, 강도를 향상시킬 수 있다. 상기 질소의 함량은 0.0003 내지 0.010 중량% 일 수 있다. 구체적으로, 상기 질소의 함량은 0.0003 내지 0.004 중량% 일 수 있다.
S: 0.0003 내지 0.010 중량%
황(S)은 미세한 석출물인 MnS를 형성하여 자기특성을 악화싴키고 열간가공성을 악화시키기 때문에 낮음 함량을 유지하도록 관리하는 것이 바람직하다. 상기 황의 함량은 0.0003 내지 0.010 중량% 일 수 있다. 구체적으로, 상기 황의 함량은 0.0003 내지 0.004 중량% 일 수 있다.
상기 황의 함량이 과도하게 많은 경우, 연주 중 크랙이 발생할 수 있는 문제가 있다. 상기 황의 함량을 과도하게 적은 경우, 강판의 특성에 있어서 바람직할 수 있으나, 상기 하한 값 보다 낮은 값으로 상기 황의 함량을 제어하기 위해 선별된 원료를 사용하여야 하기 때문에 발생하는 제조비용적 문제가 있다.
Ti: 0.0003 내지 0.010 중량%
티타늄(Ti)은 강판 내부에 석출물을 형성하는 경향이 매우 강하며, 강판 내부에 미세한 탄화물, 질화물, 또는 황화물을 형성하여 결정립 성장을 억제함으로써 철손을 열화시킬 수 있다. 상기 티타늄의 함량은 0.0003 내지 0.010 중량% 일 수 있다. 구체적으로, 상기 티타늄의 함량은 0.0003 내지 0.003 중량% 일 수 있다.
상기 티타늄의 함량이 과도하게 많은 경우, 철손의 열화가 문제될 수 있다. 상기 티타늄의 함량이 과도하게 적은 경우, 상기 티타늄의 함량을 제어하기 위해 선별된 원료를 사용하여야 하기 때문에 발생하는 제조비용적 문제가 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 무방향성 전기강판은 잔부로 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 불가피한 불순물에 대해서는 제강 단계 및 무방향성 전기강판의 제조 공정 과정에서 혼입되는 불순물이며, 이는 해당 분야에서 널리 알려져 있으므로, 구체적인 설명은 생략한다. 본 발명의 일 실시예예서 전술한 합금 성분 외에 원소의 추가를 배제하는 것은 아니며, 본 발명의 기술 사상을 해치지 않는 범위 내에서 다양하게 포함될 수 있다. 추가 원소를 더 포함하는 경우 잔부인 Fe를 대체하여 포함한다.
전술한 조성을 갖는 본 발명의 일 실시예에 따른, 무방향성 전기강판은 하기와 같은 물리적 특성을 갖는다.
본 발명의 일 실시예에 따른, 무방향성 전기강판은 평균 결정립경이 40 내지 250 ㎛ 일 수 있다. 상기 무방향성 전기강판의 결정립은 균등하게 분배된 것을 특징으로 한다. 이는 강판 내의 전위가 집중되는 곳이 결정립계이며, 상기 결정립계의 구조적인 안정성은 균등한 결정립경의 분포로부터 얻을 수 있기 때문이다. 구체적으로, 상기 평균 결정립경은 50 내지 120 ㎛ 일 수 있다.
상기 결정립경의 분포를 얻기 위해, 현미경의 조직사진에서 결정립계로 닫혀진 개개의 결정립(Grain)을 지정하고, 결정립 각각의 면적을 구하여, 이에 해당하는 ECD(Equivalent Circle Diameter)로 각각의 결정립의 직경을 나타낼 수 있다. 이때, 상기 ECD로 결정립의 직경의 분포를 얻고, 이의 산술 평균을 내는 것으로 상기 평균 결정립의 직경을 산출할 수 있다.
상기 평균 결정립 직경이 상기 범위의 상한 값을 벗어나는 경우, 강중 결정립경의 크기에 있어 산포가 커질 수 있다. 산포가 큰 결정립경 분포에서는 큰 결정립 주변에 보다 많은 전위가 형성되어 결정립 내에 sub grain boundary가 만들어지는 문제가 있을 수 있다. 상기 평균 결정립 직경이 상기 범위의 하한 값을 벗어나는 경우, 전체 재료에 결정립계가 차지하는 분율이 커지며 자화가 어려워 지는 문제가 있다.
일 실시예에서, 무방향성 전기강판은 평균 결정립경의 1/3배 미만인 입경을 갖는 결정립의 면적 분율이 5% 미만일 수 있다. 상기 평균 결정립경의 1/3배 미만인 입경을 갖는 결정립은 전술하여 산출된 평균 결정립경에 대하여, 1/3배 보다 작은 결정립경을 갖는 결정립경을 의미한다.
상기 평균 결정립경의 1/3배 미만인 결정립경의 면적 분율은 상기 무방향성 전기강판의 전체 조직에서 상기 평균결정립경의 1/3배인 결정립경이 차지하는 면적의 비율을 의미한다.
집합조직 분율 측정은 X 선 회절 Pol Figure를 이용하여 계산하거나, 중성자회절을 통해 계산하거나, X-ray 투과 분석법을 이용할 수 있으며, 전자현미경의 EBSD를 통해 분석할 수 있다. 고스(Goss) 방위와 큐브(Cube) 방위의 중심으로부터 15도 이내의 오배향(Misorientation)을 갖는 결정립의 면적분율을 계산할 수 있다.
상기 평균 결정립경의 1/3배 미만인 결정립경의 면적 분율이 과도하게 많은 비율을 차지하는 경우, 낮은 자장에서 자화가 어려워 투자율이 낮아지는 문제가 있다. 일 실시예에서, 상기 평균 결정립경의 3배 초과인 결정립경의 면적 분율이 5 % 미만일 수 있다. 상기 평균 결정립경의 3배 초과인 결정립경은 전술한여 산출된 평균 결정립경에 대하여, 3배 보다 큰 결정립경을 갖는 결정립경을 의미한다.
상기 평균 결정립경의 3배 초과인 입경을 갖는 결정립의 면적 분율은 상기 무방향성 전기강판의 전체 조직에서 상기 평균 결정립경의 3배 초과인 입경을 갖는 결정립 면적의 비율을 의미한다. 상기 평균 결정립경의 3배 초과인 결정립경의 면적 분율이 과도하게 많은 비율을 차지하는 경우, 결정립간의 전위 분포에 차이가 생겨 국소적으로 조대한 결정립에 변위가 집중되어 철소이 크게 증가하는 문제가 있다.
일 실시예에서, 무방향성 전기강판의 Goss 방위를 갖는 결정립의 분율과 Cube 방위를 갖는 결정립의 분율의 합은 5 %를 초과할 수 있다.
일 실시예에서, 무방향성 전기강판의 전위 밀도는 1012/m2 초과 1016/m2 이하로 전위가 집중된 면적의 분율이 전체 면적의 5 % 미만일 수 있다. 전위 밀도의 측정은 TEM(Transmission Electron Microscope)를 이용하여 측정할 수 있고, 보다 간편하게는 SEM(Scanning Electron Microsope)를 이용하여 계산할 수 있다. 전위의 밀도는 선절편법을 이용하여 측정할 수 있다.
본 발명에 따른 소둔 중의 장력 제어를 통하여 소둔 완료 후에 결정립계 주변에 형성되는 전위의 형성을 제어할 수 있다. 고온에서의 전위의 형성은 결정립계로부터 수십 nm 떨어진 영역에서부터 전위가 결정립계로 방출되는 것이 억제되면서 내부로 sub-grain boudnary로 정렬하면서 이루어진다. 소둔 중 장력이 클수록 sub-grain boundary를 구성하는 전위의 양이 많아지고, 이에 따라 sub-grain boundary를 사이에 둔 영역간의 방위오차각은 증가한다. 위 오차각이 커짐에 따라 자화시에 추가의 에너지 소모가 발생하여 자성이 열화된다. 결립계가 충분히 많고, 각 결정립의 크기가 균질한 경우 소둔 중 장력에 의한 전위 발생은 결정립계의 전위 수용으로 억제된다.
일 실시예에서, 무방향성 전기강판의 두께는 0.03 내지 0.5 ㎜ 일 수 있다. 구체적으로, 상기 무방향성 전기강판의 두께는 0.15 내지 0.3 ㎜ 일 수 있다.
상기 두께가 과도하게 두꺼운 경우, 소둔 중 장력이 판두께에 따라 차이가 발생하며, 표면부와 중심부간의 장력 차이에 의하여 두께 방향의 장력 발생으로 전위가 복합하게 형성되는 문제가 있다. 상기 두께가 과도하게 얇은 경우, 소둔로의 장력제어가 공업적으로 불가능해지는 문제가 있다.
일 실시예에서, 무방향성 전기강판은 상기 무방향성 전기강판의 400 Hz, 1.0T의 고주파 수에서의 철손(W10/400)과 상기 두께(t)가 하기 식 1을 만족할 수 있다.
<식 1>
W10/400 철손(W/kg) < 6+(t/0.04)1.1
(상기 식 1에서, t는 무방향성 전기강판의 두께를 의미한다)
상기 식 1을 만족함으로써, 철손과 같은 자기 특성이 우수한 무방향성 전기강판을 제공할 수 있다. 상기 식 1을 만족하지 못할 경우, 판 두께에 비하여 고주파의 철손이 우수한 강판을 얻지 못하는 문제가 있다.
일 실시예에서, 무방향성 전기강판은, 상기 무방향성 전기강판의 50 Hz, 1.5T의 통상주파수에서의 철손과 상기 두께(t)가 하기 식 2를 만족할 수 있다.
<식 2>
W15/50 철손(W/kg) < 0.7+(t/0.03)1/5
(상기 식 2에서, t는 무방향성 전기강판의 두께를 의미한다)
상기 식 2를 만족함으로써, 철손과 같은 자기 특성이 우수한 무방향성 전기강판을 제공할 수 있다. 상기 식 2를 만족하지 못할 경우, 고자속밀도 조건에서의 철손이 열위하여 고토크에서의 모터 손실이 크게 증가하는 문제가 있다.
일 실시예에서, 상기 무방향성 전기강판은, 상기 무방향성 전기강판의 50 Hz, 1.5T의 통상주파수에서의 철손과 상기 두께(t)가 하기 식 3을 만족할 수 있다.
<식 3>
W15/50 압연방향 철손(W/kg) < 0.6+(t/0.03)1/6
(상기 식 3에서, t는 무방향성 전기강판의 두께를 의미한다)
상기 식 3을 만족함으로써, 철손과 같은 자기 특성이 우수한 무방향성 전기강판을 제공할 수 있다. 상기 식 3을 만족하지 못할 경우, 압연 방향으로 모터 부품의 일부분을 절단하여 이를 조립하여 만드는 분할 코어의 사용에 있어서 고토크에서의 모터 손실이 증가하는 문제가 있다.
일 실시예에서, 무방향성 전기강판은, 상기 무방향성 전기강판의 400 Hz, 1.0T의 고주파 수에서의 철손(W10/400)과 상기 두께(t)가 하기 식 4을 만족할 수 있다.
W10/400 압연방향 철손(W/kg) < 5+(t/0.04)1.1
<상기 식 4에서, t는 무방향성 전기강판의 두께를 의미한다>
상기 식 4를 만족함으로써, 철손과 같은 자기 특성이 우수한 무방향성 전기강판을 제공할 수 있다. 상기 식 4를 만족하지 못할 경우, 압연 방향으로 모터 부품의 일부분을 절단하여 이를 조립하여 만드는 분할 코어의 사용에 있어서 회전속도 증가시에 모터의 손실이 크게 증가하는 문제가 있다.
본 발명의 다른 실시예에 따른, 무방향성 전기강판의 제조 방법은, 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계, 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계, 및 상기 냉연강판을 소둔하는 냉연강판 소둔 단계를 포함한다.
상기 슬라브를 열간압연하는 단계는 본원 발명의 합금 성분을 만족하는 상기 슬라브를 열간압연할 수 있다. 상기 슬라브의 합금 성분에 대해서는 전술한 무방향성 전기강판의 강 조성 성분에서 설명하였기에, 중복되는 설명은 생략한다. 상기 무방향성 전기강판의 제조 과정에서 합금 성분은 최종 제품과 실질적으로 동일하다.
상기 슬라브를 열간압연하는 단계에서, 상기 슬라브를 가열하는 단계를 포함할 수 있다. 상기 슬라브를 가열하는 단계에서, 가열 온도는 제한되지 않으나, 구체적으로 1,200 ℃ 이하로 가열할 수 있다. 상기 슬라브 가열 온도가 과도하게 높은 경우, 슬라브 내에 존재하는 석출물, 예를 들어, AlN 및 MnS과 같은 석출물이 재고용된 후 열간압연 및 소둔 시 미세 석출되어 결정립 성장을 억제하고, 자성을 저하시킬 수 있다.
이후, 가열된 상기 슬라브를 열간 압연하여 열연강판을 제조할 수 있다. 상기 열연강판의 두께는 1 내지 3 ㎜가 되도록 제조될 수 있다.
일 실시예에서, 상기 슬라브를 열간압연하는 단계에서, 마무리 압연 온도는 700 ℃ 이상일 수 있다. 구체적으로, 상기 마무리 압연 온도는 800 내지 1,000 ℃ 일 수 있다.
상기 열연강판을 제조하는 단계 이후, 상기 열연 강판을 가열하는 열연판 소둔 단계를 포함할 수 있다. 일 실시예에서, 상기 열연판 소둔 단계는 상기 열연강판을 850 내지 1,150 ℃까지 가열하여 실시할 수 있다.
일 실시예에서, 상기 열연강판을 제조하는 단계 이후, 소둔된 열연강판을 산세하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 열연강판을 제조하는 단계 이후, 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계를 포함할 수 있다. 상기 냉간압연은 0.03 내지 0.5 ㎜의 두께로 최종 압연할 수 있다. 일 실시예에서, 상기 냉간압연하는 단계는 복수의 냉간압연 사이에 중간 소둔 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계 이후, 상기 냉연강판을 소둔하는 단계를 포함할 수 있다. 상기 냉연강판을 소둔하는 단계는 승온하는 승온단계와 냉각하는 냉각단계를 포함할 수 있다.
일 실시예에서, 상기 냉연강판을 소둔하는 단계는, 상기 냉연강판을 820 내지 1150의 균열 온도에서 소둔하는 단계를 포함할 수 있다. 상기 균열 온도의 상한 값을 벗어나는 경우, 조대한 결정립이 형성되어 결정립경의 분포가 발명의 범위를 벗어나서 전위밀도가 높은 영역이 크게 증가하는 문제가 있고, 상기 균열 온도의 하한 값을 벗어나는 경우, 재결정이 완료되지 않는 결정립이 잔존하여 자성이 열화되는 문제가 있다.
일 실시예에서, 상기 냉연강판을 소둔하는 단계는 상기 냉연강판을 820 ℃ 이상까지 가열하는 승온단계와 820 내지 900 ℃에서 750 내지 820 ℃까지 냉각하는 냉각단계를 포함할 수 있다. 구체적으로, 상기 냉연강판을 소둔하는 단계는 상기 냉연강판을 850 ℃ 이상까지 가열하는 승온단계와 850 내지 900 ℃에서 750 내지 850 ℃까지 냉각하는 냉각단계를 포함할 수 있다.
일 실시예에서, 상기 냉연강판 소둔 단계에서, 상기 승온단계는 60 초 이내의 시간동안 수행될 수 있다. 상기 시간 보다 과도하게 수행될 경우, 결정립의 분포가 발명의 범위를 벗어나서 산포가 넓은 결정립경 분포가 발생하는 문제가 있다.
일 실시예에서, 상기 냉연강판 소둔 단계에서, 상기 냉각 단계는 5초 이상의 시간동안 수행될 수 있다. 상기 시간 보다 적은 시간 동안 수행될 경우, 열수축에 의하여 두께방향의 응력이 발생하고 판의 폭방향에서 판면 냉각의 차이에 따른 열응력이 발생하는 문제가 있다. 일 실시예에서, 상기 냉연강판 소둔 단계에서, 상기 냉각 단계는 판면이 중력 방향에 수직하여 냉각시키는 단계를 포함할 수 있다.
일 실시예에서, 냉연강판 소둔 단계에서, 650 ℃ 이상의 온도에서 코일의 압연 방향(RD 방향)으로 0.01 초과 내지 1.0 kgf/mm2 미만의 장력을 부여할 수 있다. 구체적으로, 상기 장력은 0.05 내지 0.8 kgf/mm2 범위 일 수 있다. 상기 장력의 범위가 상한 값을 벗어나는 경우, 장력에 의하여 전위 밀도가 높은 영역의 면적률이 크게 증가하는 문제가 있다. 상기 장력의 범위가 하한 값을 벗어나는 경우, 판의 진행 방향이 수평면상에서 이루어지지 않거나 복잡한 변형응력으로 판의 응력을 해석할 수 없는 문제가 있다.
도 1a는 본 발명의 일 실시예에 따른, 냉연 강판 소둔 단계에서 강판의 배치를 도시한 것이고, 도 1b 및 도 1c는 각각 강판 진행방향과 장력 방향에 따른 강판의 이동 방향을 평면도로 도시한 것이다.
도 1a을 참조하면, 냉연 강판 소둔 시, 냉연 강판(10)을 소둔로(20) 내에 배치된 롤(30) 상에 배치한 후, 롤(30)이 회전함에 따라, 냉연 강판(10)이 이동하며 소둔되는 것이다. 상기 냉연 강판을 소둔하는 단계에서 장력이 부여될 수 있고, 상기 장력은 강판의 두께와 폭에 가해지는 전방 진행 힘에 의해 산출될 수 있다. 구체적으로, 로의 냉각이 수행될 때 판에 부여된 장력을 측정하는 것이지만, 실제의 제조공정에서 소둔로의 구조의 문제로 측정이 어려운 경우, 소둔로의 출측에서의 판의 장력 측정값과 소둔로의 입측에서 측정한 장력 측정값의 차이를 소둔로 내에서의 판의 단면적으로 나눈 값으로 방법에 의해 산출할 수 있다. 이때 소둔로 내의 판의 단면적은 소둔로 출측에서의 단면적 값으로 간주할 수 있다.
도 1b는 냉연 강판(10)의 진행 방향과 장력 방향이 상호 일치하는 방향으로 가해지는 경우를 도시한다.
도 1b를 살펴보면, 상기 장력이 부여되는 방향(TSD1_1, Tensile Stress Direction 1_1)은, 일반적으로 냉연강판의 진행 방향(D1)과 일치하는 방향으로 장력이 부여될 수 있다.
도 1c는 냉연강판(10)의 진행 방향(D2)과 장력 방향(TSD1_2, Tensile Stress Direction 1-2)은 소정 범위의 각도를 이룰 수 있다. 일 실시예에서, 상기 냉연강판 소둔 단계에서, 상기 냉연강판에 가해지는 장력의 방향(TSD1_2)은 코일의 압연방향(RD 방향)과 3 °이내의 각도를 이룰 수 있다. 상기 각도가 과도하게 큰 경우, 냉각 중 판면에 걸리는 응력이 판 폭에 일정하지 않아 판 내의 전위 밀도가 높은 영역이 판에서의 위치에 따라 크게 차이가 나는 문제가 있다. 또한, 장력이 부여되는 방향(TSD)과 코일의 압연 방향이 일치하는 경우와 대비하여, 장력이 부여되는 방향(TSD)과 코일의 압연 방향이 3°이내의 각도를 이루는 경우, 냉각 중 판면에 걸리는 응력이 판 폭에 일정하여 특정 부위에 높은 응력이 집중되지 않는 이점이 있다.
도 2a 및 도 2b는 각각 강판 진행방향과 장력 방향에 따른 강판의 이동 방향을 단면도로 도시한 것이다.
도 2a는 상기 냉연강판 소둔 단계 중 상기 냉연강판에 가해지는 장력의 방향은 압연면 법선방향(ND 방향)과 87 초과 93 ° 미만의 각도를 이룰 때, 장력 방향(TSD)과 강판면의 수직 방향(SVD)을 도시한 것이다. 상기 각도 범위를 이룰 때, 상기 장력 방향(TSD)과 강판면의 수직 방향(SVD)이 수직을 이루는 것을 확인할 수 있다.
도 2b는 상기 각도가 상기 범위의 하한 값과 상한 값은 법선으로부터 3 °를 초과하여 벗어나는 경우로 판의 두께 방향으로의 복잡한 응력이 부여되어 상기 장력 방향(TSD)과 상기 강판면의 수직 방향(SVD)이 일정하지 않아 응력이 일정하지 않은 문제가 있음을 확인할 수 있다.
이와 같이, 본 발명은 상기 냉연강판 소둔 단계에서, 상기 장력의 방향을, 상기 코일의 압연방향(RD 방향)과 상기 냉연강판의 압연면 법선방향(ND 방향)을 상기 범위로 압연 진행방향으로의 당기는 힘을 최소화 하면서 판이 소둔로 내에서 진행되며 발생하는 마찰 및 열팽창에 의한 길이 변화를 감안한 냉각 구역에서의 마찰을 최소화시켜, 균일한 평균 결정립경을 가지며, 양호한 철손으로, 우수한 자기 특성을 갖는 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
일 실시예에서, 상기 냉연강판 소둔 단계는, 환원성 분위기 내에서 수행될 수 있다. 상기 환원성 분위기는, 수소(H2), 질소(N2), 및 비활성 기체 중 적어도 어느 하나를 포함하는 것일 수 잇다. 상기 환원성 분위기에서 소둔이 수행됨에 따라, 철손이 우수한 무방향성 전기강판의 제조가 가능할 수 있다.
이하 본 발명의 구체적인 실시예를 기재한다. 그러나 하기 실시예는 본 발명의 구체적인 일 실시예일 뿐 본 발명이 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
슬라브 조성
하기 표 1은 슬라브의 조성을 나타낸 것으로, 하기 표 1에 기재된 성분을 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 성분으로 슬라브를 제조하였다. 이후, 상기 슬라브를 1,180 ℃로 가열하고, 880 ℃의 마무리 온도에서 열간압연하여, 2.0 ㎜ 판두께의 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판은 하기 표 1에 기재된 예비소둔 조건으로 소둔하였다. 상기 예비소둔은 구체적으로, 열연강판을 하기 표 1에 기재된 온도에서 가열하는 단계이다.
강종 Si
[wt%]		 Al
[wt%]		 Mn
[wt%]		 N
[wt%]		 S
[wt%]		 Ti
[wt%]		 열연강판 가열온도
[℃]
강종1 3.3 1 0.5 0.0026 0.0027 0.0022 950
강종2 3.95 1.01 0.56 0.0110 0.0033 0.0022 1020
강종3 3.36 1.61 0.60 0.0024 0.0110 0.0020 1020
강종4 3.70 1.05 0.76 0.0037 0.0025 0.0110 1020
강종5 3.32 1.32 0.62 0.0025 0.0034 0.0013 1009
강종6 3.62 1.21 0.58 0.0029 0.0032 0.0017 1058
강종7 2.78 0.61 0.31 0.0040 0.0037 0.0007 1056
강종8 3.4 0.9 0.5 0.0019 0.0022 0.0025 967
강종9 3.07 1.0 0.37 0.0036 0.0035 0.0040 1084
하기 표 2는 상기 표 1로부터 제조된 열연소둔 강판을 하기 표 2에 기재된 강판의 두께로 냉간 압연한 후, 하기 표 2의 조건에서 냉연판 소둔을 실시하였다. 하기 환원성 분위기는 냉연판 소둔을 실시할 때, 질소 80%, 수소 20%를 혼합하여 조성하여 사용하였다. 이렇게 조성한 환원성 분위기에서 소둔을 실시한 경우, “O”로 표시하고, 상기 환원성 분위기에서 실시하지 않은 경우, “X”로 표시하였다.가열시간은 850 ℃ 이상에서 수행되는 소둔 시간을 의미하며, 냉각 시간은 850 ℃에서 800 ℃로 냉각시켰을 때의 시간을 의미한다.
강종 환원성 분위기
[유/무]		 가열시간
[초]		 냉각 시간[초] 장력 압연방향각도
[°]		 장력 수직방향 각도
[°]		 장력크기
[kgf/mm2]		 강판두께
[mm]
강종1 O 15 15 0.006 89.2 0.6 0.270
강종2 X 10 10 0.008 89.6 0.62 0.270
강종3 O 10 10 0.007 90.6 0.62 0.270
강종4 X 10 10 0.000 89.7 0.64 0.270
강종5 O 14 14 0.002 89.8 0.71 0.298
강종6 O 14 11 0.008 90.4 0.69 0.297
강종7 O 16 18 0.003 90.2 0.68 0.238
강종8 O 15 17 0.000 89.9 0.66 0.245
강종9 O 17 17 0.007 89.5 0.72 0.234
하기 표 3은 냉연판 소둔이 완료된 판을 광학현미경을 이용하여 평균결정립경과 결정립 크기별 면적분율을 도출하고, 전자현미경의 ECCI를 이용하여 강판에 전위밀도가 높은 지역의 분율을 측정하였다. 또한, 제조된 강판의 철손을 측정하고, 압연방향의 철손을 측정하여 하기 표 3에 기재하였다.상기 평균 결정립경은 전술하여 설명한 바와 같이, 현미경의 조직 사진에서 결정립계로 닫혀지는 개개의 결정립을 지정하고, 각 결정립의 면적을 구하여 이에 해당하는 ECD(Equivalent Circle Diameter)로 각각의 결정립의 직경을 나타내고, 이때, 상기 ECD로 결정립 직경의 분포를 얻고, 이의 산술 평균을 내어 상기 평균 결정립경을 산출하였다.
하기 표 3의 1/3 결정립경 분율은 강판의 평균 결정립의 직경보다 1/3 미만인 결정립의 직경을 갖는 결정립의 면적 분율을 의미하고, 3배 결정립경 분율은 결정립 직경이 강판의 평균 결정립의 직경보다 3배를 초과하는 결정립의 직경을 갖는 결정립의 면적 분율을 의미한다.
또한, 집합조직 분율을 판의 단면에서 EBSD를 통해 분석하였다. 충분한 면적에서의 분율을 측정하기 위하여 판의 단면을 적층하여 10mm x 5mm 면적에서 집합조직의 분율을 측정하였다. 고스(Goss) 방위와 큐브(Cube) 방위의 중심으로부터 15도 이내의 오배향(Misorientation)을 갖는 결정립의 면적분율을 계산했다. 상기 결정립의 면적 분율을 측정하기 위해, 평균 결정립경을 갖는 결정립 2,000개 이상의 면적을 측정하여 통계적으로 면적 분율을 수행하였다.
또한, 자성 측성을 위해, IEC 60404 규정을 이용하여 Epstein 시편을 이용하여 측정한다. 상기 Epstein 시험편의 형상은 긴 방향이 305 ㎜, 짧은 방향은 30 ㎜의 직각사각형 형상이고, 무방향성 전기강판의 상기 Epstein 시험규정은 압연방향으로 길게 절단한 시편 절반과 압연 수직방향으로 길게 절단한 시편 절반을 함께 측정기에 장입하여 철손을 도출하였다. 압연 방향의 철손은 측정하는 시편을 모두 압연방향이 305 ㎜이고, 압연수직 방향이 30 ㎜가 되도록 절단한 시편으로 Epstein frame에 시편을 장입하여 측정하였다.
또한, 전위 밀도의 FE-SEM(Scanning Electron Microsope)에서 Electron channeling contrast image를 이용하여 계산하였다. 전위의 밀도는 선절편법을 이용하여 하기 식 5를 통해 계산하였다.
<식 5>
전위밀도 = 2 N/lt
상기 식 5에서 N은 무작위(Random)로 그어진 선에 접촉하는 전위의 수이며, l은 무작위로 그어진 선의 길이, t는 이미지가 보여주는 깊이를 의미한다. ECCI에서는 전자빔의 세기와 시편의 성분, 전류의 세기에 비례한 값을 갖게 되는데, 15 kV의 전자빔을 사용하여 철강을 측정하면 약 70 ㎚ 정도의 깊이를 가지기 때문에 이를 고려하여 밀도를 계산하였다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른, 전위가 밀집된 영역을 도시한 것이다.
도 3을 참조하면, ECCI를 이용하여 본 발명의 실시예 강종2의 무방향성 전기강판 판면을 측정하면 Strain에 의하여 전위가 밀집된 영역, 예를 들어, 도 2의 붉은색 동그라미 영역을 확인할 수 있다.
도 4a 내지 도 4e는 본 발명의 비교예 강종 2와 일 실시예 강종 10에서, 전위가 밀집된 영역을 확대하여 도시한 것이다.
도 4a 및 도 4b를 참조하면, 2 ㎛ 축적 기준으로, 국소적으로 변형(strain)에 의해서 이미지에 대비(contrast)가 발생하는 것을 확인할 수 있다. 도 3c를 참조하면, 상기 도 3a 및 도 3b를 1 ㎛ 축적 기준으로, 확대할 경우, ECCI 이미지 상에서 구체적으로 전위 밀도를 산출할 수 있을 정도로 관찰할 수 있음을 확인할 수 있다.
도 3d 및 도 3e는 본 발명의 일 실시예 강종 10에서의 결과로, ECCI 이미자상에 음영이 없는 곳을 확대한 영역으로, 도 3a 내지 도 3c와 달리, 전위의 밀집 영역을 확인할 수 없다.
전술한 내용을 근거로, 하기 표 3을 살펴보면, 하기와 같다.
강종 평균결정립경
[㎛]		 1/3 결정립 분율
[%]		 3배 결정립 분율
[%]		 전위밀도(m-2) 1012 초과 1016 미만 분율
[%]		 W15/50
[W/kg]		 W15/50 압연방향
[W/kg]		 W10/400
[W/kg]		 W10/400 압연방향
[W/kg]
강종1 81.5 3 3 0.93 1.95 1.69 12.1 11.07 발명재
강종2 59.0 5.3 0.0 0.50 2.40 2.31 16.5 16.1 비교재
강종3 55.0 5.1 0.0 0.41 2.45 2.38 17.8 17.1 비교재
강종4 53.0 6.3 0.0 0.38 2.55 2.48 17.6 17.0 비교재
강종5 62.8 3.1 3.3 0.64 2.27 1.80 14.3 12.6 발명재
강종6 121.3 3.5 3.3 1.97 2.19 1.95 14.8 13.6 발명재
강종7 40.4 2.7 2.6 0.11 1.43 1.32 12.8 11.7 발명재
강종8 69.2 3.0 2.9 0.77 1.80 1.51 12.9 11.7 발명재
강종9 72.2 2.8 2.5 0.87 1.74 1.56 12.7 11.8 발명재
상기 표 1, 표 2, 및 표 3에 기재된 발명의 조건을 만족하는 슬라브 조성, 예비소둔의 조건, 및 냉연판 소둔의 조건을 만족할 경우, 강판에 결정립의 크기가 균등하고, 강판 내에 전위가 집중된 곳이 없어, 압연 방향의 철손이 매우 우수하고, 또한 압연방향과 압연수직방향의 평균적인 철손이 우수한 전기강판을 제조할 수 있다.하기 표 4는 Si: 3.4 wt%, Al: 0.8 wt%, Mn: 0.5 wt%, N: 0.002 wt%, S: 0.002 wt%, Ti: 0.002 wt%, 잔부의 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 성분으로 슬라브를 제조하고, 이를 1,150 ℃로 가열한 후, 900 ℃의 마무리 온도로 열간 압연하여, 1.8 mm 판두께를 갖는 열연 강판을 제조하였다. 상기 열연 강판은 1,050 ℃의 온도에서 예비소둔을 수행하였다. 이를 0.3 mm로 냉간압연하고, 환원성 분위기에서 850 ℃ 이상의 온도까지 11초 만에 승온하고, 냉각 시에는 850 ℃에서 800 ℃까지 10 초가 걸리게 냉각하는 냉연판 소둔을 실시하였다.
전술한 조건 외에, 다른 조건은 하기 표 4에 기재된 것과 같은 조건에서 실시하였고, 평균결정립경과 평균결정립경의 1/3 크기 미만의 결정립의 분율, 평균결정립의 3배를 초과하는 결정립의 분율을 측정하고, 전위가 밀집된 영역에서의 면적을 도출하였다. 또한, 자성을 측정하여 표 4에 기재하였다.
장력 압연방향각도
[°]		 장력 수직방향 각도
[°]		 장력크기
[kgf/mm2]		 강판두께
[mm]		 평균결정립경
[㎛]		 1/3 결정립분율
[%]		 3배 결정립경분율
[%]		 전위밀도(m-2) 1012 초과 1016 미만 분율
[%]		 W15/50
[W/kg]		 W15/50 압연방향
[W/kg]		 W10/400
[W/kg]		 W10/400 압연방향
[W/kg]
강종 10_1 0.01 90 0.60 0.30 75.0 2.5 3.0 0.3 1.95 1.85 14.5 13.5 발명재
강종10_2 2.5 90 0.60 0.30 75.0 2.5 3.0 2.3 2.00 1.90 14.7 13.7 발명재
강종10_3 5 90 1.00 0.30 75.0 2.5 3.0 5.7 2.03 1.95 14.9 14.2 비교재
강종10_4 0.01 85 1.00 0.30 75.0 2.5 3.0 6.1 2.05 1.98 15.0 14.6 비교재
강종10_5 0.01 94 1.00 0.30 75.0 2.5 3.0 5.3 2.10 2.03 15.0 14.7 비교재
상기 표 4를 살펴보면, 냉연판 소둔에서 장력과 판면과의 각도 관계에 의해, 전위가 밀집된 영역이 현저하게 차이가 나고, 이에 따라 압연 방향의 철손과 평균 철손이 크게 변화하는 것을 확인할 수 있다.하기 표 5는 Si: 3.4%, Al: 0.8%, Mn: 0.5%, N: 0.002%, S: 0.002%, Ti: 0.002 %의 성분, 잔부의 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하고, 이를 1,150 ℃로 가열하고 900 ℃의 마무리 온도로 열간압연하여 판두께 1.8 mm의 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판은 1,050 ℃의 온도에서 예비소둔하였다. 이를 0.3 mm로 냉간압연하고, 환원성 분위기에서 850 ℃ 이상 온도까지 12초만에 승온시키고, 냉각 시, 850도에서 800도까지 10초가 걸리게 냉각하는 냉연판 소둔을 실시하였다.
전술한 조건 외에, 다른 조건은 하기 표 5에 기재된 것과 같이 실시하고, 평균결정립경과 평균결정립경의 1/3 크기 미만의 결정립의 분율, 평균결정립의 3배를 초과하는 결정립의 분율을 측정하고, 전위가 밀집된 영역의 면적을 도출하였다. 또한, 자성을 측정하여 하기 표 5에 기재하였다.
강종 환원성 분위기
 가열시간
[초]		 냉각 시간
[초]		 장력 압연방향각도
[°]		 장력 수직방향 각도
[°]		 장력크기
[kgf/mm2]		 강판두께
[mm]		 평균결정립경
[㎛]		 1/3 결정립분율
[%]		 3배 결정립경분율
[%]		 전위밀도(m-2) 1012 초과 1016 미만 분율
[%]		 W15/50
[W/kg]		 W15/50 압연방향
[W/kg]		 W10/400
[W/kg]		 W10/400 압연방향
[W/kg]
강종11_1 O 12 10 0.01 90 0.10 0.30 75.0 2.5 3.0 0.0 2.00 1.96 14.4 14.1 발명재
강종11_2 O 12 10 0.02 90 0.80 0.30 75.0 2.5 3.0 1.0 1.95 1.85 14.5 13.5 발명재
강종11_3 O 12 10 0.01 90 2.00 0.30 75.0 2.5 3.0 5.7 2.20 2.10 15.6 15.0 비교재
상기 표 5와 같이, 최종 소둔에서 장력과 판면과의 장력의 크기와, 장력과 판면의 각도에 전위 밀집 영역이 현저히 차이가 나는 것을 확인할 수 있고, 이에 따라, 압연 방향의 철손과 평균 철손이 크게 변화하는 것을 확인할 수 있다. 따라서, 본 발명의 조건을 만족하는 경우, 평균 철손과 압연방향에서의 철손이 모두 우수한 강판을 제조할 수 있다.상기 평균 철손은 통상의 무방향성 전기강판의 철손 측정을 의미하여 엡스타인 측정법의 시료의 절반은 압연방향으로 나머지 절반은 압연 수직방향으로 하여 철손측정기에 장입하여 측정한 철손 결과이고, 상기 압연방향에서의 철손은 방향성 전기강판과 같이 압연방향으로만 시료를 준비하여 철손측정기에 장입하여 측정한 철손 값을 의미한다.
하기 표 6은 강종 1 내지 강종 11_3이 본 발명의 식 1 내지 식 4를 만족하는지 여부를 기재한다.
강종 식 1 식 1 만족 여부 식 2 식 2 만족 여부 식 3 식 3 만족여부 식 4 식 4 만족 여부
W10/400 철손(W/kg) < 6+(t/0.04)1.1 W15/50 철손(W/kg) < 0.7+(t/0.03)1/5 W15/50 압연방향 철손(W/kg) < 0.6+(t/0.03)1/6 W10/400 압연 방향 철손(W/kg) < 5+(t/0.04)1.1
강종1 14.17 TRUE 2.50 TRUE 2.10 TRUE 13.17 TRUE
강종2 14.17 FALSE 2.50 TRUE 2.10 FALSE 13.17 FALSE
강종3 14.17 FALSE 2.50 TRUE 2.10 FALSE 13.17 FALSE
강종4 14.17 FALSE 2.50 FALSE 2.10 FALSE 13.17 FALSE
강종5 15.11 TRUE 2.69 TRUE 2.26 TRUE 14.11 TRUE
강종6 15.07 TRUE 2.68 TRUE 2.25 TRUE 14.07 TRUE
강종7 13.11 TRUE 2.29 TRUE 1.92 TRUE 12.11 TRUE
강종8 13.34 TRUE 2.33 TRUE 1.96 TRUE 12.34 TRUE
강종9 12.98 TRUE 2.26 TRUE 1.90 TRUE 11.98 TRUE
강종10_1 15.17 TRUE 2.70 TRUE 2.27 TRUE 14.17 TRUE
강종10_2 15.17 TRUE 2.70 TRUE 2.27 TRUE 14.17 TRUE
강종10_3 15.17 TRUE 2.70 TRUE 2.27 TRUE 14.17 FALSE
강종10_4 15.17 TRUE 2.70 TRUE 2.27 TRUE 14.17 FALSE
강종10_5 15.17 TRUE 2.70 TRUE 2.27 TRUE 14.17 FALSE
강종11_1 15.17 TRUE 2.70 TRUE 2.27 TRUE 14.17 TRUE
강종11_2 15.17 TRUE 2.70 TRUE 2.27 TRUE 14.17 TRUE
강종11_3 15.17 FALSE 2.70 TRUE 2.27 TRUE 14.17 FALSE
상기 표 6을 참조하면, 본 발명의 실시예들은 상기 식 1 내지 식 4를 만족함으로써, 철손을 효과적으로 저감되어 있는 것을 확인할 수 있다. 이에 반해, 비교예들은 상기 식 1 내지 식 4 중 적어도 하나를 만족하지 못하는 것을 확인하였다. 이와 같이, 본 발명은 표 1 내지 표 6을 통해, 본 발명의 조건을 만족함에 따라, 압연방향과 평균 철손이 모두 우수한 강판을 제조할 수 있음을 확인하였다.본 발명은 상기 구현예 및/또는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 구현예 및/또는 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims (15)

  1. 평균 결정립경의 1/3배 미만인 입경을 갖는 결정립의 면적 분율이 5% 미만이고,
    전위 밀도가 1012/m2 초과 1016/m2 이하인 결정립의 면적 분율이 전체 면적의 5% 미만인 무방향성 전기강판.
  2. 제1 항에 있어서,
    상기 평균 결정립경의 3배 초과인 입경을 갖는 결정립의 면적 분율이 5 % 미만인 무방향성 전기강판.
  3. 제1 항에 있어서,
    중량%로, Si: 0.1 내지 6.5 %, Al: 0.001 내지 6.5 %, Mn: 0.01 내지 20 %, C: 0.0010 내지 0.015 %, N: 0.0003 내지 0.001 %, S: 0.0003 내지 0.001 %, Ti: 0.0003 내지 0.001 %를 포함하고, 잔부의 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 무방향성 전기강판.
  4. 제1 항에 있어서,
    상기 평균 결정립경은 40 내지 250 ㎛인 무방향성 전기강판.
  5. 제1 항에 있어서,
    두께가 0.03 내지 0.5 ㎜인 무방향성 전기강판.
  6. 제5 항에 있어서,
    상기 무방향성 전기강판의 철손(W10/400)과 상기 두께(t)가 하기 식 1을 만족하는 무방향성 전기강판.
    <식 1>
    W10/400 철손(W/kg) < 6 + (t/0.04)1.1
    (상기 식 1에서, t는 무방향성 전기강판의 두께(mm)를 의미한다)
  7. 제5 항에 있어서,
    상기 무방향성 전기강판의 철손(W15/50)과 상기 두께(t)가 하기 식 2를 만족하는 무방향성 전기강판.
    <식 2>
    W15/50 철손(W/kg) < 0.7+(t/0.03)1/5
    (상기 식 2에서, t는 무방향성 전기강판의 두께(mm)를 의미한다)
  8. 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 냉연강판을 소둔하는 냉연강판 소둔 단계를 포함하고,
    상기 냉연강판 소둔 단계에서,
    650 ℃ 이상의 온도에서 코일의 압연 방향(RD 방향)으로 0.01 초과 내지 1.0 kgf/mm2 미만의 장력을 부여하고,
    상기 냉연강판에 가해지는 장력의 방향은 코일의 압연방향(RD 방향)과 3 ° 이내의 각도를 이루며,
    상기 냉연강판의 압연면 법선방향(ND 방향)과 87 초과 93 ° 이하의 각도를 이루는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  9. 제8 항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, Si: 0.1 내지 6.5 %, Al: 0.001 내지 6.5 %, Mn: 0.01 내지 20 %, C: 0.0010 내지 0.015 %, N: 0.0003 내지 0.01 %, S: 0.0003 내지 0.01 %, Ti: 0.0003 내지 0.01 %를 포함하고, 잔부의 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  10. 제8 항에 있어서,
    상기 열연강판을 가열하는 열연강판 소둔 단계를 더 포함하고, 상기 열연강판 소둔 단계는, 상기 열연강판을 850 내지 1,150 ℃까지 가열하는 단계인 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  11. 제8 항에 있어서,
    상기 냉연강판을 소둔하는 단계는 냉연 강판을 820 ℃ 이상까지 가열하는 승온 단계와 820 내지 900 ℃에서 750 내지 820 ℃까지 냉각하는 냉각단계를 포함하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  12. 제8 항에 있어서,
    상기 냉연강판 소둔 단계에서, 상기 승온 단계는 60초 이내의 시간동안 수행되는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  13. 제8 항에 있어서,
    상기 냉연강판 소둔 단계에서, 상기 냉각 단계는 5초 이상의 시간동안 수행되는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  14. 제8 항에 있어서,
    상기 냉연강판 소둔 단계에서, 상기 냉각 단계는 판면이 중력 방향에 수직하여 냉각시키는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
  15. 제8 항에 있어서,
    상기 냉연강판 소둔 단계는, 환원성 분위기에서 소둔하는 무방향성 전기강판의 제조 방법.
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