KR20170100004A - 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20170100004A
KR20170100004A KR1020177020820A KR20177020820A KR20170100004A KR 20170100004 A KR20170100004 A KR 20170100004A KR 1020177020820 A KR1020177020820 A KR 1020177020820A KR 20177020820 A KR20177020820 A KR 20177020820A KR 20170100004 A KR20170100004 A KR 20170100004A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
hot
steel sheet
rolled sheet
cold
sheet
Prior art date
Application number
KR1020177020820A
Other languages
English (en)
Other versions
KR101961057B1 (ko
Inventor
사토시 가노
다케아키 와키사카
이치로 다나카
Original Assignee
신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
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 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 filed Critical 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Publication of KR20170100004A publication Critical patent/KR20170100004A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101961057B1 publication Critical patent/KR101961057B1/ko

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
    • 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
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets
    • 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
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling
    • Y02P10/212—

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)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Abstract

이 무방향성 전자 강판은, 질량％로, C: 0％∼0.0050％, Si: 0.50％∼2.70％, Mn: 0.10％∼3.00％, Al: 1.00％∼2.70％, P: 0.050％∼0.100％를 함유하고, Al/(Si+Al+0.5×Mn)이 0.50∼0.83이며, Si+Al/2+Mn/4+5×P가 1.28∼3.90이며, Si+Al+0.5×Mn이 4.0∼7.0이며, {111}면의 강도 I{111}에 대한 {100}면의 강도 I{100}의 비율이 0.50∼1.40이며, 실온에서의 비저항이 60.0×10- 8Ω·m 이상이며, 판 두께가 0.05mm∼0.40mm이다.

Description

무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
본 발명은 고주파 철손이 낮은 무방향성 전자 강판과, 이 무방향성 전자 강판을 높은 생산성으로 생산하는 제조 방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 본 발명은 높은 에너지 효율과 작은 치수와 높은 출력이 요구되는 전기 기기의 철심 소재에 바람직한 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 이러한 전기 기기로서, 예를 들어, 에어컨의 컴프레서 모터, 하이브리드 자동차, 전기 자동차, 연료 전지 자동차에 탑재되는 구동 모터나, 이륜차 및 가정용 코제너레이션 시스템에 탑재되는 소형 발전기 등을 들 수 있다.
본원은, 2015년 3월 17일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2015-053095호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
최근 들어, 지구 환경 문제를 해결하기 위해서, 보다 소형이며, 보다 출력이 높고, 보다 에너지 효율이 높은 전기 기기가 요구되고 있다. 그 때문에, 전기 기기의 철심에 사용되는 무방향성 전자 강판(강판)에는, 저철손과 고자속 밀도의 양쪽이 강하게 요구되고 있다.
특히, 하이브리드 자동차나 전기 자동차의 구동 모터에서는, 소형화에 수반하는 토크 저하를 보상하기 위해서, 구동 모터의 회전 속도를 증가시키고 있다. 회전 속도를 증가시키면, 강판에 인가되는 자장의 주파수가 증가하여 철손이 증가한다. 그 때문에, 강판에는, 높은 주파수에 있어서의 철손(고주파 철손)을 저감할 것이 요구된다. 고주파 철손을 저감하는 수단으로서는, 판 두께의 저감, 비저항의 증대, 불순물 원소의 저감이 채용되어 왔다. 예를 들어, 특허문헌 1∼5에서는, 강판 중의 Si나 Al 등의 합금 원소의 함유량을 증가시킴으로써, 강판의 비저항을 높이고 있다.
그러나, Si 및 Al을 강에 다량으로 첨가하면, 강판의 제조 시에 균열이나 파단이 발생하기 쉬워져서 생산성이나 수율이 저하된다. 이 생산성이나 수율의 저하를 방지하기 위해서는, 강 중의 Si 및 Al의 양을 저감시켜서 강의 경도를 저하시키는 것이 유효하다. 한편, 철손을 더욱 작게 하기 위해서는, 강 중의 Si 및 Al의 양을 증가시켜서 비저항을 증가시킬 필요가 있다. Al이 단위 질량당의 비저항의 증가에 미치는 효과는 Si와 거의 동등하지만, Al이 단위 질량당의 경도 상승에 미치는 효과는 Si의 약 1/3∼1/2이다. 그 때문에, 생산성을 가능한 한 악화시키지 않고 철손을 저하시키는데도 유효한 원소로서 Al이 사용되어 왔다. 즉, 강 중의 Al 함유량을 더욱 증가시킴으로써, 철손을 더욱 저하시키고 있다. 이와 같이, 비저항을 증가시키기 위해서, 합금 원소의 함유량이 더욱 증가될 것이 예상되므로, 생산성을 더욱 개선할 필요가 있었다.
예를 들어, 특허문헌 1에는, 질량％로, Si: 1.5％∼3.5％, Al: 0.6％∼3.0％를 함유하고, (Al/(Si+Al))이 0.3∼0.5를 만족시키는 강으로 제조한 열연 어닐링판의 평균 결정 입경과 비커스 경도를 제어하는 방법이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 1에는, 이 방법에 의해 열연 어닐링판의 내파단성이 높여져서, 생산성을 손상시킬 일 없이 고주파 철손이 낮은 무방향성 전자 강판을 제공할 수 있음이 개시되어 있다. 즉, 특허문헌 1에 개시된 방법은, 특허문헌 2∼5에 개시된 방법과 달리, Si 함유량과 Al 함유량의 합계에 대한 Al 함유량의 비율을 조정하고 있다.
그러나, 이 Al 함유량의 비율이 일정값 이상이 되면 고주파 철손이 증가해버린다. 이것은, Al 함유량의 비율 증가와 함께 자기 변형이 증가하고, 이 자기 변형이 히스테리시스 손실을 증가시키는 것이 원인이라고 생각된다.
일본 특허 공개 제2007-247047호 공보 일본 특허 공개 제2005-200756호 공보 일본 특허 공개 제2003-253404호 공보 일본 특허 공개 제2013-44010호 공보 일본 특허 공개 제2014-210978호 공보
본 발명은 상기 문제점을 감안하여 이루어진 것이며, 지금까지 히스테리시스 손실의 증가에 의해 고주파 철손이 증가했던 범위(어떤 상한을 초과하는 범위)까지 Al 함유량의 비율을 더욱 증가시켜도, 높은 생산성으로 고주파 철손이 낮은 무방향성 전자 강판을 제공 가능하게 하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 소정량의 Al을 함유하는 강에 여러가지 화학 원소를 첨가한 경우의 철손, 특히 히스테리시스 손실의 변화에 대하여 예의 연구를 행하였다. 그 결과, 지금까지 히스테리시스 손실의 증가에 의해 고주파 철손이 증가했던 범위까지 강 중의 Al 함유량의 비율을 증가시켜도, 이 강에 P를 소정량만 함유시키면, P가 강판의 집합 조직에 부여하는 효과에 의해 고주파 철손이 열화되지 않음(증가하지 않음)을 알아냈다. 또한, {111}면의 강도 I{111}에 대한 {100}면의 강도 I{100}의 비율 I{100}/I{111}이 소정 범위 내인 집합 조직을 강판이 갖고 있으면, 이 집합 조직이 펀칭 시에 변형쌍정이 발생하는 것을 억제하여, 고주파 철손을 더 저감할 수 있음을 알아냈다.
또한, Si 함유량을 저감하고 Al 함유량을 증가시키면 냉간 압연이 용이해진다. 그러나, P 함유량이 증가하면 냉간 압연이 매우 곤란해진다. 이와 같이, P가 냉간 압연을 곤란하게 하지만, 냉간 압연 직전의 강판의 평균 결정 입경을 고용 강화 파라미터 R에 따라서 적절하게 제어함으로써, 효율적이며 안정적으로 강판을 냉간 압연할 수 있음을 알아냈다. 또한, 마무리 어닐링의 가열 과정의 소정의 온도 범위에 있어서 강판의 온도를 일정 온도로 유지함으로써 I{100}/I{111}을 소정 범위로 제어할 수 있음을 알아냈다.
본 발명은 이들 지견을 바탕으로 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 형태에 관한 무방향성 전자 강판은, 질량％로, C: 0％∼0.0050％, Si: 0.50％∼2.70％, Mn: 0.10％∼3.00％, Al: 1.00％∼2.70％, P: 0.050％∼0.100％, S: 0％∼0.0060％, N: 0％∼0.0050％, Ti: 0％∼0.008％, V: 0％∼0.008％, Nb: 0％∼0.008％, Zr: 0％∼0.008％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 상기 화학 조성이 하기 식 (1), 하기 식 (2) 및 하기 식 (3)을 만족시키고, 엑스선 회절법에 의해 측정한 정극점도로부터 표면 근방의 결정 방위 분포 함수와 판 두께 중심의 결정 방위 분포 함수의 평균을 얻어서 결정되는, {100}면의 강도 I{100}과 {111}면의 강도 I{111}이 하기 식 (4)를 만족시키고, 실온에서의 비저항이 60.0×10- 8Ω·m 이상이며, 판 두께가 0.05mm∼0.40mm이다.
0.50≤Al/(Si+Al+0.5×Mn)≤0.83 (1)
1.28≤Si+Al/2+Mn/4+5×P≤3.90 (2)
4.0≤Si+Al+0.5×Mn≤7.0 (3)
0.50≤I{100}/I{111}≤1.40 (4)
(2) 본 발명의 일 형태에 관한 무방향성 전자 강판의 제조 방법은, 질량％로, C: 0％∼0.0050％, Si: 0.50％∼2.70％, Mn: 0.10％∼3.00％, Al: 1.00％∼2.70％, P: 0.050％∼0.100％, S: 0％∼0.0060％, N: 0％∼0.0050％, Ti: 0％∼0.008％, V: 0％∼0.008％, Nb: 0％∼0.008％, Zr: 0％∼0.008％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 상기 화학 조성이 하기 식 (5), 하기 식 (6) 및 하기 식 (7)을 만족시키는 슬래브에, 열간 압연을 실시하여 열연판을 제조하는 열간 압연 공정과; 상기 열간 압연 공정 후에, 상기 열연판에 냉간 압연을 실시하여 0.05mm∼0.40mm의 판 두께를 갖는 냉연판을 제조하는 냉간 압연 공정과; 상기 냉간 압연 공정 후에, 상기 냉연판에 마무리 어닐링을 실시하는 마무리 어닐링 공정을 갖고, 상기 냉간 압연 공정에서는, 상기 냉간 압연 전의 상기 열연판의 평균 결정 입경 D(㎛)와 하기 식 (8)로 표현되는 고용 강화 파라미터 R이 하기 식 (9)를 만족시키고, 상기 마무리 어닐링 공정에서 상기 냉연판을 가열하는 과정에서는, 상기 냉연판의 온도를 550℃∼700℃의 범위 내의 일정 온도에서 10∼300s 유지한다.
0.50≤Al/(Si+Al+0.5×Mn)≤0.83 (5)
1.28≤Si+Al/2+Mn/4+5×P≤3.90 (6)
4.0≤Si+Al+0.5×Mn≤7.0 (7)
R=Si+Al/2+Mn/4+5×P (8)
Figure pct00001
(3) 상기 (2)에 기재된 무방향성 전자 강판의 제조 방법은, 상기 열간 압연 공정과 상기 냉간 압연 공정 사이에, 상기 열연판에 열연판 어닐링을 실시하는 열연판 어닐링 공정을 더 가져도 된다.
본 발명에 따르면, 고주파 철손을 더욱 개선한 저렴한 무방향성 전자 강판을 제공함으로써, 전기 기기를 보다 소형으로 하거나, 전기 기기의 출력 및 에너지 효율을 보다 높이거나 할 수 있다. 게다가, 무방향성 전자 강판을 보다 용이하게 펀칭할 수 있기 때문에, 무방향성 전자 강판을 펀칭할 때에 가열을 생략하거나, 마모에 수반하는 금형의 교환 빈도를 저감시키거나 할 수 있다. 그 때문에, 전기 기기의 제조 비용을 저감할 수도 있다. 또한, 본 발명에 따르면, 무방향성 전자 강판의 비저항을 높임으로써 냉간 압연이 곤란해졌다고 해도, 생산성 및 수율을 떨어뜨릴 일 없이 고주파 철손을 더욱 개선한 무방향성 전자 강판을 저렴하게 안정적으로 제조할 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 무방향성 전자 강판의 공업적 가치는 극히 높다.
도 1은 P 함유량이 W10/400과 Al/(Si+Al+0.5×Mn) 간의 관계에 미치는 효과를 나타내는 그래프이다.
도 2는 I{100}/I{111}과 W10/400의 관계를 나타내는 그래프이다.
이하, 본 발명의 일 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법에 대하여 상세하게 설명한다.
A. 무방향성 전자 강판
이하, 1 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판에 있어서의 각 구성에 대하여 설명한다.
1. 화학 조성
먼저, 본 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판의 화학 조성에 대하여 설명한다. 이하에 있어서, 각 화학 원소의 함유량(％)은 질량％로 나타내져 있다.
(1) Si: 0.50％∼2.70％
Si는, 강판의 비저항을 증가시켜서 강판의 철손을 저감한다. 그 때문에, Si 함유량이 0.50％ 이상일 필요가 있다. 또한, Si 함유량은, 1.00％ 이상이면 바람직하고, 1.20％ 이상이면 보다 바람직하다. 한편, Si 함유량이 과잉이면 냉간 압연 시에 강판이 파단될 우려가 있다. 또한, 본 실시 형태에 있어서는, 후술하는 바와 같이, Si 함유량을 가능한 한 저감하여 Al 함유량을 증가시키고 있다. 나아가, Si는, 강판의 슬립계의 활동을 방해하기 때문에, 변형이 발생한 때에 변형쌍정의 발달을 촉진한다. 이 변형쌍정은, 자벽의 이동을 방해하므로, 펀칭 후에 변형쌍정이 많으면, 히스테리시스 손실이 증가한다. 이들 관점에서, Si 함유량은 2.70％ 이하일 필요가 있다. 또한, Si 함유량은, 2.50％ 이하이면 바람직하고, 2.00％ 이하이면 보다 바람직하다. 따라서, 본 실시 형태의 무방향성 전자 강판의 Si 함유량은 0.50％∼2.70％이다.
(2) Mn: 0.10％∼3.00％
Mn은, S와 결합하여 MnS가 되기 때문에, S에 의해 강이 취화되는 것을 방지한다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.10％ 이상일 필요가 있다. 또한, Mn은, Si, Al과 마찬가지로 비저항을 증가시켜서 강판의 철손을 저감한다. Mn 함유량과 Si 함유량이 상이한 동일 비저항의 2개의 강을 비교하면, Mn 함유량이 높은 강의 경도는, Si 함유량이 높은 강판의 경도보다도 낮다. 따라서, Mn 함유량이 높은 강은, Si 함유량이 높은 강과 비교하여 냉간 압연 시에 파단이 발생하기 어렵다. 그 때문에, Mn 함유량은, 0.50％ 이상이면 바람직하고, 1.00％ 이상이면 보다 바람직하다. 그러나, Mn 함유량이 과잉이면 합금 비용이 증가한다. 이 관점에서, Mn 함유량은 3.00％ 이하일 필요가 있다. 또한, Mn 함유량은, 2.50％ 이하이면 바람직하고, 2.00％ 이하이면 보다 바람직하다. 따라서, 본 실시 형태의 무방향성 전자 강판의 Mn 함유량은 0.10％∼3.00％이다.
(3) Al: 1.00％∼2.70％
Al은, Si 및 Mn과 마찬가지로 비저항을 증가시켜서 강판의 철손을 저감한다. 그리고, Al이 단위 질량당의 비저항의 증가에 미치는 효과는 Si와 거의 동등하지만, Al이 단위 질량당의 경도 상승에 미치는 효과는 Si의 약 1/3∼1/2이다. 따라서, Al의 함유량을 증가시킴으로써 높은 생산성과 높은 비저항의 양쪽을 달성할 수 있기 때문에, Al은, 본 실시 형태에 있어서 중요한 원소이다. 그 때문에, Al 함유량은 1.00％ 이상일 필요가 있다. 또한, Al 함유량은, 1.50％ 이상이면 바람직하고, 1.60％ 이상이면 보다 바람직하다. 한편, Al 함유량이 과잉이면, 포화 자속 밀도가 감소하고, 동일 여자 조건에 있어서의 자속 밀도도 저하된다. 이 관점에서, Al 함유량은 2.70％ 이하일 필요가 있다. 또한, Al 함유량은, 2.50％ 이하이면 바람직하고, 2.40％ 이하이면 보다 바람직하다. 따라서, 본 실시 형태의 무방향성 전자 강판의 Al 함유량은 1.00％∼2.70％이다.
(4) P: 0.050％∼0.100％
P는, 무방향성 전자 강판의 집합 조직을 개선하고, 자화를 용이하게 한다. 또한, P는, 펀칭 시의 가공성을 개선한다. 그 때문에, P 함유량은 0.050％ 이상일 필요가 있다. 또한, P 함유량은, 0.055％ 이상이면 바람직하고, 0.060％ 이상이면 보다 바람직하다. 그러나, Si 함유량과 Mn 함유량과 Al 함유량의 총량이 크고, 비저항이 높은 무방향성 전자 강판에서는, P 함유량이 0.100％를 초과하면, 냉간 압연 시에 파단을 발생시킬 가능성이 있다. 이 관점에서, P 함유량은 0.100％ 이하일 필요가 있다. 또한, P 함유량은, 0.090％ 이하이면 바람직하고, 0.080％ 이하이면 보다 바람직하다. 따라서, 본 실시 형태의 무방향성 전자 강판의 P 함유량은 0.050％∼0.100％이다.
(5) 잔부
잔부는 Fe 및 불순물이다.
C는 불순물이며, C 함유량은 0％여도 된다. C 함유량이 0.0050％를 초과하면 미세한 탄화물이 강 중에 석출되어 철손이 현저하게 증가한다. 따라서, C 함유량을 0％∼0.0050％로 할 필요가 있다.
S는 불순물이며, S 함유량은 0％여도 된다. S 함유량이 0.0060％를 초과하면 MnS 등의 황화물이 강 중에 다수 석출되어 철손이 현저하게 증가한다. 또한, S는, 마무리 어닐링 시의 입성장도 저해되기 때문에, 강의 S 함유량이 높으면 적정한 평균 결정 입경을 확보할 수 없어 철손이 증가하는 경우가 있다. 따라서, S 함유량을 0％∼0.0060％로 할 필요가 있다.
N은 불순물이며, N 함유량은 0％여도 된다. N 함유량이 0.0050％를 초과하면 질화물의 증가에 의해 철손이 현저하게 증가한다. 또한, N은, 마무리 어닐링 시의 입성장도 저해하기 때문에, 강의 N 함유량이 높으면 적정한 평균 결정 입경을 확보할 수 없어 철손이 증가하는 경우가 있다. 따라서, N 함유량을 0％∼0.0050％로 할 필요가 있다.
Ti, V, Nb, Zr은, 불순물이며, 0％여도 된다. 이들 Ti, V, Nb, Zr은, 마무리 어닐링 시의 입성장에 악영향을 미치므로, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서, Ti 함유량, V 함유량, Nb 함유량, Zr 함유량은 각각 0％∼0.008％로 할 필요가 있다.
(6) 3가지의 화학 원소(Si, Al, Mn)가 비저항에 미치는 효과에 차지하는 Al이 비저항에 미치는 효과의 비율 X: 0.50∼0.83
본 실시 형태에서는, 강판의 비저항의 변화량은, (Si+Al+0.5×Mn)의 값에 거의 비례하고, Al/(Si+Al+0.5×Mn)은 3가지의 화학 원소(Si, Al, Mn)가 비저항에 미치는 효과에 차지하는 Al이 비저항에 미치는 효과의 비율을 나타낸다. (Si+Al+0.5×Mn)의 값을 유지한 채 Al/(Si+Al+0.5×Mn)의 값이 증가하면, 강판의 비저항은 동등한 그대로 냉간 압연의 부하를 저감시키거나 냉간 압연 시의 강판의 파단을 방지하거나 할 수 있다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는, Al/(Si+Al+0.5×Mn)은 0.50 이상, 즉, 하기 식 (10)에 의해 나타나는 범위이다. 이 범위에서는, Si 함유량과 Al 함유량의 총량에 대한 Al 함유량의 비율의 증가에 수반하는 히스테리시스 손실의 증가에 의해, 종래법에 있어서는 철손이 증가했었다. 한편, 본 실시 형태에서는, P 함유량의 범위와 집합 조직을 제어함으로써 하기 식 (10)에 의해 나타나는 범위 내에서도 철손을 유지 또는 저하시킬 수 있다. 또한, 본 실시 형태에서는, Si 함유량, Al 함유량 및 Mn 함유량이 상술한 범위 내일 필요가 있기 때문에, Al/(Si+Al+0.5×Mn)은 0.83 이하, 즉, 하기 식 (11)에 의해 나타나는 범위이다. 따라서, 본 실시 형태에서는, Al/(Si+Al+0.5×Mn)은 하기 식 (12)를 만족시킨다. 또한, Al/(Si+Al+0.5×Mn)은 0.51 이상이어도 되고, 0.80 이하여도 된다. 또한, 이하에서는, 하기 식 (13)으로 나타낸 바와 같이, Al/(Si+Al+0.5×Mn)을 X라고 표현하기도 한다.
Al/(Si+Al+0.5×Mn)≥0.50 (10)
Al/(Si+Al+0.5×Mn)≤0.83 (11)
0.50≤Al/(Si+Al+0.5×Mn)≤0.83 (12)
X=Al/(Si+Al+0.5×Mn) (13)
여기서, 식 중의 각 원소 기호는 강 중의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.
(7) 고용 강화 파라미터 R: 1.28∼3.90
Si, Al, Mn, 및 P는, 고용 강화능이 높고, 강판이 이들 화학 원소를 과잉으로 함유하면 냉간 압연중에 강판이 파단될 우려가 있다. 그래서, 하기 식 (14)에 나타낸 바와 같이, Si, Al, Mn, 및 P의 고용 강화능을 나타태는 지표로서, 고용 강화 파라미터 R을 정의하고, 본 실시 형태에서는, 이 고용 강화 파라미터 R을 3.90 이하로 한다. 또한, 본 실시 형태에서는, Si 함유량, Al 함유량, Mn 함유량, 및 P 함유량이 상술한 범위 내일 필요가 있기 때문에, 고용 강화 파라미터 R은, 1.28 이상이다. 따라서, 고용 강화 파라미터 R은, 하기 식 (15)에 나타낸 바와 같이, 1.28∼3.90이다. 또한, 고용 강화 파라미터 R은, 1.50 이상 또는 2.00 이상이어도 되고, 3.80 이하여도 된다.
R=Si+Al/2+Mn/4+5×P (14)
1.28≤R≤3.90 (15)
여기서, 식 중의 각 원소 기호는 강 중의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.
2. 실온에서의 비저항 ρ: 60.0×10- 8Ω·ｍ 이상
실온에서의 비저항은, 주로 Si 함유량, Al 함유량, 및 Mn 함유량에 의해 정해진다. 고주파에 있어서 저철손을 확보하는 관점에서, 실온에서의 비저항은 60.0×10-8Ω·ｍ 이상일 필요가 있다. 또한, 실온에서의 비저항은, 65.0×10- 8Ω·ｍ 이상으로 하면 바람직하다. 실온에서의 비저항은, 85.0×10- 8Ω·m 이하 또는 70.0×10-8Ω·m 이하여도 된다.
이 실온에서의 비저항을 얻기 위해서는, 하기 식 (16)에 나타낸 바와 같이, (Si+Al+0.5×Mn)이 4.0∼7.0일 필요가 있다. 이 (Si+Al+0.5×Mn)은 4.4∼7.0이면 보다 바람직하다. 이하에서는, 하기 식 (17)로 나타낸 바와 같이, 이 (Si+Al+0.5×Mn)을 E라고 표현하기도 한다.
또한, 실온에서의 비저항은 공지된 4단자법에 의해 측정한다. 강판의 에지로부터 10cm 이상 이격된 위치로부터 적어도 하나 시료를 채취하고, 이 시료로부터 절연 코팅을 제거하고 나서 비저항을 측정한다. 절연 코팅의 제거에는, 예를 들어 20％의 수산화나트륨 수용액 등과 같은 알칼리 수용액을 사용하면 된다.
4.0≤Si+Al+0.5×Mn≤7.0 (16)
E=Si+Al+0.5×Mn (17)
여기서, 식 중의 각 원소 기호는 강 중의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.
3. 평균 결정 입경
무방향성 전자 강판의 평균 결정 입경(결정립의 평균 직경)은 30㎛∼200㎛의 범위 내인 것이 바람직하다. 평균 결정 입경이 30㎛ 이상이면 개개의 재결정립의 자기 특성이 높기 때문에, 자속 밀도 및 철손이 개선된다. 또한, 평균 결정 입경이 200㎛ 이하이면, 와전류손이 감소되고, 또한 철손이 저감된다.
또한, 무방향성 전자 강판의 평균 결정 입경(㎛)은 50배의 배율로 광학 현미경을 통하여 촬영된 사진에 대하여 절단법을 적용하여 결정한다. 시료는, 강판의 에지로부터 10cm 이상 이격된 위치로부터 3개 채취한다. 이들 시료의 종단면(판 두께 방향 및 압연 방향을 포함하는 면; 판 폭 방향에 수직인 면)의 사진에 대하여 절단법을 적용한다. 이 절단법에서는, 판 두께 방향의 결정 입경의 평균값과 압연 방향의 결정 입경의 평균값을 평균하여 평균 결정 입경을 결정한다. 측정하는 결정립의 수는, 채취한 시료 1개당 적어도 200개 이상으로 하는 것이 바람직하다.
4. {111}면의 강도 I{111}에 대한 {100}면의 강도 I{100}의 비율(I{100}/I{111}): 0.50∼1.40
본 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판은, 하기 식 (18)에 나타낸 바와 같이, {111}면의 강도 I{111}에 대한 {100}면의 강도 I{100}의 비율(I{100}/I{111})이 0.50∼1.40인 집합 조직을 갖는다. 도 2에 도시한 바와 같이, I{100}/I{111}이 0.50 미만이면 바람직한 자기 특성이 얻어지지 않아, 철손이 증가한다. 한편, I{100}/I{111}이 1.40을 초과하면, 펀칭 시에 변형쌍정이 발생하는 결정립이 현저하게 증가한다. 이 변형쌍정은, 자벽의 이동을 방해하기 때문에, 도 2에 도시한 바와 같이 철손이 열화된다. 시료는, 강판의 에지로부터 10cm 이상 이격된 위치로부터 3개 채취한다. 이들 시료의 횡단면(두께 방향에 수직한 단면)에 대하여 엑스선 회절법(반사법)을 적용한다. 또한, 측정하는 판 두께 위치(횡단면의 두께 방향에 있어서의 위치)는 표면 근방(강판의 표면으로부터 판 두께의 1/10의 거리만큼 이격된 개소) 및 판 두께 중심(강판의 표면으로부터 판 두께의 1/2의 거리만큼 이격된 개소)이다. 이들 표면 근방과 판 두께 중심의 양쪽에 대하여 엑스선 회절 장치(엑스선 회절법)를 사용하여 반사법에 의해 3개의 정극점도({200}면, {110}면, {211}면의 정극점도)를 측정한다. 이들 정극점도로부터 계산에 의해 각 판 두께 위치에 있어서의 결정 방위 분포 함수(ODF)를 얻는다. 그 후, 표면 근방의 ODF와 판 두께 중심의 ODF를 평균화하여, I{100} 및 I{111}을 결정한다.
0.50≤I{100}/I{111}≤1.40 (18)
5. 판 두께: 0.05∼0.40mm
본 실시 형태에서는, 본질적으로 고주파에 있어서 저철손을 달성하는 것을 전제로 하고 있다. 판 두께가 얇으면 고주파에 있어서 저철손을 얻을 수 있기 때문에, 판 두께는 0.40mm 이하일 필요가 있다. 또한, 판 두께는, 바람직하게는 0.30mm 이하, 보다 바람직하게는 0.20mm 이하이다. 한편, 판 두께를 과도하게 얇게 하면 강판의 평탄도가 열화되어서 강판의 점적률이 극단적으로 저하되거나, 철심의 생산성이 저하되거나 하는 경우가 있다. 그 때문에, 판 두께는 0.05mm 이상일 필요가 있다. 또한, 판 두께는, 바람직하게는 0.10mm 이상, 보다 바람직하게는 0.15mm 이상이다.
6. 제조 방법
본 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판은, 제조 비용을 저감하는 관점에서 하기 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 의해 제조하는 것이 바람직하다.
B. 무방향성 전자 강판의 제조 방법
이어서, 일 실시 형태에 따른 무방향성 전자 강판의 제조 방법에 있어서의 각 공정에 대하여 설명한다.
1. 열간 압연 공정
열간 압연 공정에 있어서는, 상술한 화학 조성을 갖는 슬래브에, 열간 압연을 실시하여 열연판으로 한다.
열간 압연의 조건은, 특별히 한정되는 것은 아니다. 열연판의 판 두께(처리 판 두께)는 1.0mm∼2.5mm로 하는 것이 바람직하다. 판 두께가 1.0mm 이상이면 열간 압연기에 가해지는 부하가 적어, 열간 압연 공정에서의 생산성이 높다.
2. 냉간 압연 공정
냉간 압연 공정에 있어서는, 상기 열간 압연 공정 후, 열연판에 냉간 압연을 실시하여 냉연판으로 한다.
냉간 압연에서는, 상기 식 (14)에 나타나는 고용 강화 파라미터 R과 열연판의 평균 결정 입경 D(㎛)가 하기 식 (19)를 만족시킬 필요가 있다. 고용 강화 파라미터 R과 열연판의 평균 결정 입경 D(㎛)가 하기 식 (19)를 만족시키면, 냉간 압연 시에 파단을 발생시키지 않고 냉연판을 얻을 수 있다. 한편, 고용 강화 파라미터 R과 열연판의 평균 결정 입경 D(㎛)가 하기 식 (19)를 만족시키지 않는 경우, 냉간 압연 시에 파단이 발생하여, 제품(무방향성 전자 강판)을 얻을 수 없다.
Figure pct00002
또한, 평균 결정 입경 D(㎛)는 50배의 배율로 광학 현미경을 통하여 촬영된 사진에 대하여 절단법을 적용하여 결정한다. 시료는, 열연판의 에지로부터 10cm 이상 이격된 위치로부터 3개 채취한다. 이들 시료의 종단면(판 두께 방향 및 압연 방향을 포함하는 면; 판 폭 방향에 수직인 면)의 사진에 대하여 절단법을 적용한다. 이 절단법에서는, 판 두께 방향의 결정 입경의 평균값과 압연 방향의 결정 입경의 평균값을 평균하여 평균 결정 입경을 결정한다. 측정하는 결정립의 수는, 채취한 시료 1개당 적어도 200개 이상으로 하는 것이 바람직하다.
여기서, 평균 결정 입경 D(㎛)는 냉간 압연 직전의 열연판(직접 냉간 압연 되는 열연판)의 평균 입경이다. 즉, 「냉간 압연 직전의 강판」은, 열간 압연 공정 직후에 냉간 압연 공정이 계속되는 경우, 열간 압연 공정에 의해 얻어지는 열연판을 의미한다. 또한, 후술하는 바와 같이, 열간 압연 공정과 냉간 압연 공정 사이에 열연판 어닐링 공정을 행하는 경우, 「냉간 압연 직전의 강판」은, 열연판 어닐링 공정에 의해 얻어지는 열연판 어닐링판(열연판 어닐링을 받은 열연판)을 의미한다.
냉간 압연에 있어서의 압하율은, 60％∼95％로 하는 것이 바람직하다. 압하율이 60％ 이상이면 P가 무방향성 전자 강판의 집합 조직에 부여하는 효과를 보다 안정적으로 얻을 수 있다. 또한, 압하율이 95％ 이하이면, 무방향성 전자 강판을 공업적으로 안정적으로 제조할 수 있다. 냉간 압연에서는, 상기 「A. 무방향성 전자 강판」에 기재한 이유에 따라 냉연판의 판 두께를 0.05mm∼0.40mm로 한다.
냉간 압연 시의 강판 온도는, 실온이어도 된다. 또한, 냉간 압연은, 강판 온도가 100℃∼200℃인 온간 압연이어도 된다. 강판 온도를 100℃∼200℃까지 가열하기 위해서, 강판을 예열해도 되고, 롤을 예열해도 된다.
또한, 냉간 압연에 있어서의 패스수는, 3 패스 이상이면 바람직하다. 이 냉간 압연에 있어서, 1 패스째의 압하율은, 10％∼25％이면 바람직하다. 또한, 1 패스째부터 2 패스째까지의 합계 압하율(누적 압하율)이 35％∼55％이면 바람직하다. 또한, 1 패스째부터 최종 패스까지의 합계 압하율(누적 압하율)은 상술한 바와 같이 60％∼95％로 하면 바람직하다. 1 패스째의 압하율이 10％ 이상이면 냉연판의 생산 효율이 높다. 또한, 1 패스째의 압하율이 25％ 이하이면, 강판이 고속이며 안정적으로 롤 사이를 통과할 수 있다. 1 패스째부터 2 패스째까지의 합계 압하율이 35％ 이상이면 강판이 고속이며 안정적으로 롤 사이를 통과할 수 있다. 또한, 1 패스째부터 2 패스째까지의 합계 압하율이 55％ 이하이면, 냉간 압연기에 가해지는 부하가 적다.
3. 마무리 어닐링 공정
마무리 어닐링 공정에 있어서는, 상기 냉간 압연 공정 후, 냉연판에 마무리 어닐링을 실시하여 무방향성 전자 강판으로 한다.
마무리 어닐링 공정은, 냉연판을 가열하는 가열 과정과, 가열된 냉연판의 온도를 소정의 온도 영역에 일정 온도로 유지하는 유지 과정과, 유지 과정의 후 냉연판을 냉각하는 냉각 과정을 갖는다. 무방향성 전자 강판의 I{100}/I{111}이 0.50∼1.40의 범위에 들어가도록, 가열 과정에서는, 냉연판의 온도를 550℃∼700℃의 범위 내의 일정 온도에서 10∼300s간 유지하는 중간 유지가 필요하다. 이 550℃∼700℃라고 하는 범위에서는, 판면(강판의 표면에 평행한 면, 즉, 압연 방향과 판 폭 방향을 포함하는 면)에 {100}면을 갖는 결정립의 양과 판면에 {111}면을 갖는 결정립의 양을 제어할 수 있다. 또한, 이 범위에 냉연판의 온도가 일정 온도에서 유지되는 시간이 10s 미만이면 I{100}/I{111}이 0.50∼1.40의 범위인 집합 조직을 얻을 수 없고, 펀칭 시에 변형쌍정이 발생하는 결정립이 현저하게 증가한다. 한편, 상기 범위에 냉연판의 온도가 일정 온도에서 유지되는 시간이 300s를 초과하면, 무방향성 전자 강판의 생산성이 낮다. 보다 생산성을 높이기 위해서, 이 유지 시간이 30s 이하이면 보다 바람직하다. 또한, 550℃ 미만의 온도 영역 및 700℃를 초과하는 온도 영역에서는, 냉연판의 온도를 일정 온도로 유지하는 시간을 어떻게 제어해도, I{100}/I{111}이 충분히 변화되지 않기 때문에, 적절한 집합 조직을 얻을 수 없다. 중간 유지 후, 가열 과정에서는, 냉연판의 온도가 700℃를 초과하는 목표 온도까지 냉연판을 추가로 가열한다. 그 후, 유지 과정에 있어서, 목표 온도를 포함하는 소정의 온도 영역에 냉연판의 온도를 유지한다. 이 온도 영역은, 1100℃ 이하이면, 어닐링 설비에 가해지는 부하가 적기 때문에, 1100℃ 이하이면 바람직하다. 또한, 무방향성 전자 강판의 평균 결정 입경이 30㎛∼200㎛의 범위에 들어가도록, 냉연판의 온도가 950℃ 이상의 범위에 1s 이상 유지되면 바람직하다. 한편, 냉연판의 온도가 950℃ 이상의 범위에 유지되는 시간이 300s 이하이면, 생산성은 충분하다. 이상으로부터, 유지 과정에서는, 냉연판의 온도를 950∼1100℃의 범위 내에서 1∼300s 유지한다면 보다 바람직하다. 마무리 어닐링에서는, 상기 「A. 무방향성 전자 강판」에 기재한 이유에 따라, 마무리 어닐링 후에 30㎛∼200㎛의 평균 결정 입경이 얻어진다면 바람직하다.
4. 열연판 어닐링 공정
본 실시 형태에서는, 열간 압연 공정과 냉간 압연 공정 사이에 열연판 어닐링 공정을 행해도 된다. 열연판 어닐링 공정에서는, Al 함유량이 1.0％ 이상인 강판의 집합 조직에 P가 부여하는 효과를 더욱 높일 수 있고, 높은 자속 밀도와 저철손을 보다 안정적으로 확보할 수 있다. 또한, 열연판 어닐링 공정에서는, 열간 압연 시에 도입된 가공 조직 중의 변형을 해방하여, 열연판의 경도를 저하시킨다. 그로 인해, 열연판 어닐링에 의해, 냉간 압연기에 대한 부하를 저감하거나 냉간 압연 시의 강판에 대한 손상(예를 들어, 리징의 발생)을 저감하거나 할 수 있다. 따라서, 상기 열간 압연 공정에 의해 얻어진 열연판에 열연판 어닐링을 실시하는 열연판 어닐링 공정을 행하는 것이 바람직하다.
열연판 어닐링 공정에서는, 열연판을 가열하는 가열 과정과, 가열된 열연판의 온도를 소정의 범위에 유지하는 유지 과정과, 유지 과정 후 열연판을 냉각하는 냉각 과정을 갖는다.
열연판에는, 압연 조건에 따라서 다른 가공 조직이 포함되는 경우가 있다. 또한, 열연판은, Al을 1.0％ 이상 함유하고 있으므로, 재결정이 완료되는 온도가 900℃∼950℃의 범위 내에 있다. 그 때문에, 가공 조직으로부터 재결정 조직을 얻어서 냉간 압연 시의 강판의 손상을 안정적으로 방지하기 위해서는, 950℃ 이상의 온도 범위에서 열연판을 어닐링하면 바람직하다. 또한, 동일한 이유로, 이 온도 범위에 있어서의 어닐링 시간을 30s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 열연판을 1100℃ 이하로 어닐링하면, 어닐링 설비에 가해지는 부하가 적기 때문에, 어닐링 온도가 1100℃ 이하이면 바람직하다. 어닐링 시간은, 3600s 이하이면, 높은 생산성을 유지할 수 있기 때문에, 3600s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 고용 강화 파라미터 R이 3.80 이하인 경우에, 어닐링 온도가 1000℃ 이상이면 상기 식 (19)에 의해 얻어지는 효과를 더욱 높일 수 있다. 그 때문에, 어닐링 온도는, 바람직하게는 1000℃ 이상이다.
또한, 냉각 과정에서는, P의 입계 편석을 저감하여 집합 조직을 더욱 개선하기 위해서, 950℃부터 600℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도를 1℃/s∼30℃/s로 하는 것이 바람직하다.
이상으로부터, 열연판 어닐링에서는, 열연판의 온도를 950℃∼1100℃의 범위에 30s∼3600s간 유지한 후, 950℃부터 600℃까지의 온도 영역에 있어서의 평균 냉각 속도가 1℃/s∼30℃/s가 되도록 냉각한다면 보다 바람직하다.
본 발명은 상기 실시 형태에 한정되는 것은 아니다. 상기 실시 형태는, 구체적인 예에 지나지 않고, 본 발명의 기술적 범위는, 본 발명의 특허 청구 범위에 기재된 특징점과 실질적으로 동일한 특징점을 갖는 것을 포함한다.
실시예
이하, 참고 실험 및 본 발명에 따른 실시예를 구체적으로 설명한다. 또한, 이하의 표에 있어서 밑줄이 그어진 란은, 본 발명의 필수 조건을 만족시키지 않는 조건인 것을 나타낸다.
(참고 실험 1) P 함유량의 영향
하기 표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강 No. 1∼10을 진공 중에서 용해하고, 주조하여 슬래브를 얻었다. 이 슬래브를 열간 압연하여 2.0mm의 판 두께를 갖는 열연판을 얻었다. 이어서, 열연판 어닐링에 있어서, 이 열연판을 1000℃까지 가열 후, 열연판의 온도를 1000℃에서 60s 유지하고, 950℃로부터 600℃까지의 평균 냉각 속도가 하기 표 2에 나타내는 값으로 되도록 열연판을 1000℃로부터 실온까지 냉각하였다. 열연판 어닐링 후, 열연판을 냉간 압연하여, 0.35mm의 판 두께를 갖는 냉연판을 얻었다. 이 냉연판의 온도를 1050℃에서 1s 유지하는 마무리 어닐링을 냉연판에 대하여 실시하여, 무방향성 전자 강판(시료 No.1∼10)을 얻었다.
이 무방향성 전자 강판으로부터 한 변이 55mm인 정방형의 단판 시험편을 펀칭하고, 이 단판 시험편의 실온에서의 비저항 ρ[Ω·m]를 측정하였다. 또한, 자속 밀도가 1.0T이며, 주파수가 400Hz인 자속을 단판 시험편에 가하여 단판 시험편을 자화시키고, 단판 시험편의 고주파 철손 W10/400 [W/kg]을 측정하였다. 추가로, 단판 시험편의 에지 표면(펀칭면)의 사진을 50배의 배율로 광학 현미경을 통하여 촬영하고, 이 사진 중의 약 300개의 결정립과, 이 약 300개의 결정립에 있어서 변형쌍정이 발생한 결정립의 수를 세고, 결정립의 총 수(약 300개)에 대한 변형쌍정이 발생한 결정립의 수의 비율(쌍정 발생률)을 구하였다. 각 시료 No.의 ρ, W10/400, 쌍정 발생률을 표 2에 나타내었다. 또한, 모든 시료 No.에 있어서, 무방향성 전자 강판의 평균 결정 입경은 약 100㎛였다.
Figure pct00003
Figure pct00004
시료 No. 1∼4의 군에서는, P 함유량은 약 0.01％였다. 이 시료군에 있어서 시료 No. 2를 시료 No. 1과 비교하면, ρ의 증가에 의해 W10/400이 저하되었다. 또한, 시료 No. 3을 시료 No. 2와 비교하면, ρ가 동일함에도 불구하고, X의 증가에 의해 W10/400이 증가하였다. 시료 No. 5∼10의 군에서는, P 함유량은 약 0.08％였다. 이 시료군에 있어서 시료 No. 7을 시료 No. 7과 동일한 ρ를 갖는 시료 No. 6과 비교하면, X가 증가했음에도 불구하고 W10/400을 유지할 수 있었다. 또한, 시료 No. 5에서는, 고용 강화 파라미터 R이 너무 높았기 때문에, 냉간 압연중에 열연판의 파단이 발생하여, 무방향성 전자 강판이 얻어지지 않았다. 도 1에는, 각 시료군에 있어서의 W10/400과 Al/(Si+Al+0.5×Mn)의 관계를 나타내고 있고, 이 도 1은, P 함유량이 W10/400과 X 간의 관계에 부여하는 효과를 명확하게 나타내고 있다. 단, 이 도 1에서는, 시료 No. 5가 제외되어 있다. 표 1 및 도 1로부터 알 수 있는 바와 같이, P 함유량이 약 0.01％일 경우, X가 0.38에 도달할 때까지 X의 증가와 함께 W10/400이 저하되었지만, X가 0.38을 초과한 후 X의 증가와 함께 W10/400의 값이 증가하였다. 한편, P 함유량이 약 0.08％일 경우, X가 증가해도 낮은 W10/400을 유지할 수 있었다. 이와 같이, 최저한으로도 0.05％의 P를 강이 포함하면, X의 증가에 수반하는 W10/400의 증가가 거의 없으므로, W10/400을 유지한 채 강의 피가공성을 높일 수 있다.
또한, 시료 No. 1∼4로부터 알 수 있는 바와 같이, 무방향성 전자 강판의 ρ를 높은 수준으로 유지하는 경우, Si 함유량이 많아질수록 쌍정 발생률이 증가하였다. X를 크게 하면 ρ를 높은 수준으로 유지한 채 Si 함유량을 저하시켜서 쌍정 발생률을 저감할 수 있다. 이 경우, 자벽의 이동이 용이해져, W10/400을 저감시킬 수 있다고 기대된다. 그러나, 시료 No. 1∼4에서는, 쌍정 발생률을 저감해도 W10/400을 저감시킬 수 없었다. 또한, 시료 No. 6∼8을 시료 No. 2∼4와 비교하면, 쌍정 발생률은 거의 P 함유량에 의존하지 않았다. 그 때문에, P 함유량이 W10/400과 X 간의 관계에 부여하는 효과는, 쌍정 발생률의 저하가 아니라, P 함유량의 증가에 의한 집합 조직의 개선에 의해 초래되었음을 알 수 있다.
(참고 실험 2) 평균 결정 입경 D[㎛]의 영향
상기 표 1에 나타낸 강 No. 1, 3, 4, 5, 7, 및 8을 진공 중에서 용해하고, 주조하여 슬래브를 얻었다. 이 슬래브를 열간 압연하여 2.0mm의 판 두께를 갖는 열연판을 얻었다. 이어서, 열연판 어닐링에 있어서, 이 열연판을 하기 표 3에 나타내는 어닐링 온도까지 가열 후, 열연판의 온도를 그 온도로 60s 유지하고, 950℃로부터 600℃까지의 평균 냉각 속도가 하기 표 3에 나타내는 값으로 되도록 열연판을 그 유지 온도에서 실온까지 냉각하였다.
이 열연판 어닐링판의 평균 결정 입경(냉간 압연 직전의 강판 평균 결정 입경) D[㎛]와 1kgf에서의 표면 경도 Hv(비커스 경도)[-]를 측정하였다. 평균 결정 입경 D[㎛] 및 표면 경도 Hv[-]를 표 3에 나타내었다.
그 후, 열연판 어닐링판을 냉간 압연하여 판 두께 0.20mm의 냉연판(시료 No.1-a∼8-d)을 얻었다. 이 냉간 압연에 있어서의 패스수는 5 패스였다. 1 패스째의 압하율을 15％, 1 패스째부터 2 패스째까지의 합계 압하율을 40％로 하고, 토탈의 압하율을 90.0％로 하였다. 표 3에 냉간 압연에서의 파단의 유무를 나타낸다.
Figure pct00005
시료 No. 5-a∼5-d에서는, 고용 강화 파라미터 R이 너무 높은 것에 추가로, 이 고용 파라미터 R과 평균 결정 입경 D[㎛]가 상기 (19) 식을 만족시키지 않았기 때문에, 냉간 압연중에 열연판 어닐링판이 파단되었다. 시료 No. 7-a에서는, 고용 파라미터 R과 평균 결정 입경 D[㎛]가 상기 (19) 식을 만족시키지 않았기 때문에, 냉간 압연중에 열연판 어닐링판이 파단되었다. 시료 No. 5-a∼5-d 및 시료 No. 7-a 이외의 시료는, 냉간 압연에서 파단되지 않고 열연판 어닐링판을 압연할 수 있었다.
(실시예 1)
상기 표 1에 나타낸 강 No. 6, 7, 및 8을 진공 중에서 용해하고, 주조하여 슬래브를 얻었다. 이 슬래브를 열간 압연하여 2.0mm의 판 두께를 갖는 열연판을 얻었다. 이어서, 열연판 어닐링에 있어서, 이 열연판을 1000℃까지 가열 후, 열연판의 온도를 1000℃에 60s간 유지하고, 950℃로부터 600℃까지의 평균 냉각 속도가 1℃/s∼30℃/s가 되도록 열연판을 1000℃로부터 실온까지 냉각하였다. 그 후, 열연판 어닐링판을 냉간 압연하여 판 두께 0.35mm의 냉연판을 얻었다. 계속해서, 마무리 어닐링에서는, 냉연판을 1050℃까지 가열하고, 냉연판의 온도를 1050℃에서 1s 유지한 후, 냉연판을 1050℃로부터 실온까지 냉각하여, 무방향성 전자 강판(시료 No.6-e∼8-f)을 얻었다. 시료 No. 6-f, 7-f, 8-f에서는, 표 4에 나타낸 바와 같이, 냉연판의 온도를 1050℃까지 가열하는 가열 과정에 있어서, 냉연판의 온도를 600℃에서 20s간 유지하였다.
(참고 실험 1)과 마찬가지로, 얻어진 무방향성 전자 강판의 고주파 철손 W10/400[W/kg] 및 쌍정 발생률을 측정하였다. 또한, 엑스선 회절 장치를 사용하여 무방향성 전자 강판의 표면 근방 및 판 두께 중심에 있어서의 정극점도를 측정하였다. 이들 정극점도로부터 표면 근방의 ODF와 판 두께 중심의 ODF를 계산하고, 이들 ODF를 평균하여 I{100}/I{111}을 결정하였다. W10 /400, 쌍정 발생률, 및 I{100}/I{111}의 결과를 표 4에 나타내었다. 또한, 모든 시료 No.에 있어서, 무방향성 전자 강판의 평균 결정 입경은, 약 100㎛였다.
Figure pct00006
예를 들어 시료 No. 7-f를 시료 No. 7-e와 비교하면 알 수 있는 바와 같이, X가 0.50 이상인 강(강 No.7 및 8)에서는, 마무리 어닐링의 가열 과정에 냉연판의 온도를 600℃에서 20s간 유지하는 중간 유지를 추가하면, 철손이 크게 저하되었다. 또한, 이 중간 유지에 의해 I{100}/I{111}이 감소하고, 쌍정 발생률이 저하되었다. 쌍정 발생률 저하의 상세한 이유는 명백하지 않으나, 변형쌍정은 {211}면의 <111> 방향을 따라서 발생하기 때문에, I{100}/I{111}이 변형쌍정의 발생에 영향을 주었다고 생각된다. 결과적으로, I{100}/I{111}이 0.50∼1.40인 집합 조직에 의해, 펀칭 시의 변형쌍정의 발생이 저해되었다고 생각된다.
한편, 시료 No. 6-f와 시료 No. 6-e를 비교하면 알 수 있는 바와 같이, X가 0.50 미만인 강(강 No.6)에서는, 마무리 어닐링의 가열 과정에 냉연판의 온도를 600℃에서 20s간 유지하는 중간 유지를 추가해도, I{100}/I{111}, 쌍정 발생률, 철손은, 거의 변화하지 않았다.
이와 같이, 마무리 어닐링의 가열 과정에 있어서, X가 0.50 이상인 냉연판의 온도를 550℃∼700℃의 범위 내에서 10∼300s간 일정 온도로 유지하면, I{100}/I{111}이 0.50∼1.40인 집합 조직을 얻을 수 있다. 한편, X가 0.50 미만인 경우나 냉연판의 온도를 550℃∼700℃의 범위 내에서 10∼300s간 일정 온도로 유지하지 않는 경우에는, I{100}/I{111}이 0.50∼1.40인 집합 조직을 얻을 수 없다.
(실시예 2)
하기 표 5 및 6에 나타내는 화학 조성을 갖는 강 No. 11∼65를 진공 중에서 용해하고, 주조하여 슬래브를 얻었다. 이 슬래브를 열간 압연하여 2.0mm의 판 두께를 갖는 열연판을 얻었다. 이어서, 열연판 어닐링에 있어서, 이 열연판을 1000℃까지 가열 후, 열연판의 온도를 1000℃ 또는 1050℃에서 60s 유지하고, 950℃로부터 600℃까지의 평균 냉각 속도가 하기 표 7 및 8에 나타내는 값으로 되도록 열연판을 1000℃로부터 실온까지 냉각하였다. 이 열연판 어닐링판의 평균 결정 입경(냉간 압연 직전의 강판 평균 결정 입경) D[㎛]를 측정하였다. 평균 결정 입경 D[㎛]를 표 7 및 8에 나타내었다.
이어서, 열연판 어닐링판을 냉간 압연하여 판 두께 0.35mm의 냉연판을 얻었다. 이 냉간 압연에 있어서의 패스수는, 6 패스였다. 1 패스째의 압하율을 20％, 1 패스째부터 2 패스째까지의 합계 압하율을 50％로 하고, 토탈의 압하율을 82.5％로 하였다. 또한, 마무리 어닐링의 가열 과정에 있어서, 이 냉연판을 600℃까지 가열하고, 냉연판의 온도를 600℃에서 20s 유지하고, 또한 냉연판을 1050℃까지 가열하였다. 그 후, 마무리 어닐링의 다음 과정에 있어서, 가열된 냉연판을 1050℃에서 1s 유지하여, 무방향성 전자 강판(시료 No.11∼65)을 얻었다.
이 무방향성 전자 강판으로부터 각 변 55mm의 단판 시험편을 펀칭하고, 이 단판 시험편의 실온에서의 비저항 ρ[Ω·m]를 측정하였다. 또한, 이 단판 시험편에 5000A/m의 자화력에서의 자속 밀도 B50[T], 및 W10/400[W/kg]을 측정하였다. ρ[Ω·m], B50[T], 및 W10/400[W/kg]의 결과를 표 9 및 10에 나타내었다. 또한, 어느 시료 No.에서도, 무방향성 전자 강판의 평균 결정 입경은 약 100㎛였다.
Figure pct00007
Figure pct00008
Figure pct00009
Figure pct00010
Figure pct00011
Figure pct00012
시료 No. 11∼14에서는, Si 함유량, ρ 및 E가 너무 작았으므로, W10/400이 높았다. 시료 No. 15∼18에서는, Si 함유량이 너무 큰 것에 추가로, R이 상기 (15) 식을 만족시키지 않았기 때문에, 냉간 압연중에 강판이 파단되었다. 또한, 시료 No. 19∼22에서는, Mn 함유량이 너무 높은 것에 추가로, X 및 I{100}/I{111}이 각각 상기 (12) 및 (18) 식을 만족시키지 않았기 때문에, W10/400이 높았다. 시료 No. 23∼26에서는, 화학 조성 및 집합 조직이 부적절했기 때문에, W10/400이 높았다. 이들 시료 No.에서는, Mn 함유량이 너무 높고, Al 함유량이 너무 낮았던 것에 추가로, ρ가 낮고, E가 작았다. 또한, X 및 I{100}/I{111}이 각각 상기 (12) 및 (18) 식을 만족시키지 않았다. 시료 No. 27∼30에서는, Al 함유량이 너무 높았던 것에 추가로, I{100}/I{111}이 상기 (18) 식을 만족시키지 않았기 때문에, W10/400이 높았다. 시료 No. 31에서는, P 함유량이 너무 낮았기 때문에, W10/400이 높았다.
한편, 시료 No. 32∼65에서는, 강의 화학 조성 및 제조 조건이 적절했기 때문에, 냉간 압연에 있어서의 제조성(생산성 및 수율)이 우수하였다. 또한, 이들 시료 No.에서는, 강판의 비저항 및 집합 조직이 적절했기 때문에, W10/400이 낮았다.
도 2에는, 시료 No. 19∼22, 27∼30 및 32∼65의 데이터로부터 작성된, I{100}/I{111}과 W10/400의 관계를 나타내는 그래프를 나타내고 있다. 이 도 2로부터 I{100}/I{111}이 0.5∼1.4의 범위이면 W10/400을 최소 한도까지 저감시킬 수 있다.
본 발명에 따르면, 고주파 철손을 더욱 개선한 저렴한 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있으므로, 본 발명의 산업상 이용 가능성은 크다.

Claims (3)

  1. 질량％로,
    C: 0％∼0.0050％,
    Si: 0.50％∼2.70％,
    Mn: 0.10％∼3.00％,
    Al: 1.00％∼2.70％,
    P: 0.050％∼0.100％,
    S: 0％∼0.0060％,
    N: 0％∼0.0050％,
    Ti: 0％∼0.008％,
    V: 0％∼0.008％,
    Nb: 0％∼0.008％,
    Zr: 0％∼0.008％,
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고,
    상기 화학 조성이 하기 식 (1), 하기 식 (2) 및 하기 식 (3)을 만족시키고,
    엑스선 회절법에 의해 측정한 정극점도로부터 표면 근방의 결정 방위 분포 함수와 판 두께 중심의 결정 방위 분포 함수의 평균을 얻어서 결정되는, {100}면의 강도 I{100}과 {111}면의 강도 I{111}이 하기 식 (4)를 만족시키고,
    실온에서의 비저항이 60.0×10- 8Ω·m 이상이며,
    판 두께가 0.05mm∼0.40mm인
    것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판.
    0.50≤Al/(Si+Al+0.5×Mn)≤0.83 (1)
    1.28≤Si+Al/2+Mn/4+5×P≤3.90 (2)
    4.0≤Si+Al+0.5×Mn≤7.0 (3)
    0.50≤I{100}/I{111}≤1.40 (4)
  2. 질량％로,
    C: 0％∼0.0050％,
    Si: 0.50％∼2.70％,
    Mn: 0.10％∼3.00％,
    Al: 1.00％∼2.70％,
    P: 0.050％∼0.100％,
    S: 0％∼0.0060％,
    N: 0％∼0.0050％,
    Ti: 0％∼0.008％,
    V: 0％∼0.008％,
    Nb: 0％∼0.008％,
    Zr: 0％∼0.008％,
    를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, 상기 화학 조성이 하기 식 (5), 하기 식 (6) 및 하기 식 (7)을 만족시키는 슬래브에, 열간 압연을 실시하여 열연판을 제조하는 열간 압연 공정과,
    상기 열간 압연 공정 후에, 상기 열연판에 냉간 압연을 실시하여 0.05mm∼0.40mm의 판 두께를 갖는 냉연판을 제조하는 냉간 압연 공정과,
    상기 냉간 압연 공정 후에, 상기 냉연판에 마무리 어닐링을 실시하는 마무리 어닐링 공정
    을 갖고,
    상기 냉간 압연 공정에서는, 상기 냉간 압연 전에 상기 열연판의 평균 결정 입경 D(㎛)와 하기 식 (8)로 표현되는 고용 강화 파라미터 R이 하기 식 (9)를 만족시키고,
    상기 마무리 어닐링 공정에서 상기 냉연판을 가열하는 과정에서는, 상기 냉연판의 온도를 550℃∼700℃의 범위 내의 일정 온도에서 10∼300s 유지하는
    것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
    0.50≤Al/(Si+Al+0.5×Mn)≤0.83 (5)
    1.28≤Si+Al/2+Mn/4+5×P≤3.90 (6)
    4.0≤Si+Al+0.5×Mn≤7.0 (7)
    R=Si+Al/2+Mn/4+5×P (8)
    Figure pct00013
  3. 제2항에 있어서, 상기 열간 압연 공정과 상기 냉간 압연 공정 사이에, 상기 열연판에 열연판 어닐링을 실시하는 열연판 어닐링 공정을 더 갖는 것을 특징으로 하는 무방향성 전자 강판의 제조 방법.
KR1020177020820A 2015-03-17 2016-03-10 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법 KR101961057B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015053095 2015-03-17
JPJP-P-2015-053095 2015-03-17
PCT/JP2016/057572 WO2016148010A1 (ja) 2015-03-17 2016-03-10 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20170100004A true KR20170100004A (ko) 2017-09-01
KR101961057B1 KR101961057B1 (ko) 2019-03-21

Family

ID=56919197

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020177020820A KR101961057B1 (ko) 2015-03-17 2016-03-10 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법

Country Status (9)

Country Link
US (1) US11396681B2 (ko)
EP (1) EP3272894B1 (ko)
JP (1) JP6451832B2 (ko)
KR (1) KR101961057B1 (ko)
CN (1) CN107208220B (ko)
BR (1) BR112017014208B1 (ko)
PL (1) PL3272894T3 (ko)
TW (1) TWI604069B (ko)
WO (1) WO2016148010A1 (ko)

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018131613A1 (ja) * 2017-01-10 2018-07-19 新日鐵住金株式会社 巻鉄心、及びその製造方法
DE102017208146B4 (de) * 2017-05-15 2019-06-19 Thyssenkrupp Ag NO-Elektroband für E-Motoren
US10995393B2 (en) 2017-06-02 2021-05-04 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet
TWI643962B (zh) * 2017-06-07 2018-12-11 日商新日鐵住金股份有限公司 Non-directional electromagnetic steel sheet
JP6860094B2 (ja) 2018-02-16 2021-04-14 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板、及び無方向性電磁鋼板の製造方法
WO2019160092A1 (ja) 2018-02-16 2019-08-22 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板、及び無方向性電磁鋼板の製造方法
WO2020094230A1 (de) 2018-11-08 2020-05-14 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Elektroband oder -blech für höherfrequente elektromotoranwendungen mit verbesserter polarisation und geringen ummagnetisierungsverlusten
EP4310201A4 (en) 2021-03-19 2024-08-21 Nippon Steel Corp NON-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD THEREOF
JPWO2022196807A1 (ko) 2021-03-19 2022-09-22
WO2022196805A1 (ja) 2021-03-19 2022-09-22 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN114713780B (zh) * 2022-03-31 2024-03-22 江苏沙钢集团有限公司 一种提高硅钢钢水在薄带连铸工艺下凝固成带稳定性的方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001158948A (ja) * 1999-12-01 2001-06-12 Kawasaki Steel Corp 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2003253404A (ja) 2002-02-26 2003-09-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 回転機用無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2005200756A (ja) 2004-01-19 2005-07-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2007247047A (ja) 2006-03-20 2007-09-27 Nippon Steel Corp 無方向性電磁鋼板
KR20090014383A (ko) * 2006-06-16 2009-02-10 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 전자기 강판 및 그 제조 방법
KR20110075521A (ko) * 2009-12-28 2011-07-06 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20110075519A (ko) * 2009-12-28 2011-07-06 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP2013044010A (ja) 2011-08-23 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2014210978A (ja) 2012-03-29 2014-11-13 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001181806A (ja) * 1999-10-13 2001-07-03 Nippon Steel Corp 透磁率に優れた無方向性電磁鋼板とその熱延板およびその製造方法
JP4288811B2 (ja) * 2000-01-20 2009-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN101218362B (zh) * 2005-07-07 2010-05-12 住友金属工业株式会社 无方向性电磁钢板及其制造方法
US20110056592A1 (en) * 2008-04-14 2011-03-10 Yoshihiro Arita High-strength non-oriented electrical steel sheet and method of manufacturing the same
JP5126788B2 (ja) 2008-07-30 2013-01-23 新日鐵住金株式会社 回転子用無方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR101297864B1 (ko) * 2009-06-03 2013-08-19 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 무방향성 전자기 강판 및 그 제조 방법
JP5642195B2 (ja) * 2009-12-28 2014-12-17 ポスコ 磁性に優れた無方向性電気鋼板及びその製造方法
MX2013009670A (es) * 2011-02-24 2013-10-28 Jfe Steel Corp Lamina de acero electrico no orientado y metodo para fabricar la misma.
JP5780013B2 (ja) * 2011-06-28 2015-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP5972540B2 (ja) 2011-08-23 2016-08-17 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板
US9728312B2 (en) 2011-11-11 2017-08-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof
JP5360336B1 (ja) * 2012-02-14 2013-12-04 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板
JP5892327B2 (ja) 2012-03-15 2016-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP5648661B2 (ja) 2012-09-13 2015-01-07 新日鐵住金株式会社 時効熱処理用無方向性電磁鋼板ならびに無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001158948A (ja) * 1999-12-01 2001-06-12 Kawasaki Steel Corp 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2003253404A (ja) 2002-02-26 2003-09-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 回転機用無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2005200756A (ja) 2004-01-19 2005-07-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2007247047A (ja) 2006-03-20 2007-09-27 Nippon Steel Corp 無方向性電磁鋼板
KR20090014383A (ko) * 2006-06-16 2009-02-10 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 전자기 강판 및 그 제조 방법
KR20110075521A (ko) * 2009-12-28 2011-07-06 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20110075519A (ko) * 2009-12-28 2011-07-06 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP2013044010A (ja) 2011-08-23 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2014210978A (ja) 2012-03-29 2014-11-13 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3272894A1 (en) 2018-01-24
TW201641710A (zh) 2016-12-01
JPWO2016148010A1 (ja) 2017-11-02
JP6451832B2 (ja) 2019-01-16
CN107208220A (zh) 2017-09-26
KR101961057B1 (ko) 2019-03-21
US20180002776A1 (en) 2018-01-04
TWI604069B (zh) 2017-11-01
US11396681B2 (en) 2022-07-26
BR112017014208A2 (pt) 2018-03-06
WO2016148010A1 (ja) 2016-09-22
EP3272894A4 (en) 2018-08-15
PL3272894T3 (pl) 2019-12-31
CN107208220B (zh) 2019-03-01
BR112017014208B1 (pt) 2021-08-03
EP3272894B1 (en) 2019-06-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101961057B1 (ko) 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
JP6992652B2 (ja) 電磁鋼板、及び、電磁鋼板の製造方法
KR101598312B1 (ko) 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
EP3184660B1 (en) Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof
JP6855895B2 (ja) 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP7172100B2 (ja) 無方向性電磁鋼板
KR20180087374A (ko) 무방향성 전기 강판, 및 무방향성 전기 강판의 제조 방법
KR102570981B1 (ko) 무방향성 전자기 강판
KR102656381B1 (ko) 무방향성 전자기 강판
KR20220142512A (ko) 무방향성 전자 강판, 코어, 냉간 압연 강판, 무방향성 전자 강판의 제조 방법 및 냉간 압연 강판의 제조 방법
JP7328491B2 (ja) 無方向性電磁鋼板
EP2818564A1 (en) Method for producing electrical steel sheet
JP7164071B1 (ja) 無方向性電磁鋼板
WO2022211007A1 (ja) 無方向性電磁鋼板
JP2018178198A (ja) 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2018178196A (ja) 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2008127659A (ja) 異方性の小さい無方向性電磁鋼板
EP4365318A1 (en) Non-oriented electromagnetic steel sheet and method for manufacturing same
JP2023058067A (ja) 無方向性電磁鋼板
JP4987190B2 (ja) 加工性が良好で、加工して歪取焼鈍した後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法
TWI829403B (zh) 無方向性電磁鋼板及其製造方法
KR102669809B1 (ko) 무방향성 전자 강판
JP6780246B2 (ja) 無方向性電磁鋼板、およびその製造方法
WO2024172115A1 (ja) 無方向性電磁鋼板、モータコアおよびモータ

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right