KR20150074914A - Manufacturing method for grain non-oriented electrical steel and grain non-oriented electrical steel manufactured by the method - Google Patents

Manufacturing method for grain non-oriented electrical steel and grain non-oriented electrical steel manufactured by the method Download PDF

Info

Publication number
KR20150074914A
KR20150074914A KR1020130163147A KR20130163147A KR20150074914A KR 20150074914 A KR20150074914 A KR 20150074914A KR 1020130163147 A KR1020130163147 A KR 1020130163147A KR 20130163147 A KR20130163147 A KR 20130163147A KR 20150074914 A KR20150074914 A KR 20150074914A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
slab
fraction
electrical steel
oriented electrical
aggregate structure
Prior art date
Application number
KR1020130163147A
Other languages
Korean (ko)
Other versions
KR101605791B1 (en
Inventor
고현석
주형돈
서진욱
임재수
한규석
박형기
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 KR1020130163147A priority Critical patent/KR101605791B1/en
Publication of KR20150074914A publication Critical patent/KR20150074914A/en
Application granted granted Critical
Publication of KR101605791B1 publication Critical patent/KR101605791B1/en

Links

Images

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon

Landscapes

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

Abstract

The present invention provides a manufacturing method for a non-oriented electrical steel sheet having low iron loss and high magnetic flux density and a non-oriented electrical steel manufactured by the same. According to an embodiment of the present invention, the manufacturing method for a non-oriented electrical steel sheet includes: a step of manufacturing a slab composed of 1.0-4.0 wt% of silicone (Si), 0.1-0.4 wt% of carbon (C), a remaining amount of iron (Fe), and impurities; a step of reheating, hot-rolling, and cold-rolling the slab; and a step of decarbonization-annealing the slab in a finishing annealing process. The decarbonization-annealing is carried out in a ferritic-austenitic phase change temperature range of a slab having the above composition to make the percentage of a cube-fiber texture be higher than the same of a γ- fiber texture.

Description

무방향성 전기강판의 제조방법 및 이 방법에 의해 제조된 무방향성 전기강판 {MANUFACTURING METHOD FOR GRAIN NON-ORIENTED ELECTRICAL STEEL AND GRAIN NON-ORIENTED ELECTRICAL STEEL MANUFACTURED BY THE METHOD}TECHNICAL FIELD The present invention relates to a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet and a non-oriented electrical steel sheet produced by the method. BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention [0001]

본 발명은 무방향성 전기강판의 제조에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자속밀도와 철손이 모두 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법 및 이 방법에 의해 제조된 무방향성 전기강판에 관한 것이다.More particularly, the present invention relates to a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet having both excellent magnetic flux density and iron loss and a non-oriented electrical steel sheet produced by the method.

무방향성 전기강판은 결정방위가 {100}<uvw>인 일명 큐브-파이버(cube-fiber) 방위를 주로 갖는 결정립들로 이루어진 압연 방향뿐만 아니라 압연 직각 방향의 자기적 특성도 뛰어난 연자성 재료이다.The non-oriented electrical steel sheet is a soft magnetic material having excellent magnetic properties in the rolling direction as well as the rolling direction consisting of crystal grains mainly having a crystal orientation of {100} < uvw >, namely a so-called cube-fiber orientation.

무방향성 전기강판은 슬라브 가열 후 열간압연, 열연판 소둔, 및 냉각 압연을 거쳐 통상 0.15 내지 0.50mm의 최종 두께로 압연된 다음 최종 연속 소둔 공정을 거쳐 제조된다. 이와 같이 제조된 무방향 전기강판에서 자성에 유리한 큐브-파이버 결정립들의 분율은 통상 20 내지 30% 이내로 비슷하므로 자속밀도와 철손이 동시에 우수한 특성을 가지는데 한계가 있다고 할 수 있다.The non-oriented electrical steel sheet is rolled to a final thickness of usually 0.15 to 0.50 mm through slab heating, hot rolling, hot-rolled sheet annealing, and cold rolling, followed by a final continuous annealing process. In the thus produced non-oriented electrical steel sheet, the fraction of the cube-fiber crystal grains favorable to magnetism is usually within 20 to 30%, so that the magnetic flux density and the iron loss have excellent characteristics at the same time.

즉 철손을 낮추기 위하여 비저항 증가 물질을 다량으로 첨가할 경우 자속밀도가 낮아지는 문제가 발생한다. 자속밀도와 철손이 동시에 우수한 무방향성 전기강판을 제조하기 위해서는 강판 내의 큐브-파이버 집합조직의 결정립 형성을 촉진하고, 자성에 불리한 γ-파이버 집합조직의 결정립 형성을 억제해야 한다.That is, when a resistivity increasing material is added in a large amount to lower the iron loss, the magnetic flux density becomes low. In order to produce a non-oriented electrical steel sheet having both magnetic flux density and iron loss at the same time, it is necessary to promote the formation of crystal grains in the cube-fiber aggregate structure in the steel sheet and to suppress the formation of grains in the γ-fiber aggregate structure unfavorable to magnetism.

선행문헌 1: 한국 등록특허 10-0294352호Prior Art 1: Korean Patent No. 10-0294352 선행문헌 2: 한국 등록특허 10-0797895호Prior Art 2: Korean Patent No. 10-0797895 선행문헌 3: 한국 등록특허 10-1203791호Prior Art 3: Korean Patent No. 10-1203791

본 발명은 열연판 소둔 과정을 생략하여 생산성을 높이고, 자속밀도와 철손이 모두 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법 및 이 방법에 의해 제조된 무방향성 전기강판을 제공하고자 한다.Disclosed is a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet which is improved in productivity by omitting the annealing process of the hot-rolled steel sheet and has both excellent magnetic flux density and iron loss, and a non-oriented electrical steel sheet produced by the method.

본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조방법에서, 1.0중량% 내지 4.0중량%의 실리콘(Si), 0.1중량% 내지 0.4중량%의 탄소(C), 잔부 철(Fe), 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조한 다음 슬라브를 재가열하고 열간압연 및 냉간압연을 실시한 다음 최종 마무리 소둔공정에서 탈탄소둔을 실시한다. 탈탄소둔은 위의 조성을 갖는 슬라브의 페라이트-오스테나이트 상변태 온도 범위에서 실시하여 큐브-파이버 집합조직의 분율이 γ-파이버 집합조직의 분율보다 높게 한다.(Si), 0.1 to 0.4% by weight of carbon (C), the balance iron (Fe), and the balance iron A slab containing other unavoidable impurities is produced, and then the slab is reheated, subjected to hot rolling and cold rolling, and then subjected to decarburization annealing in the final finishing annealing process. The decarburization annealing is carried out in the ferrite-austenite phase transformation temperature range of the slab having the above composition, so that the fraction of the cube-fiber aggregate structure is higher than that of the y-fiber aggregate structure.

슬라브는 실리콘과 탄소의 함량 비(Si/C)가 7.5 내지 10일 수 있다.The slab may have a silicon to carbon content ratio (Si / C) of 7.5 to 10.

탈탄소둔은 850℃ 내지 1000℃의 온도 및 수소와 질소의 혼합가스 분위기에서 실시할 수 있다. 탈탄소둔은 이슬점 온도 70℃ 이하의 습윤 분위기에서 실시할 수 있다. 탈탄소둔은 900℃ 내지 950℃의 온도 범위에서 5분 이하 동안 실시할 수 있다.The decarburization annealing can be carried out at a temperature of 850 캜 to 1000 캜 and a mixed gas atmosphere of hydrogen and nitrogen. The decarburization annealing can be performed in a wet atmosphere at a dew point temperature of 70 ° C or lower. The decarburization annealing can be carried out in a temperature range of 900 ° C to 950 ° C for not longer than 5 minutes.

슬라브 가열온도는 1100℃ 내지 1350℃일 수 있다.The slab heating temperature may be between 1100 ° C and 1350 ° C.

큐브-파이버 집합조직의 분율은 42% 이상일 수 있고, γ-파이버 집합조직의 분율은 6% 이하일 수 있다.The fraction of the cube-fiber aggregate structure may be 42% or more, and the fraction of the y-fiber aggregate structure may be 6% or less.

본 발명의 일 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 1.0중량% 내지 4.0중량%의 실리콘(Si), 0.1중량% 내지 0.4중량%의 탄소(C), 잔부 철(Fe), 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조한 다음, 슬라브를 재가열하고, 열간압연 및 냉간압연을 실시한 다음 최종 마무리 소둔공정에서 탈탄소둔을 실시하여 제조되며, 탈탄소둔은 전술한 조성을 갖는 슬라브의 페라이트-오스테나이트 상변태 온도 범위에서 실시하여 큐브-파이버 집합조직의 분율이 γ-파이버 집합조직의 분율보다 높다.The non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention comprises 1.0 to 4.0% by weight of silicon (Si), 0.1 to 0.4% by weight of carbon (C), the balance iron (Fe), and other inevitable impurities The slab is reheated, subjected to hot rolling and cold rolling, and then subjected to decarburization annealing in the final finishing annealing step. The decarburization annealing is carried out in a ferrite-austenite phase transformation temperature range of the slab having the above composition The fraction of the cube-fiber aggregate structure is higher than that of the y-fiber aggregate structure.

전술한 슬라브 조성에서 실리콘과 탄소의 함량 비(Si/C)는 7.5 내지 10일 수 있다. 큐브-파이버 집합조직의 분율은 42% 이상일 수 있고, γ-파이버 집합조직의 분율은 6% 이하일 수 있다.In the above-described slab composition, the content ratio of silicon to carbon (Si / C) may be 7.5 to 10. The fraction of the cube-fiber aggregate structure may be 42% or more, and the fraction of the y-fiber aggregate structure may be 6% or less.

전기강판에서 결정립은 관통형(columnar)의 미세 조직을 가질 수 있다. 관통형의 미세 조직은 90% 이상이고, 결정립들의 폭은 200㎛ 이하이며, 결정립의 크기는 0.5t(t는 무방향성 전기강판의 두께)일 수 있다.In an electric steel sheet, the crystal grains may have columnar microstructures. The microstructure of the penetration type is 90% or more, the width of the crystal grains is 200 μm or less, and the size of the crystal grains is 0.5 t (t is the thickness of the non-oriented electrical steel sheet).

본 실시예에 따르면, 탈탄소둔에 의해 표면 결정립을 내부로 확산시킴으로써 자성에 불리한 γ-파이버 집합조직을 억제하고 자성에 유리한 큐브-파이버 집합조직을 늘려 철손과 자속밀도가 동시에 우수한 무방향성 전기강판을 제조할 수 있다.According to this embodiment, by dispersing the surface crystal grains into the inside by decarburization annealing, the non-oriented electrical steel sheet excellent in both iron loss and magnetic flux density can be obtained by increasing the cube- Can be manufactured.

도 1은 본 실시예의 방법으로 제조된 무방향성 전기강판의 단면 사진이다.
도 2는 관통형 미세 조직의 오디에프(ODF, Orientation Distribution Fuction) 사진이다.
도 3은 탈탄소둔 과정에서 집합조직의 변화에 따른 미세조직 및 오디에프(ODF) 분석으로 나타낸 사진이다.
1 is a cross-sectional photograph of a non-oriented electrical steel sheet produced by the method of this embodiment.
2 is a photograph of an ODF (Orientation Distribution Fuction) of a through-type microstructure.
FIG. 3 is a photograph showing microstructure and ODF analysis according to changes in texture during decarburization annealing. FIG.

이하, 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다.Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail so that those skilled in the art can easily carry out the present invention.

본 실시예에 따른 무방향성 전기강판의 제조방법은 슬라브를 재가열하고, 열간압연 후 열연판 소둔 공정 없이 냉간압연하여 목적하는 두께를 형성하고, 최종 마무리 소둔 시에 탈탄소둔하는 단계들을 포함한다.The method of manufacturing the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment includes steps of reheating the slab, cold-rolling the hot-rolled steel sheet after the hot-rolling process, forming the desired thickness, and decarburizing and annealing at the final annealing.

슬라브는 1.0중량% 내지 4.0중량%의 실리콘(Si), 0.1중량% 내지 0.4중량%의 탄소(C), 잔부 철(Fe), 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 탈탄소둔은 이슬점 온도 70℃ 이하의 수소 및 질소의 혼합가스 습윤 분위기에서 실시된다. 이때 탈탄소둔은 오스테나이트 단상 또는 페라이트와 오스테나이트의 복합상이 존재하는 온도에서 실시되어 표면의 페라이트 결정립을 성장시킨다.The slabs include 1.0 to 4.0 wt% silicon (Si), 0.1 wt% to 0.4 wt% carbon (C), the balance iron (Fe), and other unavoidable impurities. The decarburization annealing is performed in a humidified atmosphere of a mixed gas of hydrogen and nitrogen at a dew point temperature of 70 ° C or lower. At this time, the decarburization annealing is performed at a temperature where austenite single phase or a composite phase of ferrite and austenite is present to grow ferrite grains on the surface.

여기서 슬라브는 실리콘과 탄소의 함량 비(Si/C)가 7.5 내지 10인 것이 바람직하다. 실리콘과 탄소의 함량 비가 이 범위일 때 페라이트-오스테나이트 상변태 온도 범위를 만족하기 용이하여 자성에 유리한 큐브-파이버 집합조직을 형성하기 유리하다.Here, the slab preferably has a silicon to carbon content ratio (Si / C) of 7.5 to 10. When the content ratio of silicon to carbon is within this range, it is easy to satisfy the ferrite-austenite phase transformation temperature range and it is advantageous to form a cube-fiber aggregate structure favorable to magnetism.

본 출원의 발명자들은 상변태 온도가 850℃ 내지 1000℃가 되도록 적정량의 실리콘과 탄소를 함유한 열연판을 냉간압연 후 최종 마무리 소둔 시에 탈탄소둔 과정을 실시하여 강판 내에 자성에 불리한 γ-파이버 집합조직은 억제되고, 자성에 유리한 큐브-파이버 집합조적을 가지는 결정립들이 다수를 점하는 현상을 발견하였다.The inventors of the present application conducted cold-rolling of a hot-rolled sheet containing an appropriate amount of silicon and carbon so as to have a phase transformation temperature of 850 ° C to 1000 ° C, and then subjected to a decarburization annealing process in the final annealing step to form a γ- Is found to be suppressed and a large number of grains having a cube-fiber aggregate structure favorable to magnetism are found.

본 실시예에서 탈탄소둔은 바람직하게 900℃ 내지 950℃에서 실시되며, 슬라브는 소강 성분상에서 페라이트-오스테나이트 상변태 온도가 탈탄소둔 온도가 되는 최적의 실리콘 및 탄소 함량을 포함한다. 따라서 본 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 γ-파이버 집합조직을 최대한 억제하면서 큐브-파이버 집합조직을 가지는 결정립들의 분율을 높임으로써 자속밀도와 철손이 모두 우수한 특성을 가진다.In this embodiment, decarburization annealing is preferably carried out at 900 ° C to 950 ° C, and the slab contains the optimum silicon and carbon content at which the ferrite-austenite phase transformation temperature becomes the decarburization annealing temperature on the low-temperature component. Therefore, the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment exhibits excellent magnetic flux density and iron loss by increasing the fraction of crystal grains having a cube-fiber aggregate structure while suppressing the γ-fiber aggregate structure as much as possible.

본 실시예에서 큐브-파이버 집합조직의 분율은 42% 이상이고, γ-파이저 집합조직의 분율은 6% 이하인 것이 바람직하다.In the present embodiment, it is preferable that the fraction of the cube-fiber aggregate structure is 42% or more and the fraction of the γ-pyrazide aggregate structure is 6% or less.

여기서, γ-파이버 집합조직은 편차 15도 내의 (111)<uvw> 집합조직이며, 큐브-파이버 집합조직은 편차 15도 내의 (100)<uvw> 집합조직이다.Here, the y-fiber aggregate structure is a (111) <uww> aggregate structure with a deviation of 15 degrees and the cube-fiber aggregate structure is a (100) <uww> aggregate structure with a deviation of 15 degrees.

이하, 슬라브의 조성비에 대한 한정 이유를 설명한다.Hereinafter, the reason for limiting the composition ratio of the slab will be described.

[실리콘: 1.0중량% 내지 4.0중량%][Silicone: 1.0% by weight to 4.0% by weight]

실리콘은 전기강판 소재의 자기 이방성을 떨어뜨리고 비저항을 증가시키므로 철손을 낮추는 역할을 한다. 실리콘 함량이 1.0중량% 미만이면 비저항 감소가 크지 않으므로 철손이 열위하게 되며, 4.0중량%를 초과하면 취성이 증가하므로 냉간압연이 어려워진다.Silicon lowers the magnetic anisotropy of the electrical steel sheet material and increases the resistivity, thereby lowering the iron loss. If the silicon content is less than 1.0% by weight, the reduction of the resistivity is not so large, and the iron loss is reduced. If the silicon content is more than 4.0% by weight, the brittleness is increased.

[탄소: 0.1중량% 내지 0.4중량%][Carbon: 0.1% by weight to 0.4% by weight]

탄소는 페라이트와 오스테나이트 상변태 온도가 900℃ 내지 1000℃ 범위가 되도록 실리콘 함량에 따라 탄소 함량을 조절하여 첨가된다. 실리콘을 2.0중량% 첨가하고 탄소를 각각 0.13중량% 및 0.26중량% 첨가 시 상변태 온도를 약 1000℃로 유지할 수 있으며, 상변태 온도를 900℃로 낮추기 위해서는 탄소 함량을 이보다 높여야 하므로 탄소 함량은 0.1중량% 내지 0.4중량%가 바람직하다. 제조가 완료된 무방향성 전기강판에서 탄소의 함량은 20ppm 미만이다.The carbon is added by controlling the carbon content according to the silicon content so that the ferrite and austenite phase transformation temperatures are in the range of 900 캜 to 1000 캜. When the carbon content is 0.1% by weight and 0.26% by weight, respectively, silicon is added in an amount of 2.0% by weight and the phase transformation temperature is maintained at about 1000 ° C. In order to lower the phase transformation temperature to 900 ° C, To 0.4% by weight. The carbon content in the non-oriented electrical steel sheet that has been manufactured is less than 20 ppm.

이하, 공정조건에 대하여 설명한다.The process conditions will be described below.

상기의 조성을 갖는 슬라브를 가열로에서 재가열할 때 1100℃ 내지 1350℃ 조건에서 실시될 수 있으며, 이와 같이 가열된 슬라브를 열간압연을 거쳐 2.0mm 내지 3.0mm 두께의 열연판으로 제작한다. 여기서 슬라브의 가열온도가 너무 낮으면 열간압연이 잘 실행되지 않고, 반대로 너무 높으면 열연 조직이 조대화되어 자성에 악영향을 미치게 된다.The slab having the above composition can be reheated in a heating furnace at a temperature of 1100 to 1350 ° C. The heated slab is hot rolled to form a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.0 mm to 3.0 mm. If the heating temperature of the slab is too low, the hot rolling can not be performed well. On the contrary, if the heating temperature is too high, the hot-rolled structure is coarsened and the magnetic properties are adversely affected.

전술한 슬라브의 조성에서는 소강 탄소의 함량이 높으므로 열연 조직의 미세화 측면에서 슬라브의 온도를 통상의 조건보다 높은 1150℃ 내지 1350℃로 높여 작업하여도 문제가 없으며, 열간압연의 작업성 측면에서 유리하다고 할 수 있다. 그리고 열간압연 후에는 열연판 소둔 공정을 생략하고 바로 1회 냉간압연을 실시하여 최종 두께 0.15mm 내지 0.35mm의 냉연판을 제작한다.Since the content of carbon black is high in the composition of the slab described above, there is no problem even if the slab temperature is elevated to 1150 to 1350 캜 higher than usual conditions in terms of refinement of the hot-rolled structure. In view of workability of hot rolling, . After the hot rolling, the hot-rolled sheet annealing step is omitted, and the hot-rolled sheet is cold-rolled immediately once to produce a cold-rolled sheet having a final thickness of 0.15 mm to 0.35 mm.

통상의 무방항성 전기강판의 최종 마무리 소둔 공정은 결정립의 형성 및 성장을 위하여 드라이 가스 분위기에 실시한다. 그러나 본 실시예에서는 표면에 형성된 페라이트 결정립을 내부로 빠르게 확산시키는 과정 중 자성에 불리한 γ-파이버 조직을 제거하기 위하여 850℃ 내지 1000℃의 온도 범위와 이슬점 온도 70℃ 이하의 습윤 가스 분위기에서 탈탄소둔 공정을 실시한다.The final finishing annealing process of a general anti-static electrical steel sheet is carried out in a dry gas atmosphere for the formation and growth of crystal grains. However, in this embodiment, in order to quickly remove the? -Fiber structure unfavorable to magnetism during the process of rapidly diffusing the ferrite grains formed on the surface, it is preferable to carry out decarburization annealing in a temperature range of 850 to 1000 占 폚 and a wet gas atmosphere having a dew point temperature of 70 占 폚 or less Process is carried out.

이때 탈탄소둔의 온도 범위는 본 발명의 일 실시예에 따른 슬라브 조성에서 페라이트와 오스테나이트의 상변태 온도에 해당하는 900℃ 내지 950℃ 범위가 바람직하며, 5분 이하의 시간 동안 실시될 수 있다.The temperature range of the decarburization annealing is preferably in the range of 900 ° C. to 950 ° C., which corresponds to the phase transformation temperature of ferrite and austenite in the slab composition according to an embodiment of the present invention, and may be performed for 5 minutes or less.

[실험 1][Experiment 1]

실리콘과 탄소의 함유량을 각각 1.0중량% 내지 3.0중량%, 0.05중량 내지 0.30중량% 범위를 갖고, 잔부 철, 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1200℃의 온도에서 가열한 다음 2.3mm 두께로 열간압연하고, 열연판 소둔 없이 85%의 압하율로 냉간압연하여 두께 0.35mm의 냉연판을 제작하였다. 냉연판을 다시 900℃의 온도에서 수소 및 질소의 습윤 혼합가스 분위기에서 150초간 재결정 및 최종 마무리 소둔 과정에서 탈탄소둔을 진행하였다.A slab containing silicon and carbon in a range of 1.0 wt% to 3.0 wt%, and 0.05 wt% to 0.30 wt%, respectively, and containing the balance iron and other unavoidable impurities, is heated at a temperature of 1200 DEG C, Rolled and cold-rolled at a reduction ratio of 85% without annealing the hot-rolled steel sheet to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.35 mm. The cold-rolled sheet was further subjected to recrystallization at a temperature of 900 DEG C for 150 seconds in a wet mixed gas atmosphere of hydrogen and nitrogen, and decarburization annealing was performed in the final annealing process.

실험 1의 조건과 이에 따른 큐브-파이버 집합조직의 분율 및 γ-파이버 집합조직의 분율을 표 1에 나타내었다.Table 1 shows the conditions of Experiment 1 and the fractions of the cube-fiber aggregate structure and the γ-fiber aggregate structure.

Figure pat00001
Figure pat00001

표 1에 나타낸 바와 같이, 실리콘과 탄소의 함량에 따라 큐브-파이버 집합조직의 분율과 γ-파이버 집합조직의 분율에 차이가 생겨 철손 및 자속밀도가 변하는 것을 알 수 있다. 즉, 오스테나이트 형성 원소인 탄소와 페라이트 형성 원소인 실리콘에 의해 상변태 분율이 적정 범위 내에서 유지되어야 자기적 특성이 우수하다는 것을 알 수 있다.As shown in Table 1, it can be seen that the iron loss and the magnetic flux density are changed by a difference in the fraction of the cube-fiber aggregate structure and the fraction of the? -Fiber aggregate structure depending on the content of silicon and carbon. That is, it can be seen that the magnetic properties are excellent when the phase transformation ratio is maintained within an appropriate range by carbon as the austenite forming element and silicon as the ferrite forming element.

실시예 1 내지 실시예 5에서는 비교예 1 대비 큐브-파이버 집합조직의 분율이 높아지고, γ-파이버 집합조직의 분율이 낮아진 것을 확인할 수 있다. 또한, 실시예 1 내지 실시예 5 가운데 실리콘/탄소 함량 비가 7.5 내지 10의 조건을 만족하는 실시예 2, 3, 4에서 큐브-파이버 집합조직의 분율이 42%보다 높고, γ-파이버 집합조직의 분율이 6% 이하인 것을 확인할 수 있다. 따라서 본 실시예의 슬라브에서 실리콘/탄소 함량 비는 7.5 내지 10 범위를 만족할 수 있다.In Examples 1 to 5, the fraction of the cube-fiber aggregate structure was higher and the fraction of the γ-fiber aggregate structure was lower than that of Comparative Example 1. Further, in Examples 2, 3 and 4, in which the silicon / carbon content ratio was in the range of 7.5 to 10 among Examples 1 to 5, the fraction of the cube-fiber aggregate structure was higher than 42% It can be confirmed that the fraction is 6% or less. Therefore, the silicon / carbon content ratio in the slab of this embodiment can satisfy the range of 7.5 to 10.

[실험 2][Experiment 2]

실리콘 2.0중량%, 탄소 0.2중량%, 잔부 철, 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1200℃의 온도에서 가열한 다음 2.3mm 두께로 열간압연하고, 85%의 압하율로 냉간압연하여 0.35mm 두께의 냉연판을 제작하였다. 냉연판을 다시 850℃ 내지 1050℃의 온도 범위에서 수소 및 질소의 습윤(이슬점 온도 60℃) 혼합가스 분위기에서 150초간 최종 마무리 소둔에 의해 재결정 및 탈탄소둔을 진행하였다.The slab containing 2.0% by weight of silicon, 0.2% by weight of carbon, the balance iron and other unavoidable impurities was heated at a temperature of 1200 DEG C, hot-rolled to a thickness of 2.3 mm and cold- rolled at a reduction of 85% Cold rolled steel sheets were produced. The cold-rolled sheet was further subjected to final annealing for 150 seconds in a mixed gas atmosphere of hydrogen and nitrogen (dew point temperature: 60 占 폚) in a temperature range of 850 占 폚 to 1050 占 폚 to carry out recrystallization and decarburization annealing.

Figure pat00002
Figure pat00002

표 2에 나타낸 바와 같이, 최종 탈탄소둔 온도가 850℃ 내지 1000℃ 범위인 실시예 6, 7, 8, 9에서 비교예 대비 큐브-파이버 집합조직의 분율이 높아지고, γ-파이버 집합조직의 분율이 낮아진 것을 확인할 수 있다. 또한, 최종 탈탄소둔 온도가 900℃ 내지 950℃인 실시예 6, 7에서 γ-파이버 접합조직이 억제되고 큐브-파이버 집합조직이 잘 발달하는 것을 확인할 수 있다. 실시예 6, 7에서 큐브-파이버 집합조직의 분율은 49%보다 높으며, γ-파이버 접합조직의 분율은 4%를 나타낸다.As shown in Table 2, in Examples 6, 7, 8 and 9, in which the final decarburization annealing temperature was in the range of 850 to 1000 占 폚, the fraction of the cube-fiber aggregate structure was higher than that of the comparative example and the fraction of? It can be confirmed that it is lowered. Further, in Examples 6 and 7, in which the final decarburization annealing temperature is 900 ° C to 950 ° C, the? -Fiber bonded structure is suppressed and the cube-fiber aggregate structure is well developed. In Examples 6 and 7, the fraction of the cube-fiber aggregate structure is higher than 49%, and the fraction of the? -Fiber bonded structure is 4%.

도 1은 본 실시예의 방법으로 제조된 무방향성 전기강판의 단면 사진이다. 도 1을 참고하면, 본 실시예에 따른 무방향성 전기강판은 통상의 재결정 조직과 다르게 관통형(columnar)의 미세 조직을 가진다.1 is a cross-sectional photograph of a non-oriented electrical steel sheet produced by the method of this embodiment. Referring to FIG. 1, the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment has a columnar microstructure different from a normal recrystallized structure.

이는 최종 마무리 소둔의 승온 과정 중 표면에서 탈탄 및 재결정이 먼저 일어난 후 결정립 성장이 일어나는 반면 내부에는 탈탄이 늦게 일어날 뿐만 아니라 탈탄량이 작아 탄소가 남아 있기 때문에 주로 작은 결정립을 형성하기 때문이다. 즉 표면에서 탈탄 과정 중 형성된 페라이트 결정립은 탈탄이 진행되는 동안 내부의 미세한 결정립을 잠식하면서 성장하여 관통형의 미세 조직을 가지게 되는 것이다.This is because grain growth occurs after the decarburization and recrystallization are first performed on the surface during the final annealing at the final annealing, while decarburization occurs later in the inside, and since the amount of decarburization is small and carbon remains, mainly small grains are formed. That is, the ferrite grains formed during the decarburization process on the surface are grown while corroding the fine crystal grains while the decarburization proceeds, so that they have through-type microstructure.

또한, 도 1에서 알 수 있듯이, 본 실시예의 무방향성 전기강판에서 90% 이상의 결정립들은 폭 200㎛ 이하 및 두께 0.5t(t는 무방향성 전기강판의 두께)의 결정립 크기를 가진다.Further, as can be seen from Fig. 1, in the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment, at least 90% of the grains have a grain size of less than 200 mu m in width and 0.5 t in thickness (t is the thickness of the non-oriented electrical steel sheet).

도 2는 관통형 미세 조직의 오디에프(ODF, Orientation Distribution Fuction) 사진이다. 도 2의 실험에서는 실리콘 2중량%와 탄소 0.2중량%를 함유하여 페라이트-오스테나이트 상변태 온도가 약 950℃인 열연판을 사용하였다. 열간압연 후 열연판 소둔 공정을 생략하고 곧바로 냉간압연 후 탈탄소둔을 진행한 실시예의 무방향성 전기강판에서 관통형 미세 조직은 (100)<uvw> 방위가 강하게 발달한 것을 확인할 수 있다.2 is a photograph of an ODF (Orientation Distribution Fuction) of a through-type microstructure. In the experiment of FIG. 2, a hot-rolled sheet containing 2 wt% of silicon and 0.2 wt% of carbon and having a ferrite-austenite phase transformation temperature of about 950 DEG C was used. In the nonoriented electrical steel sheet of the embodiment in which the decarburization annealing was performed immediately after the hot-rolled sheet annealing step was omitted after the hot-rolling, it was confirmed that the through-type microstructure strongly developed the (100) < uvw >

도 3은 탈탄소둔 과정에서 집합조직의 변화에 따른 미세조직 및 오디에프(ODF) 분석으로 나타낸 사진이다. 도 3을 참고하면, 주로 (100)<011> 방위인 표면층 결정립들은 강한 γ-파이버 조직에서 미세한 재결정이 일어난 내부 조직을 잠식하면서 성장하는 것을 알 수 있다. 또한, 도 2와 도 3의 결과로부터 다량의 탄소가 함유되어 결정립의 크기가 작은 중심부 조직은 탈탄 공정을 거치면서 표면에 형성된 큰 결정립에 의하여 잠식되면서 집합조직이 전체적으로 표면의 집합조직을 따르게 되는 것을 알 수 있다.FIG. 3 is a photograph showing microstructure and ODF analysis according to changes in texture during decarburization annealing. FIG. Referring to FIG. 3, it can be seen that surface layer grains, which are mainly (100) <011> orientations, grow while encroaching internal tissues in which fine recrystallization occurs in a strong γ-fiber structure. 2 and 3, the core structure containing a large amount of carbon and having a small grain size is corroded by the large crystal grains formed on the surface thereof through the decarburization process, Able to know.

상기에서는 본 발명의 바람직한 실시예에 대하여 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되는 것이 아니고 특허청구범위와 발명의 상세한 설명 및 첨부한 도면의 범위 안에서 여러 가지로 변형하여 실시하는 것이 가능하고 이 또한 본 발명의 범위에 속하는 것은 당연하다.While the present invention has been described in connection with what is presently considered to be practical exemplary embodiments, it is to be understood that the invention is not limited to the disclosed embodiments, but, on the contrary, Of course.

Claims (12)

슬라브1.0중량% 내지 4.0중량%의 실리콘(Si), 0.1중량% 내지 0.4중량%의 탄소(C), 잔부 철(Fe), 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조한 다음 상기 슬라브를 재가열하고 열간압연 및 냉간압연을 실시한 다음 최종 마무리 소둔공정에서 탈탄소둔을 실시하며,
상기 탈탄소둔은 상기 조성을 갖는 슬라브의 페라이트-오스테나이트 상변태 온도 범위에서 실시하여 큐브-파이버 집합조직의 분율이 γ-파이버 집합조직의 분율보다 높게 하는 것인 무방향성 전기강판의 제조방법.
Slabs A slab comprising 1.0 wt% to 4.0 wt% silicon (Si), 0.1 wt% to 0.4 wt% carbon (C), the balance iron (Fe), and other unavoidable impurities is prepared and then the slab is reheated Hot rolling and cold rolling are performed, and then decarburization annealing is performed in the final finishing annealing step,
Wherein the decarburization annealing is carried out in a ferrite-austenite phase transformation temperature range of a slab having the above composition so that the fraction of the cube-fiber aggregate structure is higher than that of the y-fiber aggregate structure.
제1항에 있어서,
상기 슬라브는 실리콘과 탄소의 함량 비(Si/C)가 7.5 내지 10인 무방향성 전기강판의 제조방법.
The method according to claim 1,
Wherein the slab has a silicon to carbon content ratio (Si / C) of 7.5 to 10.
제2항에 있어서,
상기 탈탄소둔은 850℃ 내지 1000℃의 온도 및 수소와 질소의 혼합가스 분위기에서 실시하는 것인 무방향성 전기강판의 제조방법.
3. The method of claim 2,
Wherein the decarburization annealing is performed at a temperature of 850 캜 to 1000 캜 and a mixed gas atmosphere of hydrogen and nitrogen.
제3항에 있어서,
상기 탈탄소둔은 이슬점 온도 70℃ 이하의 습윤 분위기에서 실시하는 것인 무방향성 전기강판의 제조방법.
The method of claim 3,
Wherein the decarburization annealing is performed in a wet atmosphere at a dew point temperature of 70 DEG C or less.
제4항에 있어서,
상기 탈탄소둔은 900℃ 내지 950℃의 온도 범위에서 5분 이하 동안 실시하는 무방향성 전기강판의 제조방법.
5. The method of claim 4,
Wherein the decarburization annealing is performed in a temperature range of 900 ° C to 950 ° C for 5 minutes or less.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
상이 슬라브 가열온도는 1100℃ 내지 1350℃인 무방향성 전기강판의 제조방법.
6. The method according to any one of claims 1 to 5,
Wherein the slab heating temperature is in a range of 1100 ° C to 1350 ° C.
제6항에 있어서,
상기 큐브-파이버 집합조직의 분율은 42% 이상이고, 상기 γ-파이버 집합조직의 분율은 6% 이하인 무방향성 전기강판의 제조방법.
The method according to claim 6,
Wherein the fraction of the cube-fiber aggregate structure is 42% or more, and the fraction of the? -Fibre aggregate structure is 6% or less.
1.0중량% 내지 4.0중량%의 실리콘(Si), 0.1중량% 내지 0.4중량%의 탄소(C), 잔부 철(Fe), 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조한 다음, 상기 슬라브를 재가열하고, 열간압연 및 냉간압연을 실시한 다음 최종 마무리 소둔공정에서 탈탄소둔을 실시하여 제조되며, 상기 탈탄소둔은 상기 조성을 갖는 슬라브의 페라이트-오스테나이트 상변태 온도 범위에서 실시하여 큐브-파이버 집합조직의 분율이 γ-파이버 집합조직의 분율보다 높은 무방향성 전기강판. A slab containing 1.0 wt% to 4.0 wt% silicon (Si), 0.1 wt% to 0.4 wt% carbon (C), the balance iron (Fe), and other unavoidable impurities is prepared and then the slab is reheated , Hot rolling and cold rolling, and then performing decarburization annealing in a final finishing annealing step. The decarburization annealing is carried out in a ferrite-austenite phase transformation temperature range of the slab having the above composition, so that the fraction of the cube- - a non-oriented electrical steel sheet having a higher fraction of the fiber texture. 제8항에 있어서,
상기 슬라브 조성에서 실리콘과 탄소의 함량 비(Si/C)는 7.5 내지 10인 무방향성 전기강판.
9. The method of claim 8,
Wherein the content ratio of silicon to carbon (Si / C) is 7.5 to 10 in the slab composition.
제9항에 있어서,
상기 큐브-파이버 집합조직의 분율은 42% 이상이고, 상기 γ-파이버 집합조직의 분율은 6% 이하인 무방향성 전기강판.
10. The method of claim 9,
Wherein the fraction of the cube-fiber aggregate structure is at least 42%, and the fraction of the? -Fibre aggregate structure is at most 6%.
제8항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 전기강판에서 결정립은 관통형(columnar)의 미세 조직을 가지는 무방향성 전기강판.
11. The method according to any one of claims 8 to 10,
The electric steel sheet according to claim 1, wherein the grain has a columnar microstructure.
제11항에 있어서,
상기 관통형의 미세 조직은 90% 이상이고, 결정립들의 폭은 200㎛ 이하이며, 상기 결정립의 크기는 0.5t(t는 무방향성 전기강판의 두께)인 무방향성 전기강판.
12. The method of claim 11,
Wherein the microstructure of the through-hole is 90% or more, the width of the crystal grains is 200 占 퐉 or less, and the grain size is 0.5t (t is the thickness of the non-oriented electrical steel sheet).
KR1020130163147A 2013-12-24 2013-12-24 Manufacturing method for grain non-oriented electrical steel and grain non-oriented electrical steel manufactured by the method KR101605791B1 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020130163147A KR101605791B1 (en) 2013-12-24 2013-12-24 Manufacturing method for grain non-oriented electrical steel and grain non-oriented electrical steel manufactured by the method

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020130163147A KR101605791B1 (en) 2013-12-24 2013-12-24 Manufacturing method for grain non-oriented electrical steel and grain non-oriented electrical steel manufactured by the method

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20150074914A true KR20150074914A (en) 2015-07-02
KR101605791B1 KR101605791B1 (en) 2016-03-23

Family

ID=53787949

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020130163147A KR101605791B1 (en) 2013-12-24 2013-12-24 Manufacturing method for grain non-oriented electrical steel and grain non-oriented electrical steel manufactured by the method

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101605791B1 (en)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106086354A (en) * 2016-07-18 2016-11-09 华南理工大学 A kind of production method of the coating non-oriented electrical steel 50W600 that turns blue
US11031162B2 (en) 2014-11-27 2021-06-08 Posco Grain-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor
CN115369407A (en) * 2021-05-19 2022-11-22 四川瑞致电工钢有限公司 Preparation method of efficient non-oriented electrical steel

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102009393B1 (en) 2017-12-26 2019-08-09 주식회사 포스코 Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100797895B1 (en) * 2006-12-22 2008-01-24 성진경 Method of forming cube-on-face texture on surface, method of manufacturing non-oriented electrical steel sheets using the same and non-oriented electrical steel sheets manufactured by using the same

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11031162B2 (en) 2014-11-27 2021-06-08 Posco Grain-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor
CN106086354A (en) * 2016-07-18 2016-11-09 华南理工大学 A kind of production method of the coating non-oriented electrical steel 50W600 that turns blue
CN115369407A (en) * 2021-05-19 2022-11-22 四川瑞致电工钢有限公司 Preparation method of efficient non-oriented electrical steel

Also Published As

Publication number Publication date
KR101605791B1 (en) 2016-03-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6264450B2 (en) Method for producing non-oriented electrical steel sheet
JP5668460B2 (en) Method for producing non-oriented electrical steel sheet
KR101419638B1 (en) Method for manufacturing grain oriented electrical steel sheet
JP6496411B2 (en) Oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof
KR101600724B1 (en) Method of producing grain-oriented electrical steel sheet having excellent iron loss properties
JP5679090B2 (en) Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
JP2005200756A (en) Method for producing non-oriented silicon steel sheet
KR20150001467A (en) Oriented electrical steel sheet and method of manufacturing the same
JPWO2014017590A1 (en) Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
JP2013139629A (en) Method for producing low iron loss grain-oriented magnetic steel sheet
WO2016098917A1 (en) Grain-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor
KR101605791B1 (en) Manufacturing method for grain non-oriented electrical steel and grain non-oriented electrical steel manufactured by the method
KR101707451B1 (en) Grain oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same
WO2016111088A1 (en) Non-oriented electromagnetic steel sheet and method for producing same
JP2012177162A (en) Method for manufacturing grain-oriented magnetic steel sheet
JP2019116680A (en) Slab for grain-oriented electrical steel sheet, grain-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof
KR20100048040A (en) Oriented electrical steel sheet manufacturing method using comercial quality steel sheet
WO2019132130A1 (en) Non-oriented electrical steel sheet and method for producing same
JP2014156633A (en) Manufacturing method for directional electromagnetic steel plate, directional electromagnetic steel plate, surface glass coating for directional electromagnetic steel plate
JP6209999B2 (en) Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
JP7037657B2 (en) Directional electrical steel sheet and its manufacturing method
JP6056675B2 (en) Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
JP2021509149A (en) Directional electrical steel sheet and its manufacturing method
KR20150062245A (en) Non-oriented electrical steel sheets and method for manufacturing the same
KR101477383B1 (en) Oriented electrical steel sheet and method of manufacturing the same

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
AMND Amendment
E601 Decision to refuse application
X091 Application refused [patent]
AMND Amendment
X701 Decision to grant (after re-examination)
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190220

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20200217

Year of fee payment: 5