KR101131729B1 - 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법 - Google Patents

고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101131729B1
KR101131729B1 KR1020040113451A KR20040113451A KR101131729B1 KR 101131729 B1 KR101131729 B1 KR 101131729B1 KR 1020040113451 A KR1020040113451 A KR 1020040113451A KR 20040113451 A KR20040113451 A KR 20040113451A KR 101131729 B1 KR101131729 B1 KR 101131729B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
annealing
hot
temperature
oriented electrical
Prior art date
Application number
KR1020040113451A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20060074646A (ko
Inventor
한규석
김재관
박종태
홍병득
박성준
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
Priority to KR1020040113451A priority Critical patent/KR101131729B1/ko
Publication of KR20060074646A publication Critical patent/KR20060074646A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101131729B1 publication Critical patent/KR101131729B1/ko

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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • 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
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C21D8/0284—Application of a separating or insulating coating
    • 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
    • C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
    • C21D8/1283—Application of a separating or insulating coating
    • 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

Landscapes

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

Abstract

본 발명은 각종 변압기 및 발전기와 같은 대형 회전기등 전자기기의 철심재료로 사용되는 방향성 전기강판 제조방법에 관한 것으로, 이제까지 연구되어왔던 고자속밀도 방향성전기강판 제조방법과 다른 방법으로 2차재결정 이전의 미세조직에서 (110)[001]방위의 집적도를 향상시켜서 고자속밀도의 특성을 확보하는 고자속밀도의 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
본 발명은, 중량%로 Si: 2.0～7.0%, 산가용성Al: 0.003～0.10%, Mn: 0.01~1.0%, C: 0.025~0.065%, S: 0.007%이하, N: 0.01%이하, Sn: 0.03~0.3%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 강중 첨가된 Al과 N이 반응하여 형성하는 AlN의 용체화온도보다 높은온도로 가열하여 열간압연하는 단계,
상기 열간압연판을 20~1000℃/초의 승온율로 900℃이상의 온도로 가열하여 5초이상 유지한 다음, 상온으로 10℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계
상기 소둔된 열간압연판을 1회 혹은 중간소둔을 포함하는 2회이상의 단계로 냉간압연하며, 최종냉간압연율이 80%이상으로 압연하는 단계,
상기 냉간압연판을 700～900℃의 습윤분위기에서 탈탄소둔과 질화처리를 동시에 수행하거나 혹은 순차적으로 수행하여 소둔된 강판에 AlN, (Si,Mn)N 및 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 형성시키는 단계,
상기 탈탄 및 질화처리한 강판에 소둔분리제를 도포하고, 최종 고온소둔하는 단계를 포함하여 이루어지는 (110)[001]방위의 집적도를 향상하기 위하여 Sn첨가와 열연판소둔에서 20~1000℃/초의 승온율로 가열하는 소둔방법을 사용하고 탈탄 및 질화처리를 실시함으로서 AlN, (Si,Mn)N 및 (Al,Si,Mn)N의 석출물을 결정립성장 억제제로 사용하여 고자속밀도의 특성을 나타내는 방향성 전기강판의 제조방법에 관한 것을 그 기술요지로 한다.
방향성 전기강판, AlN, (Si,Mn)N, (Al,Si,Mn)N, Sn, 열연판소둔,

Description

고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법{Method for manufacturing grain-oriented electrical steel sheet having high permeability}
본 발명은 각종 변압기 및 발전기와 같은 대형 회전기등 전자기기의 철심재료로 사용되는 방향성 전기강판 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고자속밀도 특성을 나타내게 하는 (110)[001]방위의 집적도를 향상시키는 Sn성분을 제강공정에서 첨가시키고, 열간압연한 다음 열연판을 900이상의 온도까지 50~1000℃/초의 승온율로 가열함으로서 열연판에 (110)[001]방위의 결정립들을 증가시켜서 열처리를 실시한 다음, 1회 혹은 중간소둔을 포함하는 2회 이상의 냉간압연을 실시하고, 이어 탈탄 및 질화처리를 동시에 실시하거나 혹은 순차적으로 실시하여 냉간압연판에 AlN, (SiMn)N, (Al,Si,Mn)N의 질화물을 형성하여 1차재결정립의 성장을 강력히 억제함으로서 이어지는 고온소둔공정에서 (110)[001]방위의 집적도가 극히 높은 2차재결정을 형성하여 고자속밀도의 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
일반 방향성 전기강판은 강판면의 결정방위가 {110}면이고 압연방향의 결정 방위는 <001>축에 평행하는, 일명Goss texture를 갖는 결정립들로 구성되어 압연방향으로 자기특성이 우수한 연자성 재료이다. 이러한 방향성 전기강판은 스라브를 최종 판두께가 되도록 열간 및 냉간압연하고, 최종 고온소둔공정에서 {110}<001>방위의 1차재결정립들만 선택적으로 성장시킴으로서 제조된다. 이러한 선택적인 1차재결정립들만의 성장을 2차재결정이라 하는데, 2차재결정을 시키기 위해서는 최종 고온소둔하기 전에 MnS 및 AlN과 같은 미세한 석출물들이 강판내에 균일하게 분산되도록 하여 고온 소둔중에 {110}<001>이외의 방위를 가진 일차재결정립들의 성장을 억제시켜야 한다. 이렇게 2차재결정을 제어함으로서 결정립중에 정확한 {110}<001> 방위립의 비율을 증대시킬수 있고, 그리하여 방향성 전기강판의 자속밀도를 증대시켜 철손을 감소시킬수 있다.
2차재결정을 효과적으로 제어할 수 있는 제조기술의 대부분은 주로 결정립성장 억제효과가 탁월한 석출물 선정과, 이러한 석출물들이 효과적으로 결정립성장을 억제할 수 있도록 하는 전제조건에 집중되어 왔다. 이제까지 MnS, AlN, MnSe등의 석출물들이 결정립성장 억제제로서 효과적인 것으로 판명되었으며, 이러한 석출물과 함께 석출물들이 결정립성장을 억제할 수 있는 조건, 예를 들어 스라브 가열온도, 열간압연온도와 권취온도, 냉간 압연율과 1차재결정소둔 및 최종 고온소둔등의 조건이 특허로서 많이 출원되었다. 근래에 와서는 생산성 증대와 제조원가 절감차원에서 스라브 가열온도를 낮추고 일부 공정을 생략하는 방향으로 개발이 진행되고 있다.
일본 특허 공보(평) 1-230721에서는 제강단계에서 강력한 결정성장 억제제로서의 AlN을 불완전하게 고용시킴으로서 슬라브 가열온도를 낮추었고, 열간압연이후부터 최종 고온소둔 공정사이에서 질소를 도입하여 추가적인 (Al,Si)N석출물을 보강함으로서 고자속밀도의 방향성 전기강판제조방법을 제안하였다. 이 발명에서는 2차재결정에 중요한 석출물 형성을 제강단계와 열연단계에서 조절하지 않고, 열간압연이후의 공정에서부터 2차재결정이 형성되는 고온소둔공정 사이에서 도입된 질소가 강판내에 존재하는 Al, Si성분과 결합하여 (Al,Si)N이라는 새로운 석출물을 형성함으로서 기존의 AlN이 아닌 전혀 새로운 석출물을 사용하여 결정성장을 억제함으로서 {110}<001>방위의 2차재결정을 형성하여 고자속밀도의 자기특성을 확보하였다고 주장하고 있다.
이와 같이 고자속밀도의 자기특성을 확보하기 위해서는 가장 중요한 결정립성장억제제의 선정과 결정립성장억제제이 강판에 어떻게 분포하는가에 집중되어 왔다. 여기에 결정립성장억제제의 보조 역할을 수행하는 입계편석원소인 Pb, Sn, Sb등을 복합첨가를 제안한 일본 특허 공보 1994-179916도 있다. 이와 같은 제안들은 강판에 존재하는 (110)[001]방위의 집적도를 증가시키는 방향보다는 기 형성된 (110)[001]방위의 결정립들이 2차재결정이 잘 형성되도록, (110)[001]방위 이외의 결정립들이 성장하는 것을 억제하는데 중점을 두고 있다. 물론, 최종 냉간압연율을 85%이상으로 하여 배향도가 좋은 (110)[001]방위의 결정립들만 남게 하여, 이 결정립들이 2차재결정하여 고자속밀도를 확보하는 방법에 대해서도 일본 특허 공개 1989-283324에서 제안하였다. 그러나 이경우에도 냉간압연율이 85%이상에서의 증가한 결정성장 구동력을 제어하기 위해서 강력한 결정성장억제제 이외에도 결정립계 편석 원소인 B을 첨가하였다.
상기와 같이 이제까지의 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조는 고배향도를 갖는 (110)[001]방위의 결정립만 존재하도록 냉간압연율을 증가시키고 그에 따라서 강력한 결정성장억제제를 채용하여 2차재결정시키는 방법에 집중되어왔다. 그러나, 냉간압연율의 상승은 압연설비의 고성능화가 필요하며 그에따른 설비증가의 부담 및 강력한 결정성장억제제의 채용등 설비와 제조측면에서 고도의 기술을 요구하게 되었다.
이에 본 발명자들은 이제까지 연구되어왔던 고자속밀도 방향성전기강판 제조방법과 다른 방법으로 2차재결정 이전의 미세조직에서 (110)[001]방위의 집적도를 향상시켜서 고자속밀도의 특성을 확보하는 방법에 대한 연구를 진행하여, Sn이 첨가되면 강판의 (110)[001]방위 결정립들이 증가하는 것을 발견하였고, 또한 열연판 소둔시에 900℃이상의 온도까지 가열을 50~1000℃/초의 승온율로 가열하여 소둔함으로서 강판중에 (110)[001]방위 결정립들이 크게 증가하는 것을 확인하였다. 따라서 본 발명은 이와 같이 소둔된 강판을 최종압연단계의 압하율이 80%이상으로 하여 냉간압연하고 1차재결정소둔을 시행하면 강판중에 (110)[001]방위의 배향도가 큰 결정립들이 존재하게 되어, 결국 고온소둔과정에서 이러한 결정립들이 2차재결정하여 고자속밀도의 자기특성을 갖는 방향성 전기강판 제조방법을 제공하고자 하는데 그 목적이 있다.
본 발명은 중량%로 Si:2.0～7.0%, 산가용성Al:0.003～0.10%, N: 0.01%이하, C:0.025~0.065%, Mn:0.01~1.0%, S:0.007%이하, Sn: 0.03~0.3% 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 강중 첨가된 Al과 N이 반응하여 형성하는 AlN의 용체화온도보다 높은 온도로 가열하여 열간압연하고, 1회 혹은 중간소둔을 포함하는 2회 이상의 단계로 냉간압연을 실시하여 제품두께까지 냉간압연한 다음, 탈탄 및 질화처리를 동시처리 하거나 혹은 순차적으로 실시하여 실시하여 냉간압연판에 AlN, (SiMn)N, (Al,Si,Mn)N의 질화물을 형성하여 1차재결정립의 성장을 강력히 억제하고, 고온소둔하는 방향성 전기강판의 제조방법으로서, 열연판소둔공정에서 열연판을 50~1000℃/초의 승온율로 900℃이상의 온도로 가열하여 5초이상 유지한 다음, 상온으로 10℃/초 이상의 냉각속도로 냉각함으로서 열연강판에 (110)[001]방위의 집적도를 크게 증가시켜서 최종 냉연율이 80%이상에서도 2차재결정후에 고자속밀도의 자기특성을 갖는 방향성 전기강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.
본 발명자들은 2차재결정 이전의 열연판 및 1차재결정 미세조직에서 (110)[001]방위 결정립의 집적도를 향상시키는 방법에 대하여 연구를 수행하였다. 그러한 연구 결과, 제강공정에서 첨가되는 합금성분에 의한 (110)[001]방위 결정립의 집적도 향상방법과 열연판 소둔공정에서 승온율 상향에 의한 110)[001]방위 결 정립의 집적도 향상방법이 효과적인 것을 밝혀내었다.
본 발명자들은 (110)[001]방위 결정립의 집적도 향상시키는 합금성분을 도출하고자 Si:3.5%, 산가용성Al:0.030%, N: 0.006%, C:0.055%, Mn:0.2%, S:0.006%를 기본조성으로 하며, Sn, Cu, Ni, Cr을 각각 0.1% 첨가한 성분계를 진공용해하고 슬라브를 제조한 다음 열간압연을 실시하였다. 열간압연된 판의 1/4t 지점에 대하여 X-ray 측정기를 사용하여 (200), (211), (110) Pole figure를 측정하고 (110)[001]방위의 강도를 비교 분석하였다. [표1]은 합금성분에 따른 열연판의 1/4t 지점에서의 주요방위들의 강도 변화를 나타내었다.
[표1]은 합금성분에 따른 열연판의 주요방위들의 강도 변화 (F(g))
합금성분 (110)[001] 강도 (111)[112] 강도 (001)[110] 강도
기 본 4.7 0.8 2.5
Sn 5.9 0.7 2.2
Cu 5.0 1.2 1.8
Ni 4.8 1.4 1.0
Cr 4.7 0.9 2.8

[표1]에서와 같이 기본 조성계 보다 합금성분 첨가시 (110)[001] 강도는 동등이상의 특성을 보였으나, 특별히Sn 첨가시 (110)[001]방위의 강도가 크게 증가한 것을 확인하였다. Cu, Ni의 경우 (110)[001]방위의 강도가 약간의 증가하는 경향을 보였으나 오히려 (111)[112] 방위의 강도가 크게 증가하였다. 이는 Cu, Ni이 오스테나이트 안정화 원소로서 열연판에서 재결정을 촉진하여 (111)[112] 재결정 방위가 증가한 것으로 판단된다. Cr의 경우 페라이트 안정화 원소로서 압연안정 방위인 (001)[110]방위의 강도가 증가하는 경향을 보였다.
한편, 열연판을 냉간압연전에 소둔함에 있어 가열단계에서의 승온율에 따른 (110)[001] 강도의 변화를 조사하기 위해서, 상기 열연판을 사용하여 900까지의 온도까지 승온율을 달리하여 가열하여 소둔한 열연판에 대해서도 동일하게 1/4t 지점에 대하여 X-ray 측정기를 사용하여 (200), (211), (110) Pole figure를 측정하고 (110)[001]방위의 강도를 비교 분석하였다. [표2]는 승온율에 따른 열연판에서의 (110)[001]방위의 강도변화를 나타내었다.
[표2]는 승온율에 따른 열연판에서의 (110)[001]방위의 강도변화
승온율 (110)[001] 강도 (111)[112] 강도 (001)[110] 강도
15℃/초 4.7 0.8 2.5
50℃/초 6.0 0.7 2.0
100℃/초 6.5 0.7 1.8
500℃/초 6.8 0.8 1.7
1000℃/초 7.0 0.6 1.6

[표2]에서와 같이 열연판 소둔에 있어서 가열단계의 승온율이 빠를수록 (110)[001]방위의 강도가 크게 증가하는 것을 확인할 수 있다. 그리고 다른 방위의 결정립들은 빠른 승온율에 의해서 재결정이 늦어져서 각각의 방위에 대한 강도가 상대적으로 낮아지는 결과를 보였다.
이와 같은 현상은 열연판의 1/4t지점은 열간압연시 전단변형을 받는 부위로서 강한 전단변형에 의해서 (110)[001]방위의 결정립들이 가장 빠르게 재결정하는 현상과 관계가 있는 것으로 판단된다. 즉, 전단변형에 의한 (110)[001]방위의 결정핵들이 가장 많이 존재하게 되므로, 승온율이 빠를수록 열간압연 단계에서 성장하지 못하였던 (110)[001]방위의 결정핵들이 다른 방위의 재결정핵들보다 빠르게 재결정하는 것으로 볼 수 있다. 이와 같은 결과로부터, 승온율이 빠른 경우에 (110)[001]방위의 결정립들이 열연판에 많이 존재하게 되면, 최종냉연율이 85%이상의 고압하가 아닌 80%이상의 압하율에서도 강판에 존재하는 (110)[001]방위의 결정립들이 상대적으로 잔류할 확률이 증가하게 되며, 이와 같은 결정들이 2차재결정하게 되면 고자속밀도의 자기특성을 확보할 수가 있게 된다.
이하 본 발명의 성분 한정이유에 대하여 보다 자세하게 설명한다.
Si : 2.0 ~ 7.0%
Si는 전기강판의 기본 조성으로 소재의 비저항을 증가시켜 철심손실(core loss) 즉, 철손을 낮추는 역할을 수행하며 동시에 Al과 같이 탈탄 및 질화소둔시에 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N 석출물을 형성하여 1차재결정립의 결정성장을 억제한다. Si함량이 2.0%미만인 경우 비저항이 감소하여 철손특성이 열화되며, 7.0%이상으로 과잉 함유시에는 강의 취성이 커져 냉간압연이 극히 어려워지고 2차재결정형성이 불안정해지므로 적정 Si의 함량은 2.0～7.0%가 바람직하다.
Al : 0.003～0.10%,
Al성분은 N과 함께 AlN의 석출물을 형성하여 1차재결정시 결정립의 크기를 결정함과 동시에 Si와 같이 탈탄 및 질화처리시에 강판에 도입되는 질소와 반응하여 (Al,Si,Mn)N석출물을 형성하여 결정성장억제력을 확보하는 중요원소로, 총량적 인 Al함량보다는 N과 반응하여 AlN을 형성할 수 있는 산가용성의 Al함량이 중요하다. 산가용성 Al이 0.10%이상 초과하게 되면 열연판에 조대한 AlN석출물들이 많이 존재하게 되어 입성장억제력이 떨어지게 된다. 산가용성 Al함량이 0.003%미만인 경우에는 결정립의 성장을 억제하기에 충분한 석출물이 원초적으로 형성되지 못하기 때문에 2차재결정이 불안정해지게 된다.
N : 0.01%이하
제강공정에서 첨가되는 N은 산가용성 Al과 반응하여 AlN석출물을 형성함으로서 1차재결정립의 크기를 결정하는 중요한 원소이다. N이 0.01% 이상 첨가되는 경우에는 슬라브 가열 및 열간압연시에 조대한 AlN을 형성함으로서, 1차재결정립이 필요이상 커지게 하는 효과가 있다. 더욱이, 탈탄 및 질화처리소둔에서 도입되는 질소와 반응하여 결정성장억제력을 갖는 (Al,Si,Mn)N석출물 형성에 필요한 Al함량을 줄이는 역효과가 있다. 따라서 제강공정에서 질소첨가는 0.01%이하가 바람직하다.
C : 0.025~0.065% 이하
C는 0.02%이상 첨가되면 강의 오스테나이트 변태를 촉진하여 열연시 열간압연조직을 미세화시키고 아울러 AlN의 고용과 석출을 촉진시켜 결정립성장 억제제로서의 효과를 상승시키는 성분이지만, 최종제품에 잔류하게 되면 탄화물을 형성하여 자성열화를 초래하므로 필수적으로 탈탄공정을 통하여 최종제품에서는 30ppm이하로 관리하여야 한다. 0.025%이하의 C가 함유되어 있으면 오스테나이트변태가 매우 적게 일어나서 오스테나이트변태에 의한 추가적인 AlN의 석출이 적어 결정성장 억제력을 상승시키지 못하게 되며, 0.065%이상 함유하게 되면 심한 가공경화로 인하여 냉간압연의 부하가 커지고, 30ppm이하로 탈탄하는데 시간이 많이 소요되기 때문에 생산성이 떨어지게 된다.
Mn : 0.01 ~ 1.0%
Mn은 Si과 동일하게 비저항을 증가시켜 철손을 감소시키는 효과가 있으며 스라브 가열시에 오스테나이트 변태를 촉진하여 AlN의 고용을 용이하게 하는 원소이다. 그리고, Si과 함께 탈탄 및 질화소둔시에 강판에 도입되는 질소 이온과 반응하여 (Si,Mn)N석출물을 생성하고 거의 동시에Al이 치환되어 (Al,Si,Mn)N석출물을 형성하는 Seed 역할을 수행하는 중요한 원소이다. Mn을 1.0%이상 첨가시에는 고온영역에서 오스테나이트 상변태를 일으켜서 2차재결정형성이 어렵고, 0.01%이하로 첨가시에는 (Si,Mn)N 석출이 매우 적어서 결정립 성장억제제인 (Al,Si,Mn)N석출물의 형성이 어렵다.
S : 0.007%이하
S는 Mn과 결합해서 유화물을 형성하여 결정립성장을 억제하는 효과가 있는 성분이지만, 과도하게 첨가되면 스라브 가열시에 중심부에 편석되어 미세조직에 악영향을 미치게 된다. 또한 Mn과 결합하여서 조대한 석출물을 만들게 되면, (Al,Si,Mn)N석출물 형성을 방해하므로 본 발명에서는 0.007%이하로 관리하는 것이 바람직하다.
Sn: 0.03~0.3%
Sn은 입계편석원소로서 결정립의 성장을 억제하는 효과가 있기 때문에 AlN등의 결정성장억제제와 같이 보조 억제제로서 일반적인 경우 0.01~0.15%의 첨가를 제안하고 있다. 이는 0.15%이상의 첨가시에 결정성장억제의 효과가 적기 때문으로 보며, 또한 탈탄후 질화처리를 800℃이하의 낮은 온도영역에서 수행하는 경우에는 질화가 잘 되지 않는다. 그러나, 본 발명에서와 같이 Sn첨가로서 (110)[001]방위의 결정립을 증가시키기 위한 목적으로는 최대 0.3%까지 첨가가 가능하다. 또한, 본 발명과 같이 탈탄 및 질화처리를 동시에 혹은 순차적으로 동일한 온도조건에서 수행하는 경우에는 질화처리에 문제가 없다. 0.03%이하의 첨가시에는 첨가효과를 얻을 수 없고, 0.3%이상의 첨가시에는 결정립계에 과편석으로 냉간압연시 판파단의 원인이 된다.
본 발명의 강성분은 이상과 같으며 그 외는 Fe 및 불가피한 미량의 불순물로 구성된다. 상기와 같은 성분의 강재는 통상의 여하한 용해법, 조괴법, 연주법 등을 이용하여 제조한 경우에도 본 발명의 소재로 사용할수 있다.
이하는 공정조건에 대하여 설명한다.
[열간압연공정]
전술한 성분들로 구성된 전기강판의 슬라브를 가열하여 열간압연 공정에 있어서 슬라브 가열조건은 제강공정에서 첨가된 Al과 N함량으로부터 추정되는 AlN 석출물의 용체화 온도이상으로 슬라브를 가열한 다음 열간압연을 실시한다. 물론, AlN의 용체화온도이하에서도 슬라브를 가열하여도 무방하지만, 용체화온도 이상으로 가열하는 것이 AlN의 석출을 제어하는데 용이하다. 실제로 AlN이외에도 냉연강판을 탈탄 및 질화처리하는 공정에서 도입된 질소와 반응하여 형성되는 (Si,Mn)N, (Al,Si,Mn)N 석출물들이 결정립성장억제제로 사용되기 때문에 슬라브의 가열온도는 크게 중요하지 않으며 열연설비능력을 고려하여 1000℃이상으로 가열하여 열간압연한다.
[열연판소둔공정]
상기와 같이 열간압연된 열연판은 열연중에 발생한 연신조직을 재결정하고, 미세하게 석출된 AlN 석출물들의 크기와 분포를 조정하기 위해서 열연판 소둔을 시행하게 되는데, 단순히 열연판을 소정의 온도로 가열하는데 그치지 않고 50~1000℃/초의 승온율로 가열함으로서 강판중에 (110)[001]방위의 결정립 집적도를 크게 증가시킨다. 앞서 설명하였듯이 높은 승온율로 가열시 열연판의 전단변형대에 존재하는 변형조직으로부터 (110)[001]방위의 결정핵들이 다른방위의 결정들보다 먼저 재결정함으로서 강판의 (110)[001]방위의 결정립 집적도를 크게 증가시킨다. 50℃/초 보다 낮은 승온율에서는 (110)[001]방위의 결정핵들과 다른방위의 결정들이 같이 재결정하기 때문에 집적도의 향상에 도움이 되지 못한다. 반대로 1000℃/초 이상의 승온율은 온도제어가 매우 어려워 목표한 온도보다 높게 과열되어 AlN 석출물제어가 어렵게 되는 단점이 있다. 그러므로 열연판의 가열속도는 50~1000℃/초의 승온율이 가장 바람직하며, 이와 같은 승온율로 900℃이상의 소둔온도까지 가열하여 열연조직의 재결정과 미세 석출된 AlN의 크기와 분포를 조정하게 된다.
상기와 같은 승온율을 달성하기 위해서는 기존의 복사열을 이용하는 라디언트튜브나 발열체에 의한 소둔설비 이외에도 레이져, 플라즈마등의 고에너지원을 이용하기도 하고 유도가열방식 혹은 통전에 의한 가열방식등을 적용할 수 있다.
[냉간압연]
상기와 같은 열연판소둔을 실시한 다음 열연판은1회 강압연 혹은 중간소둔을 포함하는 2회이상의 단계를 포함하는 냉간압연을 실시하여 원하는 두께까지 냉간압연을 실시한다. 이미 열연판 소둔에서 50~1000℃/초의 승온율로 열연판을 가열함으로서 (110)[001]방위의 결정의 집적도가 매우 증가하였기 때문에 냉간압연에 의해서 변형이 이루어져도, 통상의 열연판 소둔을 실시한 경우보다 (110)[001]방위의 결정립이 냉연강판에 많이 존재하게 되고 또한 배향도가 매우 높게 된다. 따라서 최종 냉간압연율이 80%이상이기만 하면 2차재결정후에도 높은 자속밀도를 확보하는데 매우 유리하다. 냉간압연두께는 중간소둔을 포함하는 다단계의 냉간압연이 가능하기 때문에 압연설비의 능력에 따라 0.10mm 두께까지 냉간압연이 무방하다. 이는 초기 냉연전에 강판에 존재하는 (110)[001]방위의 결정립 집적도가 매우 높기 때문에 다단계의 냉간압연으로 최종제품 두께까지 압연하여도 높은 자속밀도를 확보할 수가 있다.
[탈탄 및 질화소둔]
냉간압연된 강판은 탈탄 및 질화처리를 실시하는데, 소둔온도는 700~900℃의 온도 영역에서 탈탄 및 생산성을 고려하여 소둔을 실시하게 된다. 열연판 소둔단계에서 소둔온도를 조절함으로서 AlN 석출물 크기를 제어하여, 2차재결정에 유리한 1차재결정립이 15~35㎛의 크기를 갖도록 하는 온도로 소둔하는 것이 바람직하다. 질화처리는 탈탄과 동시에 수행하거나 독립적으로 순차적으로 수행하는 방법을 통하여 강판에 질소를 도입함으로서 질소가 Si, Mn, Al등과 반응하여 (Si,Mn)N과 (Al,Si,Mn)N을 형성하여 1차재결정립의 결정성장을 억제하게 된다. 질화처리 방법으로서는 소둔중의 질소 분압을 높게 가져가거나, 또는 암모니아 개스를 사용하여 질소를 강판에 부가하는 방법을 사용하며, 강판의 총 질소함량이 130~500ppm이 되도록 하는 것이 바람직하다. 질소함량이 너무 적으면 (Al,Si,Mn)N의 형성이 적어서 결정성장억제력이 부족하고 500ppm 이상 첨가되면, 고온소둔중에 표면에 질소방출에 의한 결함이 발생할 가능성이 크다.
[고온소둔]
탈탄 및 질화처리를 동시에 혹은 순차적으로 실시한 강판은 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음, 수소와 질소의 혼합개스 분위기에서 1150℃이상의 온도로 가열하여2차재결정을 형성하는 고온소둔을 실시하게 된다.
이하 실시예를 통하여 설명한다.
[실시예 1]
중량%로 Si:3.5%, 산가용성Al:0.024%, N: 0.004%, C:0.055%, Mn:0.2%, S:0.006%를 기본조성으로 하며, Sn함량을 0.02~0.34%까지 변화시킨 성분계를 진공용해하고 슬라브를 제조한 다음 1250℃로 가열한 다음 2.0mm두께로 열간압연을 실시하였다. 열간압연된 판의 1/4t 지점에 대하여 X-ray 측정기를 사용하여 (200), (211), (110) Pole figure를 측정하고 (110)[001]방위의 강도를 비교 분석하였다. 그리고 열연판을 50℃/초의 승온율로 1100℃까지 가열하여 5초 유지한 다음 900℃까지 냉각시켜 60초 유지시킴으로서 AlN 석출물을 조정하는 소둔을 실시하였다. 이후 0.23mm두께까지 냉간압연을 실시하고 840℃온도에서 탈탄과 질화처리를 동시에 실시하여 질소량이 190ppm이 되도록 소둔한 다음, 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음 고온소둔을 실시하여 2차재결정을 형성하였다. [표3]은 Sn합금성분에 따른 열연판의 1/4t 지점에서의 (110)[001] 강도변화와 고온소둔후의 자속밀도의 변화를 나타내었다.
[표3] Sn합금성분에 따른 열연판의 (110)[001] 강도 및 자속밀도의 변화
Sn 성분 (110)[001] 강도 자속밀도(Tesla) 비고
0.02% 4.5 1.902 비교재
0.07% 6.0 1.922 발명재
0.12% 6.2 1.943 발명재
0.28% 6.5 1.951 발명재
0.34% 6.9 - 비교재

상기 [표3]에서와 같이 Sn 함량이 0.02%로 적은 경우에는 (110)[001]방위의 강도가 크게 증가하지 않았기 때문에 자속밀도(B10)가 1.902 Tesla 정도로 낮았다. 그러나 Sn 함량이 증가한 경우에는 (110)[001]방위의 강도가 크게 증가하였고 자속밀도도 매우 높게 나타났다. Sn 함량이 0.34%인 경우에는 취성이 크게 증가하여 냉간압연시 판파단으로 후속 공정이 불가능하였다.
[실시예 2]
중량%로 Si:3.3%, 산가용성Al:0.026%, N: 0.004%, C:0.055%, Mn:0.2%, S:0.006%, Sn: 0.15%를 기본조성으로 하는 성분계를 진공용해하고 슬라브를 제조한 다음 1250℃로 가열한 다음 2.0mm두께로 열간압연을 실시하였다. 열연판은 가열단계의 승온율을 10~1000℃/초까지 변화시켜 가열하여1100℃에서 5초 유지한 다음 900℃까지 냉각시켜 30초 유지시킴으로서 AlN 석출물을 조정하는 소둔을 실시하였다. 열연판 소둔처리가 끝난 강판의 1/4t 지점에 대하여 X-ray 측정기를 사용하여 (200), (211), (110) Pole figure를 측정하고 (110)[001]방위의 강도를 비교 분석하였다. 이후 0.27mm두께까지 냉간압연을 실시하고 830℃온도에서 탈탄과 질화처리를 동시에 실시하여 질소량이 200ppm이 되도록 소둔한 다음, 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음 고온소둔을 실시하여 2차재결정을 형성하였다. [표4]는 열연판소둔의 승온율에 따른 (110)[001] 강도변화와 고온소둔후의 자속밀도의 변화를 나타내었다
[표4] 승온율에 따른 열연판에서의 (110)[001]방위의 강도 및 자속밀도의 변화
승온율 (110)[001] 강도 자속밀도(Tesla) 비 고
10℃/초 5.2 1.908 비교재
50℃/초 6.3 1.932 발명재
100℃/초 6.7 1.948 발명재
500℃/초 7.0 1.951 발명재
1000℃/초 7.4 1.955 발명재

상기의 결과와 마찬가지로 Sn 첨가에도 불구하고 승온율이 10℃/초인 경우에는 (110)[001] 강도가 크게 증가하지 않았기 때문에 자속밀도가 1.908 Tesla로 열위하였다. 그러나, 승온율이 50℃/초보다 큰 경우에는 열연판소둔후에 (110)[001] 강도가 크게 증가하였고, 자속밀도가 1.932Tesla 이상으로 큰 폭으로 증가한 것을 알 수 있다.
[실시예 3]
중량%로 Si:3.1%, 산가용성Al:0.026%, N: 0.004%, C:0.055%, Mn:0.2%, S:0.006%, Sn: 0.15%를 기본조성으로 하는 성분계를 진공용해하고 슬라브를 제조한 다음 1250℃로 가열한 다음 2.0mm두께로 열간압연을 실시하였다. 열연판은 가열단계에서 100℃/초의 승온율로 1100℃까지 가열하여 30초 유지한 다음 900℃까지 냉각시켜 60초 유지시킴으로서 AlN 석출물을 조정하는 소둔을 실시하였다. 열연판 소둔처리가 끝난 강판을 0.45, 0.35, 0.30, 0.27, 0.23mm의 두께로 냉간압연을 실시한 다음, 850℃온도에서 탈탄과 질화처리를 동시에 실시하여 질소량이 200ppm이 되도록 소둔한 다음, 소둔분리제인 MgO를 도포한 다음 고온소둔을 실시하여 2차재결정을 형성하였다. [표5]는 제품 두께 및 냉간압연율과 고온소둔후의 자속밀도(B10)의 변화를 나타내었다
[표5]는 제품 두께 및 냉간압연율과 고온소둔후의 자속밀도의 변화
제품두께 냉간압연율 자속밀도(Tesla) 비 고
0.45 mm 77.5 % 1.893 비교재
0.35 mm 82.5 % 1.929 발명재
0.30 mm 85.0 % 1.933 발명재
0.27 mm 86.5 % 1.937 발명재
0.23 mm 88.5 % 1.941 발명재

상기의 결과와 마찬가지로 냉간압연율이 80%이상인 경우에도 1.92Tesla 이상의 자속밀도를 확보하였고, 냉간압연율이 77.5%인 경우에도 양호한 자속밀도를 나타내었다. 물론 냉간압연율이 85%이상인 경우에도 자속밀도가 높게 나오지만, 고압연이 가능한 생산설비의 도입문제가 대두된다.
AlN, (Si,Mn)N (Al,Si,Mn)N 석출물을 결정립성장억제제로서 사용하는 방향성 전기강판 제조방법에 있어서 (110)[001]방위의 결정립의 집적도를 향상시키는 Sn 첨가와 함께 열연판 소둔단계에서 20~1000℃/초의 승온율로 강판을 가열함으로서 강판에 (110)[001]방위의 결정립의 집적도를 역시 크게 증가시켜서 최종냉간압연율이 80%이상에서도 배향도가 높은 (110)[001]방위의 결정립을 많이 존재하게 하여 2차재결정후에 고자속밀도의 자기특성을 나타내는 방향성전기강판 제조방법이다.

Claims (4)

  1. 중량%로 Si:2.0～7.0%, 산가용성Al:0.003～0.10%, N: 0.01%이하, C:0.025~0.065%, Mn:0.01~1.0%, S:0.007%이하, Sn: 0.03~0.3% 기타 불가피한 불순물로 이루어진 스라브를 열간압연하는 단계와,
    상기 열연판을 50~1000℃/초의 승온율로 900℃ 이상의 온도로 가열하여 5초이상 유지한 다음, 상온으로 10℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하는 열연판 소둔단계와,
    상기 소둔된 열연판을 1회 혹은 중간소둔을 포함하는 2회 이상의 단계로 냉간압연을 실시하여 제품두께까지 냉간압연하는 단계와,
    상기 냉연판을 탈탄 및 질화처리를 동시처리 하거나 혹은 순차적으로 실시하는 탈탄 및 질화처리단계와,
    상기 탈탄 및 질화처리된 강판을 고온소둔하는 단계로
    구성되는 것을 특징으로하는 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 열간압연 단계는 강중 첨가된 Al과 N이 반응하여 형성하는 AlN의 용체화온도보다 높은 온도로 가열하여 압연하는 것을 특징으로하는 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
  3. 제 1항에 있어서,
    최종단계의 냉간압연율이 80%이상인 것을 특징으로 하는 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 탈탄 및 질화처리단계는 700-900℃의 습윤분위기에서 실시되어 냉간압연판에 AlN, (Si,Mn)N, (Al,Si,Mn)N의 질화물을 형성하는 것을 특징으로 하는 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법.
KR1020040113451A 2004-12-28 2004-12-28 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법 KR101131729B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020040113451A KR101131729B1 (ko) 2004-12-28 2004-12-28 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020040113451A KR101131729B1 (ko) 2004-12-28 2004-12-28 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20060074646A KR20060074646A (ko) 2006-07-03
KR101131729B1 true KR101131729B1 (ko) 2012-03-28

Family

ID=37167385

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020040113451A KR101131729B1 (ko) 2004-12-28 2004-12-28 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101131729B1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019132133A1 (ko) * 2017-12-26 2019-07-04 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101053281B1 (ko) * 2008-11-27 2011-08-01 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101053382B1 (ko) * 2008-11-27 2011-08-01 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101053304B1 (ko) * 2008-11-27 2011-08-01 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2009091127A2 (en) * 2007-12-28 2009-07-23 Posco Grain oriented electrical steel having excellent magnetic properties and manufacturing method for the same
KR101053362B1 (ko) * 2008-11-27 2011-08-01 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101053294B1 (ko) * 2008-11-27 2011-08-01 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101053283B1 (ko) * 2008-11-27 2011-08-01 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101053270B1 (ko) * 2008-11-27 2011-08-01 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101053321B1 (ko) * 2008-11-27 2011-08-01 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101449093B1 (ko) * 2011-12-20 2014-10-13 주식회사 포스코 생산성 및 자기적 성질이 우수한 고규소 강판 및 그 제조방법.
JP6863310B2 (ja) * 2018-02-07 2021-04-21 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2023157765A1 (ja) * 2022-02-15 2023-08-24 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR19980032726A (ko) * 1996-10-11 1998-07-25 에모또간지 철손이 매우 낮은 고자속밀도 방향성 전자강판의 제조방법
KR20000042518A (ko) * 1998-12-26 2000-07-15 이구택 방향성 전기강판의 제조방법
KR20010055101A (ko) * 1999-12-09 2001-07-02 이구택 철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR19980032726A (ko) * 1996-10-11 1998-07-25 에모또간지 철손이 매우 낮은 고자속밀도 방향성 전자강판의 제조방법
KR20000042518A (ko) * 1998-12-26 2000-07-15 이구택 방향성 전기강판의 제조방법
KR20010055101A (ko) * 1999-12-09 2001-07-02 이구택 철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019132133A1 (ko) * 2017-12-26 2019-07-04 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR20060074646A (ko) 2006-07-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101693522B1 (ko) 자기적 성질이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101131729B1 (ko) 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
JP2022514794A (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR100797997B1 (ko) 자성과 생산성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR101353550B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR100470641B1 (ko) 고자속밀도 일방향성 전기강판의 제조방법
KR101089304B1 (ko) 고자속 저철손 방향성 전기강판 제조방법
KR101540375B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101131721B1 (ko) 자기 특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR101263842B1 (ko) 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
KR100544537B1 (ko) (Ａｌ,Ｓｉ,Ｍｎ)Ｎ의 복합석출물을 이용한 자기특성이우수한 저온가열 방향성 전기강판의 제조방법
KR100544723B1 (ko) 저철손 및 고자속밀도를 갖는 방향성 전기강판의 제조방법
JP2001040449A (ja) 磁束密度および鉄損が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法と同鋼板製造用の最終冷間圧延前鋼板
KR101538777B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20150073714A (ko) 압연성 및 자기적 성질이 매우 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20020044243A (ko) 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR101263848B1 (ko) 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR101263843B1 (ko) 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
WO2008078947A1 (en) Method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheets
KR101089301B1 (ko) 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR100530064B1 (ko) 자기적 특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
KR100435455B1 (ko) 자기적특성이 우수한 저온재가열 방향성 전기강판과 그제조방법
KR101632870B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20230095261A (ko) 방향성 전기강판 및 이의 제조 방법
KR100360096B1 (ko) 생산성이 우수한 저온재 가열방향성 전기강판의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160318

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170320

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180306

Year of fee payment: 7

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190129

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20200219

Year of fee payment: 9