WO2026005496A1 - 무방향성 전기강판 및 무방향성 전기강판 제조 방법 - Google Patents

무방향성 전기강판 및 무방향성 전기강판 제조 방법

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WO2026005496A1
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정종민
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강춘구
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Hyundai Steel Co
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    • H01F1/14791—Fe-Si-Al based alloys, e.g. Sendust

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet.
  • eco-friendly vehicles such as hybrid, electric, and hydrogen-powered vehicles.
  • Eco-friendly vehicles utilize electric motors to generate the necessary driving force and significantly reduce harmful exhaust gas emissions, thereby minimizing environmental pollution.
  • Non-oriented electrical steel exhibits consistent magnetic properties in all directions, regardless of rolling direction.
  • This magnetic flux density is determined by the arrangement of crystal grains.
  • iron loss refers to the energy loss that occurs during the magnetization process of a material, and can be expressed as the energy loss that occurs at a specific magnetic flux density and frequency.
  • Si silicon
  • Si silicon
  • Si which has high resistivity
  • adding silicon (Si) can reduce core loss, adding large amounts can increase the material's brittleness, potentially leading to sheet fracture during cold rolling.
  • increasing the amount of silicon (Si) added can lead to a decrease in saturation flux density.
  • Patent Document 1 Republic of Korea Publication Patent No. 2023-0096881
  • the present invention has been devised to solve the above problems, and the object of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties and a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet by developing a grain structure advantageous for magnetic properties.
  • a non-oriented electrical steel sheet contains 2.0 to 4.0 wt% of silicon (Si), 0.5 to 2.0 wt% of manganese (Mn), 0.1 wt% or less of aluminum (Al) (excluding 0 wt%), 0.01 wt% or less of vanadium (V) (excluding 0 wt%), and the remainder iron (Fe) and other unavoidable impurities, and satisfies the following equation 1.
  • P ⁇ 001 ⁇ and P ⁇ 112 ⁇ represent the XRD peak intensities of the ⁇ 001 ⁇ and ⁇ 112 ⁇ directions, respectively, through XRD (X-ray diffraction) analysis.
  • the average grain size may be 2000 to 5000 ⁇ m.
  • C carbon
  • S sulfur
  • N nitrogen
  • it may further contain 0.2 wt% of phosphorus (P).
  • the iron loss (W 10/400 ) may be less than 11 W/kg.
  • a non-oriented electrical steel sheet comprises a first step of preparing a steel material including the above-described alloy composition, a second step of hot-rolling the steel material to form a hot-rolled steel sheet, a third step of hot-rolling and annealing the hot-rolled steel sheet, a fourth step of cold-rolling the hot-rolled steel sheet subjected to the third step to form a cold-rolled steel sheet, and a fifth step of cold-rolling and annealing the cold-rolled steel sheet at 1000 to 1250°C for 8 to 16 hours.
  • the steel material that has undergone the above-mentioned fifth step can satisfy the above-mentioned equation 1.
  • the steel material that has undergone the above-mentioned fifth step may have an average grain size of 2000 to 5000 ⁇ m.
  • the steel may further include 0.01 wt% or less of carbon (C), 0.01 wt% or less of sulfur (S), and 0.01 wt% or less of nitrogen (N).
  • the steel may further contain 0.2 wt% of phosphorus (P).
  • the steel material that has undergone the above-mentioned fifth step may have a core loss (W 10/400 ) of 11 W/kg or less.
  • a texture advantageous for magnetic properties can be formed, thereby realizing a non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties.
  • FIG. 1 is a flowchart schematically illustrating a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a drawing showing the XRD peak intensity measurement location and measurement results.
  • Figure 3 is a drawing showing a method for measuring average crystal grain size.
  • Figure 4 is a drawing showing a test piece for measuring iron loss.
  • a component or region, layer, portion, etc.
  • a component or region, layer, portion, etc.
  • it means that it can be directly placed/connected/coupled to the other component, or that a third component may be placed between them.
  • 1 ppm is 0.0001 wt%.
  • a non-oriented electrical steel sheet contains 2.0 to 4.0 wt% of silicon (Si), 0.5 to 2.0 wt% of manganese (Mn), 0.1 wt% or less of aluminum (Al) (excluding 0 wt%), 0.01 wt% or less of vanadium (V) (excluding 0 wt%), and the remainder iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • Silicon (Si) is a key additive in electrical steel, increasing the steel's resistivity and reducing core loss. However, too little silicon can insufficiently improve core loss. However, excessive silicon can reduce magnetic flux density and, due to increased brittleness, compromise cold-rollability. Therefore, appropriate adjustment of the silicon content is necessary.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain 2.0 to 4.0 wt% of silicon.
  • manganese can combine with sulfur (S) present in steel to form sulfides such as MnS. If the MnS precipitates remain until the end of cold rolling annealing, the MnS precipitates may inhibit the growth of grains with a ⁇ 001 ⁇ orientation, making it difficult to secure a high orientation fraction favorable for magnetic properties. Therefore, the manganese content must be appropriately controlled to secure a high ⁇ 001 ⁇ orientation fraction.
  • S sulfur
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain 0.5 to 2.0 wt% of manganese.
  • Aluminum along with silicon (Si) and manganese (Mn), increases resistivity and reduces iron loss, making it a key additive in electrical steel.
  • Aluminum can also play a role in reducing magnetic anisotropy, thereby reducing magnetic deviation.
  • Aluminum can combine with nitrogen to form nitrides, such as AlN. It can also form oxides, such as alumina (Al 2 O 3 ), when combined with oxygen. These nitrides and oxides can inhibit the growth of grains with the ⁇ 001 ⁇ orientation.
  • the aluminum content that suppresses crystal grain growth and forms fine precipitates is controlled to an extremely small amount.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain 0.1 wt% or less of aluminum, and preferably may contain more than 0 wt% and 0.1 wt% or less of aluminum.
  • Vanadium (V) reacts with carbon (C) and nitrogen (N) in steel to form carbides and nitrides. These carbides and nitrides inhibit grain growth, thereby minimizing grain size. This suppresses excessive grain growth, and grain size can be controlled through the vanadium content.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain vanadium in an amount of 0.01 wt% or less, and preferably in an amount of more than 0 wt% and 0.01 wt% or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain vanadium in an amount of 0.0001 wt% or more, and preferably, vanadium in an amount of 0.0003 wt% or more and 0.01 wt% or less.
  • a non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may further include 0.01 wt% or less of carbon (C), 0.01 wt% or less of sulfur (S), and 0.01 wt% or less of nitrogen (N).
  • Carbon can increase iron loss by combining with vanadium (V) to form carbides. Furthermore, when the carbon content exceeds 0.01 wt%, it can expand the austenite ( ⁇ ) region, inhibiting the growth of grains with the ⁇ 001 ⁇ orientation during cold rolling annealing. Furthermore, it can combine with iron (Fe), titanium (Ti), etc. to form carbides, thereby lowering the magnetic flux density and iron loss.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain carbon in an amount of 0.01 wt% or less.
  • S is an impurity element that is inevitably contained during the manufacturing process, and can combine with elements such as manganese (Mn) to form precipitates such as MnS.
  • MnS manganese
  • Sulfur (S) is an impurity element that is inevitably contained during the manufacturing process, and can combine with elements such as manganese (Mn) to form precipitates such as MnS.
  • MnS manganese
  • MnS may be excessively precipitated during the cooling process after hot rolling and the cold rolling annealing process. Excessive precipitation of MnS may hinder the growth of grains with the ⁇ 001 ⁇ orientation and promote the growth of grains with the ⁇ 110 ⁇ orientation.
  • the final microstructure may be formed of grains with the ⁇ 110 ⁇ orientation, resulting in the production of electrical steel sheets that are not suitable for motor cores.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain sulfur in an amount of 0.01 wt% or less.
  • Nitrogen (N) can combine with aluminum (Al) or titanium (Ti) to form nitrides such as AlN and TiN, which can increase iron loss and inhibit the growth of grains with a ⁇ 001 ⁇ orientation.
  • nitrogen content exceeds 0.01 wt%, it can expand the austenite ( ⁇ ) region during cold rolling annealing, thereby inhibiting the growth of grains with a ⁇ 001 ⁇ orientation.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain nitrogen in an amount of 0.01 wt% or less.
  • a non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may further include 0.2 wt% or less of phosphorus (P).
  • Phosphorus is a grain boundary segregation element, and if added excessively, problems such as grain growth inhibition, deterioration of magnetic properties, and reduction in cold rolling properties may occur due to the segregation effect. Therefore, it is preferable to add as little phosphorus as possible, and the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain phosphorus at 0.2 wt% or less.
  • the remainder may contain iron and unavoidable impurities.
  • Unavoidable impurities are impurities introduced during the steelmaking process and the manufacturing process of non-oriented electrical steel sheets. Since these impurities are widely known in the field, a detailed description will be omitted.
  • the addition of elements other than the aforementioned 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. When additional elements are included, they may be included to replace the remaining Fe.
  • a non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention can satisfy the following [Formula 1].
  • P ⁇ 001 ⁇ and P ⁇ 112 ⁇ represent the XRD peak intensities of the ⁇ 001 ⁇ and ⁇ 112 ⁇ orientations, respectively, through XRD (X-ray diffraction) analysis. More specifically, P ⁇ 001 ⁇ and P ⁇ 112 ⁇ represent the peak intensity values of the ⁇ 001 ⁇ orientation and the peak intensity values of the ⁇ 112 ⁇ orientation, respectively, in the XRD analysis results of the non-oriented electrical steel sheet specimen. The method for measuring peak intensity through XRD will be described later.
  • the ⁇ 001 ⁇ and ⁇ 112 ⁇ orientations may mean that the crystallographic ⁇ 001 ⁇ and ⁇ 112 ⁇ planes of the crystal orientations are parallel to the electrical steel plate surface.
  • the electrical steel plate surface may mean the ND plane (Normal Direction Plane), and more specifically, when the rolling direction of the steel plate is the x-axis and the width direction is the y-axis, it may mean the xy plane.
  • the left side of the above equation 1 represents the fraction of the XRD peak intensity of the ⁇ 001 ⁇ orientation. More specifically, it represents the fraction of the XRD peak intensity values of the ⁇ 112 ⁇ orientation and the ⁇ 001 ⁇ orientation that the ⁇ 001 ⁇ orientation occupies.
  • the above ⁇ 001 ⁇ orientation is a favorable orientation for magnetic properties, and the higher the ⁇ 001 ⁇ orientation fraction within the aggregate structure, the better the magnetic properties can be.
  • the ⁇ 112 ⁇ orientation is a unfavorable orientation for magnetic properties, and the higher the ⁇ 112 ⁇ orientation fraction within the aggregate structure, the worse the magnetic properties can be.
  • the fraction of the ⁇ 001 ⁇ orientation is 70% or more, and an orientation fraction favorable to magnetic properties is secured, thereby enabling excellent magnetic properties.
  • the development of a set structure having the ⁇ 001 ⁇ orientation favorable to magnetic properties can be confirmed.
  • manganese (Mn) and vanadium (V) described above were added to satisfy the above formula 1.
  • MnS can react with hydrogen (H 2 ) present in the atmosphere and decompose into hydrogen sulfide (H 2 S) and manganese (Mn).
  • H 2 S hydrogen sulfide
  • Mn manganese
  • the generated hydrogen sulfide (H 2 S) is absorbed into the reducing atmosphere in gaseous form, and manganese (Mn) can be dissolved into the steel sheet. This reduces MnS precipitates and allows grains with a ⁇ 001 ⁇ orientation to grow.
  • MnS decomposes during cold rolling annealing, and grains with low surface energy grow explosively during cold rolling annealing. Excessive grain growth can lead to increased eddy current loss. Excessive grain growth degrades the mechanical properties of non-oriented electrical steel sheets. Furthermore, it reduces formability during punching or machining.
  • the formed precipitates can inhibit excessive grain growth by hindering grain growth. Although iron loss may increase when precipitates are formed, suppressing excessive grain growth is more advantageous in improving iron loss and magnetic properties.
  • niobium (Nb) is added to suppress excessive grain growth, and the content of niobium satisfies the above-described range.
  • niobium combines with nitrogen (N) or carbon (C) to form precipitates, and the formed precipitates can prevent excessive grain growth.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may have an average grain size of 2000 to 5000 ⁇ m. A method for measuring the average grain size will be described later.
  • the average grain size is less than 2000 ⁇ m, the growth of grains with the ⁇ 001 ⁇ orientation may not occur sufficiently. At this time, the area fraction of grains with the ⁇ 001 ⁇ orientation, which is advantageous for magnetic properties, may be insufficient, resulting in inferior magnetic properties. On the other hand, when the average grain size exceeds 5000 ⁇ m, the iron loss may increase due to increased eddy current loss caused by excessively large grains.
  • the iron loss (W 10/400 ) can be 11 W/kg or less.
  • FIG. 1 is a flowchart schematically illustrating a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention.
  • a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet includes a first step (S1) of preparing steel, a second step (S2) of hot-rolling the steel sheet to form a hot-rolled steel sheet, a third step (S3) of hot-rolling and annealing the hot-rolled steel sheet, a fourth step (S4) of cold-rolling the hot-rolled steel sheet that has undergone the third step (S3) to form a cold-rolled steel sheet, and a fifth step (S5) of cold-rolling and annealing the cold-rolled steel sheet.
  • the steel contains 2.0 to 4.0 wt% of silicon (Si), 0.5 to 2.0 wt% of manganese (Mn), 0.1 wt% or less of aluminum (Al) (excluding 0 wt%), 0.01 wt% or less of vanadium (V) (excluding 0 wt%), and the remainder of iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • Si silicon
  • Mn manganese
  • Al aluminum
  • V vanadium
  • Fe iron
  • the steel may further contain 0.01 wt% or less of carbon (C), 0.01 wt% or less of sulfur (S), and 0.01 wt% or less of nitrogen (N), and may further contain 0.2 wt% of phosphorus (P).
  • the alloy composition has been previously described, so a detailed explanation will be omitted. Furthermore, since the alloy composition does not substantially change during the manufacturing process described below, the alloy composition of the steel material and the alloy composition of the final product, the non-oriented electrical steel sheet, are substantially identical.
  • the first step (S1) of preparing steel is the step of preparing a semi-finished product for manufacturing the final product, a non-oriented electrical steel sheet. More specifically, this step may be a step of manufacturing a semi-finished product by designing the alloy components within the alloy composition range according to one embodiment of the present invention.
  • the semi-finished product may be a slab, but is not necessarily limited thereto. Furthermore, the slab may be manufactured using a steelmaking process known in the art, such as a casting process.
  • a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may, after the first step (S1), perform a second step (S2) of hot-rolling the steel material to form a hot-rolled steel sheet. More specifically, the second step (S2) may include a reheating process, a hot-rolling process, and a coiling process.
  • the reheating process may be performed prior to the hot rolling process to reheat the steel for subsequent processing. Specifically, this may be a step of loading the steel into a heating furnace and uniformly heating it, thereby facilitating plastic deformation.
  • the reheating temperature is below 1000°C, the rolling load increases, which can make hot rolling difficult.
  • the reheating temperature exceeds 1200°C, precipitates formed by carbon (C), sulfur (S), nitrogen (N), etc. in the steel are re-dissolved, which can lead to the formation of fine precipitates during the subsequent rolling and annealing processes. These fine precipitates can inhibit grain growth and increase iron loss.
  • the reheating process according to one embodiment of the present invention can reheat the steel at a temperature of 1000 to 1200°C.
  • a hot rolling process may be performed to form a hot-rolled steel sheet by hot-rolling the reheated steel.
  • the hot rolling process may include rough rolling and finish rolling.
  • rough rolling may refer to forming the steel into a rolled material with an appropriate shape, thickness, and width
  • finish rolling may refer to adjusting the steel to a specified thickness and width and rolling it at a finishing temperature suitable for the intended use to achieve a good surface and shape.
  • the finishing temperature of the hot rolling process may be carried out at a temperature for uniform tissue formation and appropriate strength enhancement, and preferably, the finishing temperature may be 860 to 900°C. If the finishing temperature is lower than 860°C, rolling may be performed in a two-phase region, which may result in the formation of an uneven tissue. If the finishing temperature exceeds 900°C, the problem of a rapid decrease in the strength of the steel may occur.
  • the coiling temperature is preferably 550 to 650°C. If the coiling temperature is below 550°C, brittleness increases, potentially leading to sheet fracture. Furthermore, the grain size may become too small, preventing sufficient grain growth even after annealing. Conversely, if the coiling temperature exceeds 650°C, fine precipitates may form, increasing iron loss.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet formed through the second step (S2) is preferably 1.8 to 3.0 mm. If the thickness of the hot-rolled steel sheet is excessively thin, less than 1.8 mm, the thickness obtained after cold rolling is insufficient, which may cause shape defects during product application. On the other hand, if the thickness of the hot-rolled steel sheet exceeds 3.0 mm, the cold rolling reduction ratio increases, and the fraction of aggregate structures unfavorable to magnetic properties increases, which may result in inferior magnetic properties.
  • a non-oriented electrical steel sheet can perform a third step (S3) of hot-rolling and annealing the hot-rolled steel sheet after the second step (S2).
  • the third step (S3) may be a hot-rolling annealing step performed to ensure uniformity of the microstructure of the steel material subjected to hot rolling.
  • hot-rolling annealing is preferably performed.
  • the reasons for performing hot-rolled annealing are as follows.
  • the silicon content exceeds 2.0 wt%, the ⁇ -ferrite single phase is maintained without phase transformation into a solid state during heating from room temperature to the melting point.
  • dynamic recrystallization does not occur during this process, resulting in the formation of elongated unrecrystallized parts.
  • These unrecrystallized parts have high internal residual stresses and are unstable, which can lead to increased anisotropy and plate failure.
  • the third step (S3) may be a hot rolling annealing step that performs heat treatment at an appropriate temperature to promote recrystallization of unrecrystallized grains and thereby obtain a uniform equiaxed grain.
  • the appropriate temperature for hot-rolling annealing according to the present invention may be 800 to 1250°C. If the hot-rolling annealing temperature is below 800°C, the elongated cast structure may remain after hot rolling, causing microstructural inhomogeneity. Conversely, if the hot-rolling annealing temperature exceeds 1250°C, it may cause an imbalance in the final product's texture and deteriorate its magnetic properties.
  • the hot-rolled annealing may be performed for 60 to 180 seconds to form an appropriate grain size under the above temperature conditions.
  • the heating rate to the heat treatment temperature is preferably 10°C/min or higher, and the cooling rate after the heat treatment may be preferably 20°C/s or higher.
  • a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may further include a shot blast and acid pickling process after the third step (S3).
  • shot blasting can be performed by spraying fine particles with a size of 2 to 1200 ⁇ m at a high speed of 50 to 120 m/s while rotating at a speed of 2000 rpm or more.
  • Pickling can be performed by supplying 18% hydrochloric acid to a pickling tank where it reacts with the steel plate, thereby reacting with fine residual scale that cannot be removed by mechanical methods.
  • the method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention may perform a fourth step (S4) of cold rolling the hot-rolled steel sheet that has undergone the third step (S3) to form a cold-rolled steel sheet.
  • the fourth step (S4) may be a cold rolling process in which the hot-rolled and annealed hot-rolled steel sheet is rolled at a temperature below the recrystallization temperature to further reduce the thickness of the steel sheet.
  • the fourth step (S4) may cold-roll the hot-rolled steel sheet into a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.35 mm or less.
  • the reduction ratio is preferably 70 to 95%.
  • the thickness of cold-rolled steel sheet exceeds 0.35 mm, its magnetic properties may deteriorate, and the space factor of the motor may decrease during production. Furthermore, prolonged annealing may be required to decompose the manganese sulfide precipitated within the steel, which can lead to increased production costs and reduced productivity.
  • a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may perform a fifth step (S5) of cold-rolling annealing the cold-rolled steel sheet after the fourth step (S4).
  • the cold-rolling annealing may be performed at an appropriate temperature to improve magnetic and mechanical properties.
  • the above cold rolling annealing can be performed in a reducing atmosphere, and more specifically, it can be performed in a reducing atmosphere mixed with hydrogen and nitrogen.
  • MnS precipitated in the steel reacts with hydrogen present in the reducing atmosphere and decomposes into gaseous hydrogen sulfide ( H2S ) and manganese (Mn).
  • H2S gaseous hydrogen sulfide
  • Mn manganese
  • the above-described reaction occurs more rapidly at higher cold rolling annealing temperatures, and higher temperatures can reduce the time required for MnS decomposition. Therefore, it is important to control the temperature to an appropriate level where the above-described reaction can occur.
  • the appropriate temperature for cold rolling annealing may be 1000 to 1250°C. If the cold rolling annealing temperature is lower than 1000°C, MnS precipitates that impede the growth of grains with a ⁇ 100 ⁇ orientation may be slowly decomposed, making it difficult to obtain a non-oriented electrical steel sheet with a maximized ⁇ 100 ⁇ orientation. In addition, the grain size after annealing may be small, resulting in poor magnetic flux density and iron loss.
  • the cold rolling annealing temperature exceeds 1250°C, excessive grain growth may result in deterioration of magnetic and mechanical properties. Specifically, precipitates may re-dissolve, forming fine precipitates, which may deteriorate magnetic properties, and excessive grain growth may result in reduced strength.
  • the cold rolling annealing according to the present invention can control the heat treatment time depending on the final annealing temperature.
  • the temperature can be maintained for 8 to 16 hours within the aforementioned temperature range, and the heating rate up to the above temperature is preferably 5 to 20°C/min or more, and the cooling rate after the heat treatment is preferably 30°C/s or more.
  • the heat treatment time during cold rolling annealing is less than 8 hours, the growth of grains with ⁇ 001 ⁇ orientation may be insufficient due to the insufficient cold rolling annealing time, which may result in poor magnetic properties.
  • the heat treatment time during cold rolling annealing exceeds 16 hours, excessive grain growth may occur, resulting in eddy current loss, and the increased eddy current loss may result in poor magnetic properties.
  • the cold rolling annealing process according to the present invention can appropriately control the average grain size while maximizing the ⁇ 100 ⁇ orientation by maintaining the steel sheet having the above-described composition ratio at 1000 to 1250°C/s for 8 to 16 hours.
  • a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may further include a coating step after the fifth step (S5).
  • the coating step may be performed to secure the insulation properties and improve the punchability of the non-oriented electrical steel sheet, and may mean forming an insulating film on the surface of the cold-rolled steel sheet on which the fifth step (S5) has been performed.
  • the coating step may be performed using a process known in the art.
  • crystal grains having a (001) orientation advantageous for magnetic properties can be grown, thereby achieving excellent magnetic properties.
  • the iron loss (W 10/400 ) can be 11 W/kg or less.
  • the specimen of the non-oriented electrical steel sheet of the present invention includes the alloy components described in Table 1 below, and the remainder other than the alloy components described in Table 1 below includes iron (Fe).
  • a specimen of the non-oriented electrical steel sheet of the present invention can be manufactured as follows.
  • a slab having the alloy composition described in Table 1 above was manufactured, the slab was reheated to 1150°C, and then hot rolled to manufacture a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2 mm.
  • the hot-rolled steel sheet was hot-rolled and annealed, and the hot-rolled steel sheet subjected to hot-rolling and annealing was pickled.
  • a cold-rolled steel sheet with a final thickness of 0.2 mm was manufactured through cold rolling, and the manufactured cold-rolled steel sheet was cold-rolled and annealed at 1200°C for the time period shown in Table 2 below.
  • the heating rate was 10°C/min, and it was performed in a reducing atmosphere containing hydrogen (H 2 ) and (N 2 ).
  • the cold-rolled steel sheet that was cold-rolled and annealed was coated to manufacture a final non-oriented electrical steel sheet specimen.
  • Fig. 2 is a drawing showing the XRD peak intensity measurement location and measurement results.
  • Fig. 2 (a) is a drawing showing an example of an XRD peak intensity measurement test piece
  • Fig. 2 (b) is a drawing showing an example of an XRD measurement result.
  • a test piece with a size of 60 mm ⁇ 60 mm was manufactured, and the XRD peak was measured in the ND (Normal direction) direction of the test piece.
  • the measurement is made in the angle range of 20 to 90°, and is performed at 9 points (P) within the test piece as shown in Fig. 2 (a). Thereafter, the direction and peak intensity value corresponding to each peak are derived from the measured result values.
  • the XRD measurement result values derived as in (b) of Fig. 2 are displayed in the form of a graph, and intensity values according to angle are derived. At this time, a peak appears on the graph, and the angle and intensity values at the corresponding peak can be derived.
  • the XRD peak intensity value used in the above formula 1 was the peak intensity value measured using the above-described method, and more specifically, the average value of the XRD peak intensity values measured in three test pieces was calculated and used.
  • non-oriented electrical steel specimens measuring 60 mm ⁇ 60 mm were prepared and etched in a natal solution. The grain size was then measured using the linear intercept method.
  • an imaginary line was drawn parallel to the width or length of the specimen, the number of interfaces in contact with the imaginary line was counted, and the length or width was divided by the number of interfaces to determine the value as the grain size.
  • the virtual line (L) is composed of 7 lines parallel to each of the horizontal and vertical directions, and the grain size was measured on a total of 14 virtual lines, and the average value of these was used as the average grain size of one specimen.
  • the core loss (W 10/400 ) of the non-oriented electrical steel sheet specimen of the present invention was measured according to the test method specified in the IEC 60404-2 international standard, and was measured using the Epstein frame test method.
  • FIG. 4 is a drawing showing a test piece for measuring iron loss.
  • a non-oriented electrical steel sheet was cut into sizes of (300 ⁇ 0.5) mm in length and (30 ⁇ 0.2) mm in width to prepare a core loss measurement test piece (10).
  • RD rolling direction
  • TD Transverse direction
  • the prepared iron loss measurement test pieces (10) were prepared in multiples of 4, and measured after being laminated in a double-overlapping manner as shown in Fig. 4. At this time, the iron loss measurement test pieces (10) were measured by inserting iron loss measurement test pieces (10) cut in the same direction into the coil former so that they face each other.
  • the cold rolling annealing time, the value on the left side of Equation 1, whether Equation 1 is satisfied, the average grain size, and the iron loss (W 10/400 ) value when manufacturing non-oriented electrical steel sheet specimens are shown in Table 2 below.
  • the '[Equation 1] value' refers to the value on the left side of Equation 1, and whether Equation 1 is satisfied is shown on the right side.
  • 'W 10/400 ' refers to the iron loss value at 400 Hz, 1.0 T, and the unit is W/kg.
  • the target iron loss (W 10/400 ) value of 11 W/kg or less of the present invention is not satisfied.
  • the above equation 1 is not satisfied when the cold rolling annealing time is less than 6 hours. At this time, it can be confirmed that the iron loss (W 10/400 ) value exceeds 11 W/kg.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은, 규소(Si) 2.0 ~ 4.0 중량%, 망간(Mn) 0.5 ~ 2.0 중량%, 알루미늄(Al) 0.1중량% 이하(0 중량% 제외), 바나듐(V) 0.01 중량% 이하(0 중량% 제외) 및 잔부 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 식 1을 만족하고, 이로써 철손이 낮은 무방향성 전기강판 및 무방향성 전기강판 제조 방법을 구현할 수 있다.

Description

무방향성 전기강판 및 무방향성 전기강판 제조 방법
본 발명은 무방향성 전기강판 및 무방향성 전기강판 제조 방법에 관한 것이다.
최근 세계적으로 지구온난화 방지를 위한 이산화탄소 배출량의 저감 정책에 따라, 기존의 내연기관 자동차가 하이브리드 자동차, 전기자동차, 수소자동차와 같은 친환경 자동차로 빠르게 대체되고 있다. 친환경 자동차는 전기모터를 이용하여 차량에 필요한 구동력을 발생시키며, 유해 배기가스 배출량을 현저히 감소시켜 환경 오염을 줄일 수 있다.
이러한 친환경 자동차에 대한 관심 및 수요가 증가하면서, 차량의 구동력을 발생시키는 전기모터에 대한 수요도 함께 증가하고 있다. 전기모터는 전기를 이용하여 차량에 필요한 구동력을 발생시키는 장치로, 동일한 에너지를 이용하여 더 긴 시간 동안 동작할 수 있는 에너지 효율이 매우 중요한 기술적 요소이다.
이와 같은 전기모터의 에너지 효율을 높이기 위해서는 전기모터의 철심재로 이용되는 무방향성 전기강판의 자기적 성능 개선이 필수적으로 요구된다. 무방향성 전기강판은 압연 방향과 상관없이 모든 방향에서 균일한 자기적 특성을 갖는 소재로, 에너지 효율을 향상시키기 위해서는 철손을 낮추고 자속밀도를 높여야 한다.
이러한 자속밀도는 결정립들의 배열에 의해서 결정된다. 특히, 철(Fe) 원자의 자기 이방성에 의해 자화가 용이한 <100> 방위를 가진 집합 조직을 판재 전반에 걸쳐 균일하게 생성하는 것이 바람직하다. 다음으로, 철손은 소재가 자화되는 과정에서 발생하는 에너지 손실을 의미하며, 특정 자속밀도와 주파수에서 발생하는 에너지 손실로 나타낼 수 있다.
이러한 자기적 특성을 개선하기 위해서 가장 효과적인 방법은 규소(Si)를 첨가하는 것이다. 비저항이 높은 규소(Si)를 첨가함으로써, 재료 자체의 전기저항을 증가시켜 철손을 낮출 수 있다. 그러나 규소(Si)를 첨가하는 경우 철손은 감소할 수 있지만, 다량 첨가될 경우 재료의 취성이 높아져 냉간 압연 중 판 파단이 일어날 수 있다. 또한, 규소(Si)의 첨가량이 증가할수록 포화 자속밀도가 감소하는 문제가 야기될 수 있다.
일반적으로 상술한 문제점을 극복하기 위하여, 규소(Si) 다음으로 비저항이 높은 알루미늄(Al) 또는 망간(Mn)을 첨가하는 방법을 사용한다. 이를 통해 취성의 증가는 최소화하며 철손을 저감시킬 수 있다. 특히, 알루미늄(Al)을 다량 첨가함으로써 철손을 감소시키는 방법을 사용한다.
하지만, 알루미늄(Al)의 경우 강에 존재하는 질소(N)와 결합하여 미세 석출물을 형성하고, 이러한 미세 석출물들은 철손을 열위시키고, 결정립 성장을 억제하여 자기적 특성을 저하시키는 요인으로 작용한다. 또한, 이러한 합금 원소의 첨가는 원가 상승의 주요 요인이 될 수 있으며, 생산비용의 증가를 불러올 수 있다.
따라서, 알루미늄(Al)과 같은 주요 합금원소의 함량을 증가시키지 않으며, 자기적 특성에 유리한 집합조직을 증가시킴으로써 자기적 특성을 향상시키는 기술 개발이 필요한 실정이다.
[특허문헌]
(특허문헌 1) 대한민국공개특허 제 2023-0096881호
본 발명은 위와 같은 문제를 해결하기 위해 안출된 것으로서, 본 발명의 과제는 자기적 특성에 유리한 집합조직을 발달시켜 우수한 자기적 특성을 가지는 무방향성 전기강판 및 무방향성 전기강판 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 과제들은 이상에서 언급한 과제들로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 규소(Si) 2.0 ~ 4.0 중량%, 망간(Mn) 0.5 ~ 2.0 중량%, 알루미늄(Al) 0.1중량% 이하(0 중량% 제외), 바나듐(V) 0.01 중량% 이하(0 중량% 제외) 및 잔부 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 1을 만족한다.
[식 1]
(단, 상기 식 1에서 P{001} 및 P{112}는 각각 XRD(X-ray diffraction) 분석을 통한 {001} 및 {112} 방위의 XRD peak 강도를 나타낸다.)
또한, 평균 결정립 크기가 2000 ~ 5000㎛일 수 있다.
또한, 탄소(C) 0.01 중량% 이하, 황(S) 0.01 중량% 이하 및 질소(N) 0.01 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
또한, 인(P) 0.2 중량%를 더 포함할 수 있다.
또한, 철손(W10/400)이 11W/kg 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 상술한 합금 조성을 포함하는 강재를 준비하는 제1 단계, 상기 강재를 열간 압연하여 열연 강판을 형성하는 제2 단계, 상기 열연 강판을 열연 소둔하는 제3 단계, 상기 제3 단계를 수행한 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판을 형성하는 제4 단계 및 상기 냉연 강판을 1000 ~ 1250℃에서 8 ~ 16h동안 냉연 소둔하는 제5 단계를 포함한다.
또한, 상기 제5 단계를 수행한 강재는 상기 식 1을 만족할 수 있다.
또한, 상기 제5 단계를 수행한 강재는 평균 결정립 크기가 2000 ~ 5000㎛일 수 있다.
또한, 상기 강재는 탄소(C) 0.01 중량% 이하, 황(S) 0.01 중량% 이하 및 질소(N) 0.01 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
또한, 상기 강재는 인(P) 0.2 중량%를 더 포함할 수 있다.
또한, 상기 제5 단계를 수행한 강재는 철손(W10/400)이 11W/kg 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면 합금 조성 및 제조 공정을 제어함으로써, 자기적 특성에 유리한 집합조직을 형성하고, 이로 인해 자기적 특성이 우수한 무방향성 전기강판 및 무방향성 전기강판 제조 방법을 구현할 수 있다.
본 발명의 효과들은 이상에서 언급한 효과들로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 효과들은 청구범위의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법의 개략적인 순서를 도시한 순서도이다.
도 2는 XRD peak 강도 측정 위치 및 측정 결과를 나타낸 도면이다.
도 3은 평균 결정립 크기 측정 방법을 나타내는 도면이다.
도 4는 철손 측정 시험편을 나타내는 도면이다.
이하에서는 첨부의 도면을 참조하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명의 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다. 그러나 본 발명은 이하의 실시예에 의해 제한되거나 한정되는 것은 아니다.
또한, 어떤 구성요소(또는 영역, 층, 부분 등)가 다른 구성요소 "상에 있다", "연결된다", 또는 "결합된다"고 언급되는 경우에 그것은 다른 구성요소 상에 직접 배치/연결/결합될 수 있거나 또는 그들 사이에 제3의 구성요소가 배치될 수도 있다는 것을 의미한다.
"포함하다" 또는 "가지다" 등의 용어는 명세서 상에 기재된 특징, 숫자, 단계, 동작, 구성요소, 부품 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 지정하려는 것이지, 하나 또는 그 이상의 다른 특징들이나 숫자, 단계, 동작, 구성요소, 부분품 또는 이들을 조합한 것들의 존재 또는 부가 가능성을 미리 배제하지 않는 것으로 이해되어야 한다.
본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분 또는 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 관련 공지 기술에 대한 상세한 설명은 생략하였으며, 본 명세서에서 각 도면의 구성요소들에 참조 부호를 부가함에 있어서는, 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성요소에 대해서는 동일 또는 유사한 참조 부호를 붙이도록 한다.
또한, 본 명세서 및 특허청구범위에 사용된 용어나 단어는 통상적이거나 사전적인 의미로 한정하여 해석되어서는 안되며, 발명자는 그 자신의 발명을 가장 최선의 방법으로 설명하기 위해 용어의 개념을 적절하게 정의할 수 있다는 원칙에 입각하여 본 발명의 기술적 사상에 부합하는 의미와 개념으로 해석되어야만 한다.
특별히 언급하지 않는 한, 수치 A 및 B에 대하여 ‘A ~ B’라고 하는 표기는 ‘A 이상 B 이하’를 의미하는 것으로 한다. 이러한 표기에 있어서 수치 B에만 단위를 붙인 경우에는, 해당 단위가 수치 A에도 적용되는 것으로 한다.
또한, 특별히 언급하지 않는 한 1ppm은 0.0001 중량%이다.
무방향성 전기강판
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 규소(Si) 2.0 ~ 4.0 중량%, 망간(Mn) 0.5 ~ 2.0 중량%, 알루미늄(Al) 0.1중량% 이하(0 중량% 제외), 바나듐(V) 0.01 중량% 이하(0 중량% 제외) 및 잔부 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하에서는 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판에 포함되는 합금 원소의 역할 및 함량에 대해 상세히 설명하기로 한다.
규소(Si)
규소(Si)는 전기강판의 주요 첨가 원소로, 강의 비저항을 증가시켜 철손을 감소시킬 수 있다. 한편, 규소가 적게 첨가될 경우 철손 개선 효과가 부족할 수 있다. 그러나 규소가 과량 첨가될 경우 자속밀도가 감소할 수 있으며, 취성 증가에 따른 냉간 압연성 저하가 야기될 수 있다. 따라서, 규소의 함량을 적절히 조절할 필요가 있다.
규소의 함량이 2.0 중량% 미만인 경우 상술한 효과를 기대할 수 없으며, 규소의 함량이 4.0 중량%를 초과하는 경우 자속밀도 감소 및 취성 증가 등의 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 규소를 2.0 ~ 4.0 중량% 포함할 수 있다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 규소(Si)와 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 저감시킴으로써 자기적 특성을 개선시키는 원소이다. 또한, 자기적 특성이 유리한 집합조직의 분율을 향상시킬 수 있다.
또한, 망간은 강 내에 존재하는 황(S)과 결합하여 MnS와 같은 황화물을 형성할 수 있다. 상기 MnS 석출물들이 냉연 소둔 종료 시점까지 존재하는 경우, MnS 석출물들이 {001}방위를 가진 결정립의 성장을 억제하여, 자기적 특성에 유리한 방위 분율을 높게 확보하기 어려울 수 있다. 따라서 높은 {001}방위 분율을 확보하기 위해서는 망간의 함량이 적절히 조절되어야 한다.
망간의 함량이 2.0 중량%를 초과하는 경우 다량의 MnS가 형성될 수 있으며, 크기가 조대한 MnS 석출물이 형성되어 자속밀도가 감소할 수 있다. 반면, 망간의 함량이 0.5 중량% 미만인 경우 상술한 효과를 기대할 수 없다. 또한, 강 내의 황(S)이 MnS로 석출되지 못하고 원자 형태로 고용됨으로써, 강 내의 황(S)이 강 표면에 집중적으로 편석되어 {001}방위를 가진 결정립의 성장을 방해할 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 망간을 0.5 ~ 2.0 중량%로 포함할 수 있다.
알루미늄(Al)
알루미늄(Al)은 규소(Si), 망간(Mn)과 더불어 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 원소로, 전기강판의 주요 첨가 원소이다. 알루미늄은 자기 이방성을 감소시켜 자성 편차를 감소시키는 역할을 수행할 수 있다.
알루미늄은 질소와 결합되어 AlN과 같은 질화물이 형성될 수 있다. 또한, 산소와 만나는 경우 알루미나(Al2O3)과 같은 산화물을 형성할 수 있다. 이러한 질화물 및 산화물들은 {001}방위를 가진 결정립의 성장을 억제할 수 있다.
따라서, 본 발명에서는 자기적 특성에 유리한 {001}방위를 가진 결정립의 성장을 위하여, 결정립 성장을 억제하고 미세 석출물을 형성하는 알루미늄 함량을 극소량으로 제어하고자 한다.
보다 자세하게는, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 알루미늄을 0.1 중량% 이하로 포함할 수 있으며, 바람직하게는 알루미늄을 0 중량% 초과 0.1 중량% 이하로 포함할 수 있다.
바나듐(V)
바나듐(V)은 강 내 탄소(C) 및 질소(N)와 반응하여, 탄화물 및 질화물을 형성한다. 이렇게 형성된 탄화물 및 질화물은 결정립의 성장을 억제함으로써 결정립의 크기를 미세화할 수 있다. 이로써 결정립의 과도한 성장을 억제할 수 있으며, 바나듐의 함량을 통해 결정립의 크기를 제어할 수 있다.
다만, 바나듐의 함량이 0.01 중량%를 초과하는 경우 상술한 결정립 미세화가 과하게 일어나, 철손이 열위되는 문제를 야기할 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 바나듐을 0.01 중량% 이하로 포함할 수 있으며, 바람직하게는 0 중량% 초과 0.01 중량% 이하로 포함할 수 있다.
또한, 바나듐 함량이 극심히 적을 경우, 결정립이 과하게 성장하여 와전류손실이 증가하여 철손이 증가할 수 있다. 따라서 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 바나듐을 0.0001 중량% 이상으로 포함할 수 있으며, 바람직하게는 바나듐을 0.0003 중량% 이상 0.01 중량% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 탄소(C) 0.01 중량% 이하, 황(S) 0.01 중량% 이하 및 질소(N) 0.01 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
탄소(C)
탄소는 바나듐(V)과 결합하여 탄화물을 형성함으로써 철손을 증가시킬 수 있다. 또한, 탄소의 함량이 0.01 중량%를 초과하는 경우 오스테나이트(γ) 영역을 확대시켜, 냉연 소둔 시 {001}방위를 가진 결정립의 성장을 억제할 수 있다. 또한, 철(Fe), 타이타늄(Ti) 등과 결합하여 탄화물을 형성함으로써, 자속밀도 및 철손을 열위시킬 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 탄소를 0.01 중량% 이하로 포함할 수 있다.
황(S)
황(S)은 제조 공정상 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 망간(Mn)과 같은 원소들과 결합하여 MnS 등의 석출물을 형성할 수 있다. 특히, 황이 다량으로 첨가되는 경우 열간 압연 후 냉각과정, 냉연 소둔 과정에서 MnS이 과도하게 석출될 수 있다. MnS의 과도한 석출은 {001}방위를 가진 결정립들의 성장을 방해할 수 있으며, {110}방위를 가진 결정립들의 성장이 촉진될 수 있다. 이 경우, 최종 미세조직이 {110}방위를 가진 결정립으로 형성되어, 모터 철심에 적합하지 않은 전기강판이 제조될 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 황을 0.01 중량% 이하로 포함할 수 있다.
질소(N)
질소(N)는 알루미늄(Al)이나 타이타늄(Ti)과 결합하여 AlN, TiN 등의 질화물을 형성하여 철손을 증가시킬 수 있으며, {001}방위를 가진 결정립의 성장을 억제할 수 있다. 또한, 질소의 함량이 0.01 중량%를 초과하는 경우 냉연 소둔 시 오스테나이트(γ) 영역을 확대시켜, {001}방위를 가진 결정립 성장을 억제할 수 있다.
따라서, 가능한 적게 첨가하는 것이 바람직하며, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 질소를 0.01 중량% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 인(P) 0.2 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
인(P)
인은 결정립계 편석 원소로, 과도하게 첨가되는 경우 편석 효과에 의하여 결정립 성장 억제, 자기적 특성 열화 및 냉간 압연성 저하의 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 가능한 적게 첨가하는 것이 바람직하며, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 인을 0.2 중량% 이하로 포함할 수 있다.
상술한 강의 성분 이외에 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 제강 단계 및 무방향성 전기강판의 제조 공정 과정에서 혼입되는 불순물이며, 이는 해당 분야에서 널리 알려져 있으므로, 구체적인 설명은 생략한다.
본 발명의 일 실시예에서 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 Fe을 대체하여 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 하기 [식 1]을 만족할 수 있다.
[식 1]
단, 상기 식 1에서 P{001} 및 P{112}는 각각 XRD(X-ray diffraction) 분석을 통한 {001} 및 {112}방위의 XRD peak 강도를 나타낸다. 보다 자세하게는, P{001} 및 P{112}는 각각 무방향성 전기강판 시편의 XRD 분석 결과 값에서, {001}방위의 피크 강도(peak intensity) 값, {112}방위의 피크 강도 값을 의미한다. XRD를 통한 피크 강도 측정 방법에 대해서는 후술하기로 한다.
여기서 {001} 및 {112}방위란, 결정방위의 결정학적 {001} 및 {112} 면이 전기강판 판면에 평행한 것을 의미할 수 있다. 전기강판 판면이란 ND면(Normal Direction Plane)을 의미할 수 있으며, 보다 자세하게는 강판의 압연방향을 x축, 폭방향을 y축이라 할 때 xy면을 의미할 수 있다.
상기 식 1의 좌변은 {001}방위의 XRD peak 강도의 분율을 나타낸 것이다. 보다 자세하게는, {112}방위 및 {001}방위의 XRD peak 강도 값에서 {001}방위가 차지하는 분율을 나타낸 것이다.
상기 {001}방위는 자기적 특성에 유리한 방위로, 집합조직 내에 {001}방위 분율이 높을수록 자기적 특성이 향상될 수 있다. 반면, {112}방위는 자기적 특성에 불리한 방위로, 집합조직 내에 {112}방위 분율이 높을수록 자기적 특성이 열위될 수 있다.
따라서, 상기 식 1을 만족하는 경우 {001}방위의 분율이 70% 이상이며, 자기적 특성에 유리한 방위 분율이 확보됨으로써 우수한 자기적 특성을 가질 수 있다. 또한, 상기 식 1의 만족여부를 확인함으로써, 자기적 특성에 유리한 {001}방위를 가진 집합조직의 발달을 확인할 수 있다.
본 발명에서는 상기 식 1을 만족하기 위해서 상술한 망간(Mn) 및 바나듐(V)을 첨가하였다.
이하에서 보다 상세히 설명하기로 한다.
강 내의 황(S)이 원자 상태로 다량 고용되는 경우 냉연 소둔 시 황(S)이 강판 표면에 집중적으로 편석될 수 있다. 이때, {001}방위를 가진 결정립의 표면에너지보다 {111}방위를 가진 결정립의 표면에너지가 낮아 냉연 소둔 시 {001}방위를 가진 결정립의 성장보다는 {111}방위를 가진 결정립의 성장이 보다 촉진될 수 있다. 결과적으로 {111}방위를 가진 결정립이 성장함으로써, {111}방위를 가진 결정립으로 구성된 전기강판이 형성되고 이는 자기적 특성을 열위시킬 수 있다.
따라서, 상술한 함량 범위의 황(S)을 포함하는 강판에 있어서, {001}방위를 가진 결정립으로 구성되는 전기강판을 효율적으로 제조하기 위해서는 적정량의 망간 첨가가 필요하다. 이를 통하여 MnS 석출 반응을 활성화시키고, 강판 내부에 원자 상태로 고용되어 있는 황(S)의 양을 최소화할 수 있다. 이때, {001}방위를 가진 결정립의 표면에너지가 낮아, 냉연 소둔 시 {001}방위를 가진 결정립이 {111} 혹은 {110}방위를 가진 결정립을 잠식하면서 성장할 수 있다.
보다 자세하게는, 환원성 분위기에서 냉연 소둔 시 MnS가 분위기에 존재하는 수소(H2)와 반응하여 황화수소(H2S)와 망간(Mn)으로 분해될 수 있다. 생성된 황화수소(H2S)는 가스 형태로 환원성 분위기로 흡수되고, 망간(Mn)은 강판 내부로 고용될 수 있다. 이를 통해, MnS 석출물이 저감되며, {001}방위를 가진 결정립이 성장할 수 있다.
이때, 냉연 소둔 시 온도가 높을수록 상술한 반응이 빠르게 일어나며, 온도가 높아짐에 따라 MnS 분해에 필요한 시간이 줄어들 수 있다. 보다 자세한 내용은 무방향성 전기강판 제조 방법에서 후술하기로 한다.
한편, 상술한 바와 같이 냉연 소둔 시 MnS가 분해되고, 냉연 소둔 시 낮은 표면에너지를 가지는 결정립이 폭발적으로 성장하게 된다. 이때, 결정립이 과도하게 성장하는 경우 와전류 손실이 커지는 문제가 발생할 수 있다. 과도하게 성장한 결정립은 무방향성 전기강판의 기계적 물성을 저하시킨다. 또한, 타발 혹은 가공 시에 성형성을 저하시킨다.
따라서, 결정립의 과도한 성장을 억제할 필요가 있으며, 결정립의 과도한 성장을 억제하기 위하여 석출물을 형성하는 원소를 첨가하는 방법을 사용할 수 있다. 형성된 석출물은 결정립 성장을 방해함으로써, 결정립이 과도하게 성장하는 것을 억제할 수 있다. 이때, 석출물이 형성되는 경우 철손이 증가할 수 있으나, 결정립의 과도한 성장을 억제하는 것이 철손 및 자기적 특성을 개선하는 데 보다 유리하다.
본 발명에서는 결정립의 과도한 성장을 억제하기 위하여 나이오븀(Nb)을 첨가하였으며, 나이오븀의 함량은 상술한 범위를 만족한다. 일반적으로 나이오븀은 질소(N) 혹은 탄소(C)와 결합하여 석출물을 형성하고, 형성된 석출물은 결정립 과도하게 성장하는 것을 방지할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 평균 결정립 크기가 2000 ~ 5000㎛일 수 있다. 평균 결정립 크기의 측정 방법은 후술하기로 한다.
평균 결정립 크기가 2000㎛ 미만인 경우 {001}방위를 가진 결정립의 성장이 충분히 이루어지지 않을 수 있다. 이때, 자기적 특성에 유리한 {001}방위를 가진 결정립의 면적 분율이 충분하지 않아, 자기적 특성이 열위될 수 있다. 반면, 평균 결정립 크기가 5000㎛를 초과하는 경우, 과도한 크기의 결정립으로 인해 와전류 손실이 증가함으로써 철손이 증가할 수 있다.
이와 같이 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 합금 원소의 함량을 제어하여, 자기적 특성에 유리한 방위를 가진 결정립을 선택적으로 성장시킴으로써 이를 통해 우수한 자기적 특성을 가질 수 있다.
보다 자세하게는 자기적 특성에 유리한 {001}방위를 가진 결정립을 선택적으로 성장시켜 자기적 특성에 유리한 집합조직을 형성할 수 있다. 그 결과, 낮은 철손을 가질 수 있으며, 바람직하게는 철손(W10/400)이 11W/kg 이하일 수 있다.
이하에서는 본 발명의 일 실시에에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법에 대해서 상세히 설명하기로 한다.
무방향성 전기강판 제조 방법
이하에서는, 도 1을 참조하여 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법에 대해 설명한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법의 개략적인 순서를 도시한 순서도이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법은 강재를 준비하는 제1 단계(S1), 상기 강재를 열간 압연하여 열연 강판을 형성하는 제2 단계(S2), 상기 열연 강판을 열연 소둔하는 제3 단계(S3), 상기 제3 단계(S3)를 수행한 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판을 형성하는 제4 단계(S4) 및 상기 냉연 강판을 냉연 소둔하는 제5 단계(S5)를 포함한다.
이때, 상기 강재는 규소(Si) 2.0 ~ 4.0 중량%, 망간(Mn) 0.5 ~ 2.0 중량%, 알루미늄(Al) 0.1중량% 이하(0 중량% 제외), 바나듐(V) 0.01 중량% 이하(0 중량% 제외) 및 잔부 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
또한, 상기 강재는 탄소(C) 0.01 중량% 이하, 황(S) 0.01 중량% 이하 및 질소(N) 0.01 중량% 이하를 더 포함할 수 있으며, 인(P) 0.2 중량%를 더 포함할 수 있다.
합금 성분의 함량에 대해서는 앞서 설명하였으므로, 중복되는 설명은 생략한다. 또한, 후술할 제조 과정에서 합금 성분의 함량은 실질적으로 변동되지 아니하므로, 상기 강재의 합금 조성과 최종 제품인 무방향성 전기강판의 합금 조성은 실질적으로 동일하다.
이하에서는 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법의 각 단계들에 대해 상세히 설명하기로 한다.
강재를 준비하는 제1 단계(S1)는 최종 제품인 무방향성 전기강판을 제조하기 위하여 반제품을 준비하는 단계이다. 보다 상세하게는, 본 발명의 일 실시예에 따른 합금 조성범위로 합금 성분을 설계하여 반제품을 제조하는 단계일 수 있다. 상기 반제품은 슬라브(Slab)일 수 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다. 또한, 슬라브의 제조는 연주 공정 등과 같이, 해당 기술 분야에서 알려진 제강 공정으로 수행될 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법은 상기 제1 단계(S1) 이후에, 상기 강재를 열간 압연하여 열연 강판을 형성하는 제2 단계(S2)를 수행할 수 있다. 보다 상세하게, 상기 제2 단계(S2)는 재가열 공정, 열간 압연 공정 및 권취 공정을 포함할 수 있다.
먼저, 재가열 공정은 열간 압연 공정에 앞서 수행되는 공정으로서, 후속 공정을 위해 강재를 재가열하는 것일 수 있다. 자세하게는 상기 강재를 가열로에 장입하여 균일하게 가열함으로써, 소성변형이 용이하도록 하는 단계일 수 있다.
이때, 재가열 온도가 1000℃ 미만인 경우 압연 부하가 증가하여 열간 압연 수행에 어려움을 초래할 수 있다. 반면, 재가열 온도가 1200℃를 초과하는 경우 강재 내의 탄소(C), 황(S), 질소(N) 등에 의해 형성된 석출물들이 재고용되어, 후에 진행되는 압연 및 소둔 공정에서 미세한 석출물이 형성될 수 있다. 이러한 미세 석출물들은 결정립 성장을 억제하고, 철손을 증가시킬 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 재가열 공정은 상기 강재를 1000 ~ 1200℃의 온도에서 재가열할 수 있다.
다음으로 재가열된 강재를 열간 압연하여 열연 강판을 형성하는 열간 압연 공정이 수행될 수 있다. 상기 열간 압연 공정은 조압연과 사상압연을 포함할 수 있다. 여기서 조압연이란 강재를 적당한 형상과 두께, 폭을 갖춘 압연 소재로 만드는 것을 의미할 수 있고, 사상압연은 강재를 정해진 두께와 폭으로 조절하고 용도에 맞는 마무리 온도에서 양호한 표면과 형성으로 압연하는 것을 의미할 수 있다.
이때, 상기 열간 압연 공정의 마무리 온도는 균일한 조직 형성과 적당한 강도 향상을 위한 온도에서 진행될 수 있으며, 바람직하게 상기 마무리 온도는 860 ~ 900℃일 수 있다. 마무리 온도가 860℃ 미만인 경우 2상 영역에서 압연이 수행되어 불균일한 조직이 형성될 수 있다. 상기 마무리 온도가 900℃를 초과하는 경우 강재의 강도가 급격히 저하되는 문제가 야기될 수 있다.
이후, 열간 압연 공정을 통해 형성된 열연 강판을 권취하는 권취 공정이 수행될 수 있다. 이때, 권취 온도는 550 ~ 650℃가 바람직하다. 권취 온도가 550℃ 미만이면 취성이 증가해 판 파단이 발생할 수 있으며, 결정립의 크기가 너무 작아져 소둔 후에도 결정립이 충분히 성장하지 못할 수 있다. 반면, 권취 온도가 650℃를 초과하는 경우 미세한 석출물을 발생시켜 철손을 증가시킬 수 있다.
상기 제2 단계(S2)를 통하여 형성된 열연 강판의 판두께는 1.8 ~ 3.0mm가 바람직하다. 열연 강판의 두께가 1.8mm 미만으로 과도하게 얇은 경우, 냉간 압연 후 얻어지는 두께가 충분하지 않아 제품 적용 시 형상 불량을 유발할 수 있다. 반면, 열연 강판의 두께가 3.0mm를 초과하는 경우 냉간 압연 압하율이 증가하고, 자기적 특성에 불리한 집합조직의 분율이 증가하여 자기적 특성이 열위될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 상기 제2 단계(S2) 이후, 상기 열연 강판을 열연 소둔하는 제3 단계(S3)를 수행할 수 있다.
상기 제3 단계(S3)는 열간 압연을 수행한 강재의 미세조직 균일성을 위하여 수행되는 열연 소둔 단계일 수 있다. 규소의 함량이 2.0 중량% 이상인 경우 열연 소둔을 수행하는 것이 바람직하다.
열연 소둔 수행의 이유는 다음과 같다. 규소의 함량이 2.0 중량%를 초과하는 경우 상온에서 융점까지 가열하는 동안 고체 상태로의 상변태 없이 α-ferrite 단상을 유지하는데, 이때 동적 재결정(DRX, Dynamic recrystallization)이 이루어지지 않아 연신된 미재결정이 형성된다. 이러한 미재결정들은 내부 잔류응력이 높고, 불안정하여 이방성 향상 및 판 파괴의 원인이 될 수 있다.
따라서, 상기 제3 단계(S3)는 미재결정립들의 재결정을 촉진시켜 균일한 등축정을 가질 수 있도록, 적정한 온도에서 열처리를 수행하는 열연 소둔 단계일 수 있다.
본 발명에 따른 열연 소둔에 적정한 온도는 800 ~ 1250℃일 수 있다. 열연 소둔 온도가 800℃ 미만인 경우 열간 압연 후 연신된 주조조직이 잔류하여 미세조직 불균일을 유발할 수 있다. 반면, 열연 소둔 온도가 1250℃를 초과하는 경우 최종 제품의 집합조직 불균형을 유발하고, 자기적 특성을 열위시킬 수 있다.
또한, 상기 열연 소둔은 상기 온도 조건에서 적절한 결정립 크기를 형성할 수 있도록 60 ~ 180s 동안 열처리를 수행할 수 있다. 이때, 열처리 온도까지의 승온 속도는 10℃/min 이상이 바람직하며, 열처리 이후 냉각 속도는 20℃/s 이상이 바람직할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법은 상기 제3 단계(S3) 이후에 숏 블라스트(Shot blast) 및 산세 처리 과정을 더 포함할 수 있다.
구체적으로, 숏 블라스트는 2 ~ 1200㎛ 크기를 가진 미립자를 2000rpm 이상의 속도로 회전 시킨수, 50 ~ 120m/s의 고속 조건으로 분사하여 수행할 수 있다. 산세 처리는 18%의 염산을 철판과 반응이 이뤄지는 산세조에 공급함으로써, 기계적인 방법을 제거되지 않는 미세한 잔류 스케일들을 반응시켜 산세를 수행할 수 있다.
이후, 본 발명에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법은 상기 제3 단계(S3)를 수행한 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판을 형성하는 제4 단계(S4)를 수행할 수 있다. 상기 제4 단계(S4)는 열연 소둔된 열연 강판을 재결정 온도 이하에서 압연 처리하여, 강판의 두께를 더욱 얇게하는 냉간 압연 공정일 수 있다.
보다 상세하게는, 열연 강판을 최종 제품의 규격에 부합하는 두께와 폭으로 압연하는 공정일 수 있다. 본 발명에 따른 제4 단계(S4)는 상기 열연 강판을 0.35mm 이하의 두께를 가진 냉연 강판으로 냉간 압연할 수 있다. 이때, 압하율은 70 ~ 95%가 바람직하다.
냉연 강판의 두께가 0.35mm를 초과하는 경우 자기적 특성이 열위될 수 있으며, 모터 제작 시 모터의 점적률이 감소될 수 있다. 또한, 강 내에 석출된 MnS를 분해하기 위하여 장시간 소둔이 필요할 수 있으며, 이는 생산 비용 증가, 생산성 감소 등의 문제를 야기할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법은 상기 제4 단계(S4) 이후, 상기 냉연 강판을 냉연 소둔하는 제5 단계(S5)를 수행할 수 있다. 상기 냉연 소둔은 자기적 특성 및 기계적 특성 향상을 위하여, 적절한 온도로 수행될 수 있다.
또한, 상기 냉연 소둔은 환원성 분위기에서 수행될 수 있으며, 보다 자세하게는 수소 및 질소가 혼합된 환원성 분위기에서 수행될 수 있다. 이때, 전술한 바와 같이 강 중에 석출된 MnS가 환원성 분위기에 존재하는 수소와 반응하여 가스 형태의 황화수소(H2S)와 망간(Mn)으로 분해된다. 이로써, {100}방위를 가진 결정립 성장을 방해하던 MnS가 분해되면서, 자기적 특성에 유리한 {100}방위의 결정립이 폭발적으로 성장할 수 있다.
상술한 반응은 냉연 소둔 온도가 높을수록 빠르게 일어나며, 온도가 높을수록 MnS 분해에 필요한 시간이 줄어들 수 있다. 따라서, 상술한 반응이 일어날 수 있는 적절한 온도로 제어하는 것이 중요하다.
이때, 냉연 소둔에 적절한 온도란 1000 ~ 1250℃일 수 있다. 냉연 소둔 온도가 1000℃ 미만인 경우 {100}방위를 가진 결정립 성장을 방해하는 MnS 석출물이 느리게 분해되어, {100} 방위가 극대화된 무방향성 전기강판을 얻기 어려울 수 있다. 또한, 소둔 후 결정립의 크기가 작아, 자속밀도 및 철손이 열위될 수 있다.
반면, 냉연 소둔 온도가 1250℃를 초과하는 경우 과도한 결정립 성장으로 인하여, 자기적 특성 및 기계적 특성이 열위될 수 있다. 자세하게는, 석출물이 재용해되어 미세 석출물이 형성되어 자기적 특성이 열위될 수 있으며, 결정립이 과도하게 성장하여 강도 저하를 야기할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 냉연 소둔은 최종 소둔 온도에 따라 열처리 시간을 제어할 수 있다. 바람직하게는, 전술한 온도 범위에서 8 ~ 16시간 동안 유지될 수 있으며, 상기 온도까지의 승온 속도는 5 ~ 20℃/min 이상이 바람직하고, 열처리 후 냉각 속도는 30℃/s이상이 바람직하다.
냉연 소둔 시 열처리 시간이 8시간 미만인 경우 부족한 냉연 소둔 시간으로 인하여 {001}방위를 가진 결정립의 성장이 불충분할 수 있으며, 그 결과 자기적 특성이 열위될 수 있다. 반면, 냉연 소둔 시 열처리 시간이 16시간을 초과하는 경우 결정립이 과도하게 성장하여 와전류 손실이 발생할 수 있으며, 와전류 손실이 증가하여 자기적 특성이 열위될 수 있다.
따라서, 본 발명에 따른 냉연 소둔 공정은, 상술한 조성비를 가진 강판을1000 ~ 1250℃/s에서 8 ~ 16시간 동안 유지함으로 인해, {100} 방위를 극대화시키면서 평균 결정립 크기를 적절히 제어할 수 있다.
즉, 상술한 조성비를 가진 강판을 8 ~ 16시간 동안 냉연 소둔 함으로써, 상술한 식 1을 만족함과 동시에 평균 결정립 크기가 2000 ~ 5000㎛인 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법은 상기 제5 단계(S5) 이후, 코팅 단계를 더 포함할 수 있다. 상기 코팅 단계는 무방향성 전기강판의 절연성 확보 및 타발성 향상을 위하여 실시할 수 있으며, 제5 단계(S5)를 수행한 냉연 강판 표면에 절연 피막을 형성하는 것을 의미할 수 있다. 상기 코팅 단계는 해당 기술 분야에서 알려진 공정으로 수행될 수 있다.
이로써, 본 발명의 일 실시예에 따르면 자기적 특성에 유리한 (001)방위를 가진 결정립을 성장시킬 수 있으며, 이로 인해 우수한 자기적 특성을 가질 수 있다. 보다 자세하게는, 철손(W10/400)이 11 W/kg 이하일 수 있다.
실험예
이하에서는 실험예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 이해를 돕기 위하여 예시로 제시된 것이며 이에 의해 본 발명이 제한되는 것은 아니다.
(무방향성 전기강판 시편의 제조 방법)
본 발명의 무방향성 전기강판의 시편은 하기 표 1에 기재된 합금 성분을 포함하고, 하기 표 1에 기재된 합금 성분 이외의 잔부는 철(Fe)을 포함한다.
본 발명의 무방향성 전기강판의 시편은 다음과 같이 제조될 수 있다.
상기 표 1에 기재된 합금 조성을 가지는 슬라브를 제조하고, 상기 슬라브를 1150℃로 재가열 한 후, 열간 압연을 수행하여 2mm 두께를 가진 열연 강판을 제조하였다. 상기 열연 강판을 열연 소둔하고, 열연 소둔을 수행한 열연 강판을 산세하였다.
이후, 냉간 압연을 통해 최종 두께가 0.2mm인 냉연 강판을 제조하였으며, 제조된 냉연 강판을 1200℃에서 하기 표 2에 기재된 시간동안 냉연 소둔 하였다. 이때, 승온 속도는 10℃/min, 수소(H2) 및 (N2)가 포함된 환원성 분위기에서 수행되었다. 냉연 소둔을 수행한 냉연 강판을 코팅하여, 최종 무방향성 전기강판 시편을 제조하였다.
상술한 제조 방법 및 표 2에 기재되지 않은 다른 공정 조건들은 통제 변인으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법에 기재된 범위 내에서 동일하게 통제되었다.
(무방향성 전기강판 시편의 물성 측정방법)
1. XRD peak 강도
XRD peak 강도 측정 방법에 관해서 도 2를 참조하여 보다 상세히 설명하기로 한다.
도 2는 XRD peak 강도 측정 위치 및 측정 결과를 나타낸 도면이다. 도 2의 (a)는 XRD peak 강도 측정 시험편을 예시적으로 도시한 도면이며, 도 2의 (b)는 XRD 측정 결과를 예시적으로 나타낸 도면이다.
무방향성 전기강판 시편의 XRD peak를 측정하기 위하여, 60mm×60mm 크기를 가지는 시험편을 제조하여, 시험편의 ND(Normal direction)방향에서 XRD peak를 측정하였다. XRD peak 측정 시 20 ~ 90°각도 범위에서 측정하며, 도 2의 (a)와 같이 시험편 내 9개 point(P)에서 측정한다. 이후, 측정된 결과 값에서 각 peak에 해당하는 방위 및 peak 강도 값을 도출한다.
예컨대, 도 2의 (b)와 같이 도출된 XRD 측정 결과 값이 그래프 형태로 나타나며 각도에 따른 강도 값이 도출된다. 이때, 그래프 상에 peak가 나타나며, 해당 peak에서의 각도 및 강도 값을 도출할 수 있다.
상기 식 1에 사용된 XRD peak 강도 값은 상술한 방법으로 측정된 peak 강도 값을 사용하였으며, 보다 자세하게는 3개의 시험편에서 측정한 XRD peak 강도 값의 평균 값을 산출하여 사용하였다.
2. 평균 결정립 크기
평균 결정립 크기를 측정하기 위하여, 무방향성 전기강판 시편을 60mm×60mm 크기를 가진 시험편으로 제조하고, 시험편을 나이탈 용액에 담가 에칭(Etching)하였다. 이후, Linear intercept method 방식을 통하여 결정립 크기를 측정하였다.
도 3에 도시된 바와 같이, 시편의 가로 또는 세로에 평행한 가상의 선을 긋고, 해당 가상선과 접하는 계면의 개수를 센 후, 가로 또는 세로의 길이를 해당 계면의 개수로 나누어 그 값을 결정립의 크기로 결정하였다.
가상의 선(L)은 가로 및 세로 각각에 평행한 7개의 선으로 총 14개의 가상선에서 결정립의 크기를 측정하여 이들의 평균값을 하나의 시편의 평균 결정립 크기로 사용하였다.
3. 철손
본 발명의 무방향성 전기강판 시편의 철손(W10/400)은 IEC 60404-2 국제 표준 규격에 명시된 시험법에 따라 측정되었으며, Epstein frame test 방법을 활용하여 측정하였다.
도 4를 참조하여, 보다 상세히 설명하기로 한다. 도 4는 철손 측정 시험편을 나타내는 도면이다.
본 실험에서는 무방향성 전기강판을 길이 (300±0.5)mm, 폭 (30±0.2)mm 크기로 절단하여 철손 측정 시험편(10)을 준비하였다, 절단 시 철손 측정 시험편(10)의 절반은 압연방향과 평행한 방향(RD, Rolling direction)으로 절단하고, 나머지 절반은 압연방향과 수직한 방향(TD, Transverse direction)으로 절단하였다.
이후, 준비된 철손 측정 시험편(10)을 4배수로 준비하여, 도 4와 같이 2중 겹침 방식으로 적층 후 측정하였다. 이때, 철손 측정 시험편(10)은 각각 같은 방향으로 절단된 철손 측정 시험편(10)들이 코일 포머에 서로 마주보도록 삽입하여 측정하였다.
(무방향성 전기강판 시편의 평가 결과)
무방향성 전기강판 시편의 제조 시 냉연 소둔 시간, 상기 식 1의 좌변 값, 상기 식 1 만족여부, 평균 결정립 크기 및 철손(W10/400) 값을 하기 표 2에 나타내었다. 하기 표 2에서 '[식 1] 값'은 상기 식 1의 좌변의 값을 의미하며, 상기 식 1의 만족여부를 우측에 나타내었다. 또한, 하기 표 2에서 'W10/400'은 400Hz, 1.0T에서의 철손 값을 의미하며, 단위는 W/kg을 사용한다.
상기 표 1 및 표 2를 참조하면 본 발명의 냉연 소둔 시간을 불만족하는 실험예의 경우, 본 발명에서 목표로 하는 철손(W10/400) 값인 11W/kg 이하를 만족하지 못하는 것을 확인할 수 있다. 특히, 냉연 소둔 시간이 6시간 미만인 경우 상기 식 1을 만족하지 못하는 것을 확인할 수 있다. 이때, 철손(W10/400) 값이 11W/kg를 초과하는 것을 확인할 수 있다.
계속해서 상기 표 1 및 표 2를 참조하면, 본 발명의 합금 조성을 만족하지 못하는 실험예의 경우 상기 식 1을 만족하지 못하는 것을 확인할 수 있다. 이때, 본 발명에서 목표로 하는 철손(W10/400) 값인 11W/kg 이하를 만족하지 못하는 것을 확인할 수 있다.
반면, 본 발명의 일 실시예에 따른 합금 조성 및 제조 방법을 만족하는 실험예의 경우, 상기 식 1 및 본 발명에 따른 결정립 크기를 만족하는 것을 확인할 수 있다. 이때, 철손(W10/400) 값이 본 발명에서 목표로 하는 11W/kg 이하를 만족하는 것을 확인할 수 있다.
이상과 같이 본 발명에 따른 바람직한 실시예를 살펴보았으며, 앞서 설명된 실시예 이외에도 본 발명이 그 취지나 범주에서 벗어남 없이 다른 특정 형태로 구체화될 수 있다는 사실은 해당 기술에 통상의 지식을 가진 이들에게는 자명한 것이다. 그러므로, 상술된 실시예는 제한적인 것이 아니라 예시적인 것으로 여겨져야 하고, 이에 따라 본 발명은 상술한 설명에 한정되지 않고 첨부된 청구항의 범주 및 그 동등 범위 내에서 변경될 수도 있다.

Claims (11)

  1. 규소(Si) 2.0 ~ 4.0 중량%, 망간(Mn) 0.5 ~ 2.0 중량%, 알루미늄(Al) 0.1중량% 이하(0 중량% 제외), 바나듐(V) 0.01 중량% 이하(0 중량% 제외) 및 잔부 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    하기 식 1을 만족하는 무방향성 전기강판.
    [식 1]
    (단, 상기 식 1에서 P{001} 및 P{112}는 각각 XRD(X-ray diffraction) 분석을 통한 {001} 및 {112} 방위의 XRD peak 강도를 나타낸다.)
  2. 제1항에 있어서,
    평균 결정립 크기가 2000 ~ 5000㎛인 무방향성 전기강판.
  3. 제1항에 있어서,
    탄소(C) 0.01 중량% 이하, 황(S) 0.01 중량% 이하 및 질소(N) 0.01 중량% 이하를 더 포함하는 무방향성 전기강판.
  4. 제3항에 있어서,
    인(P) 0.2 중량%를 더 포함하는 무방향성 전기강판.
  5. 제1항에 있어서,
    철손(W10/400)이 11W/kg 이하인 무방향성 전기강판.
  6. 규소(Si) 2.0 ~ 4.0 중량%, 망간(Mn) 0.5 ~ 2.0 중량%, 알루미늄(Al) 0.1중량% 이하(0 중량% 제외), 바나듐 (V) 0.01 중량% 이하(0 중량% 제외) 및 잔부 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 준비하는 제1 단계;
    상기 강재를 열간 압연하여 열연 강판을 형성하는 제2 단계;
    상기 열연 강판을 열연 소둔하는 제3 단계;
    상기 제3 단계를 수행한 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판을 형성하는 제4 단계; 및
    상기 냉연 강판을 1000 ~ 1250℃에서 8 ~ 16h동안 냉연 소둔하는 제5 단계를 포함하는 무방향성 전기강판 제조 방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 제5 단계를 수행한 강재는 하기 식 1을 만족하는 무방향성 전기강판 제조 방법.
    [식 1]
    (단, 상기 식 1에서 P{001} 및 P{112}는 각각 XRD(X-ray diffraction) 분석을 통한 {001} 및 {112} 방위의 XRD peak 강도를 나타낸다.)
  8. 제6항에 있어서,
    상기 제5 단계를 수행한 강재는 평균 결정립 크기가 2000 ~ 5000㎛인 무방향성 전기강판 제조 방법.
  9. 제6항에 있어서,
    상기 강재는 탄소(C) 0.01 중량% 이하, 황(S) 0.01 중량% 이하 및 질소(N) 0.01 중량% 이하를 더 포함하는 무방향성 전기강판 제조 방법.
  10. 제9항에 있어서,
    상기 강재는 인(P) 0.2 중량%를 더 포함하는 무방향성 전기강판 제조 방법.
  11. 제6항에 있어서,
    상기 제5 단계를 수행한 강재는 철손(W10/400)이 11W/kg 이하인 무방향성 전기강판 제조 방법.
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