WO2016105056A1 - 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

무방향성 전기강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2016105056A1
WO2016105056A1 PCT/KR2015/014037 KR2015014037W WO2016105056A1 WO 2016105056 A1 WO2016105056 A1 WO 2016105056A1 KR 2015014037 W KR2015014037 W KR 2015014037W WO 2016105056 A1 WO2016105056 A1 WO 2016105056A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
hot
annealing
electrical steel
oriented electrical
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Ceased
Application number
PCT/KR2015/014037
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
이세일
이헌주
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
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 Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Priority to JP2017534252A priority Critical patent/JP6503464B2/ja
Priority to US15/539,610 priority patent/US10941457B2/en
Priority to EP15873583.7A priority patent/EP3239309B1/en
Priority to CN201580071226.3A priority patent/CN107223165B/zh
Publication of WO2016105056A1 publication Critical patent/WO2016105056A1/ko
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1205—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving particular fabrication steps or treatments of ingots or slabs
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the working steps
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the working steps
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to non-oriented electrical steel sheets and methods for manufacturing the same.
  • Non-oriented electrical steel is used as a core material in rotating equipment such as motors and generators and in stationary equipment such as small transformers and plays an important role in determining the energy efficiency of electrical equipment.
  • the characteristics of such steel sheet are iron loss and magnetic flux density representatively, the lower the iron loss, the higher the magnetic flux density. Iron loss represents the energy that disappears due to heat generated from the material during magnetization, and is important because the lower the iron loss, the more energy is lost.
  • the magnetic flux density is a value indicating the degree of magnetization under the strength of a unit-size magnetic field, and the higher the value, the greater the induction of magnetization with the same energy. I can deliver it.
  • the magnetic flux density is evaluated by the magnetization force in the unit volume, so the ratio of the element that easily magnetizes in the steel plate of the unit volume, that is, the iron atom, is very important.
  • Si, Al, and Mn which are elements mainly used in non-oriented electrical steel sheets, are nonmagnetic atoms
  • the saturation magnetic flux density value that can be magnetized to maximum magnetization under a large magnetic field is low as the alloying amount increases.
  • the magnetic flux density value B 50 is also lowered under the unit magnetic field strength.
  • alloy amounts such as Si, Al, and Mn, which are non-magnetic alloying elements, must be added inevitably, thereby reducing the magnetic flux density. In order to defend, it is necessary to control the collective organization.
  • One embodiment of the present invention to provide a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet.
  • Another embodiment of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet.
  • Method for producing a non-oriented electrical steel sheet the step of heating the slab and hot rolling to produce a hot rolled sheet; Annealing the hot rolled sheet; Manufacturing a cold rolled sheet by cold rolling the steel sheet on which the hot rolled sheet annealing is completed; And; Including the step of annealing the cold rolled sheet, the difference between the temperature of the annealing sheet annealing in the step of annealing and the hot rolled sheet annealing temperature in the step of annealing is less than loo ° c.
  • the hot rolled sheet annealing temperature in the hot rolled sheet annealing step may be performed at a temperature higher than 15C C higher than the temperature during hot finish rolling in the step of producing the hot rolled sheet by hot rolling.
  • the hot rolled sheet annealing time at a temperature higher than the temperature during hot finishing rolling in the hot rolled sheet annealing may be 2 minutes or less.
  • Lead-sheet annealing time may be 5 seconds or more.
  • the grain size of the crystal grains of the steel sheet after the hot rolled sheet annealing may be 80 or more.
  • the slab is in weight%, A1: 0.0005% to 0.02%, Sn: 0.005% to 0.15%, P: 0.001% to 0.15% and S: 0.0008% to 0.015%, the balance includes Fe and impurities can do.
  • the slab may further include Sb: 0.005% to 0.15%, and a value of [Sn] + [Sb] + [P] + 20 * [S]) / [Al] may be 40 or more.
  • the slab is in weight%, Si: 1.5% to 4.0%, Mn: 0.02% to 3.0%, C:
  • Non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention, the overall composition of the electrical steel sheet
  • A1 0.0005% to 0.02%, Sn: 0.005% to 0.153 ⁇ 4>, P: 0.001% to 0.15% and S: 0.0008% to 0.015% based on 100% by weight, the balance includes Fe and impurities do.
  • the non-oriented electrical steel sheet further includes Sb: 0.005% to 0.15%, and the value of ([Sn] + [Sb] + [P] + 20 * [S]) / [Al] is 40 or more.
  • the texture of the non-oriented electrical steel sheet is 1.5 times the volume fraction of the crystal grains having the orientation of (10, 0, 45) in the Euler orientation (10, 0, 45) in the Euler orientation. It may be abnormal.
  • a non-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density can be provided.
  • 1 is a graph showing the relationship between ⁇ volume fraction of crystal grains having an orientation of (30, 0, 45) ⁇ / ⁇ volume fraction of grains having an orientation of (10, 0, 45) ⁇ and a Br value.
  • 3 is a graph showing the relationship between the annealed sheet annealing temperature and the Br value.
  • % Means weight% unless otherwise specified. It describes a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention. First provide a slab.
  • the slab comprises A1: 0.0005% to 0.02%, Sn: 0.005% to 0.15%, P: 0.001% to 0.15% and S: 0.0008% to 0.015% based on 100% by weight of the total composition of the slab, the balance Fe and impurities may be included.
  • the slab further includes Sb: 0.005% to 0.15%, and the value of ([Sn] + [Sb] + [P] + 20 * [S]) / [Al] may be 40 or more.
  • [Al], [Sn], [Sb], [P], and [S] mean Al, Sn, Sb, P, and S by weight percentage (%), respectively.
  • the slab is based on 100% by weight of the total composition of the slab, Si: 1.5% to 4.0%, Mn: 0.02% to 3.0%, C: 0.005% or less (not including 0%), N: 0.005% (Not including 0%), and: 0.003% or less (not including 0%). The reason for component limitation is demonstrated.
  • A1 is added in an amount greater than 0.0005%, iron loss may be increased by increasing the specific resistance of the steel sheet. However, if it exceeds 0.02%, the magnetic flux density may be reduced.
  • Sn may be added to 0.005% or more to inhibit the formation of ⁇ 111 ⁇ texture by segregation at the grain boundary during annealing, but when added to more than 0.15%, Sn may cause deterioration of rolling properties including surface defects in hot and hot rolling processes. have.
  • Sb added to 0.005% or more may segregate at grain boundaries during annealing to suppress formation of ⁇ 111 ⁇ texture, but when added to 0.15% or more, Sb may cause deterioration of rolling properties including surface defects in hot and hot rolling processes. have.
  • the value of ([Sn] + [Sb] + [P] + 20 * [S]) / [A1] may be 40 or more. More specifically, it may be 40 or more and 240 or less. When the value of ([Sn] + [Sb] + [P] + 20 * [S]) / [A1] is 40 to 240, the magnetic flux density is excellent. When the value of ([Sn] + [Sb] + [P] + 20 * [S]) / [Al] is less than 40, the magnetic flux density of the steel sheet is lowered. This will be described later in the Examples.
  • Si may be added more than 1.5% to reduce the eddy current loss, but if exceeded, the brittleness is increased to reduce the rolling properties.
  • Mn may be added more than 0.02% to increase the specific resistance can lower the iron loss. However, above 3.0%, the saturation magnetic flux density may decrease.
  • C extends the austenite region above 0.005% and the temperature at which phase transformation occurs Increasing the interval, it is possible to increase the iron loss by inhibiting the grain growth of ferrite during the final annealing.
  • N is more than 0.005% to form a nitride to inhibit grain growth can decrease the magnetism.
  • fine carbides and nitrides may be formed to inhibit grain growth and inferior texture.
  • the slab may be a slab having a component system in which austenite phase transformation does not occur when heated above a temperature.
  • the slab is heated and hot rolled to produce a hot rolled sheet.
  • the slab heating temperature may be 1250 ° C or less. Above 1250 ° C, the precipitate in the slab may be dissolved and then finely precipitated during hot rolling.
  • hot rolling can be performed through one or more rolling passes.
  • the last rolling pass (hot finish rolling) can be carried out at a temperature of 920 ° C or less. More specifically, the temperature may be 80CTC to 920 ° C. If the hot rolled sheet is finished rolled at a temperature of 920 ° C or lower and the hot rolled sheet is annealed within two minutes at a temperature higher than 150 ° C above the hot finish rolling temperature, the grains are uniform in both the center and the surface of the steel sheet. A hot rolled annealing plate having a size can be obtained. Therefore, the magnetic flux density can be improved by obtaining an aggregate having a fraction of the (30,0,45) orientation more than 1.5 times higher than the fraction of the (10,0,45) orientation.
  • the hot rolled sheet annealing temperature may be at least i50 ° c higher than silver at hot finish rolling.
  • the hot rolled sheet annealing temperature is 9 (xrc to
  • the hot-rolled sheet annealing temperature means the highest temperature of the hot-rolled sheet during hot-rolled sheet annealing.
  • the annealing time from the temperature at the time of hot finish rolling at the time of hot-rolled sheet annealing to the hot-rolled sheet annealing temperature may be 2 minutes or less.
  • Hot-rolled rolled annealing hot rolled annealing at temperatures higher than 150 ° C for 2 minutes If carried out within, it is possible to obtain a hot-rolled annealing plate having a uniform grain size in all areas of the central portion and the surface portion of the steel sheet. Therefore, the magnetic flux density can be improved by obtaining an aggregate having a fraction of the (30,0,45) orientation more than 1.5 times higher than the fraction of the (10,0,45) orientation. This will be described later in the Examples.
  • the grain size of the crystal grains may be 80 or more in all regions of the surface portion and the thickening portion in the thickness direction of the steel sheet on which the hot rolled sheet annealing is completed. If less than 80, the crystal grains may not be sufficiently grown, and the magnetic properties of the electrical steel sheet may be lowered.
  • the grain size of the crystal grains may be 80 or more and 700 or less in all regions of the central portion in the thickness direction and the surface portion of the steel sheet is completed annealing.
  • the magnetism of the electrical steel sheet can be improved by having uniform grain sizes of 80 / M or more and 700 or less in all regions of the surface portion of the steel sheet and the central portion in the thickness direction.
  • the hot rolled annealing plate is cold rolled to produce a cold rolled plate.
  • the rolling reduction during the rolling may be 50% to 95%.
  • the annealed sheet annealing temperature can be carried out in the temperature range below 100 ° C below the hot rolled sheet annealing temperature.
  • the rolling annealing time may be 5 seconds or more.
  • the fraction of the (30,0,45) orientation is higher than the fraction of the (10,0,45) orientation even if the annealing time is maintained for 5 seconds No aggregates more than 1.5 times can be obtained. This will be described later in the Examples.
  • Non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention A1: 0.0005% to 0.02%, Sn: 0.005% to 0.1, P: 0.001% to
  • the non-oriented electrical steel sheet, Sb: 0.005% to 0.15% further comprises,
  • the value of ([Sn] + [Sb] + [P] + 20 * [S]) / [Al] may be greater than or equal to 40.
  • [Al], [Sn], [Sb], [P], and [S] mean Al, Sn, Sb, P, and S by weight percentage (%), respectively.
  • the reason for the component limitation in the non-oriented electrical steel sheet is explained in the reason for the component limitation in the slab.
  • the texture of the non-oriented electrical steel sheet is 1.5 times the volume fraction of the crystal grains having the orientation of (10,0,45) in the Euler orientation as the volume fraction of the grains having the orientation of (10,0,45) in the Euler orientation. It may be abnormal.
  • the magnetic flux density can be improved by satisfying 1.5 times or more of the volume fraction of the grain having the orientation of (30, 0, 45) and having the orientation of (10, 0, 45).
  • 1 is a graph showing the relationship between ⁇ volume fraction of crystal grains having an orientation of (30,0,45) ⁇ / ⁇ volume fraction of grains having an orientation of (10, 0,45) ⁇ and [beta].
  • the magnetic flux density of the steel sheet was evaluated according to the magnetic flux density (Br) value considering the density of the steel sheet as follows.
  • [Si] is the addition amount (weight%) of Si
  • [A1] is the addition amount (increase) of A1.
  • 3 ⁇ 4 0 is the magnetic flux density value induced in the steel sheet when it is induced to 5,000 A / m.
  • the hot finish rolling was carried out at 9 (xrc. Then, the hot rolled sheet was annealed in liocrc and cold rolled, and then cold rolled sheet was annealed at 1050 ° C. for 5 seconds. From the hot finish rolling to the hot rolled sheet annealing temperature Annealing time was 2 minutes.
  • Si 3.0%, Mn: 0.4%, C: 0.002%, N: 0.003%, Ti: 0.001%, Al: 0.004%, Sn: 0.03%, Sb: 0.03%, P: 0.05% and S : Slabs containing 0.005% and the balance are Fe and impurities.
  • the slab was heated to 1150 ° C and then hot rolled to prepare a hot rolled plate. Hot finish rolling was carried out at 900 ° C. during hot rolling. Thereafter, the hot rolled sheet was annealed in licxrc and cold rolled to prepare a cold rolled sheet. The annealing time from the temperature at the time of hot finishing rolling to the hot-rolled sheet annealing temperature was 2 minutes. The cold rolled sheet was annealed for 5 seconds at the temperature shown in FIG.
  • the magnetic flux density is excellent when the difference between the cold rolled sheet annealing temperature and the hot rolled sheet annealing silver is less than 100 ° C.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Abstract

본 발명의 일 구현례에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법은, 슬라브를 가 열한 후 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 상기 열연판을 열연판 소둔하는 단계; 상기 열연판 소둔이 완료된 강판을 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 및; 상기 냉연판을 냉연판 소둔하는 단계를 포함하되， 상기 냉연판 소둔하는 단계 에서 냉연판 소둔 온도와 상기 열연판 소둔하는 단계에서 열연판 소둔 온도의 차 이는 100°C이하이다.

Description

【명세서】
【발명의 명칭】
무방향성 전기강판 및 그 제조방법
【기술분야】
무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것아다 .
【발명의 배경이 되는 기술】
무방향성 전기강판은 모터， 발전기 등의 회전 기기와 소형 변압기 등의 정 지 기기에서 철심용 재료로 사용되며 전기기기의 에너지 효율을 결정하는데 중요 한 역할을 한다. 이러한 전기강판의 특성으로는 대표적으로 철손과 자속밀도를 들 수 있는데 철손은 낮을 수록， 자속밀도는 높을 수록 좋다. 철손은 자화 중 소재에 서 발생하는 열 등으로 사라지는 에너지를 나타내며， 철손이 낮을 수록 열로 손실 되는 에너지를 즐일 수 있기 때문에 중요하다. 또 자속밀도는 단위 크기의 자기장 의 세기하에서 자화되는 정도를 나타내는 값으로 높을수록 같은 에너지로 보다 더 큰 자화를 유도할 수 있기 때문에 이 값이 클수록， 같은 부피의 전기강판에서 보 다 더 큰 에너지를 전달할 수 있다.
이중， 자속밀도는， 단위 부피에서 자화력으로 평가하기 때문에， 단위 부피 의 강판 안의 자화가 쉽게 일어나는 원소， 즉 철 원자의 비율이 매우 중요하다. 일반적으로 무방향성 전기강판에서 주로 활용되는 원소인 Si , Al , Mn의 경우 비자 성 원자이기 때문에， 이들의 합금량이 많아짐에 따라 큰 자기장하에서 강판이 최 대로 자화되어 갖을 수 있는 포화 자속밀도 값은 낮아지게 되고， 단위 자장 세기 하에서 자속밀도 값인 B50도 낮아지게 된다. 하지만， 강판에 유도되는 와류손을 감 소시키기 위해 강판의 비저항을 증가시켜야 하기 때문에， 비자성 합금원소인 Si , Al , Mn등의 합금량은 불가피하게 첨가되어야 하고， 이에 따른 자속밀도 저하를 극 복하기 위해서는 집합조직을 제어하는 연구가 필요한 실정이다.
【발명의 내용】 【해결하고자 하는 과제】
본 발명의 일 구현례는 무방향성 전기강판의 제조방법을 제공하는 것이다. 본 발명의 또 다른 구현례는 무방향성 전기강판을 제공하는 것이다.
【과제의 해결 수단】
본 발명의 일 실시에에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법은， 슬라브를 가 열한 후 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계; 상기 열연판을 열연판 소둔하는 단계; 상기 열연판 소둔이 완료된 강판을 냉간 압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 및; 상기 냉연판을 넁연판 소둔하는 단계를 포함하되， 상기 넁연판 소둔하는 단계 에서 넁연판 소둔 온도와 상기 열연판 소둔하는 단계에서 열연판 소둔 온도의 차 이는 loo °c이하이다.
상기 열연판 소둔하는 단계에서 열연판 소둔 온도는 상기 열간 압연하여 열 연판을 제조하는 단계에서 열간 마무리 압연시 온도보다 15C C 이상 높은 온도에 서 실시하는 것일 수 있다.
상기 열연판 소둔하는 단계에서 열간 마무리 압연시 온도 이상에서의 열연 판 소둔 시간은 2분 이하일 수 있다.
상기 냉연판 소둔하는 단계에서 넁.연판 소둔 시간은 5초 이상일 수 있다. 상기 열연판 소둔이 완료된 강판의 결정립의 입경은 80 이상일 수 있다. 상기 슬라브는 중량 %로， A1: 0.0005% 내지 0.02%, Sn: 0.005% 내지 0.15%， P: 0.001% 내지 0.15% 및 S: 0.0008% 내지 0.015%를 포함하고， 잔부는 Fe 및 불순 물을 포함할 수 있다.
상기 슬라브는 Sb: 0.005% 내지 0.15%를 더 포함하고, [Sn] + [Sb] + [P]+20*[S])/[Al] 의 값이 40이상일 수 있다.
상기 슬라브는 중량 %로， Si : 1.5% 내지 4.0%， Mn: 0.02% 내지 3.0%， C:
0.005%이하(0¾)를 포함하지 않는다)， N: 0.005%이하 (0%를 포함하지 않는다)， 및, Ti :0.003%이하 (0%를 포함하지 않는다)를 더 포함할 수 있다. 본 발명의 일 구현례에 의한 무방향성 전기강판은， 전기강판의 전체 조성
100중량 %를 기준으로， A1: 0.0005% 내지 0.02%, Sn: 0.005% 내지 0.15¾>， P: 0.001% 내지 0.15% 및 S: 0.0008% 내지 0.015%를 포함하고， 잔부는 Fe 및 불순물을 포함 한다.
상기 무방향성 전기강판은， Sb: 0.005% 내지 0.15%를 더 포함하고， ([Sn] + [Sb] + [P]+20*[S])/[Al] 의 값이 40이상이다.
상기 무방향성 전기강판의 집합조직은， 오일러 방위로 (30， 0,45) 인 방위를 가지는 결정립의 부피분율이 오일러 방위로 (10，0，45) 인 방위를 가지는 결정립의 부피분율의 1.5배 이상일 수 있다.
【발명의 효과】 본 발명의 일 구현례에 의하면 자속밀도가 높은 무방향성 전기강판을 제공 할 수 있다.
【도면의 간단한 설명】
도 1 은 {(30，0，45) 인 방위를 가지는 결정립의 부피분율}/{(10，0，45) 인 방위를 가지는 결정립의 부피분율} 과 Br 값의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2 는 [Sn] + [Sb] + [P]+20*[S])/[A1] 값과 Br 값의 관계를 나타낸 그래프이 다ᅳ
도 3 은 넁연판 소둔 온도와 Br 값의 관계를 나타낸 그래프이다.
【발명을 실시하기 위한 구체적인 내용】
본 발명의 이점 및 특징， 그리고 그것들올 달성하는 방법은 첨부되는 도면 과 함께 상세하게 후술되어 있는 구현례들을 참조하면 명확해질 ¾이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 구현례들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며， 단지 본 구현례들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하고， 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하 게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이 다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다. 따라서， 몇몇 구현례들에서， 잘 알려진 기술들은 본 발명이 모호하게 해석 되는 것을 피하기 위하여 구체적으로 설명되지 않는다. 다른 정의가 없다면 본 명 세서에서 사용되는 모든 용어 (기술 및 과학적 용어를 포함)는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 공통적으로 이해될 수 있는 의미로 사용 될 수 있을 것이다. 명세서 전체에서 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아 니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다. 또한 단수형은 문구에서 특별히 언급하지 않는 한 복수형도 포함한다.
특별히 언급하지 않는 한 %는 중량 %를 의미한다. 본 발명의 일 구현례에 의한 무방향성 전기강판의 제조방법에 대하여 설명 한다. 먼저 슬라브를 제공한다.
상기 슬라브는 슬라브의 전체 조성 100중량 %를 기준으로 A1: 0.0005% 내지 0.02%, Sn: 0.005% 내지 0.15%, P: 0.001% 내지 0.15% 및 S: 0.0008% 내지 0.015% 를 포함하고， 잔부는 Fe 및 불순물을 포함할 수 있다.
상기 슬라브는 Sb: 0.005% 내지 0.15%를 더 포함하고， ([Sn] + [Sb] + [P]+20*[S])/[Al] 의 값이 40이상일 수 있다. 여기서， [Al], [Sn] , [Sb], [P], 및， [S] 는 각각 Al, Sn, Sb, P, 및， S의 중량 퍼센트 (%)를 의미한다. 또한 상기 슬라브는 슬라브의 전체 조성 100중량 %를 기준으로， Si: 1.5% 내 지 4.0%， Mn: 0.02% 내지 3.0%, C: 0.005%이하 (0%를 포함하지 않는다)， N: 0.005% 이하 (0%를 포함하지 않는다)， 및， :0.003%이하(0%를 포함하지 않는다)를 더 포 함할 수 있다. 성분 한정의 이유에 대하여 설명한다.
A1은 0.0005% 이상 첨가되면 강판의 비저항을 높여 철손을 감소시킬 수 있 다. 그러나 0.02%초과시 자속밀도를 저하시킬 수 있다.
Sn은 0.005% 이상 첨가되면 소둔시 결정립계에 편석하여 {111} 집합 조직의 형성을 억제할 수 있으나， 0.15%를 초과하여 첨가되면 열간 및 넁간 압연 공정에 서 표면 결함을 비롯한 압연성의 저하를 일으킬 수 있다.
Sb는 0.005% 이상 첨가되면 소둔시 결정립계에 편석하여 {111} 집합 조직의 형성을 억제할 수 있으나， 0.15%를 초과하여 첨가되면 열간 및 넁간 압연 공정에 서 표면 결함을 비롯한 압연성의 저하를 일으킬 수 있다.
P는 0.001% 이상 첨가되면 비저항을 증가시켜 철손을 낮추며 결정립계에 편 석하여 자성에 유해한 {111} 집합 조직의 형성을 억제하고 유리한 집합조직인 {100}을 형성하나 0.15%를 초과하여 첨가되면 넁간 압연성을 저하시킬 수 있다.
S 는 0.0008% 이상 첨가되면 표면에 편석되어 {100}면의 표면에너지를 낮추 어 {100}면이 강한 집합조직을 발달 시킬 수 있다. 그러나 0.015%를 초과하여 첨 가될 경우는 결정립계의 편석에 의하여 가공성이 저하될 수 있다.
또한， ([Sn] + [Sb] + [P]+20*[S])/[A1] 의 값이 40 이상일 수 있다. 보다 구체 적으로는 40이상 240이하일 수 있다. ([Sn] + [Sb] + [P]+20*[S])/[A1] 의 값이 40 내 지 240일 경우 자속밀도가 우수하다. ([Sn] + [Sb] + [P]+20*[S])/[Al] 의 값이 40 미 만인 경우 강판의 자속밀도가 저하된다. 이에 대하여는 실시예에서 후술한다.
Si는 1.5% 이상 첨가되어 와류손실을 낮출 수 있으나， 를 초과할 경우 취성이 증가하여 압연성이 저하될 수 있다.
Mn은 0.02% 이상 첨가되어 비저항올 증가시켜 철손올 낮출 수 있다. 그러나 3.0% 초과시 포화 자속밀도가 감소할 수 있다.
C은 0.005% 초과시 오스테나이트 영역을 확대하며 상변태가 일어나는 온도 구간을 증가시키며， 최종 소둔 시 페라이트의 결정립 성장을 억제하여 철손올 증 가시킬 수 있다.
N는 0.005% 초과시 질화물을 형성하여 결정립 성장을 억제하여 자성을 저하 시킬 수 있다.
Ti는 0.003% 초과시 미세한 탄화물과 질화물을 형성하여 결정립 성장을 억 제하고 집합조직을 열위하게 할 수 있다.
또한， 상기 슬라브는 온도 이상으로 가열되었을 때 오스테나이트 상변태 가 일어나지 않는 성분계를 가지는 슬라브일 수 있다.
상기의 슬라브를 가열한 후 열간 압연하여 열연판을 제조한다.
슬라브 가열 온도는 1250°C 이하일 수 있다. 1250°C 초과시 슬라브내의 석 출물이 고용된 후 열간 압연시 미세하게 석출될 수 있다.
열간 압연시 1회 이상의 압연 패스를 거쳐서 열간 압연을 할 수 있다. 또한， 마지막 압연 패스 (열간 마무리 압연)는 920°C 이하의 온도에서 실시 할 수 있다. 보다 구체적으로는 80CTC 내지 920°C일 수 있다. 920 °C 이하의 은도 에서 마무리 압연된 열연판을 이후 열간 마무리 압연 온도보다 150°C 이상 높은 온도에서 열연판 소둔을 2 분 이내에서 실시하게 되면 강판의 중심부와 표면부 모 든 영역에서 균일한 결정립 크기를 가지는 열연 소둔판을 얻을 수 있다. 따라서 (30,0,45) 방위의 분율이 (10,0,45) 방위의 분율보다 1.5배 이상 높은 집합조직을 얻어 자속밀도가 향상될 수 있다.
이후 열연판을 열연판 소둔한다. 열연판 소둔 온도는 열간 마무리 압연시 은도보다 i50°c 이상 높은 온도일 수 있다. 또한， 열연판 소둔 온도는 9(xrc 내지
1200 °C 의 범위일 수 있다.. 여기서 열연판 소둔 온도는 열연판 소둔시 열연판의 최고 온도를 의미한다. 또한， 열연판 소둔시 열간 마무리 압연시 온도에서부터 열 연판 소둔 온도까지의 소둔 시간은 2분 이하일 수 있다.
열간 마무리 압연 은도보다 150°C 이상 높은 온도에서 열연판 소둔을 2 분 이내에서 실시하게 되면 강판의 중심부와 표면부 모든 영역에서 균일한 결정립 크 기를 가지는 열연 소둔판을 얻을 수 있다. 따라서 (30,0,45) 방위의 분율이 (10,0,45) 방위의 분율보다 1.5배 이상 높은 집합조직을 얻어 자속밀도가 향상될 수 있다. 이에 대하여는 실시예에서 후술한다.
또한， 상기 열연판 소둔이 완료된 강판의 표면부 및 두께 방향의 증심부 모 든 영역에서 결정립의 입경은 80 이상일 수 있다. 80 미만인 경우 결정립이 충분히 성장하지 못하여 전기강판의 자성이 저하될 수 있다.
또한 상기 열연판 소둔이 완료된 강판의 표면부 및 두께 방향의 중심부 모 든 영역에서 결정립의 입경은 80 이상 및 700 이하일 수 있다. 강판의 표면부 및 두께 방향의 중심부 모든 영역에서 80/M 이상 및 700 이하의 균일한 결정립 의 크기를 가져 전기강판의 자성이 향상될 수 있다.
열연판 소둔이 완료된 열연 소둔판은 이후 냉간 압연하여 냉연판을 제조한 다. 상기 넁간 압연시 압하율은 50% 내지 95%일 수 있다.
이후 상기 넁연판을 넁연판 소둔한다. 넁연판 소둔 온도는 열연판 소둔 온 도보다 100 °C이하로 낮은 온도영역에서 실시할 수 있다. 또한, 넁연판 소둔 시간 은 5초 이상일 수 있다.
냉연판 소둔 온도와 열연판 소둔 온도가 lCXTC초과로 차이가 나면， 넁연판 소둔시간을 5초 이상 유지하여도 (30,0,45) 방위의 분율이 (10,0,45) 방위의 분율 보다 1.5배 이상인 집합 조직올 얻을 수 없다. 이에 대해서는 실시예에서 후술한 다.
이하 본 발명의 일 구현례에 의한 무방향성 전기강판에 대하여 설명한다. 본 발명의 일 구현례에 의한 무방향성 전기강판은， 전기강판 전체 조성 100중량 ¾> 를 기준으로， A1: 0.0005% 내지 0.02%, Sn: 0.005% 내지 0.1 ， P: 0.001% 내지
0.15% 및 S: 0.0008% 내지 0.015%를 포함할 수 있다.
상기 무방향성 전기강판은， Sb: 0.005% 내지 0.15%를 더 포함하고， ([Sn] + [Sb] + [P]+20*[S])/[Al] 의 값이 40이상일 수 있다. 여기서 , [Al], [Sn] , [Sb], [P], 및， [S] 는 각각 Al, Sn, Sb, P， 및， S의 중량 퍼센트 (%)를 의미한다. 무방향성 전기강판에서 성분 한정의 이유는 슬라브에서 성분한정의 이유에서 설명 한 바 더 이상의 상세한 설명은 생략한다.
상기 무방향성 전기강판의 집합조직은， 오일러 방위로 (30,0,45) 인 방위를 가지는 결정립의 부피분율이 오일러 방위로 (10，0,45) 인 방위를 가지는 결정립의 부피분율의 1.5배 이상일 수 있다. (30，0，45) 인 방위를 가지는 결정립의 부피분 율이 (10,0,45) 인 방위를 가지는 결정립의 부피분율의 1.5배 이상을 만족함으로 써 자속밀도가 향상될 수 있다.
도 1 은 {(30,0，45) 인 방위를 가지는 결정립의 부피분율}/{(10, 0,45) 인 방위를 가지는 결정립의 부피분율} 과 Βι· 값의 관계를 나타낸 그래프이다.
강판의 밀도를 고려하여 자속 밀도 값을 평가하기 위해 하기와 같이 강판의 밀도를 고려한 자속 밀도 (Br) 값에 따라 강판의 자속 밀도를 평가하였다.
Br= 7.87/(7.87-0.0.065* [Si ] -0.1105* [Al ] ) * B50
여기서, [Si]은 Si 의 첨가량 (중량 %), [A1]은 A1의 첨가량 (증량 이다.
¾0은 5,000A/m로 유기하였을 때 강판에 유도되는 자속밀도 값이다.
통상의 자속밀도 값이 아닌 밀도를 고려한 이유는， 강 중 Si 및 A1의 첨가 량이 증가함에 따라 강 내 철 원자 분율이 감소하고 이에 따라 포화자속이 감소하 는 것을 고려하여야 집합조직에 의한 자속밀도 향상을 평가할 수 있기 때문이다. 도 1 을 참고하면 오일러 방위로 (30，0，45) 인 방위를 가지는 결정립의 부 피분율이 오일러 방위로 (10,0,45) 인 방위를 가지는 결정립의 부피분율의 1.5배 이상일 때 밀도를 고려한 강판의 자속밀도가 우수함을 알 수 있다. 이하， 실시예를 통해 상세히 설명한다. 단 하기의 실시예는 본 발명을 예시 하는 것일 뿐, 본 발명의 내용이 하기의 실시예에 의하여 한정되는 것은 아니다. [실시예 1]
중량？7。로， Si: 3.0%, Mn: 0.4%, C: 0.002%, N: 0.003%, 및, Ti :0.001%를 포 함하고， Sn, Sb, P, S, 및， Al은， Al： 0.0005% 내지 0.02%, Sn: 0.005% 내지 0.15%, Sb: 0.005% 내지 0.15%, P: 0.001% 내지 0.15%, 및, S: 0.0008% 내지 0.015% 의 범위를 가지도록 하되, Sn, Sb, P, S, 및， Al의 함량을 조절하여 도 2 의 X축과 같은 [Sn] + [Sb] + [P]+20*[S])/[A1] 값을 가지는 슬라브를 제조하였다. 상기 슬라브를 1150°C로 가열한 후 열간 압연하여 열연판을 제조하였다. 열 간 압연시 열간 마무리 압연은 9(xrc에서 실시하였다. 이후 liocrc에서 열연판 소 둔하고 냉간 압연하여 1050°C에서 5초간 냉연판 소둔을 실시하였다. 열간 마무리 압연시 온도에서부터 열연판 소둔 온도까지의 소둔 시간은 2분이었다.
도 2 를 참고하면 [Sn] + [Sb] + [P]+20*[S])/[Al] 값이 40 이상일 때 자속밀도 가 우수함을 알 수 있다. [실시예 2]
중량 %로， Si: 3.0%, Mn: 0.4%, C: 0.002%, N: 0.003%, Ti :0.001%, Al： 0.004%, Sn: 0.03%, Sb: 0.03%, P: 0.05% 및 S: 0.005%를 포함하고 잔부는 Fe 및 불순물인 슬라브를 제조하였다. 상기 슬라브를 1150°C로 가열한 후 열간 맙연하여 열연판을 제조하였다. 열간 압연시 열간 마무리 압연은 900°C에서 실시하였다. 이 후 licxrc에서 열연판 소둔하고 냉간 압연하여 냉연판을 제조하였다. 열간 마무리 압연시 온도에서부터 열연판 소둔 온도까지의 소둔 시간은 2분이었다. 상기 냉연 판은 도 3 에 나타난 온도에서 5초간 냉연판 소둔하였다.
도 3 을 참고하면 냉연판 소둔 온도와 열연판 소둔 은도의 차이가 100°C이 하일 때 자속밀도가 우수함을 알 수 있다. 이상 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예를 설명하였지만， 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명이 그 기술적 사상이나 필 수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이 해할 수 있을 것이다.
그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적 이 아닌 것으로 이해해야만 한다. 본 발명의 범위는 상기 상세한 설명보다는 후술 하는 특허청구범위에 의하여 나타내어지며， 특허청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 균등 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변경된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.

Claims

【특허청구범위】
【청구항 1】
슬라브를 가열한 후 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계;
상기 열연판을 열연판 소둔하는 단계;
상기 열연판 소둔이 완료된 강판을 넁간 압연하여 넁연판을 제조하는 단계; 및 상기 넁연판을 넁연판 소둔하는 단계를 포함하되，
상기 넁연판 소둔하는 단계에서 넁연판 소둔 온도와 상기 열연판 소둔하는 단계에 서 열연판 소둔 온도의 차이는 100°C이하인 무방향성 전기강판의 제조방법 .
【청구항 2】
제 1 항에 있어서，
상기 열연판 소둔하는 단계에서 열연판 소둔 온도는 상기 열간 압연하여 열연판을 제조하는 단계에서 열간 마무리 압연시 온도보다 150 °C 이상 높은 온도에서 실시 하는 무방향성 전기강판의 제조방법 .
【청구항 3】
제 2 항에 있어서,
상기 열연판 소둔하는 단계에서 열간 마무리 압연시 온도에서부터 열연판 소둔 온 도까지의 소둔 시간은 2분 이하인 무방향성 전기강판의 제조방법 .
【청구항 4】
제 3 항에 있어서,
상기 넁연판 소둔하는 단계에서 냉연판 소둔 시간은 5초 이상인 무방향성 전기강 판의 제조방법.
【청구항 5]
제 1항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서，
상기 열간 마무리 압연시 온도는 920°C 이하인 무방향성 전기강판의 제조방법 .
【청구항 6】
제 5 항에 있어서，
상기 열연판 소둔이 완료된 강판의 결정립의 입경은 80 이상인 무방향성 전기강 판의 제조방법.
【청구항 7】
제 6 항에 있어서，
상기 슬라브는 중량 %로, A1: 0.0005% 내지 0.02%， Sn: 0.005% 내지 0.15%， P: 0.001% 내지 0.15% 및 S: 0.0008% 내지 0.015%를 포함하고， 잔부는 Fe 및 불순물 을 포함하는 무방향성 전기강판의 제조방법 .
(여기서, [Al], [Sn], [Sb], [P], 및, [S] 는 각각 A1， Sn, Sb, P, 및， S의 중량 퍼센트 (%)를 의미한다)
【청구항 8】
제 7 항에 있어서，
상기 슬라브는 Sb: 0.005% 내지 0.15%를 더 포함하고, [Sn] + [Sb] + [P]+20*[S] )/[Α1] 의 값이 40이상인 무방향성 전기강판의 제조방법.
(여기서, [Al], [Sn], [Sb], [P], 및， [S] 는 각각 Al, Sn, Sb, P, 및, S의 중량 퍼센트 (%)를 의미한다)
【청구항 9】 제 8 항에 있어서，
상기 슬라브는 중량 %로， Si: 1.5% 내지 4.0%, Mn: 0.02% 내지 3.0%, C: 0.005%이 하 (OT를 포함하지 않는다)， N: 0.00»이하 (0%를 포함하지 않는다)， 및， Ti :0.003% 이하 (0%를 포함하지 않는다)를 더 포함하는 무방향성 전기강판의 제조방법.
【청구항 10】
중량 %로， A1： 0.0005% 내지 0.02%, Sn: 0.005% 내지 0.15%, P: 0.001% 내지 0.15% 및 S: 0.0008% 내지 0.015%를 포함하고， 잔부는 Fe 및 불순물을 포함하는 무방향성 전기강판.
(여기서, [Al], [Sn], [Sb], [P], 및, [S] 는 각각 Al, Sn, Sb, P， 및， S의 중량 퍼센트 (%)를 의미한다)
【청구항 11】
제 10 항에 있어서，
Sb: 0.005% 내지 0.15%를 더 포함하고， ([Sn] + [Sb] + [P]+20*[S])/[A1] 의 값 이 40이상인 무방향성 전기강판.
(여기서， [Al], [Sn], [Sb], [P], 및， [S] 는 각각 Al, Sn, Sb, P, 및， S의 중량 퍼센트 (%)를 의미한다)
【청구항 12】
제 11 항에 있어서，
상기 무방향성 전기강판의 집합조직은， 오일러 방위로 (30,0,45) 인 방위를 가지 는 결정립의 부피분율이 오일러 방위로 (10，0，45) 인 방위를 가지는 결정립의 부 피분율의 1.5배 이상인 무방향성 전기강판.
【청구항 13】
거 1 12 항에 있어서，
상기 전기강판은 중량 %로, Si: 1.5% 내지 4.0¾， Mn: 0.02% 내지 3. , C: 0 이하 (0%를 포함하지 않는다)， N: 0.005%이하 (0%를 포함하지 않는다)， Ti:0.003%이하 ( 를 포함하지 않는다)를 더 포함하는 무방향성 전기강판.
【청구항 14】
제 10 항 내지 제 13 항 중 어느 한 항에 있어서，
상기 전기강판의 Br 값이 1.79(T) 이상인 무방향성 전기강판.
(여기서， Br=： 7.87/(7.87-0.0.065* [Si ]-0.1105* [Al]) * B50이고，
[Si]은 Si 의 첨가량 (중량 이고， [A1]은 A1의 첨가량 (중량 %)이고，
¾0은 5,000A/m로 유기하였을 때 강판에 유도되는 자속밀도 값이다.
PCT/KR2015/014037 2014-12-24 2015-12-21 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 Ceased WO2016105056A1 (ko)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017534252A JP6503464B2 (ja) 2014-12-24 2015-12-21 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
US15/539,610 US10941457B2 (en) 2014-12-24 2015-12-21 Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same
EP15873583.7A EP3239309B1 (en) 2014-12-24 2015-12-21 Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same
CN201580071226.3A CN107223165B (zh) 2014-12-24 2015-12-21 无取向电工钢板及其制备方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020140189064A KR101650406B1 (ko) 2014-12-24 2014-12-24 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR10-2014-0189064 2014-12-24

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016105056A1 true WO2016105056A1 (ko) 2016-06-30

Family

ID=56151002

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2015/014037 Ceased WO2016105056A1 (ko) 2014-12-24 2015-12-21 무방향성 전기강판 및 그 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US10941457B2 (ko)
EP (1) EP3239309B1 (ko)
JP (1) JP6503464B2 (ko)
KR (1) KR101650406B1 (ko)
CN (1) CN107223165B (ko)
WO (1) WO2016105056A1 (ko)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101728028B1 (ko) * 2015-12-23 2017-04-18 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102018181B1 (ko) 2017-12-26 2019-09-04 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102109241B1 (ko) * 2017-12-26 2020-05-11 주식회사 포스코 형상 품질이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102080167B1 (ko) * 2017-12-26 2020-02-21 주식회사 포스코 무방향성 전기강판의 제조방법
EP3867414A1 (de) * 2018-10-15 2021-08-25 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zur herstellung eines no elektrobands mit zwischendicke

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010090474A (ja) * 2008-09-11 2010-04-22 Jfe Steel Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2010248559A (ja) * 2009-04-14 2010-11-04 Nippon Steel Corp 無方向性電磁鋼板
KR20110075521A (ko) * 2009-12-28 2011-07-06 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20120074032A (ko) * 2010-12-27 2012-07-05 주식회사 포스코 압연방향의 투자율이 우수한 저철손 고자속밀도 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20140084896A (ko) * 2012-12-27 2014-07-07 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59157259A (ja) 1983-01-25 1984-09-06 Nippon Steel Corp 鉄損が低くかつ磁束密度がすぐれた無方向性電磁鋼板およびその製造法
JP2500033B2 (ja) * 1990-12-10 1996-05-29 川崎製鉄株式会社 磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH086135B2 (ja) 1991-04-25 1996-01-24 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JP3399726B2 (ja) 1995-11-07 2003-04-21 新日本製鐵株式会社 高磁束密度低鉄損無方向性電磁鋼板の製造方法
JP4218077B2 (ja) * 1998-02-26 2009-02-04 住友金属工業株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP4292805B2 (ja) 2003-01-17 2009-07-08 Ｊｆｅスチール株式会社 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JP4276612B2 (ja) 2004-11-08 2009-06-10 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN100999050A (zh) * 2006-01-11 2007-07-18 宝山钢铁股份有限公司 低铁损高磁感冷轧无取向电工钢板的生产方法
EP2520681B1 (en) 2009-12-28 2018-10-24 Posco Non-oriented electrical steel sheet having superior magnetic properties and a production method therefor
JP5712863B2 (ja) 2011-08-23 2015-05-07 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP5263363B2 (ja) 2011-10-11 2013-08-14 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP5892327B2 (ja) * 2012-03-15 2016-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP6127440B2 (ja) 2012-10-16 2017-05-17 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010090474A (ja) * 2008-09-11 2010-04-22 Jfe Steel Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2010248559A (ja) * 2009-04-14 2010-11-04 Nippon Steel Corp 無方向性電磁鋼板
KR20110075521A (ko) * 2009-12-28 2011-07-06 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20120074032A (ko) * 2010-12-27 2012-07-05 주식회사 포스코 압연방향의 투자율이 우수한 저철손 고자속밀도 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20140084896A (ko) * 2012-12-27 2014-07-07 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
US20170362676A1 (en) 2017-12-21
JP6503464B2 (ja) 2019-04-17
EP3239309B1 (en) 2020-04-01
EP3239309A1 (en) 2017-11-01
KR20160078172A (ko) 2016-07-04
CN107223165B (zh) 2019-12-20
JP2018507958A (ja) 2018-03-22
US10941457B2 (en) 2021-03-09
CN107223165A (zh) 2017-09-29
KR101650406B1 (ko) 2016-08-23
EP3239309A4 (en) 2017-12-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101591222B1 (ko) 무방향성 전기 강판의 제조 방법
CN111527218B (zh) 无取向电工钢板及其制造方法
KR101507942B1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP2015040309A (ja) 高磁束密度無方向性電磁鋼板およびモータ
US12571081B2 (en) Non-oriented electrical steel sheet having superior magnetic properties and method of manufacturing same
KR101892231B1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102271303B1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2016105056A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
Pan et al. The effects of recrystallization texture and grain size on magnetic properties of 6.5 wt% Si electrical steel
KR20140133100A (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20160078134A (ko) 무방향성 전기강판 및 그의 제조방법
KR20150126333A (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101664097B1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101671692B1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP7445656B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR20140133681A (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102099866B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
WO2019132375A1 (ko) 무방향성 전기장판 및 그 제조방법
KR20150074930A (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20190078167A (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101110257B1 (ko) 자속밀도가 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP6819646B2 (ja) 電磁鋼板およびその製造方法
KR20150015308A (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20150062246A (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101649536B1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15873583

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017534252

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2015873583

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15539610

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE