CN110114478B - 取向电工钢板的制造方法 - Google Patents

取向电工钢板的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110114478B
CN110114478B CN201780080244.7A CN201780080244A CN110114478B CN 110114478 B CN110114478 B CN 110114478B CN 201780080244 A CN201780080244 A CN 201780080244A CN 110114478 B CN110114478 B CN 110114478B
Authority
CN
China
Prior art keywords
hot
rolled sheet
annealing
slab
cold
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.)
Active
Application number
CN201780080244.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110114478A (zh
Inventor
高琼濬
朱炯暾
李相雨
梁日南
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 Co ltd
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
Publication of CN110114478A publication Critical patent/CN110114478A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110114478B publication Critical patent/CN110114478B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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 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
    • 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 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
    • C21D8/1205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • 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 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
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • 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 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
    • C21D8/1261—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 following 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 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
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C22C38/008—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic

Landscapes

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

Abstract

根据本发明的一个实施方案的取向电工钢板的制造方法，其包含：对板坯进行加热的步骤，以重量％计，所述板坯包含Si：3.2％至4.0％、C：0.03％至0.09％、Al：0.015％至0.040％、Mn：0.04％至0.15％、N：0.001％至0.005％、S：大于0％且小于等于0.01％及余量的Fe和不可避免的杂质，并且满足下述式1；对板坯进行热轧以制造热轧板的步骤；在900℃至980℃的均热温度下对热轧板进行热轧板退火30秒至300秒的步骤；对热轧板退火完毕的热轧板进行冷轧以制造冷轧板的步骤；对冷轧板进行初次再结晶退火的步骤；以及对初次再结晶退火完毕的冷轧板进行二次再结晶退火的步骤，[式1][Mn]×[S]≤0.0004在式1中，[Mn]和[S]分别表示板坯中Mn和S的含量(重量％)。

Description

取向电工钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及取向电工钢板的制造方法。更具体地，本发明涉及一种可同时提高生产性和磁性能的取向电工钢板的制造方法。
背景技术
取向电工钢板用作变压器、电动机、发电机及其他电子设备等静止设备的铁芯材料。取向电工钢板最终产品具有晶粒取向沿着{110}<001>方向排列的织构(又称高斯组织)，从而具有沿着轧制方向极其优良的磁性能，因此可用作变压器、电动机、发电机及其他电子设备等的铁芯材料。为了减少能量损失，需要铁损低的取向电工钢板，而为了发电设备的小型化，需要磁通密度高的取向电工钢板。
取向电工钢板的铁损分为磁滞损耗和涡流损耗，为了减少涡流损耗，需要减小板厚或者增加电阻率。作为增加电阻率的具体方法之一，尤其要顺利地生产出Si含量高的取向电工钢板产品，这是为了研发最高规格产品应该克服的方向。
通常，取向电工钢板的Si含量越增加，产品的电阻率会越增加，进而降低铁损，可以生产出高规格的产品，但是需要克服轧制中产生破裂导致成品率下降等生产性方面的问题。
尤其，对于采用板坯低温加热法的取向电工钢板，需要用于确保磁性的最佳压下率高于高温加热法的冷轧压下率。为此，只得加厚热轧板厚度，因此冷轧中破裂频率会增加。此外，Si含量高的材料因脆性增加而导致冷轧性变差。因此，为了生产出采用低温加热法的Si含量高的取向电工钢板产品，更加需要减少冷轧中产生破裂的技术。为此尝试了各种方法，以提高Si含量高的材料的冷轧性以及工业生产性。
作为目前用于解决上述问题的提高冷轧性的方法之一存在如下方法：提高轧制边缘(edge)部位的品质；轧制边缘部切边后，加工面加工干净，以减少边缘裂纹；在高温下切边；在热轧中减少边缘部不均匀。
另外，当开始两道次轧制时，轧制卷取过程中会产生很多破裂，因此提出了开始两道次轧制时优化用于确保延展性的一道次冷轧率的方法。但是，该方法不是改善材料本身性能的方法，因此改善效果有限。即使应用现有的方法，也无法从根本上解决Si含量高的钢板的原有特性引起的边缘裂纹(边缘裂纹)产生所导致的破裂。
取向电工钢板的冷轧前微细组织中珠光体、贝氏体、铁素体相共存。热轧板退火后产生局部的表面特别是边缘部的脱碳，从而成为不存在转变相如珠光体或贝氏体、马氏体等的铁素体单相，根据退火温度发生晶粒生长。
在热轧板退火中，为了在加热台上将板温提升到高温而增加温度时，集中加热的边缘部分尤其因局部脱碳都转变成铁素体相，而且晶粒生长活跃，从而发生晶粒粗大化的不均匀现象。通常，在组织微细的情况下，抗裂度(Crack initiation resistance)优良，而且边缘部分存在粗大晶粒时，边缘裂纹产生频率局部增加，轧制过程中形成裂纹长度也变大，并导致板破裂的可能性大。
另一方面，在冷轧前存在微细且不均匀的析出物的情况下，后续工艺中会导致晶粒不均匀，最终形成不完整的二次再结晶或不均匀的二次再结晶，从而造成产品特性变差。因此，为了使导致不均匀的微细析出物尽量固溶后析出粗大析出物，对热处理温度进行控制，从而确保磁性。
也就是说，为了确保电工钢板产品的磁性，必须通过足够高的温度下的热轧板退火来控制微细析出物。相反地，为了减少冷轧时导致板破裂的边缘裂纹以确保生产性，需要降低热轧板退火温度。
发明内容
技术问题
本发明的一个实施方案旨在提供一种取向电工钢板的制造方法，更具体地提供一种可同时提高Si含量高的取向电工钢板的冷轧生产性和磁性能的取向电工钢板的制造方法。
技术方案
根据本发明的一个实施方案的取向电工钢板的制造方法，其包含：对板坯进行加热的步骤，以重量％计，所述板坯包含Si：3.2％至4.0％、C：0.03％至0.09％、Al：0.015％至0.040％、Mn：0.04％至0.15％、N：0.001％至0.005％、S：大于0％且小于等于0.01％及余量的Fe和不可避免的杂质，并且满足下述式1；对板坯进行热轧以制造热轧板的步骤；在900℃至980℃的均热温度下对热轧板进行热轧板退火30秒至300秒的步骤；对热轧板退火完毕的热轧板进行冷轧以制造冷轧板的步骤；对冷轧板进行初次再结晶退火的步骤；以及对初次再结晶退火完毕的冷轧板进行二次再结晶退火的步骤。
[式1]
[Mn]×[S]≤0.0004
在式1中，[Mn]和[S]分别表示板坯中Mn和S的含量(重量％)。
板坯还可包含Sb和Sn中的至少一种元素、P及Cr，Sb和Sn各自单独或合计含量为0.03重量％至0.15重量％，P的含量为0.01重量％至0.05重量％，Cr的含量为0.02重量％至0.15重量％。
板坯还可包含0.01重量％至0.2重量％的Cu和0.01重量％至0.05重量％的Mo。
在热轧板退火步骤之后，可以10℃/秒至300℃/秒的冷却速度从700℃至850℃的起始温度冷却至300℃。
在热轧板退火步骤之后，热轧板的延伸率可大于等于20％。
在对板坯进行加热步骤中，可加热到1050℃至1200℃。
发明效果
根据本发明的一个实施方案的取向电工钢板，板坯中Mn和S的含量以及热轧板退火时的温度条件同时得到精确控制，因此生产性优良，同时最终制成的取向电工钢板的磁性优良。
附图说明
图1是发明材料1中热轧板退火后边缘部的RD截面照片。
图2是对比材料4中热轧板退火后边缘部的RD截面照片。
具体实施方式
文中术语第一、第二、第三等用于描述各种部分、成分、区域、层和/或段，但这些部分、成分、区域、层和/或段不应该被这些术语限制。这些术语仅用于区分某一部分、成分、区域、层和/或段与另一部分、成分、区域、层和/或段。因此，在不脱离本发明的范围内，下面描述的第一部分、成分、区域、层和/或段也可以被描述为第二部分、成分、区域、层和/或段。
本文所使用的术语只是出于描述特定实施方案，并不意在限制本发明。除非上下文中另给出明显相反的含义，否则本文所使用的单数形式也意在包含复数形式。还应该理解的是，术语“包含”可以具体指某一特性、领域、整数、步骤、动作、要素及/或成分，但并不排除其他特性、领域、整数、步骤、动作、要素、成分及/或组的存在或附加。
如果某一部分被描述为在另一个部分之上，则可以直接在另一个部分上面或者其间存在其他部分。当某一部分被描述为直接在另一个部分上面时，其间不会存在其他部分。
虽然没有另作定义，但本文使用的所有术语(包含技术术语和科学术语)的含义与所属领域的技术人员通常理解的意思相同。对于辞典里面有定义的术语，应该被解释为具有与相关技术文献和本文中公开的内容一致的意思，而不应该以理想化或过于正式的含义来解释它们的意思。
此外，在没有特别提及的情况下，％表示重量％，1ppm是0.0001重量％。
本发明的一个实施方案中进一步包含附加元素是指余量的铁(Fe)中一部分被附加元素替代，替代量相当于附加元素的加入量。
下面详细描述本发明的实施方案，以使本发明所属领域的普通技术人员容易实施本发明。本发明能够以各种不同方式实施，并不局限于本文所述的实施方案。
根据本发明的一个实施方案的取向电工钢板的制造方法，其包含：对板坯进行加热的步骤，以重量％计，所述板坯包含Si：3.2％至4.0％、C：0.03％至0.09％、Al：0.015％至0.040％、Mn：0.04％至0.15％、N：0.001％至0.005％、S：大于0％且小于等于0.01％及余量的Fe和不可避免的杂质，并且满足下述式1；对板坯进行热轧以制造热轧板的步骤；在900℃至980℃的均热温度下对热轧板进行热轧板退火30秒至300秒的步骤；对热轧板退火完毕的热轧板进行冷轧以制造冷轧板的步骤；对冷轧板进行初次再结晶退火的步骤；以及对初次再结晶退火完毕的冷轧板进行二次再结晶退火的步骤。
下面按照各步骤进行详细描述。
首先，对板坯进行加热。
板坯包含Si：3.2％至4.0％、C：0.03％至0.09％、Al：0.015％至0.040％、Mn：0.04％至0.15％、N：0.001％至0.005％、S：大于0％且小于等于0.01％及余量的Fe和不可避免的杂质。
下面描述板坯的各成分。
Si：3.2重量％至4.0重量％
硅(Si)的作用是增加取向电工钢板材料的电阻率降低铁损(core loss)。如果Si含量过少，则电阻率减小，从而造成降低铁损的效果变差，当过度含有Si时，钢的脆性增加，韧性减小，所以轧制过程中发生板破裂难以轧制，而且冷轧操作中产生负荷，无法达到冷轧中时效处理(pass aging)所需的板温，二次再结晶不稳定。在本发明的一个实施方案中，由于板坯中Mn和S的含量以及热轧板退火时的温度条件同时得到精确控制，即使含有较多的Si，也具有优良的生产性。
C:0.03重量％至0.09重量％
碳(C)是诱导形成奥氏体相的元素，随着C含量的增加，热轧工艺中铁素体-奥氏体相变被激活，热轧工艺中形成的伸长的热轧带组织增加，从而抑制热轧板退火工艺中铁素体晶粒生长。此外，随着C含量增加，强度高于铁素体组织的延伸的热轧带组织增加，而且由于冷轧起始组织即热轧板退火组织的初始粒子的细化，冷轧之后织构得到改善，特别是高斯分数会增加。这是因为，由于热轧板退火后钢板中存在的残留C，冷轧中时效处理效果变大，使得初次再结晶晶粒内的高斯分数增加。因此，C含量越高越有利，但是在后续初次再结晶退火过程中，脱碳时脱碳时间变长，而且损害生产性，如果加热初期的脱碳不充分，就会造成初次再结晶晶粒不均匀，致使二次再结晶不稳定。因此，板坯中的碳含量限制在前述的范围内。另外，取向电工钢板的制造过程中在初次再结晶退火等工艺内完成脱碳，因此最终制成的取向电工钢板可包含小于等于0.005重量％的碳。
Al：0.015重量％至0.040重量％
铝(Al)与N结合而析出AlN，但是在同时实施脱碳和氮化的退火过程中会形成微细析出物(Al,Si,Mn)N和AlN形式的氮化物，从而起到强大的晶粒生长抑制作用。需要一定量以上的多余的固溶Al。如果Al含量过少，则所形成的析出物的数量和分数下降，进而晶粒生长抑制效果不充分，如果Al含量过高，则析出物生长得粗大，从而造成晶粒生长抑制效果下降。因此，可将Al的含量控制在前述的范围内。
Mn：0.04重量％至0.15重量％
锰(Mn)和Si一样增加电阻率降低涡流损耗，不仅具有减少铁损的效果，而且与钢中存在的S发生反应而形成Mn基化合物或者与前述的Al和氮离子发生反应而形成(Al,Si,Mn)N形式的氮化物，从而起到形成晶粒生长抑制剂的作用。如果Mn含量过少，则热轧中微细的MnS不均匀地析出，有可能导致磁性能变差。如果Mn含量过多，则二次再结晶退火中奥氏体相变率增加，进而导致高斯织构严重受损，有可能造成磁性能急剧下降。因此，可将Mn的含量控制在前述的范围内。
N：0.001重量％至0.005重量％
氮(N)与Al等发生反应而形成AlN微细析出物，从而阻止晶界的移动抑制晶粒生长，使得晶粒粒径细化。当适当地分布有这些微细AlN时，如上所述可使冷轧后的组织适当地细化，有助于确保适当的初次再结晶粒度。但是，如果N含量过量，则初次再结晶晶粒会过度细化且变得不均匀，其结果由于微细的晶粒，二次再结晶时导致晶粒生长的驱动力变大，就连具有高斯之外取向的晶粒也有可能生长，因此并不妥当。另外，如果N含量过多，则热轧过程中析出的AlN微细析出物的量增多而导致不均匀，需要更严格地控制热轧板退火。因此，本专利中N含量设定在小于等于0.005重量％。如果在冷轧和二次再结晶退火之间实施增加氮量的氮化处理，则板坯的N含量控制在前述的范围内也足够充分。
S：小于等于0.010重量％
硫(S)是热轧时固溶温度高且严重偏析的元素，优选尽可能不含有硫，但硫是炼钢时不可避免含有的杂质之一。此外，S形成MnS会影响初次再结晶晶粒尺寸，因此S的含量应该小于等于0.010％，更优选限制在小于等于0.006％。S的下限可以是0.001重量％。
当包含Mn、S使其含量满足下述式1时，热轧后会析出适量的微细MnS析出物，从而在后续本发明的900℃至980℃的热轧板退火温度下，也能控制成析出物再固溶析出而均匀分布。结果，可减少Si含量高的材料在冷轧中产生破裂，还可改善初次和二次再结晶晶粒尺寸均匀性，从而具有优良的磁性，产品特性变得均匀。
[式1]
[Mn]×[S]≤0.0004
在式1中，[Mn]和[S]分别表示板坯中Mn和S的含量(重量％)。
Sn、Sb、P
磷(P)、锡(Sn)、锑(Sb)可起到在晶界偏析抑制晶粒生长的辅助作用，并具有改善初次再结晶织构的效果。由于具有稳定地形成磁通密度的效果，Sn、Sb、P是有效元素。
P在大于等于0.01重量％的加入量下显示出效果，当加入量超出0.05重量％时，由于脆性强，冷轧变得困难。
Sn和Sb在大于等于0.03重量％的合计含量下显示出效果，当合计含量超出0.15重量％时，由于晶界偏析效果过强以及脱碳退火中抑制形成表面氧化层，因此难以确保良好的表面，并且由于脱碳反应不均匀，初次再结晶晶粒变得不均匀，从而导致最终磁性能不稳定。此外，在机械性能方面，由于在晶界过度偏析而导致脆性增加，有可能造成轧制性变差。因此，Sb和Sn中的至少一种元素各自单独或合计含量为0.03重量％至0.15重量％。也就是说，仅单独包含Sb时，其含量可为0.03重量％至0.15重量％，或者仅单独包含Sn时，其含量可为0.03重量％至0.15重量％，或者同时包含Sb和Sn时，其合计含量可为0.03重量％至0.15重量％。
Cr：0.02重量％至0.15重量％
铬(Cr)是促进氧化的元素。当进一步加入适量的铬时，抑制表层部形成致密的氧化层，有助于沿深度方向形成微细的氧化层。如果与Sb和Sn一起加入适当的含量范围的Cr，就会更容易形成均匀性优良的初次再结晶。通过加入Cr来克服Sb、Sn含量上升导致脱碳和渗氮延迟而发生的初次再结晶晶粒变得不均匀的现象，从而形成均匀性优良的初次再结晶晶粒，并具有提升磁性的效果。根据Sb和Sn的含量，按照上面给出的含量范围加入Cr时，内部氧化层会形成得更深，并且渗氮和脱碳速度加快，从而可以克服因Sb、Sn的加入导致形成致密且薄的氧化层而在同时实施脱碳和渗氮的工艺中难以控制初次再结晶晶粒的尺寸以及确保均匀性的问题。如果Cr含量没有达到下限值，则效果微弱，如果超出上限值，则氧化层过度形成，其效果减小，还因加入昂贵的合金元素而导致成本上升，因此并不妥当。
Cu：0.01重量％至0.2重量％
铜(Cu)与S结合而析出CuS，主要与MnS混合而成为(Mn,Cu)S形式，从而起到抑制晶粒生长的作用。此外，Cu和Mo一样使得热轧表面部的组织中形成很多具有精确取向的高斯晶粒，进而二次再结晶后晶粒尺寸会减小且涡流损耗减少，因此最终产品的铁损会减少，由于生长出很多具有精确取向的高斯晶粒，所以磁通密度也会变高。当加入Cu时，如果含量过少，则效果不充分，如果含量过多，则生长出粗大的析出物，从而造成晶粒生长抑制效果下降。
Mo：0.01重量％至0.05重量％
已知在热轧时生成取向电工钢板中引起二次再结晶的高斯晶粒，并且冷轧和初次再结晶热处理后仍残留在试样表面部，从而引起二次再结晶。当取向电工钢板进行热轧时，如果加入有钼(Mo)，则热轧表面部的组织会形成很多具有精确取向的高斯晶粒，并且初次再结晶热处理后仍残留很多这些晶粒，从而引起二次再结晶的高斯晶粒会增加。因此，在二次再结晶后，晶粒尺寸会减小且涡流损耗减少，因此最终产品的铁损会减少，由于生长出很多具有精确取向的高斯晶粒，所以磁通密度也会变高。
另外，Mo和Sn一样起到在晶界偏析而抑制晶粒生长的重要作用，还起到稳定地控制二次再结晶使得在高温下引起二次再结晶的作用。因此，Mo起到使取向更精确的高斯晶粒生长的作用，从而提高磁通密度。Mo是非常有效的抑制晶粒生长的偏析元素，因为Mo具有相对大的原子尺寸和非常高的熔点(2623℃)，所以在铁中的扩散速度较慢，在高温下保持良好的偏析效果。
当Mo的含量过少时，虽然具有提高磁性能的效果，但是效果不明显，而且提升高斯织构的聚集度的效果低，反而是补偿依靠存在于基底中的晶粒的晶粒生长抑制力的效果低，因此磁性改善效果不明显。另外，当Mo的含量过多时，晶粒生长抑制力过度增加，为了使晶粒生长驱动力相对增加，需要减小初次再结晶微细组织的晶粒尺寸，因此应该在低温下实施脱碳退火，从而导致不能控制成适当的氧化层，无法确保良好的表面。因此，当进一步包含Mo时，可在前述的范围内加入Mo。
Ni：0.03重量％至0.1重量％
镍(Ni)具有通过弥补因Si含量增加导致磁各向异性下降而变差的饱和磁通密度来提高最终磁通密度的效果。Ni和C一样是奥氏体形成元素，通过激活热轧、热轧后热处理工艺的奥氏体相变带来组织细化效果，尤其具有促进形成次表层部的高斯晶粒的效果，从而增加初次再结晶晶粒中的高斯分数，并改善初次再结晶晶粒尺寸的均匀性，因此带来提高最终产品的磁通密度的效果，而且通过加入Ni起到降低基于Si含量的C含量下限的作用。如果Ni加入量没有达到下限值，则效果不明显，如果超出上限值，则加入效果不大，还因加入昂贵的合金元素而导致成本上升。因此，当进一步包含Ni时，可在前述的范围内加入Ni。
Ti：小于等于0.005重量％
钛(Ti)是较强的氮化物形成元素，在热轧前的步骤中形成TiN，从而降低N含量，并且因微析出而导致晶粒粒径不均匀，致使二次再结晶不稳定，因此限制在小于等于0.005重量％。
对具有这种组分的板坯进行加热。板坯的加热是在小于等于1200℃，更具体地小于等于1150℃的低温下实施，使得析出物部分熔化。如果板坯加热温度变高，则钢板制造成本上升，而且由于板坯的表面部熔化，需要维修加热炉，加热炉寿命会缩短。同时，如果在1050℃至1200℃的温度下加热板坯，就能防止板坯的柱状晶组织生长，在后续热轧工艺中避免沿宽度方向产生裂纹，从而提高成品率。
接下来，对板坯进行热轧以制造热轧板。对热轧温度没有限制，作为一个实施方案可在950℃或更低的温度下结束热轧。然后，对热轧板实施水冷，可在600℃或更低的温度下卷取。可通过热轧制成厚度为2.0mm至3.5mm的热轧板。
热轧完毕的热轧板中作为板坯组织存在柱状晶组织和等轴晶组织，其沿热轧方向伸长且不均匀，同时原来存在于板坯中的粗大的析出物和碳化物会不均匀地存在于热轧微细组织的晶内和晶界。这些不均匀且粗大的微细组织、析出物及碳化物等在后续工艺冷轧作业中降低材料的轧制性，进而导致轧制过程中经常发生板裂。因此，对热轧完毕的材料进行热轧板退火热处理很重要，以使材料具有均匀的微细组织和微小且均匀分布的析出物。
接下来，对热轧板进行热轧板退火。可在900℃至980℃的均热温度下退火30秒至300秒。热轧板退火步骤可包含达到均热温度之前的初次升温步骤和二次升温步骤。
此时，初次升温步骤是指将热轧板升温到750℃至850℃的步骤，二次升温步骤是指将初次升温步骤完毕的热轧板升温到均热步骤的均热温度的步骤。具体地，初次升温步骤是将热轧工艺结束的热轧板升温到750℃至850℃的步骤。二次升温步骤是将初次升温步骤完毕的热轧板(即，升温到750℃至850℃的热轧板)升温到均热步骤的均热温度的步骤。初次升温步骤的升温速度(t1)可为5℃/秒至45℃/秒。如果初次升温步骤的升温速度(t1)过快，则冷轧板边缘部的边缘裂纹产生数量可能会急剧增加。二次升温步骤的升温速度(t2)可为1℃/秒至6℃/秒。如果二次升温步骤的升温速度(t2)过快，则冷轧板边缘部的边缘裂纹产生数量可能会急剧增加。
均热温度可为900℃至980℃，退火时间(即，在炉中的时间)可为30秒至300秒。通过精确控制的均热温度和退火时间，可以提高冷轧工艺中的轧制性，同时还提高最终制成的取向电工钢板的磁性。
在热轧板退火步骤之后，可以10℃/秒至300℃/秒的冷却速度从700℃至850℃的起始温度冷却至300℃。如果冷却速度过慢，则析出碳化物而导致初次再结晶织构变差，对磁性产生不良影响，如果冷却速度过快，则材料内部可能会有残留应力导致冷却过程中板形状扭曲，还会大量留下非常轻微的转变相如马氏体或残留奥氏体，有可能造成冷轧时轧制性变差。
如此完成热轧板退火的热轧板具有较高的延伸率，因此冷轧工艺中的轧制性得到改善。此时，延伸率是指将热轧板按照JIS13B规格加工成拉伸试样后进行拉伸试验而得到的延伸率。
接下来，对热轧板进行冷轧以制造冷轧板。冷轧利用可逆式(Reverse)轧机或串列式(Tandom)轧机，并通过一次冷轧、多次冷轧或包含中间退火的多次冷轧法，可以制造出厚度为0.15mm至0.35mm的冷轧板。此外，可以在冷轧中实施钢板的温度保持在100℃或更高的温轧。另外，通过冷轧进行轧制的最终压下率可为50％至95％。
如前所述，在本发明的一个实施方案中，热轧板退火步骤之后的热轧板的硬度低，而且加工硬化指数低，因此冷轧步骤中在冷轧板的厚度方向端部产生的边缘裂纹数量会减少。在本发明的一个实施方案中，边缘裂纹是指冷轧后存在于冷轧板的厚度方向端部(边缘部)的深度大于等于5mm的裂纹(crack)。具体地，沿冷轧板长度方向每50cm会产生4个或更少的边缘裂纹。
接下来，对冷轧后的冷轧板进行初次再结晶退火。初次再结晶退火步骤中发生初次再结晶而生成高斯晶粒的晶核。初次再结晶退火过程中可以完成钢板的脱碳和氮化。为了脱碳和氮化，可在水蒸气、氢气和氨气的混合气体环境下实施初次再结晶退火。为了脱碳，可在800℃至900℃的温度以及50℃至70℃的露点温度下进行退火。如果加热到高于950℃，则再结晶晶粒生长得粗大导致结晶生长驱动力下降，无法形成稳定的二次再结晶。另外，退火时间对发挥本发明的效果问题不大，但是鉴于生产性，通常优选在5分钟以内完成处理。
为了氮化，通过使用氨气向钢板引入氮离子来形成主要析出物即(Al,Si,Mn)N和AlN等氮化物。此时，脱碳和再结晶结束后进行渗氮处理、或者同时进行渗氮处理以便能够与脱碳一起同时进行渗氮处理、亦或先进行渗氮处理后进行脱碳退火，其中任何一种方法对发挥本发明的效果都不成问题。
接下来，对初次再结晶退火完毕的冷轧板进行二次再结晶退火。通过二次再结晶退火，使得钢板形成{110}面平行于轧制面以及<001>方向平行于轧制方向的{110}<001>织构。此时，可将退火隔离剂涂覆在初次再结晶退火完毕的冷轧板上，然后进行二次再结晶退火。对退火隔离剂没有特别限制，可以使用作为主成分包含MgO的退火隔离剂。
二次再结晶退火步骤中形成基于二次再结晶的{110}<001>织构，由于通过初次再结晶退火热处理所形成的表面氧化层与MgO的反应而形成的玻璃质膜层，钢板被赋予绝缘性，而且去除损害磁性的杂质。二次再结晶退火步骤在引起二次再结晶之前的升温段保持氮气和氢气的混合气体环境，以保护晶粒生长抑制剂即氮化物，使得二次再结晶顺利发达，并且在二次再结晶完毕后，使用100％氢气环境或者使用氮气和氢气的混合气体环境(采用任何一种方法对发挥本发明的效果都不成问题)长时间保持，从而去除杂质。
然后，根据需要，可在取向电工钢板的表面上形成绝缘膜层或者实施磁畴细化处理。在本发明的一个实施方案中，取向电工钢板的合金成分是指绝缘膜层等涂层除外的基底钢板的合金成分。
下面通过实施例进一步详细描述本发明。然而，下述实施例只是用于例示本发明，本发明不限于下述实施例。
实施例1
将板坯在1180℃下加热210分钟，接着热轧成厚度为2.3m，所述板坯由下表1和表2的成分及余量的Fe和不可避免混入的杂质组成。
对该热轧板按照下表3中记载的温度和时间条件实施热轧板退火，炉冷至760℃后，在水中快速冷却并进行酸洗。对热轧退火板按照JIS-13B规格进行加工后实施拉伸试验，从而测定出延伸率，其结果整理于表3中。延伸率大于等于20％的表示为优良，延伸率小于20％的表示为不良。图1是发明材料1中热轧板退火后边缘部的RD截面照片，图2是对比材料4中热轧板退火后边缘部的RD截面照片。如图1和图2所示，当以适当的热轧板退火温度进行退火时，晶粒会均匀地生成。相比之下，对比材料4生成不均匀的晶粒。
热轧退火板进行一次冷轧轧制成厚度为0.23mm。将冷轧的钢板在约860℃的温度以及湿润的氢气和氮气及氨气的混合气体环境下保持180秒，以实施同时包含脱碳、氮化处理的初次再结晶退火，使得碳含量小于等于50ppm，氮含量达到200ppm。
将退火隔离剂MgO涂覆在该钢板上，然后在卷板状态下实施最终退火。对于最终退火，1200℃为止是在25体积％的氮气和75体积％的氢气的混合气体环境下实施，当达到1200℃后，在100体积％的氢气环境下保持10小时或更长，然后实施炉冷。
利用单片(single sheet)测试法测定铁损和磁通密度，而且测定了50Hz下磁化至1.7Tesla的铁损，并测定了800A/m的磁场下感应的磁通密度的大小(Tesla)。
【表1】
Figure BDA0002104888430000151
Figure BDA0002104888430000161
【表2】
(重量％) Sn Sb P Cr Cu Mo
发明材料1 0.06 0 0.02 0.05 0 0
发明材料2 0.06 0 0.02 0.05 0 0
发明材料3 0.06 0 0.02 0.05 0 0
发明材料4 0.06 0 0.02 0.05 0 0
发明材料5 0.06 0 0.02 0.05 0.05 0
发明材料6 0.06 0 0.02 0.05 0.2 0
发明材料7 0.05 0.04 0.02 0.05 0 0
发明材料8 0.06 0.02 0.02 0.05 0 0
发明材料9 0.06 0 0.02 0.05 0.2 0.03
对比材料1 0.06 0 0.02 0.05 0 0
对比材料2 0.06 0 0.02 0.05 0 0
对比材料3 0.06 0 0.02 0.05 0 0
对比材料4 0.06 0 0.02 0.05 0 0
对比材料5 0.06 0 0.02 0.05 0 0
对比材料6 0.08 0.1 0.02 0.05 0 0
【表3】
Figure BDA0002104888430000162
Figure BDA0002104888430000171
如表1至表3所示，在本申请的式1及热轧板退火温度和时间都得到满足的情况下，磁性优良，而且轧制性优良。相比之下，在本申请的式1及热轧板退火温度和时间中一部分没有得到满足的情况下，磁性变差或者轧制性变差，从而形成多个边缘裂纹。
实施例2
将板坯在1180℃下加热210分钟，接着热轧成厚度为2.3m，所述板坯由下表4的成分及余量的Fe和不可避免混入的杂质组成。
对该热轧板按照下表5中记载的温度和时间条件实施热轧板退火并实施空冷，当达到冷却起始温度800℃时，浸入100℃开水中以30℃/秒的条件冷却至300℃。对热轧退火板按照JIS-13B规格进行加工后实施拉伸试验，从而测定出延伸率，其结果整理于表5中。延伸率大于等于20％的表示为优良，延伸率小于20％的表示为不良。
热轧退火板冷轧成厚度为0.23mm。将冷轧的钢板在约860℃的温度以及湿润的氢气和氮气及氨气的混合气体环境下保持180秒，以实施同时包含脱碳、氮化处理的初次再结晶退火，使得碳含量小于等于50ppm，氮含量达到200ppm。
将退火隔离剂MgO涂覆在该钢板上，然后在卷板状态下实施最终退火。对于最终退火，1200℃为止是在25体积％的氮气和75体积％的氢气的混合气体环境下实施，当达到1200℃后，在100体积％的氢气环境下保持10小时或更长，然后实施炉冷。
【表4】
Figure BDA0002104888430000172
Figure BDA0002104888430000181
【表5】
Figure BDA0002104888430000182
如表4和表5所示，在本申请的式1及热轧板退火温度和时间都得到满足的情况下，磁性优良，而且轧制性优良。相比之下，在本申请的式1及热轧板退火温度和时间中一部分没有得到满足的情况下，磁性变差或者轧制性变差，从而形成多个边缘裂纹。
本发明能以各种不同方式实施并不局限于所述的实施例，本发明所属领域的普通技术人员可以理解在不变更本发明的技术思想或必要特征的情况下通过其他具体方式能够实施本发明。因此，应该理解上述的实施例是示例性的，而不是用来限制本发明的。

Claims (5)

1.一种取向电工钢板的制造方法，其包含：
对板坯进行加热的步骤，以重量％计，所述板坯包含Si：3.2％至4.0％、C：0.03％至0.09％、Al：0.015％至0.040％、Mn：0.04％至0.15％、N：0.001％至0.005％、S：大于0％且小于等于0.01％及余量的Fe和不可避免的杂质，并且满足下述式1；
对所述板坯进行热轧以制造热轧板的步骤；
在900℃至980℃的均热温度下对所述热轧板进行热轧板退火30秒至300秒的步骤；
在空气中冷却所述热轧板，直至达到700℃至850℃的起始温度，
在100℃开水中以10℃/秒到300℃/秒的冷却速度从700℃到850℃的起始温度冷却至300℃，
对热轧板退火完毕的热轧板进行冷轧以制造冷轧板的步骤；
对所述冷轧板进行初次再结晶退火的步骤；以及
对初次再结晶退火完毕的冷轧板进行二次再结晶退火的步骤，
[式1]
[Mn]×[S]≤0.0004
在式1中，[Mn]和[S]分别表示所述板坯中Mn和S的以重量％表示的含量。
2.根据权利要求1所述的取向电工钢板的制造方法，其中，
所述板坯还包含Sb和Sn中的至少一种元素、P及Cr，Sb和Sn各自单独或合计含量为0.03重量％至0.15重量％，P的含量为0.01重量％至0.05重量％，Cr的含量为0.02重量％至0.15重量％。
3.根据权利要求1所述的取向电工钢板的制造方法，其中，
所述板坯还包含0.01重量％至0.2重量％的Cu和0.01重量％至0.05重量％的Mo。
4.根据权利要求1所述的取向电工钢板的制造方法，其中，
在所述热轧板退火步骤之后，所述热轧板的延伸率大于等于20％。
5.根据权利要求1所述的取向电工钢板的制造方法，其中，
在所述对板坯进行加热步骤中，将所述板坯加热到1050℃至1200℃。
CN201780080244.7A 2016-12-23 2017-12-21 取向电工钢板的制造方法 Active CN110114478B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2016-0178541 2016-12-23
KR1020160178541A KR101899453B1 (ko) 2016-12-23 2016-12-23 방향성 전기강판의 제조방법
PCT/KR2017/015203 WO2018117671A1 (ko) 2016-12-23 2017-12-21 방향성 전기강판의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110114478A CN110114478A (zh) 2019-08-09
CN110114478B true CN110114478B (zh) 2021-05-25

Family

ID=62626857

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780080244.7A Active CN110114478B (zh) 2016-12-23 2017-12-21 取向电工钢板的制造方法

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20200032363A1 (zh)
KR (1) KR101899453B1 (zh)
CN (1) CN110114478B (zh)
WO (1) WO2018117671A1 (zh)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102249920B1 (ko) 2018-09-27 2021-05-07 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
JP6947147B2 (ja) * 2018-11-01 2021-10-13 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
KR102142511B1 (ko) * 2018-11-30 2020-08-07 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
KR20240035910A (ko) * 2019-04-23 2024-03-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전자 강판의 제조 방법
JP6856179B1 (ja) * 2019-04-23 2021-04-07 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
KR102305718B1 (ko) * 2019-12-18 2021-09-27 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102325004B1 (ko) * 2019-12-20 2021-11-10 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
KR102468077B1 (ko) * 2020-12-21 2022-11-16 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
JPWO2023074908A1 (zh) * 2021-10-29 2023-05-04

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20000042706A (ko) * 1998-12-26 2000-07-15 이구택 슬라브 저온 가열에 의한 방향성 전기강판의 제조방법
CN101275198A (zh) * 2007-03-27 2008-10-01 宝山钢铁股份有限公司 一种表面状态良好的中牌号无取向电工钢及其制造方法
CN101952462A (zh) * 2007-12-28 2011-01-19 Posco公司 具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板及其制造方法
KR20130071968A (ko) * 2011-12-21 2013-07-01 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN103429775A (zh) * 2011-12-16 2013-12-04 Posco公司 具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板的制备方法
KR20150074933A (ko) * 2013-12-24 2015-07-02 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR20160078173A (ko) * 2014-12-24 2016-07-04 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20000042706A (ko) * 1998-12-26 2000-07-15 이구택 슬라브 저온 가열에 의한 방향성 전기강판의 제조방법
CN101275198A (zh) * 2007-03-27 2008-10-01 宝山钢铁股份有限公司 一种表面状态良好的中牌号无取向电工钢及其制造方法
CN101952462A (zh) * 2007-12-28 2011-01-19 Posco公司 具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板及其制造方法
CN103429775A (zh) * 2011-12-16 2013-12-04 Posco公司 具有优良磁性能的晶粒取向电工钢板的制备方法
KR20130071968A (ko) * 2011-12-21 2013-07-01 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20150074933A (ko) * 2013-12-24 2015-07-02 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR20160078173A (ko) * 2014-12-24 2016-07-04 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
CN110114478A (zh) 2019-08-09
US20200032363A1 (en) 2020-01-30
WO2018117671A1 (ko) 2018-06-28
KR101899453B1 (ko) 2018-09-17
KR20180074455A (ko) 2018-07-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110114478B (zh) 取向电工钢板的制造方法
CN107109508B (zh) 取向电工钢板及其制造方法
JP5780378B1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
KR100655678B1 (ko) 방향성 전자 강판의 제조방법 및 방향성 전자 강판
KR101966370B1 (ko) 방향성 전기강판의 제조방법
CN108431267B (zh) 取向电工钢板及其制备方法
US11608540B2 (en) Grain-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor
CN113166836B (zh) 取向电工钢板及其制造方法
JP6160649B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2017111509A1 (ko) 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR100797997B1 (ko) 자성과 생산성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
CN113166892A (zh) 取向电工钢板及其制造方法
JP2017150009A (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
KR20190078164A (ko) 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
CN113195770B (zh) 取向电工钢板及其制造方法
KR101667617B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101937925B1 (ko) 방향성 전기강판의 제조방법
KR101869455B1 (ko) 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR102020276B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
CN114829657B (zh) 取向电工钢板及其制造方法
JP2012162773A (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
KR101919530B1 (ko) 방향성 전기강판의 제조방법
CN114867882A (zh) 取向电工钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address

Address after: Seoul, South Kerean

Patentee after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Address before: Gyeongbuk, South Korea

Patentee before: POSCO

CP03 Change of name, title or address
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230515

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.

TR01 Transfer of patent right