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WO2012087045A2 - 저철손 고강도 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

저철손 고강도 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2012087045A2
WO2012087045A2 PCT/KR2011/009979 KR2011009979W WO2012087045A2 WO 2012087045 A2 WO2012087045 A2 WO 2012087045A2 KR 2011009979 W KR2011009979 W KR 2011009979W WO 2012087045 A2 WO2012087045 A2 WO 2012087045A2
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steel sheet
iron loss
high strength
electrical steel
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김재관
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김용수
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    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
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    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation

Definitions

  • the present invention relates to the manufacture of non-oriented electrical steel sheet used in parts such as electric devices such as generators and automobile motors, and more particularly, for high strength characteristics and energy efficiency that can withstand high-speed rotating devices with high stress.
  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a non-oriented electrical steel sheet produced thereby to achieve the magnetic properties of low iron loss.
  • the technique of improving the strength by forming the external structure the technique of improving the strength by adding alloying elements such as Nb, V, and Cu, the iron loss characteristics by controlling the grain size in the state before cold rolling or further processing to 20 ⁇ m or more
  • a technique has been proposed to achieve both over-strength characteristics.
  • the effect of the technique of controlling the size of the cold-rolled structure to 20 ⁇ m or more is a characteristic that appears in the process and intermediate products that are performed in a conventional electrical steel sheet, the experiment results by the present inventors in high-strength electrical steel sheet with a lot of uncrystallized structure It has been found that the effect is insignificant, and there is a problem that it is difficult to bring about an effective improvement of magnetic properties as compared with the case of using a material having a grain size of less than 20 ⁇ m.
  • An object of the present invention is to manufacture a non-oriented electrical steel sheet having excellent strength and low iron loss by controlling the area fraction of the unrecrystallized structure in the cold-rolled steel sheet at an appropriate level and controlling the average grain size of the recrystallized grains.
  • the present invention is carried out in the temperature range where the rate of change in yield strength according to the temperature change of the final annealing is low to maintain the elongation of the steel sheet above a certain level, and the low iron loss high strength characteristics by reducing the variation of the magnetic and strength stable
  • Another object of the present invention is to provide a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet to ensure.
  • an object of the present invention is to provide an excellent level of strength by controlling the area fraction of the unrecrystallized structure in the cold-rolled steel sheet at an appropriate level, controlling the average grain size of the recrystallized grains, and containing an appropriate amount of an alloy component to improve the strength. Yet it is intended to manufacture a non-oriented electrical steel sheet with low iron loss.
  • Method for producing a low iron loss high strength non-oriented electrical steel sheet of the present invention for solving the above problems by weight, C: 0.005% or less, Si: 4.0% or less, P: 0.1% or less, S: 0.03% or less, Mn: 0.1 to 2.0%, Al: 0.3 to 2.0%, N: 0.003% or less, Ti: 0.005% or less, slab made of residual Fe and other unavoidable impurities, hot rolled, cold rolled, and then The final annealing is carried out so that the area fraction of the unrecrystallized structure in Esso is 50% or less (not including 0%).
  • the production method of the present invention further comprises at least one selected from the group consisting of Ni: 5% or less and Cr: 10% or less, or Sn: 0.01 to 0.1% and Sb: 0.005 to 0.05% It is characterized in that the low iron loss high strength non-oriented electrical steel sheet further comprising at least one.
  • the impurity includes at least one selected from the group consisting of Cu, Nb and V, the Cu content is 0.02% or less, the Nb content is 0.003% or less, the V content is 0.003 It is characterized in that the manufacturing method of low iron loss high strength non-oriented electrical steel sheet controlled to less than%.
  • the manufacturing method of the present invention further comprising the step of reheating the slab at a temperature of 1050 °C to more than 1250 °C before hot-rolling the slab, and also the average grain size of the recrystallized grain after the final annealing It characterized in that the control to less than 10 ⁇ m, and further characterized in that the final annealing is carried out in the temperature range where the rate of change in yield strength according to the final annealing temperature change is 3.0MPa or less.
  • the elongation of the final annealed steel sheet is controlled to 20% or more, and the yield strength of the final annealed steel sheet is controlled to 500 MPa or more. It is characterized in that it is carried out at a temperature of 720 ⁇ 760 °C, and further characterized in that the hot rolled sheet annealing is performed after the hot rolling, before cold rolling.
  • Low iron loss high strength non-oriented electrical steel sheet of the present invention for solving the above problems, in weight%, C: 0.005% or less, Si: 4.0% or less, P: 0.1% or less, S: 0.03% or less, Mn: 0.1 -2.0%, Al: 0.3-2.0%, N: 0.003% or less, Ti: 0.005% or less, balance Fe and other unavoidable impurities, and the area fraction of the unrecrystallized structure in the cross section of the steel sheet is 50% or less (0% not included).
  • the electrical steel sheet, Ni: 5% or less and Cr characterized in that it further comprises at least one selected from the group consisting of 10% or less, the electrical steel sheet, Sn: 0.01 ⁇ 0.1% and Sb : At least one selected from the group consisting of 0.005% to 0.05%, and the impurities further include at least one selected from the group consisting of Cu, Nb and V, wherein the Cu content is 0.02% or less, and Nb content is 0.003% or less, and the V content is characterized in that 0.003% or less.
  • the electrical steel sheet characterized in that the average grain size of the recrystallized crystal grains in the cross section of the steel sheet is characterized in that the elongation is 20% or more, and the yield strength is 500MPa or more
  • Cu precipitates inside the steel sheet are characterized in that the size of less than 10nm.
  • the non-oriented electrical steel sheet having high strength and low iron loss can be manufactured by managing the area fraction of the unrecrystallized structure in the cold rolled steel sheet at an appropriate level and controlling the average grain size of the recrystallized grains. have.
  • the magnetism is greatly improved.
  • the inventors have investigated the effect of various alloying elements on the production of non-oriented electrical steel sheet having both low iron loss characteristics and high strength characteristics, and recrystallization behavior or structure change by adjusting various process factors such as hot rolling, cold rolling and final annealing.
  • various process factors such as hot rolling, cold rolling and final annealing.
  • the area fraction of the unrecrystallized structure in the cross section of the steel sheet and the recrystallized grain size of the final annealed steel sheet were controlled to an appropriate level, thereby achieving low strength and low iron loss characteristics It was found that non-oriented electrical steel sheet having at the same time can be produced.
  • Method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention in weight%, C: 0.005% or less, Si: 4.0% or less, P: 0.1% or less, S: 0.03% or less, Mn: 0.1-2.0%, Al: 0.3 to 2.0%, N: 0.003% or less, Ti: 0.005% or less, slab made of residual Fe and other unavoidable impurities are hot rolled and cold rolled, and then the area fraction of the unrecrystallized structure in the cross section of the steel sheet Final annealing is carried out to 50% or less (not including 0%).
  • the composition further comprises at least one selected from the group consisting of Ni: 5% or less and Cr: 10% or less, or Sn: 0.01% to 0.1% and Sb: 0.005% to 0.05%. It further includes at least one selected from the group.
  • the manufacturing method of the present invention may further comprise the step of reheating the slab at a temperature of more than 1050 °C 1250 °C before hot rolling the slab.
  • the present inventors have carefully studied the effect of the area fraction of the non-recrystallized structure on the variation of the magnetic properties and strength of the non-oriented electrical steel sheet, the higher the area fraction of the non-recrystallized structure, the higher the yield strength and accordingly the high strength characteristics With the fact that the area of unrecrystallized tissue exceeds 50%, the elongation decreases to less than 20% and the fatigue strength decreases even though the yield strength increases. .
  • the inventors have found that the grain size together with the area fraction of the unrecrystallized structure is an important factor in determining the characteristics of the electrical steel sheet.
  • the grain size and strength tend to be inversely proportional, and it is preferable to keep the grain size small in order to increase the strength.
  • the strength of the non-oriented electrical steel sheet is usually controlled by controlling the average size of the recrystallized grain to 10 ⁇ m or less. It can be seen that it can be improved by more than 30%.
  • the present inventors have investigated and studied various factors to reduce the variation in magnetic properties and strength of non-oriented electrical steel sheet, and as a result, there exists a temperature range where the rate of change of yield strength with the change of the final annealing temperature is low. It was found that the characteristics of the product of the non-oriented electrical steel sheet were specially annealed by the final annealing in the temperature range of the yield strength with the change of temperature lower than 3MPa / °C, preferably in the temperature range of 720 ⁇ 760 °C. It was also found that it could be stabilized.
  • C should be contained in 0.005% by weight or less because it causes magnetic aging in the final product, degrading magnetic properties during use.
  • Si is added as a component that increases the specific resistance and lowers the eddy current loss during iron loss.
  • the Si content is preferably limited to 4.0% or less.
  • P is added to increase the resistivity, improve the texture, and improve the magnetism.
  • the content of P is preferably limited to 0.1% or less.
  • S is preferably managed low because MnS and CuS, which are fine precipitates, deteriorate the magnetic properties.
  • the S content is limited to 0.03% or less.
  • Mn When Mn is added below 0.1%, fine MnS precipitates are formed to inhibit crystal growth, thereby degrading magnetism. Therefore, it is preferable to add at 0.1% or more so that MnS precipitates are formed coarsely.
  • Mn when Mn is added in an amount of 0.1% or more, the S component can be prevented from being precipitated by CuS, which is a finer precipitate, thereby preventing magnetic deterioration.
  • the Mn content is preferably 0.1 to 2.0%.
  • Al is an effective component to lower the eddy current loss by increasing the specific resistance. If Al is added in less than 0.3%, AlN is finely precipitated to deteriorate the magnetism. On the contrary, if Al is added in excess of 2.0%, the workability is deteriorated. Therefore, the Al content is preferably limited to 0.3 to 2.0%.
  • N is preferable to contain as little as possible because it forms a fine and long AlN precipitate inside the base material to inhibit grain growth and inferior iron loss, the present invention limits the N content to 0.003% or less.
  • Ti forms fine TiN and TiC precipitates to suppress grain growth.
  • Ti is contained in an amount exceeding 0.005%, many fine precipitates occur and worsen the magnetic structure by worsening the texture, so the Ti content is limited to 0.005% or less.
  • Cu exists in the steel as fine sulfides or single precipitated phases to suppress grain growth. Particularly, if Cu is contained in excess of 0.02%, it suppresses grain growth during heat treatment of the customer, inhibits iron loss improvement, and restricts the use when high tensile products should be used as low iron loss product through customer heat treatment. It limits to the following.
  • Ni is an effective element for low iron loss high strength steel like the present invention because it is inferior in magnetic properties when added, but has an effect of increasing the strength.
  • the price increase factor is large, and there is a problem that the magnetic flux density falls, the Ni content is limited to 5% or less.
  • Cr is an effective element for low iron loss high strength steel because it is effective in improving corrosion resistance and effectively increasing strength.
  • the content exceeds 10%, there is a price increase factor and the magnetic flux density is lowered, so the upper limit is limited to 10%.
  • Sn is segregated on the surface during heat treatment of the customer, and it is effective to prevent inferior iron loss due to penetration of atmospheric oxygen and nitrogen into the steel.
  • Sn should be contained in an amount of 0.01% or more, but if contained in an amount exceeding 0.1%, the effect of inhibiting crystal growth is limited, so the range is limited to 0.01 to 0.1%.
  • Sb is segregated on the surface during the heat treatment of the customer, and there is an effect of preventing inferior iron loss due to the penetration of atmospheric oxygen and nitrogen into the steel.
  • Sb should be included 0.005% or more, but when contained in excess of 0.05% has the effect of inhibiting the crystal growth, the range is limited to 0.005 ⁇ 0.05%.
  • Nb forms fine NbN and NbC precipitates to suppress grain growth.
  • Nb is contained in an amount exceeding 0.003%, many fine precipitates occur, which inhibits grain growth during client heat treatment to inhibit iron loss improvement.
  • the use of Nb is limited to 0.003% or less.
  • V forms fine VN and VC precipitates to suppress grain growth.
  • V is contained in an amount exceeding 0.003%, many fine precipitates are generated, which inhibits grain growth by inhibiting grain growth during heat treatment of the customer.
  • the high-strength product is to be used as a low iron loss product through customer thermal treatment, the use can be limited, so the V content is limited to 0.003% or less.
  • a slab having the composition described above is first charged into a heating furnace and heated.
  • the heating temperature of the slab is preferably set to 1050 ⁇ 1250 °C.
  • the slab is heated to a temperature exceeding 1250 ° C, precipitates that spoil the magnetic may be re-dissolved and finely precipitated after hot rolling.
  • Hot-rolled sheet annealing is preferably carried out in the production of high-grade electrical steel sheet without phase transformation, and is effective for improving the magnetic flux density by improving the texture of the final annealed sheet.
  • Hot-rolled sheet annealing it is good to perform hot-rolled sheet annealing at the temperature of 850-1100 degreeC. If the hot-rolled sheet annealing temperature is less than 850 °C it is difficult to expect a synergistic effect of the magnetic flux density because the tissue does not grow or grow fine. If the hot-rolled sheet annealing temperature is higher than 1100 ° C, the magnetic properties deteriorate, and the rolling workability may deteriorate due to the deformation of the plate shape.
  • the hot-rolled sheet annealing as described above can improve the magnetic flux density, in order to manufacture a non-oriented electrical steel sheet in which the magnetic flux density characteristics are not considered, there is no need to perform the hot-rolled sheet annealing, especially high Even in the case where final annealing is to be performed at a temperature, it is possible to omit the hot rolled sheet annealing.
  • the hot rolled sheet is subjected to annealing as described above or omitted, and then the hot rolled sheet is pickled and cold rolled to produce a cold rolled sheet having a desired thickness.
  • Cold rolling may be carried out by one cold rolling or by carrying out two or more cold rolling with intermediate annealing as necessary.
  • Final annealing is performed under the condition that the area fraction of the unrecrystallized structure in the cross section of the steel sheet is 50% or less (not including 0%).
  • the final annealing is performed under the condition that the area fraction of the unrecrystallized structure in the cross section of the steel sheet is greater than 50%, the magnetism deteriorates, and even though the yield strength increases, the elongation decreases to less than 20%, and ultimately the fatigue strength is suddenly increased. Will decrease.
  • the final annealing is performed under the condition that the area fraction of the unrecrystallized structure in the steel sheet cross section becomes 0%, the strength becomes too low, making it difficult to achieve high strength.
  • the area fraction of the non-recrystallized structure can be controlled to 1 to 50%. Even if the final annealing time is less than 5 minutes, it is possible to secure the area fraction of the unrecrystallized structure as in the present invention.
  • the grain size is also an important factor, and the final annealing is preferably carried out under the condition that the average grain size is 10 ⁇ m or less.
  • the size of the grains is inversely proportional to the strength. When the grain size is controlled to 10 ⁇ m or less, the grain size is improved by 30% or more as compared to the general non-oriented electrical steel sheet product.
  • the grain size defined herein means the average size of the recrystallized grains observed in the steel sheet cross section.
  • the final annealing temperature also affects the variation in magnetic properties and strength of non-oriented electrical steel sheets.
  • the rate of change of yield strength depends on the temperature of the final annealing, and the rate of change of yield strength according to the change of final temperature should be taken into account when producing high strength electrical steel sheets.
  • the final annealing temperature In general, it is difficult to maintain the final annealing temperature within the target temperature ⁇ 5 °C due to equipment constraints. In the case of high-strength electrical steel sheet, the final annealing is performed near the recrystallization temperature, so that the change in strength is made very rapidly. In particular, when the area of unrecrystallized structure is large, the yield strength change rate with the temperature change is more rapid, and when the actual product is produced, the characteristic deviation may exceed the management level.
  • the final annealed steel sheet may be shipped to a customer by insulation coating in a conventional manner.
  • insulation coating it is possible to apply a conventional coating material, and any of chromium (Crtype) or chromium-free (Cr-free type) can be used without limitation.
  • the Cu content is limited to 0.02% or less, so that the crystal growth is not impaired, the magnetic properties after the heat treatment are improved.
  • the additional precipitate element that generates the precipitate is not contained, when the customer heat treatment if necessary, the magnetic properties after the heat treatment is significantly improved.
  • V content to reduce the fine carbonitride precipitate to prevent the growth of the crystal growth is significantly improved magnetic properties after the heat treatment.
  • the slab composed of alloy components and impurities of the composition as shown in Table 1 was reheated to 1180 °C, and then hot rolled to 2.3mm to prepare a hot rolled plate.
  • Al + Si value was kept constant at 4.2% or 2.2% in order to minimize the effect caused by the difference in resistivity.
  • Each prepared hot rolled sheet was wound at 650 ° C., cooled in air, and subjected to hot rolled sheet annealing at 1040 ° C. for 2 minutes. Subsequently, after pickling a hot rolled sheet, it cold-rolled so that it might become 0.35 mm thick. Subsequently, the cold rolled plate was subjected to final annealing at a temperature given in Table 2 for one minute under an atmosphere of 20% hydrogen and 80% nitrogen, and then analyzed for magnetic and mechanical properties.
  • the magnetic properties were measured in the rolling direction and the right angle direction using a single plate measuring device measuring ⁇ 60X60mm2, and averaged.
  • the yield strength was measured by fabricating a KS 13B standard specimen and performing a tensile test at a 0.2% offset. Determined by value.
  • the area fraction of the non-recrystallized structure was calculated by taking a cross section of the final annealed steel sheet under an optical microscope, and then analyzing the area of the recrystallized part by image analysis. The grain size was determined by obtaining the average grain area from the optical micrograph and taking the square root.
  • the rate of change in yield strength according to the final annealing temperature was calculated by the following Equation 1.
  • the YPT is the yield strength of the specimen when annealed at T ° C
  • YPT + 10 is the yield strength of the specimen when annealed at T + 10 ° C.
  • Comparative Materials 1 to 4 In the case of Comparative Materials 1 to 4, the unrecrystallized structure had an area fraction of more than 50% and an elongation of less than 20%, which deteriorated workability and toughness, making it unsuitable for high-strength materials and rapidly deteriorating iron loss above 35 W / Kg. Tend to become.
  • Comparative Materials 1-4 have a change in mechanical properties with respect to the final annealing temperature higher than 3MPa / °C, the yield strength deviation of 50 ⁇ 70Mpa in actual production.
  • Comparative Material 5 there was no unrecrystallized structure at all, and the elongation was high, so it was excellent in toughness, but the yield strength was lower than 500 MPa, and the strength improvement rate was excessively lower than 30%, considering that the parent material had a yield strength of about 390 Mpa. It is low and it is not useful as a high strength product.
  • Comparative Materials 6-9 the elongation and iron loss of the non-recrystallized structure was greater than 50%, and the elongation and iron loss dropped sharply, and Comparative Material 10 was not useful as a high strength product.
  • Inventive materials 1 to 14 have an area fraction of unrecrystallized structure of 50% or less, and an average grain size of 10 ⁇ m or less, which maintains a stable iron loss and yield strength, and also maintains an elongation of 20% or more. It can be seen that it has the advantage as a high-strength product having a yield strength of 500MPa or more.
  • the slab composed of an alloy component and impurities of the composition shown in Table 3 was reheated to 1130 °C, and then hot rolled to 2.3mm to prepare a hot rolled plate.
  • Each prepared hot rolled sheet was wound at 650 ° C., cooled in air, and subjected to hot rolled sheet annealing at 1080 ° C. for 2 minutes.
  • the cold rolled sheet was subjected to final annealing at 650 ° C. for 1 minute under an atmosphere of 20% hydrogen and 80% nitrogen, and then measured iron loss and yield strength.
  • heat treatment was performed at 750 ° C.
  • This iron loss inferiority is thought to be due to the increase in the size of Cu precipitates that inhibit crystal growth with increasing Cu content. Especially, when the size of Cu precipitated phase exceeds 10 nm, crystal growth slows significantly under the heat treatment conditions of customers. do. Therefore, if the customer wants to improve the magnetic through the selective heat treatment, it is necessary to control the Cu content in the steel to 0.02% or less.
  • the slab composed of an alloy component and impurities of the composition shown in Table 5 was reheated to 1130 °C, and then hot rolled to 2.3mm to prepare a hot rolled plate.
  • Each prepared hot rolled sheet was wound at 650 ° C., cooled in air, and subjected to hot rolled sheet annealing at 1080 ° C. for 2 minutes. Subsequently, after pickling a hot rolled sheet, it cold-rolled so that it might become 0.35 mm thick. Subsequently, the cold rolled sheet was subjected to final annealing at 650 ° C. for 1 minute under an atmosphere of 20% hydrogen and 80% nitrogen, and then analyzed for magnetic and mechanical properties.
  • the magnetic properties were measured in the rolling direction and the right angle direction by using a single plate measuring device of 60X60mm2 size and averaged.
  • the yield strength was obtained from the KS 13B standard specimens by tensile test and the value at 0.2% offset. Determined.
  • Comparative materials 17,18,20,21 are inferior in magnetic flux density due to Ni content exceeding 5%, and comparative materials 19,22 are inferior in magnetic flux density rapidly due to Cr content exceeding 10%, Not suitable for use as a material Therefore, the content of Ni used in the low iron loss high strength product of the present invention is limited to 5% or less, it is necessary to limit the content of Cr to 10% or less.
  • the slab composed of an alloy component and impurities of the composition as shown in Table 7 was reheated to 1130 °C, and then hot rolled to 2.3mm to prepare a hot rolled plate.
  • Each prepared hot rolled sheet was wound at 650 ° C., cooled in air, and subjected to hot rolled sheet annealing at 1080 ° C. for 2 minutes. Subsequently, after pickling a hot rolled sheet, it cold-rolled so that it might become 0.35 mm thick. Subsequently, the cold rolled sheet was subjected to final annealing at 650 ° C. for 1 minute under an atmosphere of 20% hydrogen and 80% nitrogen, and then measured iron loss and yield strength.
  • the iron loss was measured by heat treatment at 750 ° C. for 2 hours under nitrogen atmosphere of 100%, which is a general customer heat treatment condition.
  • the iron loss was measured in the rolling direction and the right angle direction by using a single plate measuring device of 60X60mm2 size and averaged. Determined.
  • the comparative materials 23,25,27,29 containing less than 0.005% Sb or less than 0.01% Sn are considered to be inferior to iron loss due to the formation of oxynitride in the surface layer, and Sb exceeding 0.05% or 0.1% Sn.
  • the comparative materials contained in excess of 24, 26, 28, 30 is believed to be due to the inhibition of crystal growth under the heat treatment conditions of the customer of a relatively low annealing temperature. Therefore, in order to improve the iron loss after the heat treatment of the customer company it can be seen that in the case of Sn to add 0.01 ⁇ 0.1%, in the case of Sb should be added to 0.005 ⁇ 0.05%.
  • the slab composed of an alloy component and impurities of the composition as shown in Table 9 was reheated to 1130 °C, and then hot rolled to 2.3mm to prepare a hot rolled plate.
  • Each prepared hot rolled sheet was wound at 650 ° C., cooled in air, and subjected to hot rolled sheet annealing at 1080 ° C. for 2 minutes. Subsequently, after pickling a hot rolled sheet, it cold-rolled so that it might become 0.35 mm thick. Subsequently, the cold rolled sheet was subjected to final annealing at 650 ° C. for 1 minute under an atmosphere of 20% hydrogen and 80% nitrogen, and then measured iron loss and yield strength.

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Abstract

본 발명은 저철손 고강도 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 중량%로 C: 0.005% 이하, Si: 4.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, Mn: 0.1~2.0%, Al: 0.3~2.0%, N: 0.003% 이하, Ti: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 열간압연하고, 냉간압연한 후, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 50% 이하(0%를 포함하지 않음)가 되도록 최종소둔을 실시하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법 등을 제공한다. 본 발명에 따르면, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율을 적정 수준으로 관리하고, 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 제어함으로써 강도가 우수하면서도 철손이 낮은 무방향성 전기강판을 제조할 수 있으며, 최종소둔의 온도변화에 따른 항복강도의 변화율이 낮은 온도 영역에서 최종소둔을 실시함으로써 연신률의 저하를 방지하고, 자성과 강도의 편차를 줄여 저철손 고강도 특성을 안정적으로 확보할 수 있다.

Description

저철손 고강도 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
본 발명은 발전기나 자동차 모터와 같은 전기기기 등의 부품으로 이용되는 무방향성 전기강판의 제조에 관한 것으로, 보다 상세하게는 높은 응력이 작용하는 고속 회전기기에 견딜 수 있는 고강도 특성과 에너지 효율화를 위한 저철손의 자기적 특성을 양립시키도록 하는 무방향성 전기강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 무방향성 전기강판에 관한 것이다.
최근 에너지의 효율적 이용에 대한 관심이 고조됨에 따라, 대형발전기나 하이드리드 자동차(HEV; Hybrid Electric Vehicle) 혹은 전기자동차(EV;Electric Vehicle)와 같은 친환경 자동차 등의 전기기기에 사용되는 모터의 효율을 증가시키고자 하는 노력이 시도되고 있다. 그 일환으로 BLDC 모터와 같이 주파수를 변조하여 일반적인 모터보다 빠른 회전속도를 얻고자 하는 노력이 진행되고 있다.
특히, 하이브리드 자동차나 전기자동차의 구동부에 사용되는 모터의 경우 제한된 크기로 큰 출력을 얻을 필요가 있으며, 10000rpm 이상의 회전속도가 요구된다. 이러한 경우에 있어서 모터의 회전자가 받는 원심력은 회전속도의 제곱에 비례하기 때문에 고속의 회전시 일반적인 전기강판이 견딜 수 있는 항복강도를 넘게 되고 이는 모터의 안정성 및 내구성을 위협하는 요인으로 작용한다. 따라서, 고속 회전하는 기기의 회전자에는 고강도의 소재를 필요로 한다.
뿐만 아니라, 모터의 회전자로 사용되는 소재의 경우, 강도 이외에도 고주파에 의해 발생하는 와류 손실을 저감시켜야 할 필요가 있는데, 강도를 향상시킬 목적으로 고강도 탄소강이나 일체형 회전자를 만들게 되면 회전자의 와류손실이 커지게 되어 모터의 전체적인 효율을 저감시키게 된다.
따라서 고강도 특성과 저철손 특성을 모두 만족시킬 수 있는 전기강판의 제조 기술에 대한 연구를 필요로 하게 되었다. 그 일환으로, 강에 페라이트 이
외의 조직을 형성하여 강도를 향상시킨 기술과, Nb와 V, Cu 등의 합금원소를 첨가시켜 강도를 향상시킨 기술, 냉간압연 혹은 추가가공 이전 상태에서의 결정립 크기를 20㎛ 이상으로 제어하여 철손 특성과 강도 특성을 양립시키고자 하는 기술이 제안된 바 있다.
하지만, 페라이트 이외의 조직을 형성하는 기술은, 펄라이트나 마르텐사이트, 오스테나이트의 비자성 이상조직이 강 내부에 존재함으로 인해 철손 및 자속밀도가 급격히 열화되고, 회전자에 사용할 경우 모터의 효율이 급격히 감소되는 단점이 있다. Nb와 V, Cu 등의 합금원소를 첨가하는 기술 역시 자성이 급격히 열화되는 문제가 발생되며, 사용처에 따라 한계가 발생한다. 또한 냉간압연 조직의 크기를 20㎛ 이상으로 제어하는 기술에 의한 효과는 통상적인 전기강판에서 행해지는 공정 및 중간제품에서 나타나는 특성으로서, 본 발명자에 의한 실험 결과 미재결정 조직이 많은 고강도 전기강판에서는 그 효과가 미미한 것으로 조사되었으며, 20㎛ 미만의 결정립 크기를 가지는 소재를 이용하여 만들었을 경우와 비교하여 효과적인 자기적 특성의 향상을 가져오기 힘들다는 문제점이 있다.
본 발명의 목적은 냉간압연된 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율을 적정 수준으로 관리하고, 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 제어함으로써 강도가 우수하면서도 철손이 낮은 무방향성 전기강판을 제조하고자 함에 있다.
또한 본 발명은 최종소둔을 최종소둔의 온도변화에 따른 항복강도의 변화율이 낮은 온도 영역에서 실시하여 강판의 연신률을 일정 수준 이상으로 유지하도록 하고, 자성과 강도의 편차를 줄여 저철손 고강도 특성을 안정적으로 확보하도록 하는 무방향성 전기강판의 제조방법을 제공하는 것에도 목적이 있다.
또한 본 발명의 목적은 냉간압연된 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율을 적정 수준으로 관리하고, 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 제어하며, 미세 황화물 혹은 단독 석출상으로 존재하는 Cu의 함량을 억제하여 결정 성장성을 향상함으로써 고객사의 필요에 따라 부분적으로 열처리했을 경우 철손이 대폭 향상된 고강도 무방향성 전기강판을 제조하고자 함에 있다.
또한 본 발명의 목적은 냉간압연된 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율을 적정 수준으로 관리하고, 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 제어하며, 강도 를 향상시키는 합금 성분을 적정량 함유함으로써 강도가 우수하면서도 철손이 낮은 무방향성 전기강판을 제조하고자 함에 있다.
또한 본 발명의 목적은 냉간압연된 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율을 적정 수준으로 관리하고, 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 제어하며, 표면 산/질화 반응을 억제시키는 합금 성분을 함유함으로써 고객사의 필요에따라 부분적으로 열처리했을 경우 자성이 대폭 향상되는 저철손 고강도 무방향성 전기강판을 제조하고자 함에 있다.
또한 본 발명의 목적은 냉간압연된 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율을 적정 수준으로 관리하고, 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 제어하며, 미세 탄질화물 석출물을 형성하는 불순물 원소를 제한하여 결정 성장성을 향상함으로써 고객사의 필요에 따라 부분적으로 열처리했을 경우 자성이 대폭 향상되는 저철손 고강도 무방향성 전기강판을 제조하고자 함에 있다.
상기의 과제를 해결하기 위한 본 발명의 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 4.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, Mn: 0.1~2.0%, Al: 0.3~2.0%, N: 0.003% 이하, Ti: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 열간압연하고, 냉간압연한 후, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 50% 이하(0%를 포함하지 않음)가 되도록 최종소둔을 실시하는 것을 특징으로 한다.
또한 본 발명의 제조방법에는, Ni: 5% 이하 및 Cr: 10% 이하로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 더 포함하거나, 또는 Sn: 0.01~0.1% 및 Sb: 0.005~0.05%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 더 포함하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법인 것을 특징으로 한다.
또한 본 발명의 제조방법에서, 상기 불순물은 Cu, Nb 및 V 으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 포함하되, 상기 Cu함량은 0.02% 이하로, 상기 Nb함량은 0.003% 이하로, 상기 V함량은 0.003% 이하로 제어되는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법인 것을 특징으로 한다.
또한 본 발명의 제조방법에서는, 상기 슬라브를 열간압연하기 전에 1050℃이상 1250℃이하의 온도에서 상기 슬라브를 재가열하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하고, 또한 최종소둔 후 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 10㎛ 이하로 제어하는 것을 특징으로 하며, 또한 최종소둔을 최종소둔 온도변화에 따른 항복강도의 변화율이 3.0MPa 이하인 온도 영역에서 실시하는 것을 특징으로 한다.
또한 본 발명의 제조방법에서는, 최종소둔된 강판의 연신률을 20% 이상으로 제어하는 것을 특징으로 하고, 또한 최종소둔된 강판의 항복강도를 500MPa 이상으로 제어하는 것을 특징으로하며, 또한 상기 최종소둔을 720~760℃ 의 온도에서 실시하는 것을 특징으로 하고, 또한 상기 열간압연 후, 냉간압연 전에 열연판 소둔을 실시하는 것을 특징으로 한다.
상기의 과제를 해결하기 위한 본 발명의 저철손 고강도 무방향성 전기강판은, 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 4.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, Mn: 0.1~2.0%, Al: 0.3~2.0%, N: 0.003% 이하, Ti: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지고, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적 분율이 50% 이하(0%를 포함하지 않음)인 것을 특징으로 한다.
또한 본 발명에서 상기 전기강판은, Ni: 5% 이하 및 Cr: 10% 이하로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 더 포함하는 것을 특징으로 하고, 또한 상기 전기강판은, Sn: 0.01~0.1% 및 Sb: 0.005~0.05%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 더 포함하는 것을 특징으로 하며, 또한 상기 불순물은 Cu, Nb 및 V 으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 포함하되, 상기 Cu함량은 0.02% 이하, 상기 Nb함량은 0.003% 이하, 상기 V함량은 0.003% 이하인 것을 특징으로 한다.
또한 본 발명에서 상기 전기강판은, 강판 단면에서의 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하고, 또한 연신률이 20% 이상인 것을 특징으로 하며, 또한 항복강도가 500MPa 이상인 것을 특징으로 하고, 또한 강판 내부의 Cu 석출물 크기가 10nm 이하인 것을 특징으로 한다.
본 발명에 의하면, 냉간압연된 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율을 적정 수준으로 관리하고, 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 제어함으로써 강도가 우수하면서도 철손이 낮은 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
또한 최종소둔을 최종소둔의 온도변화에 따른 항복강도의 변화율이 낮은 온도 영역에서 실시함으로써 연신률의 저하를 방지하고, 자성과 강도의 편차를 줄여 저철손 및 고강도 특성을 안정적으로 확보할 수 있다. 또한 고객사의 필요에따라 부분적으로 열처리했을 경우 자성이 대폭 향상된다.
또한 Cu 함량을 제한하여 결정 성장성을 향상시킴으로써 고객사 열처리시 철손 특성이 대폭 향상된 고강도 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
또한 표면 산/질화 반응을 억제시키는 합금 성분을 함유함으로써 고객사의 필요에 따라 부분적으로 열처리했을 경우 자성을 대폭 향상시킬 수 있다.
또한 Nb, V와 같은 불순물을 제한하여 미세 탄질화물 석출물을 줄이고 결정 성장성을 향상시킴으로써 고객사 열처리시 자성이 대폭 향상된 저철손 고강도 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다.
이하, 본 발명에 대해 보다 구체적으로 설명한다.
본 발명자는 저철손 특성과 고강도 특성을 동시에 갖는 무방향성 전기강판을 제조함에 있어서 다양한 합금원소가 미치는 종류별 영향과, 열간압연, 냉간압연 및 최종소둔의 다양한 공정인자들의 조정에 의한 재결정 거동이나 조직 변화 특성 등에 대하여 조사한 결과, 특정 합금성분의 조성을 갖는 성분계에 있어 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율과, 최종소둔된 강판의 재결정립 크기를적정 수준으로 제어함에 의하여 우수한 강도 특성과 함께 낮은 철손 특성을 동시에 갖는 무방향성 전기강판을 제조할 수 있음을 발견할 수 있었다.
본 발명에 따른 무방향성 전기강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 4.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, Mn: 0.1~2.0%, Al: 0.3~2.0%, N: 0.003% 이하, Ti: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 열간압연하고, 냉간압연한 후, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 50% 이하(0%를 포함하지 않음)가 되도록 최종소둔을 실시한다.
또한 본 발명의 제조방법에서는, 상기 조성에 Ni: 5% 이하 및 Cr: 10% 이하로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 더 포함하거나, 또는 Sn: 0.01~0.1% 및 Sb: 0.005~0.05%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 더 포함시킨다.
또한 본 발명의 제조방법에서는, 상기 불순물로서 Cu, Nb 및 V 으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 포함하되, 상기 Cu함량은 0.02% 이하로, 상기 Nb함량은 0.003% 이하로, 상기 V함량은 0.003% 이하로 제어된다. 또한 본 발명의 제조방법에서는, 상기 슬라브를 열간압연하기 전에 1050℃이상 1250℃이하의 온도에서 상기 슬라브를 재가열하는 단계를 더 포함할 수 있다.
또한 본 발명자는 미재결정 조직의 면적분율이 무방향성 전기강판의 자성과 강도의 편차에 미치는 영향에 대하여 예의 주시하여 연구한 결과, 미재결정 조직의 면적분율이 높아질수록 항복강도가 커지고 그에 따라 고강도 특성을 확보할수 있다는 사실과 함께, 미재결정 조직의 면적분율이 50%를 초과하면 연신률이 20% 미만으로 급감하게 되고 최종적으로 항복강도는 증가하더라도 피로강도가 감소하게 되는 결과를 초래함을 발견하게 되었다.
아울러 본 발명자는 미재결정 조직의 면적분율과 더불어 결정립 크기가 전기강판의 특성을 좌우하는 중요한 인자임을 발견하였다. 결정립의 크기와 강도는 반비례하는 경향이 있으며, 가급적 결정립의 크기를 작게 유지하는 것이 고강도화를 위해 바람직한 것으로, 실험 결과 재결정된 결정립의 평균크기를 10㎛ 이하로 제어함으로써 무방향성 전기강판의 강도를 통상재 대비 30% 이상 향상시킬 수 있음을 알 수 있었다.
이러한 사실과 함께 본 발명자는, 무방향성 전기강판의 자성과 강도의 편차를 줄이기 위한 다양한 인자들에 대하여 조사하여 연구한 결과, 최종소둔 온도의 변화에 따른 항복강도의 변화율이 낮은 온도 영역이 존재하는 사실을 발견하였으며, 특별히 최종소둔을 온도의 변화에 따른 항복강도의 변화율이 3MPa/℃보다 낮은 온도 영역, 바람직하게는720~760℃의 온도 영역에서 최종소둔함에 의하여 무방향성 전기강판의 제품 특성을 안정화할 수 있다는 사실 또한 발견하였다.
먼저, 본 발명의 무방향성 전기강판의 성분제한 이유에 대하여 설명한다. 특별히 언급하지 않은 한, 이하에서의 함량은 중량%를 의미한다.
[C: 0.005% 이하]
C는 최종제품에서 자기시효를 일으켜서 사용 중 자기적 특성을 저하시키므로 0.005중량% 이하로 함유되도록 한다. C의 함량이 낮을수록 자기적 특성에 바람직하므로, 최종제품에서는 0.003중량% 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
[Si: 4.0% 이하]
Si는 비저항을 증가시켜서 철손 중 와류 손실을 낮추는 성분으로서 첨가한다. 다만, Si이 4.0%를 초과하여 함유되면 냉간 압연성이 떨어져 판파단이 일어나기 때문에 Si 함량은 4.0% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
[P: 0.1% 이하]
P는 비저항을 증가시키고, 집합조직을 개선하여 자성을 향상시키기 위하여 첨가한다. 다만, 과다 첨가시에는 냉간 압연성이 악화되기 때문에 P의 함량은 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
[S: 0.03% 이하]
S는 미세한 석출물인 MnS 및 CuS를 형성하여 자기특성을 악화시키기 때문에 낮게 관리하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 S 함량을 0.03% 이하로 제한한다.
[Mn: 0.1~2.0%]
Mn은 0.1% 미만으로 첨가되면 미세한 MnS 석출물을 형성하여 결정성장을 억제하며, 그에 따라 자성을 악화시킨다. 따라서 0.1% 이상으로 첨가하여, MnS 석출물이 조대하게 형성되도록 하는 것이 바람직하다. 또한 Mn을 0.1% 이상으로 첨가하면 S 성분이 보다 미세한 석출물인 CuS로 석출되는 것을 막아 자성의 열화를 방지할 수 있다. 그러나 Mn이 과도하게 첨가되면 오히려 자성을 떨어뜨리기 때문에 Mn의 함량은 0.1~2.0%로 하는 것이 바람직하다.
[Al:0.3~2.0%]
Al은 비저항을 증가시켜 와류손실을 낮추는데 유효한 성분이다. Al이 0.3% 미만으로 첨가되면, AlN이 미세하게 석출하여 자성이 열화되고, 반대로 Al이 2.0%를 초과하여 첨가되면 가공성이 열화되므로, Al 함량은 0.3~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
[N:0.003% 이하]
N은 모재 내부에 미세하고 긴 AlN 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제하여 철손을 열위시키므로 가급적 적게 함유시키는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 N 함량을 0.003% 이하로 제한한다.
[Ti:0.005% 이하]
Ti는 미세한 TiN과 TiC 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제한다. Ti가 0.005%를 초과하여 함유되는 경우, 많은 미세한 석출물이 발생하여 집합조직을 나쁘게 하여 자성을 악화시키므로, Ti 함량은 0.005% 이하로 제한한다.
[Cu:0.02% 이하]
Cu는 강중에 미세한 황화물 혹은 단독 석출상으로 존재하여 결정립 성장을 억제한다. 특히 Cu가 0.02%를 초과하여 함유되면, 고객사 열처리시 결정립 성장을 억제하여 철손 향상을 저해하고 고장력 제품이 고객사 열처리를 통해 저철손 제품으로 사용되어야 할 경우 사용처를 제한하게 되므로, Cu 함량은 0.02% 이하로 제한한다.
[Ni:5% 이하]
Ni은 첨가시 자기적 특성의 열위가 적은 반면, 강도를 증가시키는 효과가 있기 때문에 본 발명과 같은 저철손 고강도강을 위해서는 효과적인 원소이다. 하지만, 5%를 초과하여 함유되는 경우 가격 상승요인이 크고, 자속밀도가 떨어지는 문제가 있기 때문에, Ni 함량은 5% 이하로 제한한다.
[Cr:10% 이하]
Cr은 내식성을 향상시키고, 강도를 효과적으로 증가시키는 효과가 있기 때문에 저철손 고강도강을 위해 효과적인 원소이다. 하지만, 10%를 초과하여 함유되는 경우 가격상승 요인이 있고 자속밀도가 떨어지기 때문에 상한을 10%로 제한한다.
[Sn: 0.01~0.1%]
Sn은 고객사 열처리시 표면에 편석되어 분위기 산소 및 질소가 강중에 침투하여 철손이 열위되는 것을 방지하는 효과가 있다. 이 효과를 위해서는 Sn이 0.01%이상 함유되어야 하나, 0.1%를 초과하여 함유되는 경우 결정성장성을 저해하는 효과가 있으므로 그 범위를 0.01~0.1%로 제한한다.
[Sb: 0.005~0.05%]
Sb는 고객사 열처리시 표면에 편석되어 분위기 산소 및 질소가 강중에 침투하여 철손이 열위되는 것을 방지하는 효과가 있다. 이 효과를 위해서는 Sb이 0.005%이상 포함되어야 하나, 0.05%를 초과하여 함유되는 경우 결정성장성을 저해하는 효과가 있으므로 그 범위를 0.005~0.05%로 제한한다.
[Nb:0.003% 이하]
Nb는 미세한 NbN과 NbC 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제한다.Nb가 0.003%를 초과하여 함유되는 경우, 많은 미세한 석출물이 발생하여, 고객사 열처리시 결정립 성장을 억제하여 철손 향상을 저해한다. 특히 고장력 제품이 고객사 열처리를 통해 저철손 제품으로 사용되어야 할 경우 사용처를 제한할 수 있으므로, Nb 함량은 0.003% 이하로 제한한다.
[V:0.003% 이하]
V는 미세한 VN과 VC 석출물을 형성하여 결정립 성장을 억제한다. V가 0.003%를 초과하여 함유되는 경우, 많은 미세한 석출물이 발생하여, 고객사 열처리시 결정립 성장을 억제하여 철손 향상을 저해한다. 특히 고장력 제품이 고객사열처리를 통해 저철손 제품으로 사용되어야 할 경우 사용처를 제한할 수 있으므로,V 함량은 0.003% 이하로 제한한다.
이하, 본 발명의 무방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 무방향성 전기강판의 제조방법은 우선 상기의 조성으로 된 슬라브를 가열로에 장입하여 가열한다. 슬라브의 가열온도는 1050~1250℃ 로 하는 것이 좋다. 슬라브를 1250℃를 초과하는 온도로 가열하게 되면 자성을 해치는 석출물이 재용해되어 열간압연후 미세하게 석출될 수 있다.
슬라브가 가열되면, 이어서 열간압연을 실시하고, 열간압연된 열연판을 권취한다. 권취된 열연판은 필요에 따라 열연판 소둔을 실시한다. 열연판 소둔은 상변태가 없는 고급 전기강판을 제조함에 있어서는 실시하는 것이 바람직하며, 최종소둔판의 집합조직을 개선하여 자속밀도를 향상시키는데 유효하다. 열연판 소둔을 실시하는 경우에는 열연판 소둔을 850~1100℃의 온도에서 실시하는 것이 좋다. 열연판소둔 온도가 850℃ 미만이면 조직이 성장하지 않거나 미세하게 성장하여 자속밀도의 상승 효과를 기대하기 어렵게 된다. 열연판 소둔온도가 1100℃보다 높아지면 오히려 자기특성이 열화되고, 판형상의 변형으로 인해 압연작업성이 나빠질 수 있다.
상기와 같이 열연판 소둔을 실시하게 되면 자속밀도를 향상시킬 수 있으나, 자속밀도 특성이 중요하게 고려되지 않는 무방향성 전기강판을 제조하고자 하는 경우에는 열연판 소둔을 특별히 실시할 필요가 없으며, 특히 높은 온도에서 최종소둔을 실시하고자 하는 경우에 있어서도 열연판 소둔을 생략하는 것이 가능하다.
상기와 같이 열연판 소둔을 실시하거나 혹은 생략한 다음, 열연판을 산세하고, 냉간압연하여 원하는 판두께의 냉연판을 제조한다. 냉간압연은 1회의 냉간압연에 의하여 실시하거나 혹은 필요에 따라 중간소둔을 사이에 두는 2회 이상의 냉간압연을 수행하여 실시하는 것도 가능하다.
냉간압연된 냉연판은 최종소둔을 실시한다. 최종소둔은 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 50% 이하(0%를 포함하지 않음)가 되는 조건으로 실시한다. 최종소둔을 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 50%보다 커지는 조건으로 실시하는 경우에는 자성이 열화되고, 또한 항복강도는 증가하더라도 연신률은 오히려 20%미만으로 급감하여 최종적으로 피로강도가 급격하게 감소하게 된다. 이와 반대로,강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 0%가 되는 조건으로 최종소둔을 하게 되면 강도가 지나치게 낮아지게 되어 고강도화를 도모하기 어렵게 된다. 미재결정 조직의 면적분율이 0%라 함은, 바꾸어 말하면 재결정 조직의 면적분율이 100%라는 것을 의미한다. 따라서 최종소둔은 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 50% 이하(0%를 포함하지 않음)가 되는 조건하에서 실시한다.
본 발명의 성분계에서는 최종소둔을 720~760℃의 범위 내의 온도에서 실시함으로써 미재결정 조직의 면적분율을 1~50%로 제어할 수 있다. 최종소둔시간은 5분 미만으로 하더라도 본 발명에서와 같은 미재결정 조직의 면적분율의 확보가 가능하다.
미재결정 조직의 면적분율과 더불어 결정립의 크기 역시 중요한 인자에 해당하며, 최종소둔은 결정립 평균크기가 10㎛ 이하가 되는 조건으로 실시하는 것이 바람직하다. 결정립의 크기는 강도와 반비례하는 것으로, 결정립 크기를 10㎛ 이하로 제어하면 통상의 무방향성 전기강판 제품과 대비하여 강도를 30% 이상 향상시키게 된다. 여기서 정의하는 결정립의 크기는 강판 단면에서 관찰되는 재결정된 결정립의 평균크기를 의미한다.
최종소둔 온도는 무방향성 전기강판의 자성과 강도의 편차에도 영향을 미친다. 최종소둔의 온도에 따라 항복강도의 변화율이 좌우되며, 고강도 전기강판 제작시 최종온도 변화에 따른 항복강도의 변화율이 고려되어야 한다.
일반적으로 설비상의 제약으로 인해 최종소둔 온도를 목표 온도±5℃ 범위내로 유지하는 것이 힘든 실정이다. 고강도 전기강판의 경우에는 재결정 온도 근처에서 최종소둔을 실시하므로 강도의 변화가 매우 급격하게 변화되는 조건하에서 제작된다. 특히 미재결정 조직의 면적분율이 큰 경우에 있어서의 온도 변화에 따른 항복강도 변화율이 더욱 급격하여 실제 제품을 생산했을 때, 특성 편차가 관리 수준을 상회하는 문제가 발생할 수 있다.
따라서 목표로 하는 특성을 갖는 제품을 안정적으로 생산하기 위해서는 전기강판의 보증 항복강도를 감안하였을 때 최종소둔 온도의 변화에 따른 항복강도의 변화율이 3MPa/℃ 이하인 온도 구간에서 최종소둔을 실시하는 것이 유리하다.
최종소둔된 강판은 통상의 방법으로 절연피막 처리하여 고객사로 출하될 수 있다. 절연피막 코팅시 통상적인 코팅재의 적용이 가능하며, 크롬계(Crtype)나 무크롬계(Cr-free type)중 어느 것이든 제한되지 않고 사용 가능하다.
또한, 필요에 따라 고객사 열처리를 수행하는 경우, Cu 함량이 0.02% 이하로 제한되어 결정성장성이 저해되지 않으므로, 열처리 이후의 자기적 특성이 향상된다.
또한, 석출물을 발생시키는 부가적인 석출 원소가 함유되어 있지 않으므로 필요에 따라 고객사 열처리를 하는 경우, 열처리 이후의 자기적 특성이 대폭 향상된다.
또한, 0.01~0.1%의 Sn 및/또는 0.005~0.05%의 Sb이 함유되므로 필요에 따라 고객사 열처리하는 경우에 있어서 표면 산화 및 질화가 억제되어, 열처리 이후 철손 특성이 대폭 개선된다.
또한, 필요에 따라 고객사 열처리를 수행할 경우, Nb, V 함량을 제한하여 미세 탄질화물 석출물을 줄여 결정성장성이 저해되는 것을 방지함으로써 열처리 이후의 자기적 특성이 대폭 향상된다.
이하, 실시예에 의하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
<실시예 1>
중량%로, 하기 표 1에 나타낸 것과 같은 조성의 합금성분과 불순물로 이루어지는 슬라브를 1180℃로 재가열한 다음, 2.3mm로 열간압연하여 열연판을 제조하였다. 이 때, 비저항 차에 의하여 발생되는 영향을 최소화하기 위하여 Al+Si 값은 4.2% 혹은 2.2%로 일정하게 유지하였다. 제조된 각 열연판은 650℃에서 권취한 후, 공기중에서 냉각하고 1040℃에서 2분 동안 열연판 소둔을 실시하였다. 이어서, 열연판을 산세한 후, 0.35mm 두께가 되도록 냉간압연을 실시하였다. 이어서, 냉연판은 수소 20%, 질소 80%의 분위기조건하에서 하기 표 2에 주어진 온도로 1분동안 최종소둔을 실시한 후 자성 및 기계적 특성을 분석하였다.
자성은 \60X60mm2 크기의 단판 측정기를 이용하여 압연 방향과 압연 직각 방향으로 측정하고 이를 평균하여 구하였으며, 항복강도는 KS 13B 규격의 시편을 제작하여 인장실험을 실시하고 0.2% 오프셋(offset)에서의 값으로 결정하였다. 미재결정 조직의 면적분율은 최종 소둔된 강판의 단면을 광학현미경으로 찍은 후, 재결정된 부분의 영역을 이미지 분석하여 계산하였으며, 결정립 크기는 광학현미경 사진으로부터 평균 결정립 면적을 구하여 제곱근을 취하여 결정하였다. 최종소둔 온도 변화에 따른 항복강도의 변화율은 다음과 같은 식 1에 의하여 계산하였다.
식1) 온도 T에서의 항복강도 변화율 = (YPT-YPT+10)/10
상기 YPT는 T℃ 온도에서 소둔하였을 때의 시편의 항복강도, YPT+10은 T+10℃ 온도에서 소둔하였을 때의 시편의 항복강도이다.
표 1
Figure PCTKR2011009979-appb-T000001
표 2
Figure PCTKR2011009979-appb-T000002
표 2의 결과로부터, 최종소둔 온도가 감소함에 따라 미재결정 조직의 면적분율 및 그에 따른 항복강도는 증가하나, 미재결정 조직의 면적분율이 50%를 초과하면 연신률은 20%미만으로 급감하는 것을 알 수 있다.
비교재1~4의 경우, 미재결정 조직의 면적분율이 50%를 초과하고, 연신률이 20% 미만으로서 가공성 및 인성이 악화되어 고강도 소재로 적합하지 않았으며, 철손도 35W/Kg 이상으로 급격히 열화되는 경향이 나타난다. 또한 비교재1~4는 최종소둔 온도에 대한 기계적 특성의 변화가 3MPa/℃ 보다 높아, 실제 생산시 50~70Mpa의 항복강도 편차를 가지게 되었다. 비교재 5의 경우 미재결정 조직이 전혀 없어, 연신률은 높아 인성은 우수하지만, 항복강도가 500MPa 보다 낮아서 모 소재가 약 390Mpa의 항복강도를 가지고 있음을 감안했을 때, 강도 향상률이 30% 미만으로 지나치게 낮아 고강도 제품으로의 효용성이 없다. 비교재6~9 역시 미재결정 조직의 면적분율이 50%보다 커서 연신률 및 철손이 급격이 나빠졌으며, 비교재10의 경우 고강도 제품으로서의 효용성이 없다.
발명재1~14는 미재결정 조직의 면적분율이 50% 이하이고, 결정립 평균 크기가 10㎛ 이하로서, 철손과 항복강도가 안정적으로 유지되고 나아가, 연신률도 20% 이상의 수준을 유지하여 인성이 높은 특징을 가지게 되어 500MPa 이상의 항복강도를 갖는 고강도 제품으로써의 장점을 갖는 것임을 알 수 있다.
<실시예 2>
중량%로, 하기 표 3에 나타낸 것과 같은 조성의 합금성분과 불순물로 이루어지는 슬라브를 1130℃로 재가열한 다음, 2.3mm로 열간압연하여 열연판을 제조하였다. 제조된 각 열연판은 650℃에서 권취한 후, 공기중에서 냉각하고 1080℃에서 2분 동안 열연판 소둔을 실시하였다. 이어서, 열연판을 산세한 후, 0.35mm두께가 되도록 냉간압연을 실시하였다. 이어서, 냉연판은 수소 20%, 질소 80%의 분위기조건하에서 650℃ 에서 1분 동안 최종소둔을 실시한 후 철손 및 항복강도를 측정하였다. 또한, 일반적인 고객사 열처리 조건인 질소 100% 분위기조건하에서 750℃에서 2시간 열처리하고 철손 및 Cu 석출상 크기를 측정하였다. 자성은 60X60mm2 크기의 단판 측정기를 이용하여 압연 방향과 압연 직각 방향으로 측정하고 이를 평균하여 구하였으며, 항복강도는 KS 13B 규격의 시편을 제작하여 인장실험을 실시하고 0.2% 오프셋(offset)에서의 값으로 결정하였다.
표 3
Figure PCTKR2011009979-appb-T000003
표 4
Figure PCTKR2011009979-appb-T000004
표 4의 결과로부터, Cu 함량이 증가함에 따라 고객사 열처리 이전에는 철손 및 항복강도의 변화가 거의 관찰되지 않으나, 고객사 열처리 이후에는 비교재11~16과 같이 Cu 함량이 0.02%를 초과했을 때 철손이 급격하게 열위됨을 알 수있다.
이러한 철손 열위는 Cu 함량 증가에 따라 결정성장을 억제하는 Cu석출물의 크기가 증가하기 때문으로 생각되며, 특히 Cu 석출상의 크기가 10nm를 초과할 때 고객사 열처리 조건하에서 결정성장이 크게 둔화되기 때문으로 판단된다. 따라서 고객사에서 선택적인 열처리를 통해 자성을 향상시키고자 하는 경우, 강중에 Cu 함량을 0.02% 이하로 제어할 필요가 있다.
<실시예 3>
중량%로, 하기 표 5에 나타낸 것과 같은 조성의 합금성분과 불순물로 이루어지는 슬라브를 1130℃로 재가열한 다음, 2.3mm로 열간압연하여 열연판을 제조하였다. 제조된 각 열연판은 650℃에서 권취한 후, 공기중에서 냉각하고 1080℃에서 2분 동안 열연판 소둔을 실시하였다. 이어서, 열연판을 산세한 후, 0.35mm 두께가 되도록 냉간압연을 실시하였다. 이어서, 냉연판은 수소 20%, 질소80%의 분위기조건하에서 650℃에서 1분 동안 최종소둔을 실시한 후 자성 및 기계적 특성을 분석하였다. 자성은 60X60mm2 크기의 단판 측정기를 이용하여 압연 방향과 압연 직각 방향으로 측정하고 이를 평균하여 구하였으며, 항복강도는 KS 13B 규격의 시편을 제작하여 인장실험을 실시하고 0.2% 오프셋(offset)에서의 값으로 결정하였다.
표 5
Figure PCTKR2011009979-appb-T000005
표 6
Figure PCTKR2011009979-appb-T000006
표 6의 결과로부터, Ni이나 Cr의 함량이 증가할수록 항복강도가 증가되고 철손은 점차 감소되는 경향을 가지고 있음을 알 수 있다. 비교재 17,18,20,21는 Ni 함량이 5%를 초과하여 자속밀도가 급격하게 열위해지고, 비교재 19,22은 Cr 함량이 10%를 초과하여 자속밀도가 급격하게 열위해지고 있어, 모터 소재로 사용하기에 부적합하다. 따라서 본 발명의 저철손 고강도 제품에 사용되는 Ni의 함량은 5% 이하로 제한하고, Cr의 함량은 10% 이하로 제한할 필요가 있다.
<실시예 4>
중량%로, 하기 표 7에 나타낸 것과 같은 조성의 합금성분과 불순물로 이루어지는 슬라브를 1130℃로 재가열한 다음, 2.3mm로 열간압연하여 열연판을 제조하였다. 제조된 각 열연판은 650℃에서 권취한 후, 공기중에서 냉각하고 1080℃에서 2분 동안 열연판 소둔을 실시하였다. 이어서, 열연판을 산세한 후, 0.35mm 두께가 되도록 냉간압연을 실시하였다. 이어서, 냉연판은 수소 20%, 질소80%의 분위기조건하에서 650℃ 에서 1분 동안 최종소둔을 실시한 후 철손 및 항복강도를 측정하였다. 또한, 일반적인 고객사 열처리 조건인 질소 100% 분위기조건하에서 750℃ 2시간 열처리하고 철손을 측정하였다. 철손은 60X60mm2 크기의 단판 측정기를 이용하여 압연 방향과 압연 직각 방향으로 측정하고 이를 평균하여 구하였으며, 항복강도는 KS 13B 규격의 시편을 제작하여 인장실험을 실시하고 0.2% 오프셋(offset)에서의 값으로 결정하였다.
표 7
Figure PCTKR2011009979-appb-T000007
표 8
Figure PCTKR2011009979-appb-T000008
표 8의 결과로부터, 0.01~0.1%의 Sn 및/또는 0.005~0.05%의 Sb를 함유하는 발명재35~42의 경우 비교재23~30과 비교했을 때 고객사 열처리 조건으로 열처리한 후의 철손이 열처리전 대비 10% 이상 향상되었다.
Sb이 0.005% 미만이거나 Sn이 0.01% 미만으로 함유된 비교재 23,25,27,29는 표층에 산질화물이 형성되어 철손이 열위되었을 것으로 판단되며, Sb이 0.05%를 초과하거나 Sn이 0.1%를 초과하여 함유된 비교재24,26,28,30은 비교적 낮은 소둔온도의 고객사 열처리 조건하에서 결정성장을 억제하기 때문인 것으로 판단된다. 따라서, 고객사 열처리 이후 철손을 향상시키기 위해서는 Sn의 경우 0.01~0.1%로 첨가하고, Sb의 경우 0.005~0.05%로 첨가하여야 함을 알 수 있다.
<실시예 5>
중량%로, 하기 표 9에 나타낸 것과 같은 조성의 합금성분과 불순물로 이루어지는 슬라브를 1130℃로 재가열한 다음, 2.3mm로 열간압연하여 열연판을 제조하였다. 제조된 각 열연판은 650℃에서 권취한 후, 공기중에서 냉각하고 1080℃에서 2분 동안 열연판 소둔을 실시하였다. 이어서, 열연판을 산세한 후, 0.35mm 두께가 되도록 냉간압연을 실시하였다. 이어서, 냉연판은 수소 20%, 질소80%의 분위기조건하에서 650℃ 에서 1분 동안 최종소둔을 실시한 후 철손 및 항복강도를 측정하였다. 또한, 일반적인 고객사 열처리 조건인 질소 100% 분위기조건하에서 750℃에서 2시간 열처리하고 철손을 측정하였다. 자성은 60X60mm2 크기의 단판 측정기를 이용하여 압연 방향과 압연 직각 방향으로 측정하고 이를 평균하여 구하였으며, 항복강도는 KS 13B 규격의 시편을 제작하여 인장실험을 실시하고 0.2% 오프셋(offset)에서의 값으로 결정하였다.
표 9
Figure PCTKR2011009979-appb-T000009
표 10
Figure PCTKR2011009979-appb-T000010
표 10의 결과로부터, 고객사 열처리 이전에는 Nb, V 함량이 증가함에 따른 철손 및 항복강도의 변화가 크지 않으나, Nb, V 함량이 0.003%를 초과한 비교재31~36은 고객사 열처리 이후에 철손이 급격하게 열위됨을 알 수 있다. 이러한 철손 열위는 Nb, V 함량 증가에 따라 결정성장을 억제하는 Nb, V계 탄질화물이 발생하기 때문으로 판단된다. 따라서 고객사에서 선택적인 열처리를 통해 자성을 향상시키고자 하는 경우, 강중에 Nb과 V 함량을 0.003% 이하로 제어할 필요가 있다.

Claims (19)

  1. 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 4.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, Mn: 0.1~2.0%, Al: 0.3~2.0%, N: 0.003% 이하, Ti: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지는 슬라브를 열간압연하고, 냉간압연한 후, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적분율이 50% 이하(0%를 포함하지 않음)가 되도록 최종소둔을 실시하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  2. 청구항 1에 있어서,
    Ni: 5% 이하 및 Cr: 10% 이하로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 더 포함하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법
  3. 청구항 1에 있어서,
    Sn: 0.01~0.1% 및 Sb: 0.005~0.05%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 더 포함하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 불순물은 Cu, Nb 및 V 으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 포함하되, 상기 Cu함량은 0.02% 이하로, 상기 Nb함량은 0.003% 이하로, 상기 V함량은 0.003% 이하로 제어되는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법
  5. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한항에 있어서,
    상기 슬라브를 열간압연하기 전에 1050℃이상 1250℃이하의 온도에서 상기 슬라브를 재가열하는 단계;를 더 포함하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법
  6. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    최종소둔 후 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기를 10㎛ 이하로 제어하는
    저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  7. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    최종소둔을 최종소둔 온도변화에 따른 항복강도의 변화율이 3.0MPa 이하인 온도 영역에서 실시하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  8. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    최종소둔된 강판의 연신률을 20% 이상으로 제어하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  9. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    최종소둔된 강판의 항복강도를 500MPa 이상으로 제어하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  10. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 최종소둔을 720~760℃ 의 온도에서 실시하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  11. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 열간압연 후, 냉간압연 전에 열연판 소둔을 실시하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판의 제조방법.
  12. 중량%로, C: 0.005% 이하, Si: 4.0% 이하, P: 0.1% 이하, S: 0.03% 이하, Mn: 0.1~2.0%, Al: 0.3~2.0%, N: 0.003% 이하, Ti: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 혼입되는 불순물로 이루어지고, 강판 단면에서의 미재결정 조직의 면적 분율이 50% 이하(0%를 포함하지 않음)인 저철손 고강도 무방향성 전기강판.
  13. 청구항 12에 있어서,
    상기 전기강판은, Ni: 5% 이하 및 Cr: 10% 이하로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 더 포함하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판.
  14. 청구항 12에 있어서,
    상기 전기강판은, Sn: 0.01~0.1% 및 Sb: 0.005~0.05%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 더 포함하는 저철손 고강도 무방향성 전기강판.
  15. 청구항 12에 있어서,
    상기 불순물은 Cu, Nb 및 V 으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 하나를 포함하되, 상기 Cu함량은 0.02% 이하, 상기 Nb함량은 0.003% 이하, 상기 V함량은 0.003% 이하인 저철손 고강도 무방향성 전기강판
  16. 청구항 12 내지 청구항 15 중 어느 한 항에 있어서,
    강판 단면에서의 재결정된 결정립의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하인 저철손 고강도 무방향성 전기강판.
  17. 청구항 12 내지 청구항 15 중 어느 한 항에 있어서,
    연신률이 20% 이상인 저철손 고강도 무방향성 전기강판.
  18. 청구항 12 내지 청구항 15 중 어느 한 항에 있어서,
    항복강도가 500MPa 이상인 저철손 고강도 무방향성 전기강판.
  19. 청구항 15에 있어서,
    강판 내부의 Cu 석출물 크기가 10nm 이하인 저철손 고강도 무방향성 전기강판.
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