WO2026019028A1 - 무방향성 전기강판 및 무방향성 전기강판 제조 방법 - Google Patents

무방향성 전기강판 및 무방향성 전기강판 제조 방법

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WO2026019028A1
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채원기
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최혜정
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    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • 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.
  • core loss must be reduced and magnetic flux density increased.
  • Iron loss represents the energy loss that occurs during the magnetization process of a material and can be expressed as the energy loss occurring at a specific magnetic flux density and frequency. Iron loss can be divided into hysteresis loss, which occurs due to the magnetization process itself, and eddy current loss, which is generated by the eddy current induced during magnetization.
  • alloying elements that increase the resistivity of steel, such as silicon (Si), manganese (Mn), and aluminum (Al).
  • Si silicon
  • Mn manganese
  • Al aluminum
  • additive elements such as carbon (C), sulfur (S), nitrogen (N), and titanium (Ti) can combine with each other to form precipitates. At this time, the finely precipitated precipitates can hinder the movement of magnetic domains, which can act as a factor that deteriorates magnetic properties.
  • 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 and a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties by controlling the final heat treatment time and temperature.
  • a non-oriented electrical steel sheet contains 3.0 to 3.8 wt% of silicon (Si), 0.2 to 0.4 wt% of manganese (Mn), 0.8 to 1.5 wt% of aluminum (Al), 0.01 wt% or less of carbon (C), 0.01 wt% or less of sulfur (S), 0.08 wt% or less of phosphorus (P), 0.01 wt% or less of nitrogen (N), 0.01 wt% or less of titanium (Ti), and at least one of tin (Sn) and antimony (Sb) in a combined amount of 0.01 to 0.1 wt%, the remainder being iron (Fe) and other unavoidable impurities, and satisfying the following equation 1.
  • F s represents the KAM (Kernel average misorientation) value
  • F i represents the number of precipitates per unit area.
  • the value of F s which represents the KAM value, may be less than 6.5.
  • the iron loss (W 10/400 ) may be less than 14.5 W/kg.
  • the steel material that has undergone the above-mentioned sixth step can satisfy the above-mentioned equation 1.
  • the iron loss (W 10/400 ) may be less than 14.5 W/kg.
  • a non-oriented electrical steel sheet with low iron loss and a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet can be implemented.
  • 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 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 3.0 to 3.8 wt% of silicon (Si), 0.2 to 0.4 wt% of manganese (Mn), 0.8 to 1.5 wt% of aluminum (Al), 0.01 wt% or less of carbon (C), 0.01 wt% or less of sulfur (S), 0.08 wt% or less of phosphorus (P), 0.01 wt% or less of nitrogen (N), 0.01 wt% or less of titanium (Ti), and at least one of tin (Sn) and antimony (Sb) in a combined amount of 0.01 to 0.1 wt%, with the remainder being 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 3.0 to 3.8 wt% of silicon.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain manganese in an amount of 0.2 to 0.4 wt%.
  • 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.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain 0.8 to 1.5 wt% of aluminum.
  • a 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 Sulfur
  • Mn manganese
  • Cu copper
  • a non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain sulfur in an amount of 0.005 wt% or less.
  • 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 as possible, and the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain phosphorus at 0.08 wt% or less.
  • Non-oriented electrical steel sheet may contain nitrogen in an amount of 0.01 wt% or less.
  • Titanium (Ti) is an element with a strong tendency to form precipitates in steel, and combines with carbon (C) or nitrogen (N) to form precipitates such as TiC and TiN. These precipitates can inhibit grain growth. As the amount of titanium added increases, the fraction of precipitates increases, and this can form a texture that is unfavorable for magnetization, thereby deteriorating magnetic properties. Therefore, it is preferable to add as little as possible, and the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may contain titanium in an amount of 0.01 wt% or less.
  • Tin (Sn) and antimony (Sb) are Tin (Sn) and antimony (Sb)
  • Tin (Sn) and antimony (Sb) are precipitate elements that form precipitates on the surface of steel sheets, and can be concentrated in the surface layer of the steel sheet. At this time, the concentrated tin and antimony can reduce iron loss by suppressing nitrogen adsorption and nitride formation.
  • the combined amount of any one or more of tin and antimony is less than 0.01 wt%, the above-described effect cannot be expected, and if it exceeds 0.1 wt%, excessive precipitate formation may cause grain boundaries to become embrittled, thereby reducing fatigue resistance. Therefore, a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention may contain any one or more of tin and antimony in a combined amount of 0.01 to 0.1 wt%.
  • 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.
  • F s and F i are factors that affect the magnetic properties of non-oriented electrical steel sheets. More specifically, F s and F i can affect iron loss in a complex manner. At this time, considering the relationship, it can be expressed as F s,i in Equation 1 above.
  • F s and F i have different degrees of influence on iron loss.
  • the influence of F s on iron loss tends to be relatively higher than that of F i .
  • the degree to which the KAM value and the number of precipitates with a diameter of 0.1 ⁇ m or more affect the iron loss can be quantified through the F s,i value calculated by the relationship between Fs and Fi.
  • the above F s can refer to a quantified value through KAM analysis performed after measuring the residual stress of a non-oriented electrical steel sheet using EBSD (Electron backscatter diffraction).
  • KAM refers to the average of the crystal orientation differences between the crystal grains that are the measurement point and the crystal grains around the measurement point. Therefore, the higher the KAM value, the greater the crystal orientation difference with the surrounding crystal grains. At this time, a large crystal orientation difference with the surrounding crystal grains can be seen as a lot of deformation occurring in the crystal grain, and it can be seen as an increase in the residual stress as much as the deformation occurred.
  • the F s is a value that quantifies the residual stress of the non-oriented electrical steel sheet through KAM analysis, and the higher the KAM value, the higher the residual stress. Residual stress can inhibit domain wall movement and increase iron loss. Therefore, it is important to lower the F s value, and the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may have an F s value of less than 6.5, and more preferably, 3.5 or less.
  • the above F i refers to the number of precipitates, which means the number of precipitates having a diameter of 0.1 ⁇ m or more within a 1 mm 2 area of the surface of the non-oriented electrical steel sheet.
  • the precipitates may be nitrides such as AlN and TiN, and are not limited thereto, and may further include carbides and sulfides.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may have a number of precipitates having a diameter of 0.1 ⁇ m or more of 15/mm 2 or less, and more preferably 10/mm 2 or less.
  • Precipitates with a diameter of 0.1 ⁇ m or more can inhibit domain wall movement, and precipitates with a diameter of 0.1 ⁇ m or more have a similar effect on iron loss regardless of size. On the other hand, precipitates with a diameter of less than 0.1 ⁇ m have a minimal effect on iron loss and are therefore not considered in the present invention.
  • the F s and F i are proportional to the iron loss of the non-oriented electrical steel sheet, and the lower the F s,i value, the lower the iron loss value can be expected. Accordingly, the iron loss of the non-oriented electrical steel sheet can be predicted using the F s,i value of the above equation 1, and a low iron loss value can be expected when the above equation 1 is satisfied.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention can have low iron loss, and preferably, the iron loss (W 10/400 ) can be 14.5 W/kg or less, and more preferably, 13.5 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 subjected to the third step (S3) to form a cold-rolled steel sheet, a fifth step (S5) of cold-rolling and annealing the cold-rolled steel sheet, and a sixth step (S6) of stress-relieving annealing the cold-rolled steel sheet subjected to the fifth step (S5).
  • the steel contains 3.0 to 3.8 wt% of silicon (Si), 0.2 to 0.4 wt% of manganese (Mn), 0.8 to 1.5 wt% of aluminum (Al), 0.01 wt% or less of carbon (C), 0.01 wt% or less of sulfur (S), 0.08 wt% or less of phosphorus (P), 0.01 wt% or less of nitrogen (N), 0.01 wt% or less of titanium (Ti), and 0.01 to 0.1 wt% of at least one of tin (Sn) and antimony (Sb), with the remainder containing iron (Fe) and other unavoidable impurities, and satisfies the above formula 1.
  • 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 1150°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 1150°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 800 to 900°C. If the finishing temperature is less than 800°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 500 to 600°C. If the coiling temperature is below 500°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 600°C, fine precipitates may form, increasing iron loss.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet formed through the second step (S2) is preferably 1.6 to 2.3 mm. If the thickness of the hot-rolled steel sheet is excessively thin, less than 1.6 mm, the thickness obtained after cold rolling may be insufficient, which may cause shape defects during product application. On the other hand, if the thickness of the hot-rolled steel sheet exceeds 2.3 mm, the cold rolling reduction rate 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 3.0 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 900 to 1100°C. If the hot-rolling annealing temperature is below 900°C, the elongated cast structure may remain after hot rolling, causing microstructural inhomogeneity. Conversely, if the hot-rolling annealing temperature exceeds 1100°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 30 to 120 seconds to form an appropriate grain size under the above temperature conditions.
  • the heating rate to the above temperature is preferably 10°C/s or higher, and the cooling rate after the heat treatment may be preferably 20°C/s or higher.
  • the third step (S3) according to the present invention can be performed in an atmosphere with a nitrogen fraction of 80 to 100%.
  • the remaining gas excluding nitrogen can be filled with hydrogen ( H2 ).
  • H2 hydrogen
  • the hydrogen fraction is 10 to 20%, a surface denitrification reaction can occur. This reduces iron loss and improves magnetic properties.
  • the nitrogen (N) fraction is less than 80%, oxidation can occur during heat treatment, which can deteriorate magnetic properties.
  • the method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention may, after the third step (S3), 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. More specifically, it may be a process in which the hot-rolled steel sheet is rolled to a thickness and width that meet the specifications of the final product.
  • the above cold rolling process preferably has a first pass reduction ratio of 40 to 50%, a reduction ratio for each of the remaining passes of 30 to 45%, and a total reduction ratio of 81 to 96%.
  • the sheet thickness of the cold rolled steel sheet formed by cold rolling at the above-described reduction ratio may be 0.2 to 0.25 mm.
  • 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 appropriate temperature for cold rolling annealing may be 950 to 1100°C. If the cold rolling annealing temperature is lower than 950°C, the crystal grain size after annealing may be small, resulting in poor magnetic flux density and iron loss. On the other hand, if the cold rolling annealing temperature exceeds 1100°C, the precipitates may re-dissolve, forming fine precipitates, which may result in poor magnetic properties, and excessive grain growth may cause a decrease in strength.
  • the cold rolling annealing according to the present invention can be maintained for 30 to 90 seconds under the above temperature conditions, the heating rate to the above temperature is preferably 10°C/s or more, and the cooling rate after heat treatment is preferably 10°C/s or more.
  • the fifth step (S5) may be performed in a mixed atmosphere composed of hydrogen (H 2 ) and nitrogen (N 2 ). More preferably, it may be performed in an atmosphere in which the hydrogen (H 2 ) fraction is 20% or more and the remainder is nitrogen (N 2 ). When the hydrogen (H 2 ) fraction is less than 20%, nitrogen (N) may penetrate the surface of the steel sheet to form nitrides, thereby increasing iron loss.
  • the fraction may mean the volume fraction.
  • a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may perform a coating step and a punching 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 relevant technical field.
  • the above-mentioned punching step is a step of punching a non-oriented electrical steel sheet into the shape of a motor core, and can be performed by a process known in the relevant technical field.
  • a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention may perform a sixth step (S6) of removing residual stress of a cold-rolled steel sheet that has undergone the fifth step (S5) after the fifth step (S5).
  • the above sixth step (S6) is a stress relief annealing (SRA) heat treatment step for removing residual stress remaining inside the steel sheet, and may be a stress relief annealing step performed to remove residual stress of the cold rolled steel sheet or the cold rolled steel sheet that has undergone the coating step and the punching step.
  • SRA stress relief annealing
  • the preferred temperature range for stress relief annealing is 725 to 770°C, and more preferably, the temperature range may be 730 to 770°C.
  • the holding time within the above-described temperature range is preferably 1.5 to 2.5 hours. If the heat treatment is performed for less than 1.5 hours, the residual stress within the steel sheet may not be sufficiently reduced, which may adversely affect iron loss. Conversely, if the heat treatment is performed for more than 2.5 hours within the above-described temperature range, precipitates may grow within the steel sheet, and these precipitates may inhibit magnetic domain movement, thereby increasing iron loss.
  • the heating rate within the above-described temperature range is preferably 20°C/min or more, and the cooling rate after heat treatment is preferably 5°C/min or more.
  • a slab having the above-described alloy composition was manufactured, and after reheating the slab to 1050°C, hot rolling was performed to manufacture a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2 mm.
  • the hot-rolled steel sheet was coiled at 550°C, hot-rolled and annealed at 1000°C for 60 seconds in an atmosphere with a nitrogen fraction of 100%, and then cold-rolled to manufacture a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.25 mm. Cold-rolled and annealed at 1000°C for 100 seconds were then cooled.
  • EBSD Electro backscatter diffraction
  • the diameter of the precipitate can mean the diameter of an imaginary circle having the same area as the area of the observed precipitate when the imaginary circle is formed.
  • the core loss (W 10/400 ) of the non-oriented electrical steel sheet specimen of the present invention was measured using the Epstein frame test method in accordance with the IEC 60404-2 international standard. At this time, the non-oriented electrical steel sheet was manufactured into a specimen with a length of 300 mm and a width of 30 mm and measured.
  • the stress relief annealing temperature is less than 725°C in the case of Experimental Examples 1, 8, 10, 20, and 30. At this time, it can be confirmed that the value of F s exceeds 6.5, and it can be confirmed that the above Equation 1 is not satisfied. In addition, it can be confirmed that the iron loss value does not satisfy the target of 14.5 W/kg or less in the present invention.
  • the stress relief annealing temperature exceeds 770°C in the case of Experimental Examples 2, 5, 6, 9, 11, 14, 16, 21, 23, 25, 28, and 29.
  • the F i value exceeds 15/mm 2 and that the above equation 1 is not satisfied. At this time, it can be confirmed that the iron loss (W 10/400 ) value targeted for the present invention, which is 14.5 W/kg or less, is not satisfied.

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은, 규소(Si) 3.0 ~ 3.8 중량%, 망간(Mn) 0.2 ~ 0.4 중량%, 알루미늄(Al) 0.8 ~ 1.5 중량%, 탄소(C) 0.01 중량% 이하, 황(S) 0.01 중량% 이하, 인(P) 0.08 중량% 이하, 질소(N) 0.01 중량% 이하, 타이타늄(Ti) 0.01 중량% 이하, 주석(Sn) 및 안티모니(Sb) 중 1종 이상을 합량으로 0.01 ~ 0.1 중량% 포함하고, 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 위해서 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.
특히, 철손을 낮추는 것이 중요하다. 철손은 소재가 자화되는 과정에서 발생하는 에너지 손실을 나타내며, 특정 자속밀도와 주파수에서 발생하는 에너지 손실로 나타낼 수 있다. 또한, 철손은 자화 현상 자체에 의해서 생기는 이력손실(Hysteresis loss)과 자화 시 유도되는 맴돌이 전류에 의해 형성된 와전류손실(Eddy current loss)로 나뉠 수 있다.
종래의 경우 철손을 낮추기 위해 규소(Si), 망간(Mn), 알루미늄(Al)과 같은 강의 비저항을 증가시키는 합금 원소를 추가하는 방법을 사용하였다. 그러나 이 경우 상술한 합금원소 첨가에 의하여 자속밀도가 감소할 뿐만 아니라, 압연성이 저하되어 소재 박물화가 어려워지는 문제가 있다. 또한, 첨가원소인 탄소(C), 황(S), 질소(N) 및 타이타늄(Ti) 등의 경우, 서로 결합하여 석출물을 형성할 수 있다. 이때, 미세하게 석출된 석출물들은 자구의 이동을 방해하여 자기적 특성을 열위시키는 요인으로 작용하기도 한다.
따라서 합금원소의 첨가량, 석출물 및 공정 요소 등의 제어를 통해 우수한 자기적 특성 및 기계적 특성을 가지는 무방향성 전기강판을 제조하기 위한 기술이 필요한 실정이다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
대한민국등록특허 제 10-2297753호
본 발명은 위와 같은 문제를 해결하기 위해 안출된 것으로서, 본 발명의 과제는 최종 열처리 시간 및 온도를 제어하여 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) 3.0 ~ 3.8 중량%, 망간(Mn) 0.2 ~ 0.4 중량%, 알루미늄(Al) 0.8 ~ 1.5 중량%, 탄소(C) 0.01 중량% 이하, 황(S) 0.01 중량% 이하, 인(P) 0.08 중량% 이하, 질소(N) 0.01 중량% 이하, 타이타늄(Ti) 0.01 중량% 이하, 주석(Sn) 및 안티모니(Sb) 중 1종 이상을 합량으로 0.01 ~ 0.1 중량% 포함하고, 잔부 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 1을 만족한다.
[식1]
Fs,i = (Fs)2　+ 3(Fi) ≤ 50
(단, 상기 식 1에서 Fs는 KAM(Kernel average misorientation) 수치를 나타내고, Fi는 정해진 단위면적 당 석출물 개수를 나타낸다.)
또한, KAM 수치를 나타내는 Fs의 값이 6.5 미만일 수 있다.
또한, 직경이 0.1㎛ 이상인 석출물의 개수가 15개/mm2 이하일 수 있다.
또한, 철손(W10/400)이 14.5W/kg 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법은 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, 상기 냉연 강판을 냉연 소둔하는 제5 단계 및 상기 제5 단계를 수행한 냉연 강판을 725 ~ 770℃에서 1.5 ~ 2.5 시간 동안 응력 제거 소둔을 수행하는 제6 단계를 포함한다.
또한, 상기 제6 단계를 수행한 강재는 상기 식 1을 만족할 수 있다.
또한, 상기 제6 단계를 수행한 강재는 KAM 수치를 나타내는 Fs의 값이 6.5 미만일 수 있다.
또한, 상기 제6 단계를 수행한 강재는 직경이 0.1㎛ 이상인 석출물의 개수가 15개/mm2 이하일 수 있다.
또한, 철손(W10/400)이 14.5W/kg 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면 잔류 응력과 석출물의 개수를 제어함으로써, 철손이 낮은 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.
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) 3.0 ~ 3.8 중량%, 망간(Mn) 0.2 ~ 0.4 중량%, 알루미늄(Al) 0.8 ~ 1.5 중량%, 탄소(C) 0.01 중량% 이하, 황(S) 0.01 중량% 이하, 인(P) 0.08 중량% 이하, 질소(N) 0.01 중량% 이하, 타이타늄(Ti) 0.01 중량% 이하, 주석(Sn) 및 안티모니(Sb) 중 1종 이상을 합량으로 0.01 ~ 0.1 중량% 포함하고, 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 3.0 중량% 미만인 경우 상술한 효과를 기대할 수 없으며, 규소의 함량이 3.8 중량%를 초과하는 경우 자속밀도 감소 및 취성 증가 등의 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 규소를 3.0 ~ 3.8 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 향상시키기 위한 목적으로 첨가된다. 또한, 망간은 강 내에 존재하는 황(S)과 결합하여 MnS와 같은 황화물을 형성할 수 있다.
망간의 함량이 0.2 중량% 미만인 경우, 미세한 MnS 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제하고, 망간의 함량이 0.4 중량%를 초과하는 경우 조대한 MnS 석출물을 형성하여 자속밀도를 감소시킬 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 망간을 0.2 ~ 0.4 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 자기이방성을 감소시켜 자성 편차를 감소시키는 역할을 수행할 수 있다.
알루미늄의 함량이 0.8 중량% 미만인 경우 비저항의 증가량이 충분하지 않아 고주파 철손을 증가시킬 수 있으며, 미세한 질화물을 형성하여 자기적 특성의 편차를 증가시킬 수 있다. 알루미늄의 함량이 1.5 중량%를 초과하는 경우 질화물을 과다하게 형성하여 자속밀도를 저하시킬 수 있으며, 냉간 압연성 저하를 야기할 수 있다. 또한, 알루미늄을 과량으로 첨가하면 연주 공정 중에 노즐 막힘 문제를 야기할 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 알루미늄을 0.8 ~ 1.5 중량%로 포함할 수 있다.
탄소(C)
탄소는 타이타늄(Ti)과 결합하여 TiC 등의 탄화물을 형성함으로써 철손을 증가시킬 수 있다. 탄소의 함량이 0.01 중량%를 초과하는 경우, 자기시효를 일으켜 자기적 특성을 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, 다량으로 첨가 시 취성을 야기할 수 있다. 또한, 망간(Mn), 구리(Cu) 등과 결합하여 MnS, CuS와 같은 석출물을 형성하여 철손을 증가시킬 수 있다. 따라서, 가능한 적게 첨가하는 것이 바람직하다. 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 황을 0.005 중량% 이하로 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 0.08 중량% 이하로 포함할 수 있다.
질소(N)
질소(N)는 알루미늄(Al)이나 타이타늄(Ti)과 결합하여 AlN, TiN 등의 석출물을 형성하여 철손을 증가시킬 수 있으며, 결정립의 성장을 억제할 수 있다. 따라서, 가능한 적게 첨가하는 것이 바람직하다. 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 질소를 0.01 중량% 이하로 포함할 수 있다.
타이타늄(Ti)
타이타늄(Ti)은 강내 석출물 형성 경향이 매우 강한 원소로, 탄소(C)나 질소(N)와 결합하여 TiC, TiN과 같은 석출물을 형성한다. 이러한 석출물들은 결정립 성장을 억제시킬 수 있다. 타이타늄의 첨가량이 증가할수록 석출물의 분율이 증가하며, 자화에 불리한 집합조직을 형성시켜 자기적 특성을 열화시킬 수 있다. 따라서 가능한 적게 첨가하는 것이 바람직하며, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 타이타늄을 0.01 중량% 이하로 포함할 수 있다.
특히, 상기 황(S), 질소(N) 및 타이타늄(Ti)의 경우 각각 황화물, 질화물 및 탄화물을 형성시켜 자성에 악영향을 줄 수 있으므로, 그 함량이 각각 0.01 중량% 이하로 제어되는 것이 바람직하다.
주석(Sn) 및 안티모니(Sb)
주석(Sn) 및 안티모니(Sb)는 강판 표면에 석출물을 형성하는 석출원소로서, 강판 표층부에 농화될 수 있다. 이때 농화된 주석 및 안티모니는 질소의 흡착을 억제하고, 질화물 형성을 억제함으로써 철손을 낮출 수 있다. 다만, 주석 및 안티모니 중 어느 1종 이상의 합량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 상술한 효과를 기대할 수 없으며, 0.1 중량%를 초과하는 경우 과도한 석출물 형성으로 결정립계가 취화되어 내피로성이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 주석 및 안티모니 중 어느 1종 이상을 합량으로 0.01 ~ 0.1 중량%로 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.
상술한 합금 조성을 만족하고, 후술할 무방향성 전기강판 제조 방법에 따른 무방향성 전기강판은 하기 식 1을 만족한다.
[식1]
Fs,i = (Fs)2　+ 3(Fi) ≤ 50
단, Fs는 KAM(Kernel average misorientation) 수치를 나타내고, Fi는 정해진 단위면적 당 직경이 0.1㎛ 이상인 석출물의 개수를 나타낸다. 상기 Fs 및 Fi의 측정 방법에 관하여서는 후술하기로 한다.
상기 Fs 및 Fi는 무방향성 전기강판의 자기적 특성에 영향을 미치는 요소들로, 보다 자세하게는 Fs 및 Fi가 복합적으로 철손에 영향을 미칠 수 있다. 이때, 그 관계를 고려하여 상기 식 1에 Fs,i로 나타낼 수 있다.
보다 자세하게는, Fs 및 Fi는 각각 철손에 영향을 미치는 정도가 다르다. Fs와 Fi에 따른 철손 변화를 확인하였을 때 Fs가 철손에 미치는 영향이 Fi가 철손에 미치는 영향보다 상대적으로 높은 경향이 있다. 이때, Fs가 철손에 미치는 영향이 제곱에 달하며, Fi가 철손에 미치는 영향이 3배수에 달하는 것을 실험을 통해 도출하였다.
이로써, Fs 및 Fi의 관계식으로 계산된 Fs,i 값을 통하여, KAM 수치 및 직경이 0.1㎛ 이상인 석출물의 개수가 철손에 영향을 미치는 정도를, 정량화 할 수 있다.
상기 식 1을 만족하지 못하는 경우, 철손에 악영향을 미치는 잔류 응력 및 석출물이 증가되어 낮은 철손 값을 기대하기 어려울 수 있다. 이와 관련하여 이하에서 보다 상세히 설명하기로 한다.
상기 Fs는 무방향성 전기강판의 잔류 응력을 EBSD(Electron backscatter diffraction)로 측정한 후, 진행하는 KAM 분석을 통해 정량화된 수치를 의미할 수 있다. KAM은 측정점이 되는 결정립과 측정점 주위의 결정립들과의 결정 방위차의 평균을 의미한다. 따라서, 상기 KAM 수치가 높을수록 주변 결정립과의 결정 방위차가 크다고 볼 수 다. 이때 주위의 결정립들과 결정 방위차가 크다는 것은 결정립에 변형이 많이 발생했다고 볼 수 있으며, 변형이 많이 발생한만큼 잔류 응력이 증대되었다고 볼 수 있다.
본 발명에서 상기 Fs는 KAM 분석을 통하여 무방향성 전기강판의 잔류 응력을 정량화한 수치로, 상기 KAM 수치가 높을수록 잔류 응력이 높다고 볼 수 있다. 잔류 응력은 자벽 이동을 저해하여, 철손을 증가시킬 수 있다. 따라서, Fs 값을 낮추는 것이 중요하며, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 Fs의 값이 6.5 미만일 수 있으며, 보다 바람직하게는 3.5 이하일 수 있다.
또한, 상기 Fi는 석출물의 개수로, 무방향성 전기강판 표층의 1mm2 영역 내 직경이 0.1㎛ 이상인 석출물의 개수를 의미한다. 상기 석출물들은 AlN 및 TiN 등과 같은 질화물일 수 있으며, 이에 국한되지 않고 탄화물 및 황화물 등을 더 포함할 수 있다.
상기 석출물들은 자벽 이동을 방해하여, 철손을 증가시킬 수 있다. 따라서, 직경이 0.1㎛ 이상인 석출물 개수를 가능한 저감하는 것이 중요하며, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 직경이 0.1㎛ 이상인 석출물 개수가 15개/mm2 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 10개/mm2 이하일 수 있다.
직경이 0.1㎛ 이상인 석출물들의 경우 자벽 이동을 저해할 수 있으며, 0.1㎛ 이상인 석출물의 경우 크기에 상관없이 철손에 미치는 영향이 유사하다. 반면, 직경이 0.1㎛ 미만인 석출물의 경우 철손에 미치는 영향이 미미하여, 본 발명에서는 고려하지 않는다.
상술한 바와 같이, 상기 Fs 및 Fi는 무방향성 전기강판의 철손과 비례하며, Fs,i 값이 낮을수록 낮은 철손 값을 기대할 수 있다. 이를 통해 상기 식 1의 Fs,i 값을 이용하여 무방향성 전기강판의 철손을 예측할 수 있으며, 상기 식 1을 만족하는 경우 낮은 철손 값을 기대할 수 있다.
이로써, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 낮은 철손을 가질 수 있으며, 바람직하게는 철손(W10/400)이 14.5W/kg 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 13.5 W/kg 이하일 수 있다.
이하에서는 본 발명의 일 실시예에 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), 상기 냉연 강판을 냉연 소둔하는 제5 단계(S5) 및 상기 제5 단계(S5)를 수행한 냉연 강판의 응력 제거 소둔을 수행하는 제6 단계(S6)를 포함한다.
이때, 상기 강재는 규소(Si) 3.0 ~3.8 중량%, 망간(Mn) 0.2 ~ 0.4 중량%, 알루미늄(Al) 0.8 ~ 1.5 중량%, 탄소(C) 0.01 중량% 이하, 황(S) 0.01 중량% 이하, 인(P) 0.08 중량% 이하, 질소(N) 0.01 중량% 이하, 타이타늄(Ti) 0.01 중량% 이하, 주석(Sn) 및 안티모니(Sb) 중 1종 이상을 0.01 ~ 0.1 중량% 포함하고, 잔부 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 식 1을 만족한다.
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 1150℃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 ~ 1150℃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 800 ~ 900℃일 수 있다. 마무리 온도가 800℃ 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 500 ~ 600℃가 바람직하다. 권취 온도가 500℃ 미만이면 취성이 증가해 판 파단이 발생할 수 있으며, 결정립의 크기가 너무 작아져 소둔 후에도 결정립이 충분히 성장하지 못할 수 있다. 반면, 권취 온도가 600℃를 초과하는 경우 미세한 석출물을 발생시켜 철손을 증가시킬 수 있다.
상기 제2 단계(S2)를 통하여 형성된 열연 강판의 판두께는 1.6 ~ 2.3mm가 바람직하다. 열연 강판의 두께가 1.6mm 미만으로 과도하게 얇은 경우, 냉간 압연 후 얻어지는 두께가 충분하지 않아 제품 적용 시 형상 불량을 유발할 수 있다. 반면, 열연 강판의 두께가 2.3mm를 초과하는 경우 냉간 압연 압하율이 증가하며, 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 3.0 중량% 이상인 경우 열연 소둔을 수행하는 것이 바람직하다.
열연 소둔 수행의 이유는 다음과 같다. 규소의 함량이 3.0 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 900 ~ 1100℃일 수 있다. 열연 소둔 온도가 900℃ 미만인 경우 열간 압연 후 연신된 주조조직이 잔류하여 미세조직 불균일을 유발할 수 있다. 반면, 열연 소둔 온도가 1100℃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 30 ~ 120s 동안 열처리를 수행할 수 있다. 이때, 상기 온도까지의 승온 속도는 10℃/s 이상이 바람직하며, 열처리 이후 냉각 속도는 20℃/s 이상이 바람직할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 제3 단계(S3)는 질소 분율이 80 ~ 100%인 분위기에서 수행할 수 있다. 이때, 질소를 제외한 나머지 가스는 수소(H2)로 채워질 수 있다. 이때, 수소의 분율이 10 ~20%인 경우, 표면 탈질반응이 일어날 수 있다. 이로 인해 철손이 낮아지며, 자기적 특성이 향상될 수 있다. 반면, 질소(N) 분율이 80% 미만인 경우, 열처리 중 산화가 일어나 자기적 특성이 열위될 수 있다.
본 발명에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법은 상기 제3 단계(S3) 이후에, 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.
상기 냉간 압연 공정은 첫 패스 압하율이 40 ~ 50%, 나머지 패스당 압하율이 30 ~ 45%가 바람직하며, 총 압하율은 81 ~ 96%로 제어하는 것이 바람직하다. 상술한 압하율로 냉간 압연하여 형성된 냉연 강판의 판 두께는 0.2 ~ 0.25mm일 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.
이때, 냉연 소둔에 적절한 온도란 950 ~ 1100℃일 수 있다. 냉연 소둔 온도가 950℃ 미만인 경우 소둔 후 결정립의 크기가 작아, 자속밀도 및 철손이 열위될 수 있다. 반면, 냉연 소둔 온도가 1100℃를 초과하는 경우 석출물이 재용해되어 미세 석출물이 형성되어 자기적 특성이 열위될 수 있으며, 결정립이 과도하게 성장하여 강도 저하를 야기할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 냉연 소둔은 상기 온도 조건에서 30 ~ 90s 동안 유지될 수 있으며, 상기 온도까지의 승온 속도는 10℃/s 이상이 바람직하고, 열처리 후 냉각 속도는 10℃/s 이상이 바람직하다.
상기 제5 단계(S5)는 수소(H2) 및 질소(N2)로 이루어진 혼합 분위기에서 수행될 수 있다. 보다 바람직하게는, 수소(H2) 분율이 20% 이상이고, 나머지는 질소(N2)로 이루어진 분위기에서 수행될 수 있다. 수소(H2) 분율이 20% 미만인 경우, 질소(N)가 강판 표면에 침투하여 질화물을 형성하여 철손을 증가시킬 수 있다. 여기서 분율은 부피 분율을 의미할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법은 상기 제5 단계(S5) 이후, 코팅 단계 및 타발 단계를 수행할 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.
또한, 상기 타발 단계는 무방향성 전기강판을 모터 코어의 형상으로 타발하는 단계이며, 해당 기술 분야에서 알려진 공정으로 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판 제조 방법은 상기 제5 단계(S5) 이후에, 상기 제5 단계(S5)를 수행한 냉연 강판의 잔류 응력을 제거하는 제6 단계(S6)를 수행할 수 있다.
상기 제6 단계(S6)는 강판 내부에 남아있는 잔류 응력을 제거하기 위한 SRA(Stress relief annealing) 열처리 단계로, 상기 냉연 강판 혹은 상기 코팅 단계 및 타발 단계를 수행한 냉연 강판의 잔류 응력을 제거하기 위해 수행하는 응력 제거 소둔 단계일 수 있다.
이때, 응력 제거 소둔 시 바람직한 온도 범위는 725 ~ 770℃이며, 보다 바람직하게는 온도 범위가 730 ~ 770℃일 수 있다.
응력 제거 소둔 온도가 725℃ 미만인 경우 무방향성 전기강판의 형상을 고르게 펴주는데 온도가 충분하지 않아, 무방향성 전기강판의 평탄도가 감소하여 모터 제작 시 점적률이 감소될 수 있다. 반면, 응력 제거 소둔 온도가 770℃를 초과하는 경우 무방향성 전기강판 표면에 그을림이 발생할 수 있으며, 철손이 향상되는 문제가 야기될 수 있다.
또한, 상술한 온도 범위에서 유지하는 시간은 1.5 ~ 2.5 시간이 바람직하다. 1.5 시간 미만으로 열처리를 수행할 경우 강판 내부의 잔류 응력이 충분하게 감소하지 않아, 철손에 악영향을 미칠 수 있다. 반면, 상술한 온도 범위에서 2.5 시간을 초과하는 경우 강판 내부에 석출물이 성장하고, 성장한 석출물들이 자벽 이동을 저해함으로써 철손을 증가시킬 수 있다.
이때, 상술한 온도 범위까지 승온 속도는 20℃/min 이상, 열처리 후 냉각 속도는 5℃/min 이상이 바람직하다.
이로써, 본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 낮은 철손을 가질 수 있으며, 바람직하게는 철손(W10/400)이 14.5W/kg 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 13.5 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 규소(Si) 3.3 중량%, 망간(Mn) 0.25 중량%, 알루미늄(Al) 0.9 중량%, 탄소(C) 0.0019 중량%, 황(S) 0.0017 중량%, 인(P) 0.0008 중량%, 질소(N) 0.0017 중량%, 타이타늄(Ti) 0.0016 중량%, 주석(Sn) 0.0008 중량%, 안티모니(Sb) 0.0092 중량% 및 잔부 철(Fe)을 포함한다.
상술한 합금 조성을 가지는 슬라브를 제조하고, 상기 슬라브를 1050℃로 재가열 한 후, 열간 압연을 수행하여 2mm 두께를 가진 열연 강판을 제조하였다. 상기 열연 강판을 550℃에서 권취하고, 질소 분율이 100%인 분위기에서 1000℃에서 60초 동안 열연 소둔한 뒤, 냉간 압연을 수행하여 0.25mm 두께를 가진 냉연 강판을 제조하고, 1000℃에서 100초 동안 냉연 소둔한 후 냉각하였다. 상기 냉연 강판을 코팅 및 타발한 후, 하기 표 2에 기재된 소둔 온도까지 20℃/min의 속도로 승온하여, 3h 동안 응력 제거 소둔을 수행하고 5℃/min의 속도로 냉각하여 시편을 제조하였다.
하기 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. KAM(Kernel average misorientation)
실험예의 KAM 값을 측정하기 위하여, 강판의 ND(Normal direction)면이 관찰되도록 EBSD(Electron backscatter diffraction) 측정용 시험편을 제조하여 측정하였으며, EBSD 측정 값을 해석 소프트웨어인 OIM Analysis 프로그램 내의 Kernel average misorientation maps를 통하여 측정하였다. 보다 자세하게는, 상술한 방법으로 1mm × 0.3mm 면적을 가진 5개의 영역의 KAM 값을 구하고, 5개 영역 KAM 값의 평균 값을 산출하여 무방향성 전기강판 시편의 KAM 수치로 사용하였다.
2. 석출물 개수
무방향성 전기강판 시편의 표면에 1mm2 크기를 가진 5개의 영역을 SEM(Scanning Electron microscope)을 통하여 관찰하고, 상기 영역내에서 직경이 0.1㎛ 이상인 석출물의 개수를 측정하여 평균 값을 산출하였다. 이때, 석출물의 직경은 관찰된 석출물의 면적과 동일한 면적을 가진 가상의 원을 형성했을 때, 상기 가상의 원의 직경을 의미할 수 있다.
3. 철손
본 발명의 무방향성 전기강판 시편의 철손(W10/400)은 IEC 60404-2 국제 표준 규격에 의거하여, Epstein frame test 방법을 활용하여 측정하였다. 이때, 무방향성 전기강판을 길이 300mm, 폭 30mm의 시편으로 제작하여 측정하였다.
(무방향성 전기강판의 평가 결과)
실험예의 Fs, Fi, Fs,i 및 철손(W10/400) 값을 하기 표 1에 나타내었다. 하기 표 1에서 'W10/400'은 400Hz, 1.0T 에서의 철손 값을 의미하며, 단위는 W/kg을 사용한다.
실험예 No. SRA 온도 Fs Fi Fs,i W10/400
1 710 7.8 2 66.84 15.7
2 785 1.5 22 68.25 15.68
3 750 3 6 27 12.6
4 728 6.1 3 46.21 14.32
5 783 1.6 20 62.56 15.2
6 803 1 27 82 16.1
7 752 2.8 7 28.84 12.8
8 715 7.7 2 65.29 16.2
9 808 0.5 29 87.25 16.38
10 705 8.2 2 73.24 15.72
11 805 0.8 27 81.64 16.1
12 725 6.2 3 47.44 14.38
13 765 2.3 10 35.29 13.4
14 800 1.1 26 79.21 16.08
15 723 6.1 3 46.21 14.19
16 772 2.2 16 52.84 14.56
17 758 2.5 9 33.25 13.2
18 770 2.1 15 49.41 14.4
19 745 3.1 5 24.61 12.33
20 720 6.5 3 51.25 14.6
21 775 1.9 18 57.61 14.78
22 748 3.2 5 25.24 12.38
23 780 1.7 19 59.89 14.88
24 730 5.8 3 42.64 13.9
25 777 1.8 19 60.24 14.98
26 727 6 3 45 14.1
27 749 3.3 5 25.89 12.5
28 799 1.2 25 76.44 15.88
29 791 1.3 25 76.69 15.98
30 718 7.5 3 65.25 16.2
31 755 2.6 7 27.76 12.7
상기 표 1을 참조하면, 실험예 1, 실험예 8, 실험예 10, 실험예 20 및 실험예 30의 경우 응력 제거 소둔 온도가 725℃ 미만인 실험예인 것을 확인할 수 있다. 이때, Fs의 값이 6.5를 초과하는 것을 확인할 수 있으며, 상기 식 1을 만족하지 못하는 것을 확인할 수 있다. 또한, 철손 값이 본 발명에서 목표로 하는 14.5W/kg 이하를 만족하지 못하는 것을 확인할 수 있다.계속해서 표 1을 참조하면, 실험예 2, 실험예 5, 실험에 6, 실험예 9, 실험예 11, 실험예 14, 실험예 16, 실험예 21, 실험예 23, 실험예 25, 실험예 28 및 실험예 29의 경우 응력 제거 소돈 온도가 770℃를 초과하는 것을 확인할 수 있다. 또한, Fi 값이 15개/mm2를 초과하는 것을 확인할 수 있으며, 상기 식 1을 만족하지 못하는 것을 확인할 수 있다. 이때, 본 발명에 목표로 하는 철손(W10/400) 값인 14.5W/kg 이하를 만족하지 못하는 것을 확인할 수 있다.
반면, 실험예 3, 실험예 4, 실험예 7, 실험예 12, 실험예 13, 실험예 15, 실험예 17, 실험예 18, 실험예 19, 실험예 22, 실험예 24, 실험예 26, 실험예 27 및 실험예 31의 경우, 응력 제거 소둔 온도가 720 ~ 770℃를 만족하는 것을 확인할 수 있다. 또한, Fs 및 Fi의 값이 본 발명에서 목표로 하는 범위를 만족하고, 상기 식 1을 만족하는 것을 확인할 수 있으며, 철손(W10/400) 값이 14.5W/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 (9)

  1. 규소(Si) 3.0 ~ 3.8 중량%, 망간(Mn) 0.2 ~ 0.4 중량%, 알루미늄(Al) 0.8 ~ 1.5 중량%, 탄소(C) 0.01 중량% 이하, 황(S) 0.01 중량% 이하, 인(P) 0.08 중량% 이하, 질소(N) 0.01 중량% 이하, 타이타늄(Ti) 0.01 중량% 이하, 주석(Sn) 및 안티모니(Sb) 중 1종 이상을 합량으로 0.01 ~ 0.1 중량% 포함하고, 잔부 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    하기 식 1을 만족하는 무방향성 전기강판.
    [식1]
    Fs,i = (Fs)2　+ 3(Fi) ≤ 50
    (단, 상기 식 1에서 Fs는 KAM(Kernel average misorientation) 수치를 나타내고, Fi는 정해진 단위면적 당 직경이 0.1㎛ 이상인 석출물의 개수를 나타낸다.)
  2. 제1항에 있어서,
    KAM 수치를 나타내는 Fs의 값이 6.5 미만인 무방향성 전기강판.
  3. 제1항에 있어서,
    직경이 0.1㎛ 이상인 석출물의 개수가 15개/mm2 이하인 무방향성 전기강판.
  4. 제1항에 있어서,
    철손(W10/400)이 14.5W/kg 이하인 무방향성 전기강판.
  5. 규소(Si) 3.0 ~3.8 중량%, 망간(Mn) 0.2 ~ 0.4 중량%, 알루미늄(Al) 0.8 ~ 1.5 중량%, 탄소(C) 0.01 중량% 이하, 황(S) 0.01 중량% 이하, 인(P) 0.08 중량% 이하, 질소(N) 0.01 중량% 이하, 타이타늄(Ti) 0.01 중량% 이하, 주석(Sn) 및 안티모니(Sb) 중 1종 이상을 합량으로 0.01 ~ 0.1 중량% 포함하고, 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;
    상기 냉연 강판을 냉연 소둔하는 제5 단계; 및
    상기 제5 단계를 수행한 냉연 강판을 720 ~ 770℃에서 1.5 ~ 2.5 시간 동안 응력 제거 소둔을 수행하는 제6 단계를 포함하는 무방향성 전기강판 제조 방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 제6 단계를 수행한 강재는 하기 식 1을 만족하는 무방향성 전기강판 제조 방법.
    [식1]
    Fs,i = (Fs)2　+ 3(Fi) ≤ 50
    (단, 상기 식 1에서 Fs는 KAM(Kernel average misorientation) 수치를 나타내고, Fi는 정해진 단위면적 당 직경이 0.1㎛ 이상인 석출물의 개수를 나타낸다.)
  7. 제5항에 있어서,
    상기 제6 단계를 수행한 강재는 KAM 수치를 나타내는 Fs의 값이 6.5 미만인 무방향성 전기강판 제조 방법.
  8. 제5항에 있어서,
    상기 제6 단계를 수행한 강재는 직경이 0.1㎛ 이상인 석출물의 개수가 15개/mm2 이하인 무방향성 전기강판 제조 방법.
  9. 제5항에 있어서,
    철손(W10/400)이 14.5W/kg 이하인 무방향성 전기강판 제조 방법.
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