WO2010074447A9 - 고객사 가공성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고객사 가공성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2010074447A9
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김용수
김재관
봉원석
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Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties after the SRA and a method for manufacturing the same, and more particularly to a non-oriented electrical steel sheet having excellent workability and magnetic properties by appropriately adjusting the steel components and process conditions. It is about.
  • Non-oriented electrical steel sheet is an important component for converting electrical energy into mechanical energy in rotating machines, and its magnetic characteristics, that is, low iron loss and high magnetic flux density, are required for energy saving in recent years.
  • Iron loss is energy that disappears as heat during the energy conversion process, the lower the efficiency of the rotor can be increased, the higher the magnetic flux density is the power generating power, the higher the efficiency of the rotor.
  • the non-oriented electrical steel sheet is cut in the form of an iron core, punched, laminated, and connected to a copper wire to be used for power equipment.
  • Vortex losses are improved by adding Si, Al, and Mn elements inside the steel sheet to increase specific resistance or by reducing the thickness of the steel sheet.
  • Hysteresis loss is improved by improving texture, controlling impurities, and increasing grain size.
  • the percentage of hysteresis loss among iron losses is 60 to 80%, and since impurities are already contained in the component when making the material, the control is difficult and the cost increases. It is desirable to improve iron loss and magnetic flux density by increasing the size or generating a large number of tissues that are easy to magnetize.
  • ⁇ 100> which is easy to magnetize in the vertical direction (ND)
  • ND vertical direction
  • the orientation of ⁇ 110> or ⁇ 111> which is not easily magnetized compared to ⁇ 100>, has many ⁇ -fiber ( ⁇ 110> // RD) and ⁇ on the steel plate surface.
  • the directivity of -fiber ( ⁇ 111> // ND) is preferably low.
  • the formation of such texture is also determined by the alloy component system, but is closely related to the growth of grain size.
  • the fraction of orientations favoring magnetic properties such as cube texture ( ⁇ 001 ⁇ ⁇ 100>) during cold rolling and grain growth decreases to less than 3%. Therefore, the development of a component system having a high degree of integration of the cube texture, which is advantageous for magnetism, and the setting of process conditions for improving the density of the texture which is advantageous for the magnetic properties during the growth of grain size are important problems.
  • the present inventors have repeatedly conducted research and experiments and propose the present invention based on the results, and the present invention has excellent workability of customers, low iron loss, high magnetic flux density, and non-oriented electrical steel sheet. And to provide a method of manufacturing the purpose is that.
  • the present invention is composed of Si: 0.2 to 1.0%, Al: 0.9 to 2.0%, Mn: 0.1 to 0.5%, P: 0.01 to 0.05, balance Fe and other unavoidable impurities, wherein Si and Al are 1.4 ⁇
  • the present invention provides a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties after SRA (Stress Relief Annealing), characterized by satisfying the formula of Si + Al ⁇ 2.4 and 1 ⁇ Al / Si ⁇ 5.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention includes a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties after the SRA, characterized in that the fraction of the cube texture (cube texture) of the cross-section in the whole plate surface after the SRA is increased than before the SRA. do.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention includes a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties after the SRA, characterized in that the fraction of the cube texture (cube texture) of the cross section after the SRA is carried out 5% or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention includes a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties after the SRA, characterized in that the specific resistance is 30 ⁇ 42 ⁇ ⁇ cm.
  • the inevitable impurities of the present invention are excellent in magnetic properties after the SRA, characterized in that by weight% C: 0.003% or less, S: 0.002% or less, N: 0.002% or less, Ti: 0.002% or less.
  • a directional electrical steel sheet is included.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention includes a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties after the SRA, characterized in that the Vickers hardness before the SRA is 130 Hv or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention has excellent magnetic properties after the SRA, characterized in that the magnetic flux density (B50) is 1.74T or more, iron loss (W15 / 50) is 2.6w / kg or less. Included.
  • the present invention is composed of Si: 0.2 to 1.0%, Al: 0.9 to 2.0%, Mn: 0.1 to 0.5%, P: 0.01 to 0.05, the balance Fe and other unavoidable impurities, wherein the Si and Al are Steel slabs satisfying the formulas of 1.4 ⁇ Si + Al ⁇ 2.4 and 1 ⁇ Al / Si ⁇ 5 are reheated and hot rolled to form hot rolled sheets, and hot rolled sheets are prepared by annealing and cold rolling to 770 ⁇ 830 °C. It includes a method for producing a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties after the SRA, characterized in that the annealing.
  • the cold-rolled sheet annealing of the present invention is non-directional electrical excellent magnetic properties after the SRA characterized in that the annealing by heating after heating to 850 ⁇ 950 °C 30 seconds ⁇ 4 minutes at a temperature of 770 ⁇ 830 °C
  • the manufacturing method of a steel plate is included.
  • the hot-rolled sheet annealing of the present invention includes a method for producing a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties after the SRA, characterized in that the annealing for 2 minutes to 4 minutes in the temperature range of 800 ⁇ 1100 °C. .
  • the inevitable impurities of the present invention are excellent in magnetic properties after the SRA, characterized in that by weight% C: 0.003% or less, S: 0.002% or less, N: 0.002% or less, Ti: 0.002% or less. It includes a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet.
  • the present invention optimizes the annealing conditions before and after the Al and Si components and cold rolling to form a large number of textures advantageous for magnetization, and also grows grain size, and is excellent in workability of customers, low iron loss and high magnetic flux density. It is effective to provide a non-oriented electrical steel sheet excellent in the characteristics and a method of manufacturing the same.
  • 1 is a graph of the relationship between Al and Si.
  • Figure 2 is a schematic diagram showing the collective structure.
  • ODF orientation distribution function
  • the magnetic properties such as iron loss, magnetic flux density, etc. according to the compositional components of the composition by varying the ratio of Al, Si as an element added to the steel, the texture and Vickers hardness excellent magnetic properties We tried to find the range in which this is manifested.
  • C content exceeds 0.003% iron loss in steel precipitates as a carbide, which leads to deterioration of iron loss when used as an iron core. Therefore, the content of C is preferably limited to 0.003% or less.
  • Silicon (Si) is a useful element for increasing electrical resistance. It is preferable to add 0.2% or more in order to secure the strength of the material and increase the specific resistance. However, when the content exceeds 1.0%, the hardness of the steel sheet is increased to reduce the punchability. Therefore, the content of Si is limited to 0.2 ⁇ 1.0%.
  • Al Since aluminum (Al) has the effect of increasing the electrical resistance like Si, it lowers the iron loss by reducing the overcurrent loss, and because the synergistic effect of the hardness of the steel sheet is small at the same content compared to Si, it increases both the workability and the magnetic properties. It is an important element.
  • the Al content is preferably at least 0.9%.
  • the content of Al exceeds 2.0%, the surface quality is deteriorated due to deterioration of formability and the increase of oxidation inclusions during steelmaking.
  • the addition amount is limited to 0.9 to 2.0%.
  • Mn manganese
  • addition of 0.1% or more is preferred. However, if the content exceeds 0.5%, the moldability is deteriorated and the cost is increased, so it is limited to 0.1 to 0.5%.
  • Phosphorus (P) is a substitution-type alloy element having a high solid solution strengthening effect, and serves to improve in-plane anisotropy and strength.
  • P is preferably added at least 0.01% to promote the development of the texture, but when the content exceeds 0.05%, a sudden increase in strength occurs compared to the improvement in formability, and P is segregated at the grain boundaries, and the material is removed. Remarkable decrease of occurs, so it is necessary to limit to 0.01 ⁇ 0.05%.
  • S Sulfur
  • S is advantageous to manage as low as possible to form a fine precipitate MnS deteriorates the magnetic properties.
  • the content of S is excessive, there is a possibility that S remaining after precipitation with MnS embrittles grain boundaries and causes hot brittleness. Therefore, the addition amount is limited to 0.002% or less.
  • Titanium (Ti) not only suppresses grain growth by making fine TiN and TiC precipitates, but also encourages the development of ⁇ -fiber ( ⁇ 111> // ND), which is disadvantageous to magnetic properties. It limits to the following.
  • the value of Si + Al be 1.4 to 2.4. Since both the Si and Al elements increase the electrical resistance to reduce iron loss, the value of Si + Al should be 1.4 or more, except that the value of Si + Al is 2.4. It is because cold rolling becomes difficult when it exceeds.
  • the value of Al / Si satisfies 1 ⁇ Al / Si ⁇ 5. If the Al / Si value is less than 1, the fraction of cube texture after SRA decreases, and if the Al / Si value exceeds 5, the oxidation inclusions during steelmaking increase due to the excessive amount of Al. Deterioration may occur. If the content of any one element is too large, the saturation magnetic flux density of the steel sheet is lowered, so it is necessary to select the appropriate content in consideration of the two elements comprehensively.
  • the present invention also includes non-oriented electrical steel sheet in which the fraction of cube texture of the cross section is increased over the entire surface after the SRA, and the fraction of the cube texture of the cross section after the SRA is 5% or more.
  • Steel sheets are also included, and the present invention also includes non-oriented electrical steel sheets having a specific resistance of 30 to 42 ⁇ ⁇ cm.
  • the Vickers hardness is preferably 130 Hv or less before the SRA, and the present invention preferably has a magnetic flux density (B50) of 1.74 T (tesla) or more and an iron loss (W15 / 50) of 2.6 w / kg or less. .
  • the present invention is composed of Si: 0.2 to 1.0%, Al: 0.9 to 2.0%, Mn: 0.1 to 0.5%, P: 0.01 to 0.05, balance Fe and other unavoidable impurities, wherein Si and Al are 1.4 ⁇ Reheating and hot rolling a steel slab satisfying the formulas of Si + Al ⁇ 2.4 and 1 ⁇ Al / Si ⁇ 5 to form a hot rolled sheet, and annealing the cold rolled sheet manufactured by hot rolling annealing and cold rolling to 770 ⁇ 830 °C. It provides a manufacturing method characterized in that.
  • the inevitable impurities are characterized in that by weight% C: 0.003% or less, S: 0.002% or less, N: 0.002% or less, Ti: 0.002% or less.
  • the hot rolled annealing is preferably annealing for 2 minutes to 4 minutes in the temperature range of 800 ⁇ 1100 °C, annealing temperature is less than 800 °C and the ashing time is less than 2 minutes, the tissue does not grow or finely This is because the growth effect of the magnetic flux density is small, and when the annealing temperature is higher than 1100 °C and the working time exceeds 4 minutes, the tissue grows sufficiently, but the energy loss is excessive compared to the improvement effect of the magnetic flux density.
  • the cold-rolled sheet annealing temperature is preferably in the range of 770 ⁇ 830 °C, if the annealing temperature is less than 770 °C, recrystallization does not occur sufficiently, when the SRA is carried out preferentially generated texture structure, the annealing temperature is preferentially, This is because when the temperature exceeds 830 ° C., the grains grow significantly before the SRA and are changed to ⁇ -fiber ( ⁇ 111> // ND), which is detrimental to magnetic properties.
  • the cold rolled sheet annealing is preferably heated to 850 ⁇ 950 °C and then annealed by cracking for 30 seconds to 4 minutes at a temperature of 770 ⁇ 830 °C, which is heated to a temperature of 850 ⁇ 950 °C sufficient cube assembly Even if the structure is secured, cracking in the temperature range of the section adversely affects the fraction of the cube texture. Thus, the cold rolled sheet is heated to the temperature range of the section, and then the temperature is lowered to perform crack annealing to increase the fraction of the cube texture. It can be maintained.
  • the growth of recrystallized grains is insufficient, resulting in a large number of aggregates having an ⁇ 111> orientation, which is detrimental to magnetic properties, resulting in a decrease in the fraction of cube aggregates.
  • the temperature exceeds 950 ° C.
  • grain growth becomes coarse. Due to the deterioration of magnetic properties, the heating temperature is limited to 850 ⁇ 950 °C.
  • the annealing time is less than 30 seconds, the crystal grains of the cold rolled sheet cannot be recrystallized, which adversely affects the fraction of the cube texture.
  • the productivity is lowered, so the time is limited to 30 seconds to 4 minutes.
  • the resistivity ( ⁇ ) is set to 30 to 42 ⁇ ⁇ cm, and the component type (%) and The relationship between the resistivity ( ⁇ ) was used the following empirical formula.
  • Table 1 shows the components of F12 corresponding to the Fe-Si system having an Al / Si value of less than 1 and F1 of an Fe-Al system having an Al / Si value of greater than 1.
  • the steel ingot was prepared by vacuum melting, the steel ingot was heated to 1150 ° C., hot rolled at 870 ° C. to have a thickness of 2.0 mm.
  • the hot rolled sheet was subjected to hot rolled sheet annealing at 1000 ° C. for 4 minutes, cold rolled to 0.5 mm, heated to 900 ° C., and then annealed at 770 ° C. for 30 seconds. Thereafter, SRA was carried out at 750 ° C. for 2 hours under nitrogen atmosphere.
  • ODF of ⁇ 2 is representative of the 45 ° section representative set organization Cube of metal having a body-centered cubic structure, ( ⁇ 001 ⁇ ⁇ 100 This is because the Rotated Cube ( ⁇ 001 ⁇ ⁇ 110>), ⁇ -fiber ( ⁇ 110> // RD), and ⁇ -fiber ( ⁇ 111> // ND) can be represented.
  • the position of the texture shown in FIG. 4 is an ideal position and generally expresses the strength of the texture using contour lines.
  • the fraction of aggregates is important for magnetic properties.
  • ⁇ -fiber ( ⁇ 110> // RD) and ⁇ -fiber ( ⁇ 111> // ND) include magnetization difficulty axes that are not easily magnetized, the lower the fraction, the better the magnetic properties.
  • the maximum strength (f (g) max) of the texture of F1, which is Fe-Al is higher than the maximum strength of the texture of F12, which is Fe-Si. This means that the aggregate of Fe-Al-based F1 is more strongly developed.
  • the fraction of the aggregates was obtained from the values including grains corresponding to the small-angle boundary within 15 degrees.
  • the comparison of the fractions of the cube aggregates before and after the actual SRA showed that the Fe-Al system had the SRA at 5% before the SRA. While the Fe-Si system increased from 6% after SRA to 2% after SRA.
  • the Fe-Al based on grain growth has more aggregated structures, particularly Cube aggregated structures, which are more advantageous for magnetic properties than Fe-Si based. Therefore, it can be seen from the observation results of the aggregate structure that the strength and fraction of the cube texture increases after the SRA is performed on the entire plate surface, and the magnetic properties are excellent.
  • the steel ingot was heated to 1150 ° C., hot rolled to 870 ° C. to produce a 2.0 mm hot rolled plate, and the hot rolled plate was annealed at 1000 ° C. for 4 minutes.
  • cold rolling was performed to roll the steel sheet to 0.5 mm, and then cold roll annealing was performed under the respective conditions.
  • SRA was then performed at 750 ° C. for 2 hours under nitrogen atmosphere. Using the sample thus obtained, the relationship between the cold rolling annealing temperature and the cube texture fraction was investigated using EBSD.
  • the cube fraction which is an advantageous structure for the magnetic properties after SRA is increased.
  • the cube fraction is 3% or less after the SRA, but in the present invention, the fraction of the cube aggregate is more than 6 times larger than 6%. Therefore, in the component system of the present invention, the Al / Si value was greater than 1, and the process conditions were found to be a lot of textures developed for the magnetic properties after the SRA when the cold rolling annealing temperature is 770 ⁇ 830 °C.
  • the steel ingot was heated to 1150 ° C., hot rolled to 870 ° C. to produce a 2.0 mm hot rolled plate, and the hot rolled plate was annealed at 1000 ° C. for 4 minutes.
  • the steel sheet was rolled to 0.5 mm, heated to 900 ° C., and then annealed by cracking at 800 ° C. for 30 seconds.
  • the results thus obtained are shown in Table 3 as "before SRA", and the results obtained by carrying out the nitrogen atmosphere at 750 ° C. for 2 hours are shown as "after SRA" in Table 3.
  • the components used in this example are shown in FIG. 1 as a function of Al and Si.
  • Vickers hardness showed a close relationship with the Al content.
  • the Al / Si value of the present invention was greater than 1, it was confirmed that the Vickers hardness was very low at 130 Hv or less before the SRA and further decreased after the SRA.
  • the magnetic flux density of the example of the present invention was 1.74T or more after the SRA was performed than before the SRA, but the magnetic flux density of the comparative example was decreased after the SRA before the SRA.
  • the iron loss was greatly reduced to less than 2.6 W / kg, but in the case of the comparative material, the iron loss exceeded 2.6 W / kg showed a high value.
  • the cube texture fraction of the invention example increased 6% or more after the SRA, but decreased in the comparative example.
  • the optimum component ratios of excellent magnetic properties due to low iron loss and high magnetic flux density after SRA are 1.4 ⁇ Si + Al ⁇ 2.4 and 1 ⁇ Al / Si ⁇ 5. This optimum range is within the thick line in FIG.

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Abstract

본 발명은 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 중량%로 Si : 0.2 ~ 1.0%, Al : 0.9 ~ 2.0%, Mn : 0.1 ~ 0.5%, P : 0.01 ~ 0.05, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Si와 Al은 1.4≤Si + Al≤2.4 과 1≤Al/Si≤5 의 식을 만족하는 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법을 그 기술적 요지로 한다. 본 발명은 Al 및 Si 성분 및 최적의 공정 조건을 도출하여 적정수준으로 조정함으로써, 낮은 비커스 경도로인해 고객사의 가공성을 향상시키고, 우수한 결정립 성장성 및 집합조직에의해 저철손, 고자속밀도의 우수한 자기특성을 제공하는 효과가 있다.

Description

고객사 가공성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
본 발명은 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강성분 및 공정조건을 적절히 조정함으로써 가공성과 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
무방향성 전기강판은 회전기기에서 전기에너지를 기계적 에너지로 바꾸어 주는데 필요한 중요한 부품으로 최근 에너지 절감을 위해 그 자기특성, 즉, 저철손과 고자속밀도가 요구되고 있다. 철손은 에너지 변환 과정에서 열로 사라지는 에너지이므로 낮을 수록 회전기의 효율을 높일 수 있고, 자속밀도는 동력을 발생시키는 힘으로 높을 수록 회전기의 효율을 높일 수 있다. 이러한 무방향성 전기강판은 철심의 형태로 절단되어 타발, 적층 연결된 후에 동선이 감기어 전력기기에 이용된다.
무방향성 전기강판에서 저철손을 실현하기 위해서는 이력손실(hysteresis loss)과 와류손실(eddy current loss)을 줄여야 한다. 와류손실은 강판 내부에 Si, Al, Mn 원소를 첨가하여 비저항을 높여주거나 강판의 두께를 얇게하여 개선되고, 이력손실은 집합조직 개선, 불순물 제어, 결정립 크기 증가 등에 의해 개선된다.
한편, 무방향성 전기강판에서는 철손중 이력손실이 점유하는 비율이 60 ~ 80%가 되며, 불순물은 소재를 만들 때 이미 성분 내에 함유되어 있기 때문에 그 제어가 곤란하고 제어시 비용이 증가하게 되므로 결정립의 크기를 증가시키거나 자화에 용이한 집합조직을 많이 생성시킴에 의해 철손과 자속밀도를 개선하는 것이 바람직하다.
집합조직 측면에서 살펴볼 때, 강판표면에 수직방향(ND)으로 자화가 용이한 방향인 <100>이 위치한다면 가장 이상적이며, 특히 도 2(a)에 도시된 바와 같이, 큐브(Cube) 집합조직({001}<100>)의 집적도가 높을수록 자기특성이 우수해 진다. 반면에 도 2(b)에 도시된 바와 같이, <100>에 비해 자화가 용이하지 않은 방위인 <110>이나 <111>이 강판표면에 많은 α-fiber(<110>//RD)와 γ-fiber(<111>//ND)의 직접도는 낮은 것이 바람직하다. 이러한 집합조직의 형성은 합금성분계에 의해서도 결정되지만, 결정립 크기의 성장과 밀접한 관계가 있다. 일반적으로 무방향성 전기강판에서는 냉간압연 및 결정립 성장시에 큐브 집합조직({001}<100>)과 같은 자성에 유리한 방위들의 분율이 감소하여 그 값은 3% 이하로 줄어든다. 따라서 자성에 유리한 큐브 집합조직의 집적도가 높은 성분계 개발 및 결정립 크기가 성장하는 동안에 자기특성에 유리한 집합조직의 집적도를 향상시키는 공정 조건의 설정이 중요한 과제이다.
본 발명자는 상기와 같은 문제점을 해결하기 위하여 연구와 실험을 거듭하고 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로, 본 발명은 고객사 가공성이 우수하고, 저철손, 고자속밀도의 무방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는데 그 목적이 있다.
본 발명은 중량%로 Si : 0.2 ~ 1.0%, Al : 0.9 ~ 2.0%, Mn : 0.1 ~ 0.5%, P : 0.01 ~ 0.05, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Si와 Al은 1.4≤Si + Al≤2.4 과 1≤Al/Si≤5 의 식을 만족하는 것을 특징으로 하는 SRA(Stress Relief Annealing) 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판을 제공한다.
또한, 본 발명의 상기 무방향성 전기강판은 SRA 실시후 판면 전체에서 단면의 큐브 집합조직(cube texture)의 분율이 SRA 실시전보다 증가한 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판이 포함된다.
또한, 본 발명의 상기 무방향성 전기강판은 SRA 실시후 단면의 큐브 집합조직(cube texture)의 분율이 5% 이상인 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판이 포함된다.
또한, 본 발명의 상기 무방향성 전기강판은 비저항이 30 ~ 42μΩ·㎝ 인 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판이 포함된다.
또한, 본 발명의 상기 불가피한 불순물에는 중량%로 C : 0.003% 이하, S : 0.002% 이하, N : 0.002% 이하, Ti : 0.002% 이하가 포함되는 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판이 포함된다.
또한, 본 발명의 상기 무방향성 전기강판은 SRA 실시전에 비커스 경도가 130 Hv 이하인 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판이 포함된다.
또한, 본 발명의 상기 무방향성 전기강판은 자속밀도(B50)이 1.74T 이상이고, 철손(W15/50)이 2.6w/kg 이하인 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판이 포함된다.
또한, 본 발명은 중량%로 Si : 0.2 ~ 1.0%, Al : 0.9 ~ 2.0%, Mn : 0.1 ~ 0.5%, P : 0.01 ~ 0.05, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Si와 Al은 1.4≤Si + Al≤2.4 과 1≤Al/Si≤5 의 식을 만족하는 강슬라브를 재가열하고 열간압연하여 열연판을 만들고, 열연판소둔 및 냉간압연하여 제조된 냉연판을 770 ~ 830 ℃로 소둔하는 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법이 포함된다.
또한, 본 발명의 상기 냉연판 소둔은 850 ~ 950 ℃ 까지 가열한 후 770 ~ 830 ℃의 온도에서 30초 ~ 4분 동안 균열처리하여 소둔하는 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법이 포함된다.
또한, 본 발명의 상기 열연판소둔은 800 ~ 1100 ℃의 온도범위에서 2분 ~ 4분의 재로시간 동안 소둔하는 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법이 포함된다.
또한, 본 발명의 상기 불가피한 불순물에는 중량%로 C : 0.003% 이하, S : 0.002% 이하, N : 0.002% 이하, Ti : 0.002% 이하가 포함되는 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법이 포함된다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 Al 및 Si 성분 및 냉간압연 전후의 소둔 조건을 최적화하여 자화에 유리한 집합조직을 많이 형성시키고 결정립 크기도 성장시킴으로써 고객사 가공성이 우수하고, 저철손, 고자속밀도의 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법을 제공하는 효과가 있는 것이다.
도 1은 Al과 Si의 관계식에 대한 그래프.
도 2는 집합조직을 도식적으로 나타낸 구성도.
도 3은 발명재와 비교재의 SRA 실시 전후의 방위분포함수(ODF)를 나타낸 그림.
도 4는 방위분포함수(ODF)의 이해를 위해 Ф2=45°section을 나타낸 그래프.
이하 본 발명에 대하여 도면을 참조하여 상세히 설명한다.
본 발명은 상술한 기술적 과제를 해결하고자, 강에 첨가하는 원소로서 Al, Si의 비율을 달리하여 각 조성 성분계에 따른 철손, 자속밀도 등의 자기특성, 집합조직 및 비커스 경도를 확인하여 우수한 자기특성이 발휘되는 범위를 찾고자 하였다.
먼저 본 발명의 성분 한정이유에 대하여 상세히 설명한다.
탄소(C)는 철손을 높게 하므로 낮은 편이 좋다. C함유량이 0.003 %를 초과하게 되면 강 중이 고용탄소가 탄화물로서 석출되기 때문에 철심으로 사용시 철손의 열화가 발생한다. 따라서 C의 함량은 0.003% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si)은 전기저항을 증가시키기 위해 유용한 원소이다. 재료의 강도확보와 비저항 증가를 위해 0.2% 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 1.0%를 초과하여 첨가하면 강판의 경도를 상승시켜 타발성이 저하된다. 따라서 Si의 함량은 0.2 ~ 1.0%로 제한한다.
알루미늄(Al)은 Si처럼 전기저항을 증가시키는 효과가 있으므로 과전류손실을 낮춰서 철손을 낮추는 작용을 하고, Si에 비하여 같음 함유량에서는 강판의 경도의 상승효과가 작기 때문에 가공성과 자기특성을 양립하여 상승시키므로 중요한 원소이다. 가공성과 자기특성을 양립시키기 위해 Al의 함량은 0.9 % 이상인 것이 바람직하나, 2.0 %를 초과하게 되면 성형성의 열화와 더불어 제강시 산화개재물의 증가로 표면품질이 저하되며 제조비용의 상승을 초래하게 되므로, 그 첨가량을 0.9 ~ 2.0 %로 제한한다.
망간(Mn)은 전기저항을 증가시키고 황화물을 생성시키기 때문에 0.1 % 이상의 첨가가 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.5 %를 초과하게 되면 성형성이 열화되고 비용이 증가되므로 0.1 ~ 0.5 %로 제한한다.
인(P)은 고용강화효과가 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역할을 한다. P는 집합조직의 발달 조장을 위해 0.01 % 이상의 첨가가 바람직하지만, 그 함량이 0.05 %를 초과하게 되면 성형성의 향상에 비해 급격한 강도상승이 발생되고, P가 입계에 편석하여 재료를 취하시키는 등 연성의 현저한 저하가 발생하게 되므로 0.01 ~ 0.05 %로 제한할 필요가 있다.
황(S)은 미세한 석출물인 MnS를 형성하여 자기특성을 열화시키므로 가능한 낮게 관리하는 것이 유리하다. 또한, S의 함량이 과다하면 MnS로 석출하고 남은 S가 입계를 취화시켜 열간취성을 야기시킬 가능성이 있다. 따라서 그 첨가량을 0.002 % 이하로 제한한다.
질소(N)는 함량이 많은 경우에는 AlN의 석출량이 많아지고, AlN이 조대화되는 경우에도 입자 성장성이 저하되고 철손을 증대시키기 때문에 0.002 % 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti)은 미세한 TiN, TiC의 석출물을 만들어 결정립 성장을 억제할뿐만 아니라 자기특성에 불리한 집합조직인 γ-fiber(<111>//ND)의 발달을 조장하므로 적게 함유시키며 본 발명에서는 0.002 % 이하로 제한한다.
Si + Al의 값은 1.4 ~ 2.4 인 것이 바람직한데, Si, Al 원소 모두 전기저항을 증가시켜 철손을 감소시키기 때문에 Si + Al의 값이 1.4 이상이 되도록 하며, 다만, Si + Al의 값이 2.4를 초과하는 경우에는 냉간압연이 곤란해 지기 때문이다.
또한, 자기특성을 더욱 향상시키기 위해서는 Al/Si의 값이 1≤Al/Si≤5 를 만족하는 것이 바람직하다. Al/Si의 값이 1미만이면 SRA 실시후 Cube 집합조직(texture)의 분율이 감소하고, Al/Si의 값이 5를 초과하면 과도한 Al의 양으로 인해 제강시 산화개재물이 증가하게 되어 표면품질의 열화가 발생할 수 있다. 어느 한 원소의 함량이 지나치게 많은 경우에는 강판의 포화자속밀도가 저하되기 때문에 2원소를 종합적으로 고려해서 적정한 함유량을 선택할 필요가 있다.
본 발명은 SRA 실시후 판면 전체에서 단면의 큐브 집합조직(cube texture)의 분율이 SRA 실시전보다 증가한 무방향성 전기강판도 포함되고, SRA실시후 단면의 큐브 집합조직의 분율이 5 % 이상인 무방향성 전기강판도 포함되며, 또한, 본 발명은 비저항이 30 ~ 42μΩ·㎝ 인 무방향성 전기강판도 포함된다. 또한, 본 발명은 SRA 실시전에 비커스 경도가 130 Hv 이하인 것이 바람직하고, 본 발명은 자속밀도(B50)가 1.74 T(테슬라) 이상이고, 철손(W15/50)이 2.6w/kg 이하인 것이 바람직하다.
본 발명은 중량%로 Si : 0.2 ~ 1.0%, Al : 0.9 ~ 2.0%, Mn : 0.1 ~ 0.5%, P : 0.01 ~ 0.05, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Si와 Al은 1.4≤Si + Al≤2.4 과 1≤Al/Si≤5 의 식을 만족하는 강슬라브를 재가열하고 열간압연하여 열연판을 만들고, 열연판소둔 및 냉간압연하여 제조된 냉연판을 770 ~ 830 ℃로 소둔하는 것을 특징으로 하는 제조방법을 제공한다. 또한, 상기 불가피한 불순물에는 중량%로 C : 0.003% 이하, S : 0.002% 이하, N : 0.002% 이하, Ti : 0.002% 이하가 포함되는 것을 특징으로 한다.
상기 열연판소둔은 800 ~ 1100 ℃의 온도범위에서 2분 ~ 4분의 재로시간동안 소둔하는 것이 바람직한데, 소둔온도가 800 ℃ 미만이고 재로시간이 2분 미만인 경우에는 조직이 성장하지 않거나 미세하게 성장하여 자속밀도의 상승 효과가 적으며, 소둔온도가 1100 ℃ 보다 높고 재로시간이 4분을 초과하게 되면 조직은 충분히 성장하나 자속밀도의 개선효과 대비 에너지 손실이 과다하기 때문이다.
또한, 상기 냉연판 소둔온도는 770 ~ 830 ℃의 범위인 것이 바람직한데, 소둔온도가 770 ℃ 미만이면 재결정이 충분히 발생하지 못하여 SRA 실시시 자기특성에 불리한 집합조직이 우선적으로 생성되며, 소둔온도가 830 ℃을 초과하게 되면 SRA 실시전에 결정립이 크게 성장하면서 자기특성에 불리한 γ-fiber(<111>//ND)로 변화하기 때문이다.
또한, 상기 냉연판 소둔은 850 ~ 950 ℃ 까지 가열한 후 770 ~ 830 ℃의 온도에서 30초 ~ 4분 동안 균열처리하여 소둔하는 것이 바람직한데, 이는 850 ~ 950 ℃의 온도까지 가열하여 충분한 큐브 집합조직을 확보하더라도 상기 구간의 온도 범위에서 균열시키게 되면 큐브 집합조직의 분율에 악영향을 미치게 되므로, 냉연판을 상기 구간의 온도 범위까지 가열한 후 온도를 낮추어 균열 소둔을 함으로써 높은 큐브 집합조직의 분율을 유지할 수 있게 된다.
또한, 850 ℃ 미만에서는 재결정립의 성장이 충분하지 않아 자기특성에 불리한 <111> 방위를 갖는 집합조직이 많아져 큐브 집합조직의 분율이 낮아지게 되고, 950 ℃를 초과하면 결정립성장이 조대하게 됨으로써 자기특성이 나빠지기 때문에 가열온도는 850 ~ 950 ℃까지로 한정한다. 또한, 소둔 시간이 30초 미만이면 냉연판의 결정립이 재결정되지 못하여 큐브 집합조직의 분율에 악영향을 미치게 되고, 4분을 초과하면 생산성이 낮아지기 때문에 그 시간을 30초 ~ 4분으로 한정한다.
이하 본 발명을 실시예를 통해 보다 상세하게 설명한다.
[실시예1]
Fe-Si계 무방향성 전기강판 50A700 ~ 50A470(JIS 규격기준)과 동등한 포화자속밀도(Bs)를 유지하기 위해 고유저항(ρ)의 범위를 30 ~ 42 μΩ·㎝로 하고, 성분계(%)와 고유저항(ρ)의 관계는 다음의 실험식을 이용하였다.
Figure PCTKR2009007500-appb-I000001
먼저 아래의 표 1에 Al/Si의 값이 1 미만인 Fe-Si계에 해당하는 F12와 Al/Si의 값이 1 초과인 Fe-Al계인 F1의 성분을 표시하였다.
[규칙 제26조에 의한 보정 03.06.2010]　
표 1
Figure WO-DOC-TABLE-1
제조공정으로는, 진공용해하여 강괴를 제조하고, 제조된 강괴를 1150 ℃로 가열하여 870 ℃ 에서 열간압연하여 두께를 2.0 mm로 하였다. 상기 열연판을 1000 ℃에서 4분간 열연판소둔을 실시한 후 냉연하여 0.5 mm 까지 압연하고, 상기 냉연판을 900 ℃ 까지 가열한 후, 770 ℃에서 30초동안 소둔하였다. 그 후 750 ℃에서 2시간 동안 질소분위기하에서 SRA를 실시하였다. 이와같이 얻어진 두 샘플의 집합조직을 조사하기 위하여 SRA 전·후의 단면(TD방향)을 EBSD(Electron back scattered diffraction)로 관찰하였으며 그 결과 얻어진 방위분포함수(ODF, Orientation Distribution Function)를 도 3에 나타내었다. 이와같이 집합조직 데이터로부터 ODF를 구하는 이유는 관찰된 집합조직을 정량적으로 해석하기 위함이며, ODF중 Ф2=45°section 만을 나타내는 것은 체심입방구조를 갖는 금속의 대표적인 집합조직인 Cube({001}<100>), Rotated Cube({001}<110>), α-fiber(<110>//RD), γ-fiber(<111>//ND) 를 모두 나타낼 수 있기 때문이다.
도 4에는 체심입방구조 금속의 대표적인 집합조직의 위치를 ODF 중 Ф2=45°section 에 도식적으로 나타내었다. 도 4에 나타낸 집합조직의 위치는 이상적인 위치이며 일반적으로 등고선을 사용하여 집합조직의 강도를 표현한다.
무방향성 전기강판에서는 Cube({001}<100>)과 Rotated Cube({001}<110>) 집합조직을 포함하고 있는 <100>//ND의 분율이 많을수록 자기특성에 유리하며, 특히 Cube({001}<100>) 집합조직의 분율이 자기특성에 있어 중요하다. 반면에 α-fiber(<110>//RD), γ-fiber(<111>//ND) 는 자화가 용이하지 않은 자화곤란축을 포함하고 있으므로 그 분율이 낮을수록 자기특성에 유리하다.
도 3에 도시된 바와 같이, SRA의 실시 유무에 관계없이 Fe-Al계인 F1의 집합조직의 최대강도(f(g)max)가 Fe-Si계인 F12의 집합조직의 최대강도보다 높다. 이는 Fe-Al계인 F1의 집합조직이 더욱 강하게 발달되어 있음을 의미한다. 또한 Fe-Al계인 F1의 경우에는 SRA 실시전(F(g)max=5.3)보다 SRA 실시후(F(g)max=6.4) Cube 집합조직의 강도가 더 강해졌음을 알 수 있다.
집합조직의 분율은 15도 이내의 소경각경계에 해당하는 결정립을 포함한 값으로부터 구하였는데, 실제 SRA 실시 전·후 Cube 집합조직의 분율을 비교해 보면, Fe-Al계는 SRA 실시전 5%에서 SRA 실시후 6%로 증가하는 반면에, Fe-Si계는 SRA 실시전 3%에서 SRA 실시후 2%로 감소하였다.
결국, 상기 결과들로부터 결정립 성장시에 Fe-Al계가 Fe-Si계보다 자기특성에 유리한 집합조직, 특히 Cube 집합조직을 많이 갖게 된다는 것을 알 수 있다. 따라서 집합조직의 관찰결과로부터 발명재의 경우, 판면 전체에서 SRA 실시후 Cube 집합조직의 강도 및 분율이 증가하여 자기특성이 우수해 짐을 알 수 있다.
[실시예2]
[규칙 제26조에 의한 보정 03.06.2010]　
표 2
Figure WO-DOC-TABLE-2
상기 표 2에 나타낸 성분계를 진공용해하여 강괴를 제조한 후 강괴를 1150 ℃로 가열하여 870 ℃로 열간압연하여 2.0 mm의 열연판을 제작한 후, 상기 열연판을 1000 ℃에서 4분간 열연판소둔하고 산세후 냉간압연하여 강판두께를 0.5 mm로 압연한 후, 각각의 조건에서 냉연판 소둔을 실시하였다. 그 후 SRA는 750 ℃에서 2시간동안 질소분위기하에서 실시하였다. 이와같이 얻어진 샘플을 이용하여 냉연판 소둔온도와 Cube 집합조직 분율의 관계를 EBSD를 이용하여 조사하였다.
상기 표 2에 나타낸 바와 같이, Fe-Al계의 경우에는 770 ~ 830 ℃의 영역에서 냉연판소둔을 실시하면 SRA 실시후 자기특성에 유리한 집합조직인 Cube 분율이 증가함을 확인할 수 있었다. 보통 Fe-Si계에서는 Cube 분율이 SRA 실시후 3 % 이하이지만, 본 발명재에서는 6 % 이상으로 Cube 집합조직의 분율이 2배이상이나 더 크다. 따라서 본 발명의 성분계는 Al/Si값이 1보다 크고, 공정조건은 냉연판소둔 온도가 770 ~ 830 ℃인 경우에 SRA 실시후 자기특성에 유리한 집합조직들이 많이 발달함을 알 수 있었다.
[실시예3]
[규칙 제26조에 의한 보정 03.06.2010]　
표 3
Figure WO-DOC-TABLE-3
상기 표 3에 나타낸 성분계를 진공용해하여 강괴를 제조한 후 강괴를 1150 ℃로 가열하여 870 ℃로 열간압연하여 2.0 mm의 열연판을 제작한 후, 상기 열연판을 1000 ℃에서 4분간 열연판소둔하고 산세후 냉간압연하여 강판두께를 0.5 mm로 압연한 후 900 ℃ 까지 가열한 후, 800 ℃에서 30초간 균열처리하여 소둔을 실시하였다. 이렇게 얻어진 결과를 표 3에 "SRA전"으로 나타내었으며, 그 후 750 ℃에서 2시간동안 질소분위기하에서 실시하여 얻어진 결과를 표 3에 "SRA후"로 나타내었다. 또한, 본 실시예에 사용되어진 성분을 도 1에 Al과 Si의 함수로 나타내었다.
비커스 경도는 Al의 함량과 밀접한 관계를 나타내어, 본 발명예인 Al/Si의 값이 1보다 큰 경우 SRA 실시전에 비커스 경도가 130Hv 이하로 매우 낮았고, SRA 실시후에는 더욱 감소하였음을 확인할 수 있었다. 또한, 본 발명예의 자속밀도는 SRA 실시후가 SRA 실시전보다 증가하여 1.74T 이상이었지만, 비교예의 자속밀도는 SRA 실시후가 SRA실시전보다 감소하였다. 또한, 발명재의 경우 철손은 2.6 W/kg이하로 크게 감소하였지만, 비교재의 경우에는 철손이 2.6W/kg을 초과하여 높은 수치를 나타내었다. 또한, 발명예의 Cube 집합조직 분율은 SRA 실시후가 SRA 실시전보다 6% 이상으로 증가하였지만, 비교예의 경우에는 감소하였다.
따라서 SRA 실시후 저철손과 고자속밀도로 인해 자기특성이 우수하게 되는 최적의 성분비는 1.4≤Si + Al≤2.4와 1≤Al/Si≤5 임을 확인할 수 있다. 이러한 최적범위는 도 1의 굵은 선 내부가 된다.

Claims (10)

  1. 중량%로 Si : 0.2 ~ 1.0%, Al : 0.9 ~ 2.0%, Mn : 0.1 ~ 0.5%, P : 0.01 ~ 0.05, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Si와 Al은 1.4≤Si + Al≤2.4 과 1≤Al/Si≤5 의 식을 만족하는 것을 특징으로 하는 SRA(Stress Relief Annealing) 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 무방향성 전기강판은 SRA 실시후 판면 전체에서 단면의 큐브 집합조직(cube texture)의 분율이 SRA 실시전보다 증가한 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 무방향성 전기강판은 SRA 실시후 단면의 큐브 집합조직(cube texture)의 분율이 5% 이상인 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 무방향성 전기강판은 비저항이 30 ~ 42μΩ·㎝ 인 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판.
  5. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 불가피한 불순물에는 중량%로 C : 0.003% 이하, S : 0.002% 이하, N : 0.002% 이하, Ti : 0.002% 이하가 포함되는 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판.
  6. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 무방향성 전기강판은 SRA 실시전에 비커스 경도가 130 Hv 이하인 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판.
  7. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 무방향성 전기강판은 자속밀도(B50)이 1.74T 이상이고, 철손(W15/50)이 2.6w/kg 이하인 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판.
  8. 중량%로 Si : 0.2 ~ 1.0%, Al : 0.9 ~ 2.0%, Mn : 0.1 ~ 0.5%, P : 0.01 ~ 0.05, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Si와 Al은 1.4≤Si + Al≤2.4 과 1≤Al/Si≤5 의 식을 만족하는 강슬라브를 재가열하고 열간압연하여 열연판을 만들고, 열연판소둔 및 냉간압연하여 제조된 냉연판을 850 ~ 950 ℃까지 가열한 후 770 ~ 830 ℃의 온도에서 30초 ~ 4분 동안 균열처리하여 소둔하는 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 열연판소둔은 800 ~ 1100 ℃의 온도범위에서 2분 ~ 4분의 재로시간 동안 소둔하는 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 불가피한 불순물에는 중량%로 C : 0.003% 이하, S : 0.002% 이하, N : 0.002% 이하, Ti : 0.002% 이하가 포함되는 것을 특징으로 하는 SRA 실시후 자기특성이 우수한 무방향성 전기강판의 제조방법.
PCT/KR2009/007500 2008-12-26 2009-12-15 고객사 가공성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법 WO2010074447A2 (ko)

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* Cited by examiner, † Cited by third party
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WO2011105609A1 (ja) * 2010-02-26 2011-09-01 国立大学法人横浜国立大学 結晶軸＜００１＞の方位が制御された体心立方（ｂｃｃ）構造の固溶体である金属材料およびその製造方法
WO2013094777A1 (ko) * 2011-12-19 2013-06-27 주식회사 포스코 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR102120276B1 (ko) * 2018-09-27 2020-06-08 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0757888B2 (ja) * 1989-05-26 1995-06-21 株式会社神戸製鋼所 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH086135B2 (ja) * 1991-04-25 1996-01-24 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JP3603385B2 (ja) * 1995-04-21 2004-12-22 Ｊｆｅスチール株式会社 磁気特性及び被膜密着性に優れるコンプレッサーモーター用無方向性電磁鋼板
KR100268848B1 (ko) * 1996-10-08 2000-10-16 이구택 응력제거소둔후에 철손이 낮은 무방향성 전기강판
JPH10183311A (ja) 1996-12-20 1998-07-14 Kawasaki Steel Corp 打抜き加工性および磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板
JP3430830B2 (ja) * 1996-12-20 2003-07-28 Ｊｆｅスチール株式会社 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
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
JP2001192788A (ja) * 2000-01-12 2001-07-17 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性の優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP4707162B2 (ja) * 2000-02-28 2011-06-22 住友金属工業株式会社 耐疲労特性に優れた高強度無方向性電磁鋼板とその製造法
JP2003105508A (ja) * 2001-09-27 2003-04-09 Nippon Steel Corp 加工性の優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP4828095B2 (ja) * 2003-09-10 2011-11-30 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板
CN1888112A (zh) * 2005-06-30 2007-01-03 宝山钢铁股份有限公司 具有高磁感的高牌号无取向电工钢及其制造方法

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