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WO2019132317A1 - 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Publication number
WO2019132317A1
WO2019132317A1 PCT/KR2018/015600 KR2018015600W WO2019132317A1 WO 2019132317 A1 WO2019132317 A1 WO 2019132317A1 KR 2018015600 W KR2018015600 W KR 2018015600W WO 2019132317 A1 WO2019132317 A1 WO 2019132317A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
rolling
less
thickness
thickness deviation
Prior art date
Application number
PCT/KR2018/015600
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
공종판
정제숙
이세일
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Publication of WO2019132317A1 publication Critical patent/WO2019132317A1/ko

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    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic properties and small in thickness deviation and a method of manufacturing the same.
  • drive motors among automotive motors must have excellent magnetic properties in all areas from low speed to high speed.
  • a high magnetic flux density characteristic is required at low speed rotation
  • a high frequency iron loss must be small in high speed rotation region
  • high strength is required because it must withstand centrifugal force generated at high speed rotation.
  • the thickness deviation in the width direction that is, the quality of the appearance shape, is considerably important since the material is slitted and laminated after punching to produce the final part. Therefore, the thickness must be uniform with respect to the width or the longitudinal direction of the strip.
  • Patent Document 1 discloses a technique relating to a non-oriented electrical steel sheet that improves magnetic properties.
  • Patent Document 1 discloses a non-oriented electrical steel sheet in which 0.1 to 5% of Co is added to steel having Si of 4% or less.
  • the hot-rolled sheet annealing is performed by box annealing with a slow cooling rate by setting the content of P to 0.07 to 0.20% and the content of Si to 0.17 to 3.0%.
  • the annealing process There has been proposed a technique for achieving a high density of data.
  • Patent Document 3 a method of reducing the content of Al by 0.017% or less to achieve high magnetic flux density has been proposed.
  • Patent Document 4 proposes a technique of adding Sb or Sn as an element other than those described above to give a high magnetic flux density.
  • Patent Document 5 proposes a technique of improving magnetic characteristics by controlling Ti, Nb, V and B. In the case of the nonoriented electric steel sheet, most of the technologies for improving the magnetic properties by controlling the alloy components are very small.
  • Patent Document 1 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2000-129410
  • Patent Document 2 Japanese Patent Publication No. 3870893
  • Patent Document 3 Japanese Patent Publication No. 4126479
  • Patent Document 4 Japanese Patent Publication No. 2500033
  • Patent Document 5 Korean Patent Laid-Open No. 10-2016-0078183
  • An aspect of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic properties and small in thickness deviation and a method of manufacturing the same.
  • An embodiment of the present invention is a steel sheet comprising, by weight%, 2.8 to 4.0% of Si, 0.1 to 1.5% of Al, 0.05 to 1.5% of Mn, 0.005 to 0.20% of Sn, 0.002 to 0.15% of P,
  • the Si, Al, Mn, Sn, and P satisfy the following relational expression 1
  • the ferrite grain average size is 70 to 110 ⁇ ⁇
  • the grain size is 10 mm from the edge of the strip in the width direction (W10 / 400) of not more than 13.6 W / kg, and having a small thickness deviation.
  • An embodiment of the present invention is a steel sheet comprising, by weight%, 2.8 to 4.0% of Si, 0.1 to 1.5% of Al, 0.05 to 1.5% of Mn, 0.005 to 0.20% of Sn, 0.002 to 0.15% of P, 0.0035%, the balance Fe and other unavoidable impurities, and Si, Al, Mn, Sn and P satisfying the following relational expression 1 are continuously cast to obtain a thin slab; Subjecting the thin slab to rough rolling to obtain a bar; Heating the bar; Rolling the hot rolled steel sheet at 950 to 1180 ° C in the first rolling mill and rolling the rolled steel sheet at 680 to 850 ° C in the last rolling mill to obtain a hot rolled steel sheet; And winding the hot-rolled steel sheet, wherein each of the steps is carried out continuously, cold-rolling the rolled hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet; And molten steel in the tundish at the time of continuous casting satisfies the following relational expression (2), the
  • Si, Al, Mn, Sn and P indicate the respective contents (% by weight).
  • an electric steel sheet excellent in magnetic characteristics and shape quality using a high-speed casting and continuous continuous rolling mode in a performance-to-rolling direct connection process, and a manufacturing method thereof.
  • the hot-rolled electrical steel sheet produced through the continuous rolling process has a significantly superior width-to-length thickness crown deviation of the conventional hot-rolled steel produced through the batch process. Therefore, it is excellent in dimension / shape in the production of the final part, and it is possible to uniformly laminate the material, thereby making it easy to manufacture the part.
  • Fig. 1 shows a state diagram of a general steel (0.04% C) calculated using Thermo-Calc (TCFE6).
  • 3 is a state diagram of a non-oriented electrical steel sheet containing 3.0% Si calculated using Thermo-Calc (TCFE6).
  • FIG. 5 is a schematic diagram of a facility for a performance-to-rolling direct process applicable to the present invention.
  • FIG. 6 is another schematic diagram of a facility for a performance-rolling direct process that can be applied to the present invention.
  • FIG. 7 is a photograph of a TEM inclusion structure of Inventive Example 1 according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 8 is a photograph of TEM inlaid structure of Comparative Example 1 according to an embodiment of the present invention.
  • FIG 11 shows the inclusion size distribution of Comparative Example 1 according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 12 shows a change in high temperature strength according to the temperature change of the inventive example 1 according to an embodiment of the present invention.
  • the manufacturing process (mini mill process) using a so-called thin slab, which is a new steel manufacturing process, which has recently attracted the attention, in particular, the process variation of the strip and the longitudinal direction of the strip is small due to the process characteristics of uniform- Has been attracting attention as a process having an excellent material deviation and a potential for manufacturing a hot rolled electrical steel sheet.
  • the reason for this is that unlike the conventional process in which the slab or bar is rolled in a batch form, in the case of the direct rolling process, only the first slab enters the top portion and the final coil exits the rolling mill. It has the advantages of excellent thickness and breadth dimension compared to conventional batch material and small plate crown deviation because it produces products through constant velocity isothermal rolling.
  • the nonoriented electric steel sheet for a driving motor has a very low carbon content ( ⁇ 50ppm) and an Si content of 2.5% or more in order to secure excellent magnetic properties and strength, so that it is difficult to cast at high speed.
  • Figures 1 and 2 show the state diagram and the high-temperature yield strength change of normal steel (0.04% C), respectively.
  • the solidification of the general steel is performed in the order of liquid phase L ⁇ L + ⁇ -Fe (ferrite) ⁇ ⁇ -ferrite + ⁇ -Fe (austenite) ⁇ ⁇ -Fe (austenite)
  • the high-temperature strength in the ⁇ -Fe (ferrite) region is very small, and the high-temperature strength increases as ⁇ -Fe (austenite) transformation occurs.
  • the non-oriented electrical steel sheet has single phase ⁇ -Fe (austenite) (Ferrite) transformation occurs only at a high temperature. Therefore, when a thin slab is produced through high-speed casting of a non-oriented electrical steel sheet, the strength of the solidified shell is very low and the mold level hunting (MLH) is so severe that floating of the inclusions does not occur. The inclusions may be incorporated into the slab and the magnetism may fall.
  • ⁇ -Fe austenite
  • MSH mold level hunting
  • alloy composition of the electric steel sheet of the present invention will be described.
  • the alloy composition described below is based on weight percent unless otherwise specified.
  • Silicon (Si) is generally added as a deoxidizing agent in steel, but it is an important element in an electric steel sheet because it has an effect of reducing an iron loss at a high frequency by increasing an electric resistance. In order to obtain such effect, addition of 2.8% or more is required. However, if it exceeds 4.0%, the rolling load during cold rolling may increase, resulting in a defective shape. Therefore, the Si content is preferably 2.8 to 4.0%, more preferably 3.0 to 3.8%, and even more preferably 3.1 to 3.7%.
  • Aluminum (Al) is generally used as a deoxidizing agent for steel, like Si, and is an element having a large effect of decreasing iron loss by increasing electrical resistance. However, if it exceeds 1.5%, casting may be interrupted due to lack of lubrication and physical properties of the mold flux may be picked up in the mold flux during continuous casting, and the rolling load during cold rolling may increase, Lt; / RTI > Therefore, the Al content is preferably 0.1 to 1.5%, more preferably 0.2 to 1.3%, and even more preferably 0.3 to 1.0%.
  • Mn manganese
  • the Mn is preferably in the range of 0.05 to 1.5%, more preferably 0.1 to 1.3%, still more preferably 0.2 to 1.0%.
  • Tin (Sn) suppresses the diffusion of nitrogen through the grain boundaries as a grain boundary element and inhibits formation of ⁇ 111 ⁇ , ⁇ 112 ⁇ texture which is harmful to magnetism and increases ⁇ 100 ⁇ and ⁇ 110 ⁇ It is preferably added in an amount of 0.005% or more in order to improve the magnetic properties and to increase the effect of addition. However, when it is added in an amount exceeding 0.20%, crystal growth is inhibited and the magnetic property is lowered and the rolling property is weakened. Therefore, the Sn content is preferably 0.005 to 0.20%, more preferably 0.01 to 0.15%, still more preferably 0.02 to 0.10%.
  • Phosphorus (P) is an element capable of increasing iron specific resistance and lowering iron loss, and is an element capable of improving magnetic flux density when added as a magnetic material. It is preferable to add 0.002% or more for the above effect. However, if it exceeds 0.15%, there is a disadvantage that it is present as a segregation element which induces the fracture of the rolled plate in the ferrite grain boundary at the room temperature rolling, and weakens the bonding force between grain boundaries to a great extent. Therefore, the P content is preferably in the range of 0.002 to 0.15%, more preferably 0.004 to 0.10%, still more preferably 0.006 to 0.05%.
  • Ca Calcium
  • the Ca content is preferably in the range of 0.0005 to 0.0035%, more preferably 0.0006 to 0.0030%, and still more preferably 0.0007 to 0.0025%.
  • the electrical steel sheet of the present invention it is preferable that Si, Al, Mn, Sn and P satisfy the following relational expression (1).
  • the following relational expression (1) can be expressed as a resistivity ( ⁇ ⁇ ). If the value of the relational expression (1) is less than 50, the resistivity is low and the target high-frequency iron loss can not be obtained.
  • the remainder of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
  • the electrical steel sheet of the present invention contains at least one of C, S, and N as impurities in a total amount of 0.05 wt% or less in addition to the above alloy composition, and Nb, V, Ti, Mo, Cu , And at least one selected from the group consisting of Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge and Mg in a total amount of not more than 0.2%.
  • the total of at least one of C, S and N is less than 0.05% by weight, carbonitrides, sulfides and the like may be formed and the iron loss may be large.
  • the tramp element is an impurity element derived from scrap used as a raw material in the steelmaking process, ladle, tundish refractory or the like. When the total amount exceeds 0.2%, the tramp element is liquefied at a high temperature to deteriorate performance , Precipitates, sulfides and inclusions may be formed to deteriorate iron loss.
  • the mean size of the ferrite grain is 70 to 110 ⁇ in circle-equivalent diameter.
  • the average size of the ferrite crystal grains is preferably 70 to 110 ⁇ or less in circle-equivalent diameter, more preferably 70 to 100 ⁇ or less, and even more preferably 70 to 90 ⁇ .
  • the electrical steel sheet of the present invention preferably contains inclusions having an average size of 10 nm or more.
  • the average size of the inclusions is less than 10 nm, the pinning effect becomes large, which interferes with the grain growth, and the high-frequency iron loss can be increased. Therefore, the average size of the inclusions is preferably 10 nm or more, more preferably 15 nm or more, and even more preferably 20 nm or more.
  • the inclusions may be at least one selected from the group consisting of Si, Al, Ca, Mn, Cu, Zr, W, Se, Mg, W,
  • impurity elements which are not intended from the raw material or the surrounding environment may inevitably be incorporated, and all of the elements are not specifically mentioned in this specification.
  • the electric steel sheet of the present invention includes inclusions of 2.5 / ⁇ 2 or less. If the number of inclusions exceeds 2.5 / ⁇ 2 , the grain growth and the migration of the magnetic domain may be disturbed, and the high-frequency iron loss may become large. If the occupancy rate of each inclusion size exceeds the above-mentioned value, the grain growth and the movement of the magnetic domain may be disturbed, and the high-frequency iron loss may become large.
  • the electric steel sheet according to the present invention preferably contains not more than 15% of inclusions having an average size of not more than 10 nm and not more than 30% of inclusions having an average size of not more than 15 nm and not more than 50% of inclusions having not more than 20 nm, It is preferable that the inclusions are 80% or less.
  • the electrical steel sheet of the present invention may have a thickness of 10 mm from the edge in the width direction of the strip and a deviation of the thickness of the center portion of 4.5 ⁇ or less. More preferably, the thickness deviation is 4.0 ⁇ , more preferably 3.5 ⁇ .
  • the electrical steel sheet of the present invention may have an iron loss (W10 / 400) of 13.6 W / kg or less.
  • the iron loss (W10 / 400) is an average loss (W / kg) in a rolling direction and a direction perpendicular to the rolling direction when a magnetic flux density of 1.0 Tesla is induced at a frequency of 400 Hz.
  • the electrical steel sheet of the present invention may have a thickness of 0.15 to 0.35 mm.
  • the thickness is less than 0.15 mm, the productivity decreases.
  • the thickness exceeds 0.35 mm, the iron loss reduction effect may be small.
  • FIG. 5 is a schematic diagram of a facility for a performance-to-rolling direct process that can be applied to the present invention, and is a schematic diagram of a performance-to-rolling direct process facility applicable to the manufacture of hot rolled steel sheets for obtaining a final electrical steel sheet.
  • the steel slabs of excellent shape quality according to one embodiment of the present invention can be manufactured from the hot-rolled steel sheets produced by applying the performance-to-rolling direct connection facility as shown in Fig.
  • the performance-to-rolling direct connection facility consists largely of a continuous casting machine 100, a roughing mill 400, and a finishing mill 600.
  • the performance-to-rolling direct connection plant comprises a high-speed continuous casting machine (100) producing a thin slab (a) of a first thickness and a rolling bar (b) of a second thickness thinner than the first thickness
  • a roughing scale breaker 300 and a finishing mill scale breaker 500 are placed in front of the roughing mill 400 and before the finishing mill 600, FSB '), and it is possible to produce an electrical steel sheet having excellent surface quality in the post-process because of easy removal of the surface scale.
  • 6 is another schematic diagram of a facility for a performance-rolling direct process that can be applied to the present invention. 6 is substantially the same as the apparatus shown in FIG. 5, but a heater 200 'for further heating the slab in front of the roughing mill 400 is provided, so that the slab edge temperature can be easily secured It is possible to lower the occurrence of edge defects and is advantageous in securing the surface quality. In addition, a space of at least one slab length is secured before the roughing mill, and batch rolling is possible.
  • the hot rolled steel sheet of the present invention having excellent magnetic properties and shapes can be produced in all of the performance-rolling direct connection facilities disclosed in Figs. 5 and 6.
  • molten steel having the above-described alloy composition is continuously cast to obtain a thin slab. At this time, it is important to control the temperature of the molten steel in the tundish.
  • the temperature of the tundish molten steel can be defined as the sum of the theoretical solidification temperature and the superheat (Super Heat).
  • the molten steel having a high degree of superheat during the production of the thin slab develops the main phase which deteriorates the quality of the slab and adversely affects the growth of the solidification shell, a sound solidification thickness can not be secured on the side of the mold, Casting may be interrupted due to breakout, mold level hunting (MLH) is so severe that the inclusions are not floated, and a large amount of inclusions are mixed into the slab, which may adversely affect magnetism. If the degree of superheat is too low, the molten steel may be freezing and the casting may be interrupted. Therefore, the superheat degree of the tundish is preferably 5 to 25 ° C, more preferably 10 to 20 ° C.
  • the molten steel temperature in the tundish satisfies the following relational expression (2).
  • the molten steel temperature in the tundish is less than (1538-13.2Si-0.7Al-5.1Mn) +5
  • the molten steel may be freezing during casting, resulting in casting interruption
  • (1538-13.2Si-0.7Al- 5.1Mn) +25 the columnar tablets which deteriorate the internal quality of the slab are developed and adversely affect the growth of the solidification shell, so that the thickness of the solidification shell is not secured at the out side of the mold
  • the casting may be interrupted due to the breakout, and since the mold level hunting (MLH) is so severe that the inclusions are not separated from each other, a large amount of inclusions may be mixed into the slab and adversely affect the magnetism have.
  • MSH mold level hunting
  • the continuous casting is preferably performed at a casting speed of 3.5 to 8.0 mpm (m / min).
  • the reason why the casting speed is set to 3.5 mpm or more is that a high speed casting and a rolling process are connected and a casting speed higher than a certain level is required to secure the target rolling temperature.
  • the casting speed is less than 3.5 mpm, Al may increase the amount of pick-up in the mold flux, thereby changing the physical properties of the mold flux, resulting in reduced lubricity and casting failure.
  • it exceeds 8.0 mpm the operation success rate may be reduced due to instability of the molten steel bath surface. Therefore, the casting speed is preferably in the range of 3.5 to 8.0 mpm, more preferably 4.0 to 7.5 mpm , And more preferably in the range of 4.5 to 6.5 mpm.
  • the thickness of the thin slab is preferably 80 to 120 mm.
  • the thickness of the thin slab is more than 120 mm, high-speed casting is difficult, and the rolling load during rough rolling is increased.
  • the thickness is less than 80 mm, the temperature of the cast steel is rapidly decreased and uniform structure is hardly formed.
  • the thickness of the thin slab is preferably controlled to 80 to 120 mm, more preferably 85 to 115 mm, and even more preferably 90 to 110 mm or less.
  • the cooling rate of the thin slab is preferably 2.0 to 3.5 L / kg. If the water content exceeds 3.5 l / kg, the temperature drop on the edge of the slab / bar can cause severe edge cracks. If it is less than 2.0 l / kg, it is difficult to obtain a good solidification shell. , And mold level hunting (MLH) are generated so that the inclusions are not separated from each other, so that a large amount of inclusions are mixed into the slab, which may adversely affect the magnetism.
  • the cooling rate is preferably a secondary cooling rate.
  • the cooling rate during the production of the thin slab is preferably 2.0 to 3.5 L / kg, more preferably 1.95 to 3.45 L / kg, and even more preferably 1.90 to 3.40 L / kg.
  • the mold level hunting preferably has an average hit rate of 90% or more, which satisfies a value of ⁇ 3 mm or less. If the hit rate at which the mold level hunting satisfies the range of ⁇ 3 mm or less is less than 90%, the inclusions are not flotated, and a large amount of inclusions may be mixed into the slab and adversely affect the magnetism.
  • the mold level hunting is more preferably an average of 94% or more, and more preferably 96% or more, on the average of the hit ratios satisfying ⁇ 3 mm or less.
  • the thin slab is rough-rolled to obtain bars.
  • the rough-rolled bar preferably has a thickness of 10 to 30 mm.
  • the thickness of the bar exceeds 30 mm, the rolling load during the finish rolling may be large.
  • the thickness is less than 10 mm, the rolling deformation resistance may become large, which may cause difficulty in operation.
  • the thickness of the bar is preferably in the range of 10 to 30 mm, more preferably in the range of 12 to 28 mm, and even more preferably in the range of 14 to 26 mm.
  • the inlet temperature during the rough rolling may be 1000 to 1200 ° C. If the rough rolling inlet temperature is less than 1000 ⁇ , an increase in the rough rolling load and cracks may occur in the edges of the bars. On the other hand, if it is higher than 1200 ° C, the hot-rolled scale remains and the quality of the hot-rolled surface may deteriorate.
  • the temperature at the time of rough rolling is preferably in the range of 1000 to 1200 ° C, more preferably in the range of 1020 to 1180 ° C, and even more preferably in the range of 1040 to 1160 ° C.
  • the heating temperature of the bar is preferably 1000 to 1200 ° C.
  • the reason for controlling the heating temperature of the bar is to stably produce the hot rolled steel sheet and to secure the surface quality. If the temperature is less than 1000 ° C, the finish rolling rolling temperature is lowered and the rolling load is rapidly increased, Plate breakage may occur. If the temperature exceeds 1200 ° C, the scale may be excessively generated and the surface quality may be deteriorated.
  • the heating temperature of the bar is preferably in the range of 1000 to 1200 ° C, more preferably in the range of 1020 to 1180 ° C, and even more preferably in the range of 1040 to 1160 ° C.
  • the heated bar is subjected to finish rolling to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the finish rolling can be performed in a finishing mill having 3 to 6 stands.
  • the rolling at 950 to 1180 DEG C in the first rolling mill at the time of finish rolling at the finish rolling, and at 680 to 850 DEG C at the last rolling mill.
  • the temperature in the first rolling mill is more than 1,180 ⁇ at the time of finish rolling, the high ductility is too high and the tension control is difficult, so that plate breakage may occur and the scale may be generated to a large extent and the surface quality may be deteriorated.
  • the temperature at the first rolling mill is lower than 950 ° C, the high temperature strength is high, and the rolling load increase can increase the thickness deviation in the width direction, and the entry temperature in the final rolling mill can not be ensured.
  • the temperature deviation in the first rolling mill at the finish rolling is 60 ⁇ ⁇ or less. If the temperature deviation in the first rolling mill exceeds 60 ⁇ , a rolling load deviation may occur in one strip, so that the width and the longitudinal thickness deviation may be increased.
  • the reduction ratio in the first rolling mill during the finish rolling is 40 to 75%. If it exceeds 75%, the rolling load will increase sharply and plate breakage may occur due to poor ductility. If it is less than 40%, the reduction rate will increase in the last rolling mill, This can be.
  • the temperature at the final rolling mill during finish rolling is 680 to 850 ° C. If the temperature is higher than 850 ° C, the scale may be excessively generated and the surface quality may deteriorate, and the high temperature ductility may be too high, resulting in the occurrence of the plate wave more than the tension control. When the temperature is lower than 650 ° C, the strength of the steel increases rapidly during the rolling, which may lead to plate breakage due to poor ductility due to an increase in the rolling load.
  • the coiling temperature is preferably 490 to 700 ° C.
  • the sintered coiling temperature is less than 490 ⁇ , the yield strength is too high, so that the rolling load during cold rolling may increase, leading to an increase in the thickness deviation in the width direction due to poor ductility.
  • the temperature exceeds 700 ⁇ , It is advantageous in the control, but a secondary scale may be generated and the quality such as the illuminance and the surface whiteness may be deteriorated.
  • the hot rolled steel sheet obtained as described above preferably has a thickness of 1.6 mm or less.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet is preferably 1.6 mm or less, more preferably 1.4 mm or less.
  • the hot-rolled steel sheet may have a thickness of 30 mm from the edge in the width direction of the strip and a variation in thickness of the center portion of 40 ⁇ or less.
  • the above-described method for producing a hot-rolled steel sheet is characterized in that the above-described respective steps are performed continuously by using the continuous rolling mode in the performance-to-rolling direct connection process.
  • the rolled hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • a step of pickling the hot-rolled steel sheet to remove the oxide layer may be further included.
  • the pickling can be carried out under ordinary conditions, and the pickling treatment that can be used in the present invention is not particularly limited as long as it is applicable to any treatment method used in the process of pickling an electrical steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet is recrystallized and annealed.
  • the above-mentioned recrystallization annealing can also be carried out under the conditions conventionally used in the related art.
  • Hot slabs of 90 mm in thickness and hot rolled steel (HR) of 1.4 mm in thickness were prepared by using the manufacturing conditions described in the following Table 2 through a performance-to-rolling direct connection process in preparation of molten steel having the alloy composition shown in Table 1 , Which was cold rolled at a cold rolling reduction of 81% to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.27 mm, followed by annealing to produce a final product.
  • the annealing conditions at the time of annealing were a normal manufacturing condition (line speed: 120mpm, heating zone temperature: 780 ° C, cracking zone temperature: 980 ° C).
  • the mold level was obtained by measuring the change of the radiation transmittance on the bath surface by the X-ray detection method (Co-60).
  • the theoretical solidification temperature was calculated using Thermo-Calc-3.0.1 Console Mode (Database: TCFE6).
  • the average grain size of ferrite was measured randomly at 10 magnifications with a magnification of 500 times using an optical microscope, and then the average value measured by circle-equivalent diameter using Image-Plus Pro software Respectively.
  • the inclusion size was measured by a Carbon replica method, a photograph was continuously taken at a magnification of 40,000 with a TEM (Transmission Electron Microscope), and the size of each inclusion was measured using Image-Plus Pro software Respectively. The number of inclusions was measured in the area (31.5 ⁇ ⁇ 2 ) of TEM photographs taken at 40,000 times. Then, the number of inclusions present in the photographed image was measured, and the number of inclusions was measured according to the size of the inclusions. The number of inclusions in the photographed images was measured by a TEM (transmission electron microscope) , Dividing the total number of inclusions and multiplying by 100.
  • TEM transmission electron microscope
  • the high-frequency iron loss was measured with an Epstein tester after cutting three specimens in the rolling direction and three in the vertical direction in the rolling direction with a size of 305 mm ⁇ 30 mm for the specimen.
  • the high frequency iron loss (W10 / 400) represents the average loss (W / kg) in the rolling direction and in the direction perpendicular to the rolling direction when magnetic flux density of 1.0 Tesla is induced at 400 Hz frequency.
  • Inventive Examples 1 to 10 which satisfy all of the alloy composition, tundish molten steel temperature, tundish superheat degree, and cooling rate proposed in the present invention, have a target MLH hit ratio, specific resistance, It can be seen that both the size / number / occupation ratio are satisfied, and the high-frequency iron loss is excellent.
  • the derivation formula 1 can be obtained from the correlation between the alloy composition and the theoretical solidification temperature in Tables 1 and 2.
  • 1538 means the solidification temperature (melting point) of pure iron.
  • Si, Al and Mn represent respective contents (% by weight).
  • Comparative Example 2 the alloy composition of the present invention was satisfied, but the tundish superheat degree proposed in the present invention was lower than that of the present invention, so that the molten steel was freezing during the casting process and casting was interrupted.
  • Comparative Example 4 the alloy composition of the present invention was satisfied, but the slab and bar edge temperature were too low due to higher than the amount of water proposed in the present invention, resulting in edge cracking and poor surface quality.
  • the derivation formula 2 can be obtained from the correlation between the components in Table 1 and the resistivity.
  • Derivatives 2 to 13 mean the resistivity of pure iron.
  • Si, Al, Mn, Sn and P represent respective contents (% by weight).
  • Comparative Examples 8 to 10 do not satisfy the relationship 1 with the Ca content proposed in the present invention, so that the crystal grain size, the number of inclusions, and the occupation rate can not be satisfied, so that the high-frequency iron loss is increased.
  • Fig. 7 is a photograph of a TEM micrograph of Inventive Example 1
  • Figs. 8 and 9 are photographs of a TEM micrograph of Comparative Example 1, respectively.
  • 10 and 11 show the inclusion size distributions of Inventive Example 1 and Comparative Example 1, respectively.
  • FIGS. 7 to 11 in the case of Comparative Example 1 in which mold level hunting (MLH) was severe, there were many microscopic inclusions as compared to Inventive Example 1.
  • FIG. 9 inclusions exist in grain boundaries, And it is considered that the grain growth is disturbed and adversely affects high frequency iron loss.
  • the relationship between the temperature, the temperature variation, the reduction rate, the temperature in the last rolling mill, and the widthwise thickness deviation of the thermal laminate and the final product strip in the first rolling mill at the finish rolling of the invention steel 1 (steel piece A) The results are shown in Tables 4 and 5 below.
  • the widthwise thickness deviation of the thermal stretching strip is the difference between the thickness of the strip central portion and the thickness at a distance of 30 mm from the edge of the width direction and the widthwise thickness deviation of the final product is obtained by trimming the hot stretch 30 mm, And the difference between the thickness and the thickness at a point 10 mm away from the edge in the width direction.
  • the widthwise thickness deviation of the thermal laminate and the final product means the average value of the top, middle and tail.
  • the temperature ( ⁇ ⁇ ) represents the rolling temperature of the first rolling mill and the last rolling mill).
  • Comparative Example 13 was lower than the first rolling mill rolling temperature proposed in the present invention, and since the high temperature strength in the first and last rolling mills was high, the widthwise thickness fluctuation was weakened as the rolling load increased.
  • Comparative Example 14 was higher than the rolling temperature of the first rolling mill proposed in the present invention, and the high temperature ductility was high, so that plate breakage occurred in excess of the tension control.

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Abstract

본 발명은 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시형태는 중량%로, Si: 2.8∼4.0％, Al: 0.1~1.5%, Mn: 0.05~1.5%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.15%, Ca: 0.0005~0.0035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 Si, Al, Mn, Sn 및 P는 하기 관계식 1을 만족하고, 페라이트 결정립 평균 사이즈가 70~110㎛이고, 스트립의 폭 방향 엣지로부터 10mm 지점의 두께와 중심부의 두께의 편차가 4.5㎛ 이하이며, 철손(W10/400)이 13.6W/kg 이하인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판을 제공한다. [관계식 1] 13+10Si+9.5Al+4.5Mn+7.5Sn+50P ≥ 50 (상기 관계식 1에서 Si, Al, Mn, Sn 및 P는 각각의 함량(중량%)를 나타냄.)

Description

자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
본 발명은 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차용 모터중 구동모터는 일반 모터와는 다르게 저속에서부터 고속에 이르는 모든 영역에서 우수한 자기적 특성을 가져야 한다. 특히 저속회전시에는 큰 자속밀도 특성을 가져야 하고, 고속회전영역에서는 고주파 철손이 적어야 하며, 아울러 고속회전시에 발생하는 원심력을 견뎌야 하기 때문에 높은 강도가 요구된다. 특히 구동모터를 제조함에 있어 소재를 슬리팅(Slitting)하고, 타발 후 적층하여 최종 부품을 제조하기 때문에 폭 방향 두께 편차, 즉 외관 형상 품질이 상당히 중요하다. 따라서, 스트립(Strip)의 폭 또는 길이 방향에 대해 두께가 균일해야 한다.
한편, 자기적 특성을 향상시키는 무방향성 전기강판에 관한 기술로서, 예를 들면, 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1에는 Si가 4％이하인 강에 Co를 0.1∼5％ 첨가한 무방향성 전자 강판이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 2에는 P의 함유량을 0.07∼0.20％, Si의 함유량을 0.17∼3.0％로 하고, 열연판 어닐링을 냉각 속도가 느린 상자 어닐링(box annealing)으로 행하고, 마무리 어닐링시에 집합 조직을 제어함으로써, 고자속 밀도화를 도모하는 기술이 제안되고 있다. 또한, 특허문헌 3에는 Al의 함유량을 0.017％ 이하로 하여 고자속 밀도화를 도모하는 방법이 제안되고 있다. 특허문헌 4에는 전술한 것 이외의 원소로서 Sb나 Sn을 첨가하여, 고자속 밀도화하는 기술이 제안되고 있다. 또한, 특허문헌 5에는 Ti, Nb, V 및 B을 제어함으로써 자기적 특성를 향상시키는 기술이 제안되고 있다. 이와 같이 무방향성 전기강판의 경우에는 합금성분을 제어하여 자기적 특성을 향상시키는 기술들이 대부분이고, 형상 품질과 관련된 연구는 아주 작다.
통상적으로 기존 열연밀 공정에서는 저속 주조를 통해 두께 200mm이상의 슬라브(Slab)를 생산하고, 이렇게 생산된 슬라브는 가열로에서 재가열되며 1매 단위로 배치(batch) 형태로 열간 압연되어 두께가 감소한다. 이러한 형태의 배치 압연의 경우 슬라브 매 장마다 압연기에 탑(Top)부가 인입되고 테일(Tail)부가 압연기를 빠져나와야 하기 때문에 조업사고가 빈발하게 발생하여 박물 열연, 형상이 우수한 전기강판을 제조함에 있어 한계가 많다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 2000-129410호
(특허문헌 2) 일본 특허공보 제3870893호
(특허문헌 3) 일본 특허공보 제4126479호
(특허문헌 4) 일본 특허공보 제2500033호
(특허문헌 5) 한국 공개특허공보 제10-2016-0078183호
본 발명의 일측면은 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용으로 한정되지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, Si: 2.8∼4.0％, Al: 0.1~1.5%, Mn: 0.05~1.5%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.15%, Ca: 0.0005~0.0035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 Si, Al, Mn, Sn 및 P는 하기 관계식 1을 만족하고, 페라이트 결정립 평균 사이즈가 70~110㎛이고, 스트립의 폭 방향 엣지로부터 10mm 지점의 두께와 중심부의 두께의 편차가 4.5㎛ 이하이며, 철손(W10/400)이 13.6W/kg 이하인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판을 제공한다.
[관계식 1] 13+10Si+9.5Al+4.5Mn+7.5Sn+50P ≥ 50
(상기 관계식 1에서 Si, Al, Mn, Sn 및 P는 각각의 함량(중량%)를 나타냄.)
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, Si: 2.8∼4.0％, Al: 0.1~1.5%, Mn: 0.05~1.5%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.15%, Ca: 0.0005~0.0035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 Si, Al, Mn, Sn 및 P는 하기 관계식 1을 만족하는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계; 상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 가열하는 단계; 상기 가열된 바를 마무리 압연하되, 상기 마무리 압연시 첫번째 압연기에서는 950~1180℃로 압연을 행하고, 마지막 압연기에서는 680~850℃로 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 권취하는 단계를 포함하고, 상기 각 단계는 연속적으로 행하여지며, 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및 상기 냉연강판을 재결정 소둔하는 단계를 포함하고, 상기 연속주조시 턴디쉬 내의 용강은 하기 관계식 2를 만족하며, 상기 마무리 압연시 첫번째 압연기에서의 온도 편차는 60℃이하인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 13+10Si+9.5Al+4.5Mn+7.5Sn+50P ≥ 50
[관계식 2] (1538-13.2Si-0.7Al-5.1Mn)+5 ≤ 턴디쉬 용강온도(℃) ≤ (1538-13.2Si-0.7Al-5.1Mn)+25
(상기 관계식 1 및 2에서 Si, Al, Mn, Sn 및 P는 각각의 함량(중량%)를 나타냄.)
본 발명의 일측면에 따르면, 연주~압연 직결 공정에서 고속주조 및 연연속압연 모드를 이용하여 자기적 특성과 형상 품질이 우수한 전기강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
또한, 연연속압연 공정을 통해 제조된 열연 전기강판은 배치 공정을 통해 제조된 기존 열연밀의 전기강판 대비 폭/길이 방향 두께 크라운 편차가 월등히 우수하다. 따라서, 최종 부품 제조 시 치수/형상이 우수하고, 소재를 균일하게 적층 할 수 있어 부품 제조가 용이하다.
또한, 박 슬라브 연주법을 통해 전기로에서 고철 등의 스크랩을 용해한 강을 사용할 수 있어 자원의 재활용성을 높일 수 있다.
도 1은 Thermo-Calc(TCFE6)를 이용하여 계산한 일반강(0.04%C)의 상태도를 나타낸 것이다.
도 2는 JmaPro v-9를 이용하여 계산한 일반강(0.04%C)의 고온 항복 강도 변화를 나타낸 것이다.
도 3은 Thermo-Calc(TCFE6)를 이용하여 계산한 3.0%Si을 함유한 무방향성 전기강판의 상태도이다.
도 4는 JmaPro v-9를 이용하여 계산한 3.0%Si이 함유한 무방향성 전기강판의 고온 항복 강도 변화를 나타낸 것이다.
도 5는 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 모식도이다.
도 6은 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 TEM 개재물 조직 사진을 나타낸 것이다.
도 8은 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 1의 TEM 개재물 조직 사진을 나타낸 것이다.
도 9는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 1의 TEM 개재물 사진을 확대한 것이다.
도 10은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 개재물 사이즈 분포를 나타낸 것이다.
도 11은 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 1의 개재물 사이즈 분포를 나타낸 것이다.
도 12는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 온도 변화에 따른 고온강도 변화를 나타낸 것이다.
[부호의 설명]
a: 슬라브 b: 바
c: 열연강판
100: 연속주조기 200, 200': 가열기
300: RSB(Roughing Mill Scale Breaker, 조압연 스케일 브레이커)
400: 조압연기
500: FSB(Fishing Mill Scale Breaker, 마무리 압연 스케일 브레이커)
502: 냉각수 분사노즐
504: 냉각수
600: 마무리 압연기 700: 런아웃 테이블
800: 고속전단기 900: 권취기
이하, 본 발명을 설명한다.
최근 주목을 받고 있는 새로운 철강 제조공정인 소위 박 슬라브를 이용한 제조공정(미니밀 공정), 특히 연주~압연 직결공정은 등속등온의 공정 특성상 스트립(Strip)의 폭 및 길이방향으로의 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 우수하고, 박물 열연 전기강판을 제조할 수 있는 잠재 능력을 지닌 공정으로 주목받고 있다. 이 이유는 매 슬라브 또는 바마다 배치형태로 압연되는 기존의 공정과는 달리 연주~압연 직결 공정의 경우 최초 박 슬라브에만 탑부가 인입되고 최종 코일에만 테일부가 발생하여 압연기를 빠져나가므로 이러한 조업 사고를 획기적으로 줄일 수 있으며, 등속등온 압연을 통해 제품을 생산하므로 기존 배치재 대비 두께, 폭 치수가 우수하며, 판 크라운(Crown) 편차가 작다는 장점을 갖는다. 그러나, 구동모터용 무방향성 전기강판은 우수한 자기적 특성 및 강도를 확보하기 위해 탄소함량이 아주 낮고(<50ppm), Si 함량이 2.5%이상이기 때문에 고속주조 함에 있어 어려움이 많다.
도 1 및 2는 각각 일반강(0.04%C)의 상태도와 고온 항복 강도 변화이다. 도 1에서 알 수 있듯이 일반강 용강의 응고는 액상(L) → L + δ-Fe(페라이트) → δ-페라이트 + γ-Fe(오스테나이트) → γ-Fe(오스테나이트)로 순차적으로 변태가 일어나며, 도 2에서 알 수 있듯이 δ-Fe(페라이트) 영역에서는 고온 강도가 아주 작고, γ-Fe(오스테나이트)로 변태가 일어남에 따라 고온강도는 증가한다. 그러나, 도 3 및 4와 같이, Si을 3.0% 함유한 무방향성 전기강판의 상태도 및 고온강도 변화에서 알 수 있듯이, 무방향성 전기강판은 γ-Fe(오스테나이트) 변태 없이, 단상δ-Fe(페라이트) 변태만 일어나기 때문에 고온에서 강도가 아주 낮다. 따라서, 무방향성 전기강판을 고속주조를 통해 박 슬라브 제조하는 경우 응고 쉘(Shell)의 강도가 아주 낮아, 몰드 레벨 헌팅(Mold Level Hunting, MLH)이 심하여 개재물의 부상분리가 잘 일어나지 않아, 다량의 개재물이 슬라브로 혼입되어 자성이 떨어질 수 있다.
한편, 응고쉘(Shell)의 강도를 향상시키는 방안으로는 Ti을 다량 첨가하여 액상에서 TiN을 정출/석출시켜 응고쉘 미세화 및 석출강화를 이용할 수 있으나, Ti이 TiN, Ti(C,N)의 단독 또는 탄질화물이 생성되어 철손에 악영향을 미칠 수 있다. 그래서, 박 슬라브 제조시 연주 공정 조건을 최적화하여 응고쉘의 두께를 증가시키는 것이 가장 효과적이다.
따라서, 연주~압연 직결공정에서 고속주조 및 연연속압연 제조 공정을 이용하여 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판을 제조하기 위하여 연주 및 압연공정 조건의 최적화가 필요하다.
이하, 본 발명의 전기강판과 그 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 전기강판의 합금조성을 설명한다. 하기 설명되는 합금조성은 특별히 달리 정하지 아니하는 한, 중량%를 기준으로 한다.
Si: 2.8∼4.0％
규소(Si)는 강의 탈산제로서 일반적으로 첨가되지만, 전기 강판에 있어서는 전기 저항을 높여 고주파수에서의 철손을 저감하는 효과를 갖기 때문에 중요한 원소이며, 이러한 효과를 얻기 위해서는 2.8％이상의 첨가를 필요로 한다. 그러나, 4.0％를 초과하면 냉간압연 시 압연 부하가 증가하여 형상 불량이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Si 함량은 2.8~4.0%인 것이 바람직하며, 3.0~3.8%인 것이 보다 바람직하고, 3.1~3.7%인 것이 보다 더 바람직하다.
Al: 0.1~1.5%
알루미늄(Al)은, Si와 동일하게, 강의 탈산제로서 일반적으로 이용되고 있고, 전기 저항을 증가하여 철손을 저감하는 효과가 큰 원소이기 때문에 0.1%이상의 첨가가 바람직하다. 그러나, 1.5%를 초과하면, 연속 주조 중에 몰드 플럭스에 픽업(pick-up)되어 몰드 플럭스의 물성이 달라져 윤활이 되지 않아 주조 중단이 발생 할 수 있고, 냉간압연시 압연 부하가 증가하여 형상 불량이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Al 함량은 바람직하게는 0.1∼1.5%인 것이 바람직하며, 0.2~1.3%인 것이 보다 바람직하고, 0.3~1.0%인 것이 보다 더 바람직하다.
Mn: 0.05~1.5%
망간(Mn)은 강중 비저항을 높여 철손을 낮출 수 원소이기 때문에 0.05%이상의 첨가가 바람직하다. 그러나, 1.5%를 초과하면, 강중 S와 결합하여 조대한 MnS 석출물을 형성하고, 본 발명의 소둔 온도 범위에서 오스테나이트 상을 형성시킬 뿐만 아니라, 철손 감소를 위한 결정립 조대화를 어렵게 하는 단점이 있다. 따라서, 상기 Mn은 0.05~1.5%%의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 0.1~1.3%인 것이 보다 바람직하고, 0.2~1.0%인 것이 보다 더 바람직하다.
Sn: 0.005~0.20%
주석(Sn)은 결정립계 편석원소로서 결정립계를 통한 질소의 확산을 억제하며 자성에 해로운 {111}, {112} 집합조직의 형성을 억제하고 자성에 유리한 {100} 및 {110} 집합조직을 증가시켜 자기적 특성을 향상시키기 위하여 첨가하며, 첨가 효과를 크게 하기 위해서 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 0.20%를 초과하여 첨가하는 경우에는 결정립 성장을 억제하여 자성을 떨어뜨리며 압연성을 열위시킨다. 따라서, 상기 Sn 함량은 0.005~0.20%인 것이 바람직하며, 0.01~0.15%인 것이 보다 바람직하고, 0.02~0.10%인 것이 보다 더 바람직하다.
P: 0.002~0.15%
인(P)은 강중 비저항을 높여 철손을 낮출 수 원소이며, 자성체로 첨가 시에 자속밀도를 향상시킬 수 있는 원소로서, 상기 효과를 위해서는 0.002% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 0.15%를 초과하는 경우에는 상온 압연시 페라이트 결정립계에 압연 판파단을 유인하는 편석 원소로 존재하여 결정립계간의 결합력을 크게 약화시키는 단점이 있다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.002~0.15%의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 0.004~0.10%인 것이 보다 바람직하고, 0.006~0.05%인 것이 보다 더 바람직하다.
Ca: 0.0005~0.0035%,
칼슘(Ca)은 CaS로서 석출되며, 미세한 황화물의 석출을 억제하면서 철손을 개선시키기에 유효한 원소이고, 용강 중에 Al, O와 반응하여 저융점이면서 구상의 개재물(12CaO·17Al2O3)을 형성하여 노즐막힘을 방지하는 원소이다. 상기 Ca 함량이 0.0005% 미만인 경우 상기 효과를 확보하기 어렵다. 그러나, 0.0035%를 초과하는 경우에는 강중 산화물을 형성하여 철손에 악영향을 미칠 수 있다. 따라서, 상기 Ca의 함량은 0.0005~0.0035%의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 0.0006~0.0030%인 것이 보다 바람직하고, 0.0007~0.0025%인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명의 전기강판은 상기 Si, Al, Mn, Sn 및 P이 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 1은 비저항(μΩ·㎝)으로 대변될 수 있으며, 상기 관계식 1의 값이 50 미만인 경우에는 비저항이 낮아 목표로 하는 고주파 철손을 얻지 못할 수 있다.
[관계식 1] 13+10Si+9.5Al+4.5Mn+7.5Sn+50P ≥ 50
(상기 관계식 1에서 Si, Al, Mn, Sn 및 P는 각각의 함량(중량%)를 나타냄.)
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 본 발명의 전기강판은 상술한 합금조성 외에 불순물로서 C, S 및 N 중 1종 이상을 그 합계가 0.05중량%이하의 범위로 포함하고, 트램프 원소로서 Nb, V, Ti, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2%이하로 포함할 수 있다. 상기 C, S 및 N 중 1종 이상의 합계가 0.05중량% 미만인 경우에는 탄질화물, 황화물 등이 형성되어 철손이 커질 수 있다. 상기 트램프 원소는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩이나, 래들(Ladle) 및 턴디쉬(Tundish) 내화물 등에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 합계가 0.2% 초과하는 경우에는 고온에서 액화되어 연주성을 악화시키거나, 석출물, 황화물 및 개재물을 형성하여 철손을 악화시킬 수 있다.
본 발명의 전기강판은 페라이트 결정립 평균 사이즈는 원상당 직경으로 70~110㎛인 것이 바람직하다. 70㎛ 미만인 경우 결정립이 충분히 성장하지 못하여 자성이 열화되며, 110㎛ 초과일 경우 자속밀도가 낮아질 수 있고, 오히려 철손도 증가할 수 있다. 따라서, 상기 페라이트 결정립의 평균 사이즈는 원상당 직경으로 70~110㎛이하인 것이 바람직하며, 70~100㎛이하인 것이 보다 바람직하고, 70~90㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
또한, 본 발명의 전기강판은 평균 사이즈가 10nm 이상인 개재물을 포함하는 것이 바람직하다. 상기 개재물의 평균 사이즈가 10nm미만인 경우 피닝(Pinning)효과가 커져 결정립 성장에 방해가 되어, 고주파 철손이 커질 수 있다. 따라서, 상기 개재물의 평균 사이즈는 10nm 이상인 것이 바람직하며, 15nm이상인 것이 보다 더 바람직하고, 20nm이상인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 상기 개재물은 그 성분이 Si, Al, Ca, Mn, Cu, Zr, W, Se, Mg, W, Sn, Ti, O로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 단독 혹은 복합 개재물일 수 있다. 이외에 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물 원소들이 불가피하게 혼입될 수 있으며, 그 모든 원소를 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
또한, 본 발명의 전기강판은 2.5개/㎛2이하의 개재물을 포함하는 것이 바람직하다. 만약, 개재물 개수가 2.5/㎛2를 초과할 경우 결정립 성장 및 자구의 이동에 방해가 되어 고주파 철손이 커질 수 있다. 만일, 각 개재물 사이즈별 점유율이 상기 값을 초과할 경우 결정립 성장 및 자구의 이동에 방해가 되어 고주파 철손이 커질 수 있다.
또한, 본 발명의 전기강판은 전체 개재물 대비, 평균 크기가 10nm이하인 개재물을 15%이하로 포함하고, 15nm이하인 개재물을 30%이하로 포함되며, 20nm이하인 개재물을 50%이하로 포함하고, 30nm이하인 개재물을 80%이하로 포함되는 것이 바람직하다.
본 발명의 전기강판은 스트립의 폭 방향 엣지로부터 10mm 지점의 두께와 중심부의 두께의 편차가 4.5㎛ 이하일 수 있다. 상기 두께 편차는 4.0㎛인 것이 보다 바람직하며, 3.5㎛인 것이 보다 더 바람직하다. 또한, 본 발명의 전기강판은 철손(W10/400)이 13.6W/kg 이하일 수 있다. 상기 철손(W10/400)은 400Hz주파수에서 1.0Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 압연방향 직각방향의 평균 손실(W/kg)이다.
아울러, 본 발명의 전기강판은 두께가 0.15~0.35mm일 수 있다. 상기 두께가 0.15㎜미만인 경우에는 생산성이 저하되고, 0.35㎜를 초과하는 경우에는 철손 저감 효과가 작을 수 있다.
이하, 본 발명의 무방향성 전기강판 제조방법에 대하여 설명한다.
도 5는 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 모식도로서, 최종 전기강판을 얻기 위한 박물의 열연강판의 제조에 적용 가능한 연주~압연 직결공정 설비의 모식도이다. 본 발명의 일 실시형태에 따른 형상 품질이 우수한 박물 전기강판은 도 5와 같은 연주~압연 직결 설비를 적용하여 생산된 열연강판으로부터 제조할 수 있다. 연주~압연 직결 설비는 크게 연속주조기(100), 조압연기(400), 마무리 압연기(600)로 구성된다. 상기 연주~압연 직결 설비는 제1두께의 박 슬라브(Slab)(a)를 생산하는 고속 연속주조기(100)와, 상기 슬라브를 상기 제1두께보다 얇은 제2두께의 바(b)로 압연시키는 조압연기(400), 상기 제2두께의 바 를 제3두께의 스트립(c)으로 압연시키는 마무리 압연기(600), 상기 스트립을 권취하는 권취기(900)를 포함할 수 있다. 추가로, 상기 조압연기(400) 앞에 조압연 스케일 브레이커(300)(Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB')와 마무리 압연기(600) 앞에 마무리 압연 스케일 브레이커(500)(Fishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB')를 추가로 포함할 수 있으며, 표면 스케일 제거가 용이하여 후공정에서 표면 품질이 우수한 전기강판 생산이 가능하다. 또한, 연주~압연 직결공정으로 등온등속압연이 가능하여 강판 폭, 길이 방향 온도 편차가 현저히 낮아 ROT[Run Out Table(700)](이하 "런아웃 테이블")에서 정밀 냉각제어가 가능하여 재질 편차와 등방성이 우수한 박물 열연 전기강판의 생산이 가능하다. 이렇게 압연 및 냉각이 완료된 스트립은 고속전단기(800)에 의해 절단되고, 권취기(900)에 의해 권취되어 제품으로 생산될 수 있다. 한편, 마무리 압연 스케일 브레이커(500) 앞에는 바를 추가로 가열하는 가열기(200)가 구비될 수 있다.
도 6은 본 발명에 적용 가능한 연주~압연 직결공정을 위한 설비의 또 다른 모식도이다. 도 6에 개시된 연주~압연 직결 설비는 도 5에 개시된 설비와 구성이 대부분 동일하나, 조압연기(400) 앞에 슬라브를 추가로 가열하는 가열기(200')가 구비되어, 슬라브 에지 온도 확보가 용이하여 에지 결함 발생을 낮게 할 수 있어 표면 품질 확보에 유리하다. 또한 조압연기 이전에 슬라브 1매 이상의 길이만큼의 공간을 확보하고 있어, 배치(Batch)식 압연도 가능하다.
본 발명의 자기적 특성 및 형상이 우수한 박물 열연 전기강판은 도 5 및 6에 개시된 연주~압연 직결 설비에서 모두 생산이 가능하다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는다. 이 때, 턴디쉬 내의 용강의 온도를 제어하는 것이 중요하다. 상기 턴디쉬(Tundish) 용강온도는 이론응고 온도와 과열도(Super Heat)를 더한 값으로 정의될 수 있다.
상기 박 슬라브를 제조시 과열도가 높은 용강은 슬라브 내부품질을 악화시키는 주상정을 발달시키고, 응고 쉘(Shell)의 성장에 악영향을 미치므로, 몰드 출측에서 건전한 응고두께가 확보되지 못해 응고 이상성 블랙아웃(Breakout)으로 주조중단이 될 수 있으며, 몰드 레벨 헌팅(Mold Level Hunting, MLH)이 심하여 개재물이 부상분리가 되지 않아, 다량의 개재물이 슬라브로 혼입되어 자성에 악영향을 미칠 수 있다. 만약, 과열도가 너무 낮을 경우에는 용강이 프리징(freezing) 되어 주조 중단이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 턴디쉬의 과열도는 5~25℃인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 10~20℃로 제어하는 것이 유리하다.
아울러, 상기 턴디쉬 내의 용강 온도는 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 턴디쉬 내의 용강 온도가 (1538-13.2Si-0.7Al-5.1Mn)+5 미만일 경우에는 주조 중 용강이 프리징(freezing)되어 주조중단이 발생 할 수 있고, (1538-13.2Si-0.7Al-5.1Mn)+25를 초과하는 경우에는 슬라브 내부품질을 악화시키는 주상정을 발달시키고, 응고쉘(Shell)의 성장에 악영향을 미치므로, 몰드 출측에서 건전한 응고쉘의 두께가 확보되지 못해, 응고 이상성 블랙 아웃(Breakout)으로 연결 될어 주조 중단이 발생 할 수 있고, 몰드 레벨 헌팅(Mold Level Hunting, MLH)이 심하여 개재물이 부상분리가 되지 않아, 다량의 개재물이 슬라브로 혼입되어 자성에 악영향을 미칠 수 있다.
[관계식 2] (1538-13.2Si-0.7Al-5.1Mn)+5 ≤ 턴디쉬 용강온도(℃) ≤ (1538-13.2Si-0.7Al-5.1Mn)+25
(상기 관계식 2에서 Si, Al 및 Mn은 각각의 함량(중량%)를 나타냄.)
한편, 상기 연속주조는 3.5~8.0mpm(m/min)의 주조속도로 행하는 것이 바람직하다. 주조속도를 3.5mpm 이상으로 하는 이유는 고속주조와 압연과정이 연결되어 이루어져, 목표 압연 온도를 확보하기 위해서는 일정 이상의 주조 속도가 요구되기 때문이다. 주조속도가 3.5mpm 미만일 경우에는 Al이 몰드 플럭스에 픽업(Pick-up)량이 증가하여 몰드 플럭스의 물성을 변화시켜 윤활작용이 감소되어 주조중단이 발생할 수 있다. 만일 8.0mpm을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의해 조업 성공율이 저감될 수 있다 따라서, 상기 주조속도는 3.5~8.0mpm의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 4.0~7.5mpm의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하고, 4.5~6.5mpm의 범위를 갖는 것이 보다 더 바람직하다.
상기 박 슬라브는 두께는 80~120mm인 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브의 두께가 120mm를 초과하는 경우에는 고속주조가 어려울 뿐만 아니라, 조압연 시 압연 부하가 증가하게 되고, 80mm미만인 경우에는 주편의 온도 하락이 급격하게 일어나 균일한 조직을 형성하기 어렵다. 이를 해결하기 위해서는 부가적으로 가열 설비를 설치할 수 있으나, 이는 생산 원가를 향상시키는 요인이 되므로, 가능한 배제하는 것이 바람직하다. 따라서, 박 슬라브의 두께는 80~120mm로 제어하는 것이 바람직하고, 85~115mm인 것이 보다 바람직하며, 90~110mm이하인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 방법으로 박 슬라브를 제조시 냉각 비수량은 2.0~3.5ℓ/kg인 것이 바람직하다. 만약 비수량이 3.5ℓ/kg을 초과하게 되면 슬라브/바(Bar)의 엣지에 온도 드롭(Drop)이 심하여 엣지 크랙이 발생할 수 있고, 2.0ℓ/kg 미만일 경우 건전한 응고셀(Shell) 확보가 어려워, 몰드 레벨 헌팅(Mold Level Hunting, MLH)이 심하게 발생하여 개재물이 부상분리가 되지 않아, 다량의 개재물이 슬라브로 혼입되어 자성에 악영향을 미칠 수 있다. 한편, 상기 냉각 비수량은 2차 냉각 비수량인 것이 바람직하다. 상기 박 슬라브를 제조시 냉각 비수량은 2.0~3.5ℓ/kg인 것이 바람직하며, 1.95~3.45ℓ/kg인 것이 보다 바람직하고, 1.90~3.40ℓ/kg인 것이 보다 더 바람직하다.
상기 연속주조시 몰드 레벨 헌팅은 ±3mm이하를 만족하는 적중율이 평균 90%이상인 것이 바람직하다. 만약 몰드 레벨 헌팅이 ±3mm이하를 만족하는 적중율이 90%미만이 되는 경우에는 개재물이 부상분리가 되지 않아, 다량의 개재물이 슬라브로 혼입되어 자성에 악영향을 미칠 수 있다. 상기 몰드 레벨 헌팅은 ±3mm이하를 만족하는 적중율은 평균 94%이상인 것이 보다 바람직하며, 평균 96%이상인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는다. 이 때, 상기 조압연된 바는 두께가 10~30mm인 것이 바람직하다. 상기 바의 두께가 30mm를 초과하는 경우에는 마무리 압연시 압연 부하가 커질 수 있고, 10 mm미만인 경우에는 압연변형 저항이 커져 조업상에 어려움을 유발할 수 있으며, 마무리 압연시 온도 확보가 어렵다. 상기 바의 두께는 10~30mm의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 12~28mm의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하고, 14~26mm의 범위를 갖는 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 상기 조압연시 입측온도는 1000~1200℃일 수 있다. 상기 조압연 입측 온도가 1000℃미만인 경우에는 조압연 하중의 증가 및 바의 에지부에 크랙이 발생할 수 있다. 반면에 1200℃초과인 경우에는 열연 스케일(scale)이 잔존하여 열연 표면 품질이 저하될 수 있다. 상기 조압연시 입측 온도는 1000~1200℃의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 1020~1180℃의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하고, 1040~1160℃의 범위를 갖는 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 바를 가열한다. 이 때, 상기 바의 가열온도는 1000~1200℃인 것이 바람직하다. 상기 바의 가열 온도를 제어하는 이유는 박물 열연 전기강판을 안정적으로 생산하기 위함과 표면품질을 확보하기 위한 것으로, 만약 1000℃ 미만일 경우 마무리 압연 출측 온도가 낮게 되어 압연부하가 급격히 증가하여 통판성 불량으로 판파단이 발생할 수 있다. 1200℃를 초과할 경우에는 스케일이 과다 생성되어 표면 품질이 저하될 수 있다. 상기 바의 가열온도는 1000~1200℃의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 1020~1180℃의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하고, 1040~1160℃의 범위를 갖는 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 가열된 바를 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 압연은 바 플레이트를 3~6개의 스탠드로 이루어진 마무리 압연기에서 행할 수 있다.
이 때, 상기 마무리 압연시 마무리 압연시 첫번째 압연기에서는 950~1180℃로 압연을 행하고, 마지막 압연기에서는 680~850℃로 압연하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연시 첫번째 압연기에서의 온도가 1180℃를 초과할 경우 고온연성이 너무 높아, 장력제어가 어려워 판파단이 발생할 수 있고, 스케일이 다량 생성되어 표면품질이 저하될 수 있다. 반면, 첫번째 압연기에서의 온도가 950℃ 미만일 경우에는 고온강도가 높아 압연 부하 상승으로 폭 방향 두께 편차가 심해질 수 있고, 마지막 압연기에서의 입측 온도를 확보할 수 없다. 상기 마지막 압연기에서는 680~850℃의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 690~840℃의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하고, 700~830℃의 범위를 갖는 것이 보다 더 바람직하다.
또한, 상기 마무리 압연시 첫번째 압연기에서의 온도 편차는 60℃이하인 것이 바람직하다. 상기 첫번째 압연기에서의 온도 편차가 60℃를 초과할 경우 하나의 스트립 내에서 압연 하중 편차가 발생하여 폭과 길이 방향 두께 편차가 심해질 수 있다.
한편, 상기 마무리 압연시 첫번째 압연기에서의 압하율은 40~75%인 것이 바람직하다. 만약 75%를 초과할 경우 압연 하중이 급격히 증가하여 통판성 불량으로 판파단이 발생할 수 있고, 40%미만일 경우 마지막 압연기에서 압하율이 증가하기 때문에 압연 하중 증가로 인해 박물 전기강판을 제조함에 있어 어려움이 있을 수 있다.
상기 마무리 압연시 마지막 압연기에서의 온도는 680~850℃인 것이 바람직하다. 850℃를 초과할 경우에는 스케일이 과다하게 생성되어 표면 품질이 떨어질 수 있고, 고온연성이 너무 높아 장력 제어 이상으로 판파판이 발생할 수 있다. 650℃ 미만일 경우에는 압연시 강도가 급격히 증가하여 압연부하 증가로 통판성 불량으로 판파단이 발생할 수 있다.
이후, 상기 열연강판을 권취한다. 상기 권취온도는 490~700℃인 것이 바람직하다. 사익 권취 온도가 490℃ 미만인 경우에는 항복강도가 너무 높아 냉간압연 시 압연부하가 증가하여 통판성 불량으로 폭 방향 두께 편차가 심해질 수 있고, 700℃를 초과하는 경우에는 항복강도는 낮아 냉간압연시 형상 제어에는 유리하지만, 2차 스케일이 발생하여 조도 및 표면 백색도 등의 품질이 저하될 수 있다.
상기와 같이 얻어지는 열연강판은 두께가 1.6mm 이하인 것이 바람직하다. 열연강판의 두께가 줄어들수록 재결정 집합조직이 증가하여 소둔 이후의 균일한 조직을 확보할 수 있고, 냉간압하율을 감소시켜 γ-fiber의 결정방위가 감소되어 자기적 특성을 향상시킬 수 있으며, 두께 편차도 감소할 수 있다. 다만, 1.6mm를 초과할 경우에는 상기 효과가 충분하지 않을 수 있다. 따라서, 상기 열연 전기강판의 두께는 1.6mm이하인 것이 바람직하고, 1.4mm이하인 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 열연강판은 스트립의 폭 방향 엣지로부터 30mm 지점의 두께와 중심부의 두께의 편차가 40㎛ 이하일 수 있다.
한편, 전술한 열연강판의 제조방법은 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용한 것으로서, 전술한 각 공정이 연속적으로 행하여지는 것을 특징으로 한다.
이후, 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 한편, 상기 냉간압연 전에는 상기 열연강판을 산세처리하여 산화층을 제거하는 공정을 추가로 포함할 수 있다. 이때 산세는 통상적인 조건으로 행할 수 있으며, 본 발명에서 사용할 수 있는 산세 처리는 일반적으로 전기강판 산세공정에서 사용되는 처리 방법이라면 모두 적용 가능하므로 특별히 제한하지 않는다.
이후, 상기 냉연강판을 재결정 소둔한다. 상기 재결정 소둔 또한 당해 기술분야에서 통상적으로 행하여지는 조건을 이용할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예 1)
표 1의 합금조성을 갖는 용강을 준비한 뒤, 연주~압연 직결 공정을 통해 하기 표 2에 기재된 제조조건을 이용하여 90mm 두께의 박 슬라브 및 1.4mm 두께의 열연강판(Hot Rolled, 이하 HR)을 제조하고, 이를 81%의 냉간압하율로 냉간압연하여 0.27mm 두께의 냉연강판으로 제조한 후 소둔을 걸쳐 최종제품을 제조하였다. 상기 소둔시 소둔 조건은 통상적인 제조조건(라인 스피드(Line Speed): 120mpm, 가열대 온도: 780℃, 균열대 온도: 980℃)을 적용하였다.
전술한 바와 같이 제조된 발명예, 비교예에 대하여 턴디쉬(Tundish) 용강온도, 몰드 레벨 헌팅(MLH, Mold Level Hunting)±3mm 이하 적중율, 페라이트의 결정립 사이즈, 개재물의 평균 사이즈, 개재물의 개수, 개재물의 사이즈별 점유율 및 고주파 철손(W10/400,W/kg)를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
몰드 레벨은 X-Ray 검출방식(Co-60)으로 탕면에 방사선 투과율의 변화를 측정하여 얻었다. 그리고, 표2에서 이론응고 온도는 Thermo-Calc-3.0.1 Console Mode (Database: TCFE6)를 이용하여 계산하였다.
페라이트의 평균 결정립 사이즈(Ferrite Grain Size, FGS)는 광학현미경을 이용하여 500배의 배율로 10군데를 랜덤(Random)으로 촬영한 후, Image-Plus Pro 소프트웨어를 이용하여 원상당 직경으로 측정한 평균값으로 계산하였다.
개재물 사이즈는 카본(Carbon) 레프리카(Replica) 방법으로 샘플을 만들고, TEM(투과전자현미경)으로 40,000배의 배율로 연속적으로 사진을 촬영하고, Image-Plus Pro 소프트웨어를 이용하여 각각의 개재물 사이즈를 측정하고 평균하였다. 개재물의 개수는 40,000배로 촬영한 TEM 조직사진의 면적 (31.5㎛2)안에 존재하는 개재물의 수를 측정하였다. 그리고 개재물 사이즈별 점유율은 TEM(투과전자현미경)으로 40,000배의 배율로 연속적으로 사진(10장)을 촬영하고, 촬영한 사진내에 존재하는 개재물의 수를 측정한 다음, 개재물의 사이즈별로 개수를 측정하고, 총 개재물의 개수를 나눈 후 100을 곱한 값이다.
고주파 철손은 시편에 대해 305mm×30mm 크기로 압연방향 3매, 압연수직방향 3매의 시편을 절단하여 Epstein tester로 측정한 후 평균하였다. 고주파 철손(W10/400)은 400Hz주파수에서 1.0Tesla의 자속밀도가 유기되었을 때의 압연방향과 압연방향 직각방향의 평균 손실(W/kg)을 나타낸다.
구분 강종 합금조성(중량%) 관계식1
Si Al Mn Sn P Ca
발명강1 A 3.39 0.78 0.31 0.051 0.008 0.0012 56.5
발명강2 B 3.41 0.65 0.36 0.059 0.010 0.0009 55.8
발명강3 C 3.52 0.85 0.36 0.058 0.012 0.0011 58.9
발명강4 D 3.15 0.95 0.31 0.049 0.009 0.0014 55.7
발명강5 E 3.73 0.75 0.42 0.052 0.010 0.0012 60.2
발명강6 F 2.95 0.81 0.38 0.051 0.011 0.0013 52.8
발명강7 G 3.45 0.78 0.51 0.049 0.015 0.0008 58.3
발명강8 H 3.05 0.89 0.42 0.053 0.012 0.0010 54.8
발명강9 I 3.41 0.55 0.30 0.058 0.009 0.0011 54.6
발명강10 J 3.09 0.58 0.41 0.057 0.012 0.0012 52.3
발명강11 K 3.42 0.71 0.36 0.052 0.009 0.0013 56.4
발명강12 L 3.46 0.75 0.41 0.049 0.011 0.0014 57.5
발명강13 M 3.39 0.71 0.36 0.052 0.012 0.0012 56.3
발명강14 N 3.41 0.71 0.42 0.047 0.008 0.0014 56.5
비교강1 O 2.56 0.71 0.30 0.058 0.012 0.0013 47.7
비교강2 P 3.01 0.16 0.41 0.045 0.011 0.0015 47.4
비교강3 Q 2.71 0.64 0.31 0.049 0.009 0.0014 48.4
비교강4 R 3.41 0.69 0.35 0.042 0.011 0.0039 56.1
비교강5 S 3.39 0.75 0.32 0.051 0.010 0.0051 56.3
비교강6 T 3.38 0.58 0.35 0.048 0.013 0.0045 54.9
[관계식 1] 13+10Si+9.5Al+4.5Mn+7.5Sn+50P ≥ 50
구분 강종 주속(mpm) 이론응고온도(℃) 턴디쉬 용강온도(℃) 턴디쉬 과열도(℃) 냉각 비수량(ℓ/kg)
발명예1 A 6.0 1491 1503 12 2.80
발명예2 B 6.2 1490 1505 15 2.82
발명예3 C 6.0 1488 1501 13 2.81
발명예4 D 6.2 1495 1510 15 2.86
발명예5 E 6.4 1484 1495 11 2.80
발명예6 F 6.5 1497 1510 13 2.81
발명예7 G 6.2 1488 1501 13 2.80
발명예8 H 6.6 1495 1510 15 2.82
발명예9 I 6.8 1490 1507 17 2.84
발명예10 J 6.4 1495 1503 8 2.79
비교예1 K 6.0 1490 1522 32 2.82
비교예2 L 6.0 1489 1492 3 2.81
비교예3 M 6.0 1490 1502 12 1.85
비교예4 N 6.0 1490 1503 13 3.62
비교예5 O 6.2 1504 1519 15 2.81
비교예6 P 6.4 1496 1509 13 2.85
비교예7 Q 6.0 1502 1516 1 2.82
비교예8 R 6.2 1490 1506 16 2.87
비교예9 S 6.4 1491 1506 15 2.83
비교예10 T 6.2 1491 1501 10 2.85
구분 MLH 적중률(%) 최종제품(냉연재)
페라이트결정립 사이즈(㎛) 개재물평균사이즈(nm) 개재물개수(개/㎛2) 개재물 사이즈별 점유율(%) 고주파철손(W10/400,W/kg)
10nm이하 15nm이하 20nm이하 30nm이하
발명예1 98 78 35 1.7 7 12 42 64 12.72
발명예2 98 82 32 1.5 8 11 39 59 12.84
발명예3 98 80 38 1.3 5 15 41 61 12.53
발명예4 97 83 34 1.8 6 17 35 60 12.63
발명예5 98 85 35 1.6 8 14 38 63 12.52
발명예6 96 78 37 1.5 9 11 31 58 12.94
발명예7 98 80 36 1.7 9 12 34 61 12.63
발명예8 97 77 39 1.5 8 14 36 59 12.84
발명예9 96 78 36 2.0 8 13 45 67 12.75
발명예10 98 79 33 1.6 7 17 38 61 13.21
비교예1 75 62 39 3.5 19 33 66 88 15.93
비교예2 주조중단
비교예3 68 64 36 3.3 17 31 61 82 15.37
비교예4 엣지 크랙 발생
비교예5 98 72 36 1.6 9 15 39 70 13.81
비교예6 98 71 39 1.6 11 15 41 69 13.92
비교예7 98 72 37 1.8 8 14 40 67 13.88
비교예8 98 67 39 2.8 9 26 54 82 14.12
비교예9 97 65 43 3.1 10 28 59 83 14.56
비교예10 98 68 40 2.9 8 27 56 83 14.21
상기 표 1 내지 3에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제안하는 합금조성, 턴디쉬 용강온도, 턴디쉬 과열도, 냉각 비수량을 모두 만족하는 발명예 1 내지 10은 목표로 하는 MLH 적중율, 비저항, 결정립 사이즈/개수/점유율 모두 만족하여 고주파 철손이 우수함을 알 수 있다.
한편, 표 1 및 2에서 합금조성과 이론응고 온도와의 상관관계로부터 도출식 1을 얻을 수 있다. 도출식 (1)에서 1538은 순철의 응고 온도(융점)을 의미한다.
[도출식 1] 이론 응고 온도(℃)=1538-13.2Si-0.7Al-5.1Mn
(상기 도출식 1에서 Si, Al 및 Mn은 각각의 함량(중량%)를 나타냄.)
비교예 1은 본 발명의 합금조성은 만족하나, 본 발명에서 제안한 턴디쉬 과열도를 만족하지 못하여, 몰드 레벨 헌팅(MLH)이 심하여 목표로 하는 결정립 사이즈, 개재물 개수 및 점유율을 만족하지 못하여 고주파 철손이 높아진 것을 알 수 있다.
비교예 2는 본 발명의 합금조성은 만족하나, 본 발명에서 제안한 턴디쉬 과열도 보다 낮아 주조 과정 중에 용강이 브리징(Freezing)되어 주조 중단이 발생하였다.
비교예 3은 본 발명의 합금조성은 만족하나, 본 발명에서 제안한 비수량 보다 낮아 목표로 하는 몰드 레벨 헌팅(MLH)가 심하여 목표로 하는 결정립 사이즈, 개재물 개수 및 점유율을 만족하지 못하여 고주파 철손이 열위함을 알 수 있다.
비교예 4는 본 발명의 합금조성은 만족하나, 본 발명에서 제안한 비수량 보다 높아 슬라브 및 바 엣지 온도가 너무 낮게 되어 엣지 크랙이 발생하여 표면 품질이 열위하였다.
한편, 상기 표 1의 성분과 비저항 사이의 상관관계로부터 도출식 2를 얻을 수 있다. 도출식 2에서 13은 순철의 비저항을 의미한다.
[도출식 2] 비저항(μΩ·㎝)=13+10Si+9.5Al+4.5Mn+7.5Sn+50P
(상기 도출식 2에서 Si, Al, Mn, Sn 및 P은 각각의 함량(중량%)를 나타냄.)
비교예 5 내지 7의 경우에는 본 발명이 제안하는 관계식 1을 만족하지 않아, 즉, 비저항이 낮아 철손이 높아진 것을 알 수 있다.
비교예 8 내지 10은 본 발명에서 제안한 Ca 함량과 관계식 1을 만족하지 못하여 결정립 사이즈, 개재물의 개수 및 점유율을 만족하지 못하여 고주파 철손이 높아진 것을 알 수 있다.
도 7은 발명예 1의 TEM 조직사진이고, 도 8 및 9는 각각 비교예 1의 TEM 조직 사진과 을 나타낸 것이다. 그리고, 도 10과 11은 각각 발명예 1과 비교예 1의 개재물 사이즈 분포를 나타낸 것이다. 도 7 내지 11에서 알 수 있듯이, 몰드 레벨 헌팅(MLH)이 심했던 비교예 1의 경우 발명예 1 대비하여 미세한 개재물이 많고, 도 9에서 알 수 있듯이 개재물이 결정립계에 존재하여 결정립을 피닝(Pinning)하고 있어, 결정립 성장이 방해가 되어 고주파 철손에 악영향을 미친 것으로 사료된다.
(실시예 2)
실시예 1의 발명강 1(강종 A)에 대하여 마무리 압연시 첫번째 압연기에서의 온도, 온도 편차, 압하율 및 마지막 압연기에서의 온도와 열연재 및 최종제품 스트립의 폭 방향 두께 편차와의 관계를 검토한 후, 그 결과를 하기 표 4 및 5에 나타내었다. 열연재 스트립의 폭 방향 두께 편차는 스트립의 중심부 두께와 폭 방향 엣지로부터 30mm 떨어진 지점의 두께와의 차이이며, 최종제품의 폭 방향 두께 편차는 열연재를 30mm 사이드 트리밍한 후, 최종제품 스트립의 중심부 두께와 폭 방향 엣지로부터 10mm 떨어진 지점의 두께와의 차이를 측정하였다. 한편, 열연재와 최종제품의 폭 방향 두께 편차는 탑부(Top), 미들부(Middle)와 테일부(Tail)의 평균값을 의미한다.
구분 강종 바두께(mm) 마무리 압연
첫번재 압연기압연온도(℃) 첫번재 압연기온도 편차(℃) 첫번재 압연기압하율(%) 마지막 압연기압연온도(℃)
발명예11 A 16 1080 25 58 806
발명예12 17 1100 26 56 822
발명예13 16 980 27 60 716
발명예14 16 1120 32 58 834
비교예13 17 910 25 58 661
비교예14 15 1200 36 58 869
비교예15 16 1070 69 58 807
비교예16 16 1105 95 58 811
비교예17 16 1060 25 78 810
발명예16 16 1030 31 60 752
발명예17 16 995 40 65 726
발명예18 16 1030 46 58 750
구분 마무리 압연 열연재 두께 편차(엣지~30mm 지점)(㎛) 열연재사이드 트리밍 폭(mm) 최종제품 두께 편차(엣지~10mm지점)(㎛)
첫번째 압연기 바 고온강도(MPa) 첫번재 압연기압연하중 편차(ton) 마지막 압연기 바 고온강도(MPa)
발명예11 8 45 58 35 30 2.8
발명예12 7 43 50 34 30 3.0
발명예13 17 48 116 38 30 3.5
발명예14 6 46 43 35 30 2.9
비교예13 28 46 164 58 30 4.9
비교예14 4 46 판파단
비교예15 9 85 59 60 30 5.2
비교예16 8 110 49 69 30 5.7
비교예17 10 45 판파단
발명예16 12 46 82 18 30 2.6
발명예17 15 48 104 20 30 3.1
발명예18 12 43 85 17 30 2.8
상기 표 4 및 5에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제안하는 마무리 압연시 첫번째 압연기 압연온도, 압연온도 편차, 압하율 및 마지막 압연기 압연온도를 만족하는 발명예 11 내지 18은 열연재 및 최종제품 스트립의 폭 방향 두께 편차가 양호 한 것을 알 수 있다.
한편, 마무리 압연시 고온강도는 바 및 스트립의 압연부하 및 장력 제어에 영향을 미치기 때문에 분석이 필요하다. 따라서, 발명예 11에 대해 온도 변화에 따른 스트립의 고온강도를 측정하였으며, 이 결과를 도 12에 나타내었다. 이 결과로부터 압연온도와 고온항복 강도와의 상관관계로부터 도출식 3을 얻을 수 있고, 온도 증가에 따라 고온강도는 거듭제곱으로 감소함을 알 수 있다. 따라서, 도출 식 3으로부터 첫번째 압연기 압연온도와 마지막 압연기 압연온도에서 고온강도를 예측할 수 있으며, 이 결과를 상기 표 5에 나타내었다.
[도출식 3] 고온강도(MPa)=16116e-0.007*온도
(상기 도출식 3에서 온도(℃)는 첫번째 압연기 및 마지막 압연기의 압연온도를 나타냄.)
비교예 13은 본 발명에서 제안한 첫번째 압연기 압연온도 대비 낮아, 첫번째 및 마지막 압연기에서의 고온강도가 높기 때문에 압연부하 상승에 따라 폭 방향 두께 편차가 열위하였다.
비교예 14는 본 발명에서 제안한 첫번째 압연기 압연온도 대비 높아, 고온연성이 높게 되어 장력제어 이상으로 판파단이 발생하였다.
비교예 15 및 16은 본 발명에서 제안한 첫번째 압연기 온도 편차가 심하여 첫번째 압연기 압연 하중 편차가 심하게 발생 되어 목표로 하는 폭 방향 두께 편차가 열위하였다.
비교예 17은 본 발명에서 제안한 첫번째 압연기 압하율을 만족하지 못하여 압연부하가 급격히 증가하여 통판성 불량으로 판파단이 발생하였다.

Claims (19)

  1. 중량%로, Si: 2.8∼4.0％, Al: 0.1~1.5%, Mn: 0.05~1.5%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.15%, Ca: 0.0005~0.0035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    상기 Si, Al, Mn, Sn 및 P는 하기 관계식 1을 만족하고,
    페라이트 결정립 평균 사이즈가 70~110㎛이고,
    스트립의 폭 방향 엣지로부터 10mm 지점의 두께와 중심부의 두께의 편차가 4.5㎛ 이하이며,
    철손(W10/400)이 13.6W/kg 이하인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판.
    [관계식 1] 13+10Si+9.5Al+4.5Mn+7.5Sn+50P ≥ 50
    (상기 관계식 1에서 Si, Al, Mn, Sn 및 P는 각각의 함량(중량%)를 나타냄.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 전기강판은 불순물로서 C, S 및 N 중 1종 이상을 그 합계가 0.05중량%이하의 범위로 포함하고, 트램프 원소로서 Nb, V, Ti, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2%이하인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 전기강판은 평균 사이즈가 10nm 이상인 개재물을 포함하는 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 전기강판은 2.5개/㎛2이하의 개재물을 포함하는 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 전기강판은 전체 개재물 대비, 평균 크기가 10nm이하인 개재물을 15%이하로 포함하고, 15nm이하인 개재물을 30%이하로 포함되며, 20nm이하인 개재물을 50%이하로 포함하고, 30nm이하인 개재물을 80%이하로 포함되는 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 전기강판은 두께가 0.15~0.35mm인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판.
  7. 중량%로, Si: 2.8∼4.0％, Al: 0.1~1.5%, Mn: 0.05~1.5%, Sn: 0.005~0.20%, P: 0.002~0.15%, Ca: 0.0005~0.0035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 Si, Al, Mn, Sn 및 P는 하기 관계식 1을 만족하는 용강을 연속주조하여 박 슬라브를 얻는 단계;
    상기 박 슬라브를 조압연하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 가열하는 단계;
    상기 가열된 바를 마무리 압연하되, 상기 마무리 압연시 첫번째 압연기에서는 950~1180℃로 압연을 행하고, 마지막 압연기에서는 680~850℃로 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 권취하는 단계를 포함하고,
    상기 각 단계는 연속적으로 행하여지며,
    상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
    상기 냉연강판을 재결정 소둔하는 단계를 포함하고,
    상기 연속주조시 턴디쉬 내의 용강은 하기 관계식 2를 만족하며,
    상기 마무리 압연시 첫번째 압연기에서의 온도 편차는 60℃이하고,
    상기 연속주조시 냉각 비수량은 2.0~3.5ℓ/kg인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법.
    [관계식 1] 13+10Si+9.5Al+4.5Mn+7.5Sn+50P ≥ 50
    [관계식 2] (1538-13.2Si-0.7Al-5.1Mn)+5 ≤ 턴디쉬 용강온도(℃) ≤ (1538-13.2Si-0.7Al-5.1Mn)+25
    (상기 관계식 1 및 2에서 Si, Al, Mn, Sn 및 P는 각각의 함량(중량%)를 나타냄.)
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 용강은 불순물로서 C, S 및 N 중 1종 이상을 그 합계가 0.05중량%이하의 범위로 포함하고, 트램프 원소로서 Nb, V, Ti, Mo, Cu, Cr, Ni, Zn, Se, Sb, Zr, W, Ga, Ge 및 Mg로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 그 합계가 0.2%이하인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법.
  9. 청구항 7에 있어서,
    상기 턴디귀의 과열도는 5~25℃인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법.
  10. 청구항 7에 있어서,
    상기 연속주조는 3.5~8.0mpm의 주조속도로 행하는 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법.
  11. 청구항 7에 있어서,
    상기 박 슬라브는 두께가 80~120mm인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법.
  12. 청구항 7에 있어서,
    상기 연속주조시 몰드 레벨 헌팅은 ±3mm이하를 만족하는 적중율이 평균 90%이상인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법.
  13. 청구항 7에 있어서,
    상기 조압연된 바는 두께가 10~30mm인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법.
  14. 청구항 7에 있어서,
    상기 조압연시 입측온도는 1000~1200℃인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법.
  15. 청구항 7에 있어서,
    상기 바의 가열온도는 1000~1200℃인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법.
  16. 청구항 7에 있어서,
    상기 마무리 압연시 첫번째 압연기에서의 압하율은 40~75%인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법.
  17. 청구항 7에 있어서,
    상기 권취는 490~700℃에서 행하여지는 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법.
  18. 청구항 7에 있어서,
    상기 열연강판은 두께가 1.6mm 이하인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법.
  19. 청구항 7에 있어서,
    상기 열연강판은 스트립의 폭 방향 엣지로부터 30mm 지점의 두께와 중심부의 두께의 편차가 40㎛ 이하인 자기적 특성이 우수하고, 두께 편차가 작은 무방향성 전기강판의 제조방법.
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