CN103270180B - 具有优异磁性能的取向电工钢板及其制造方法 - Google Patents

具有优异磁性能的取向电工钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103270180B
CN103270180B CN201180062541.1A CN201180062541A CN103270180B CN 103270180 B CN103270180 B CN 103270180B CN 201180062541 A CN201180062541 A CN 201180062541A CN 103270180 B CN103270180 B CN 103270180B
Authority
CN
China
Prior art keywords
weight
oriented electrical
electrical steel
steel plate
secondary recrystallization
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201180062541.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103270180A (zh
Inventor
韩奎锡
林才洙
洪炳得
韩赞熙
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=46314623&utm_source=***_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN103270180(B) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN103270180A publication Critical patent/CN103270180A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103270180B publication Critical patent/CN103270180B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/52—Alloys
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Landscapes

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

Abstract

本发明涉及制造取向电工钢板。本发明涉及一种具有优异磁性能的取向电工钢板的制造方法及通过该方法制造的取向电工钢板，其中所述方法包括，在加热包含2.0-4.5重量％的Si、0.001-0.10重量％的C、0.010重量％以下的Al、0.08重量％以下的Mn、0.005重量％以下的N、0.002-0.050重量％的S、和剩余的Fe以及其他不可避免的杂质的板坯之后，实施热轧，然后实施一次冷轧或包括中间退火的两次以上冷轧，之后实施脱碳和重结晶退火，而后实施二次重结晶退火。

Description

具有优异磁性能的取向电工钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及取向电工钢板的制造，所述取向电工钢板在各种电子设备(包括大型旋转电机例如变压器和发电机)中用作芯材，并且更具体而言，涉及一种利用元素S的晶界偏析和FeS沉淀物的初次晶粒生长抑制效果而稳定地形成具有(110)[001]取向的二次重结晶晶粒，并且降低二次重结晶钢板中的有害于磁性能的Al-基沉淀物和氧化物的含量，由此制造具有非常优异的磁性能的取向电工钢板的方法和通过此方法制造的具有优异磁性能的取向电工钢板。
背景技术
取向电工钢板是一种在钢板的轧制方向上具有非常优异磁性能的软磁材料，这是由于所谓的戈斯织构(Gosstexture)的结果，其中所有钢板面的晶粒沿着(110)方向取向，并且在轧制方向上晶体取向平行于[001]轴。通常，磁性能可以表示为磁通密度和铁损，高磁通密度可以通过在(100)[001]取向上准确地排列晶粒取向而获得。具有高磁通密度的电工钢板可以有助于降低电子设备的芯材尺寸，并且还磁滞损耗降低而可以有助于电子设备的小型化同时提高高效率化。如本文所使用，术语“铁损”是指当将任意交变磁场施加于钢板时，作为热能所消耗的能量损失。钢板的铁损根据钢板的磁通密度和厚度、钢板中的杂质含量、钢板的电阻、以及二次重结晶的晶粒尺寸等变化很大。并且，钢板的磁通密度和电阻越大且钢板厚度和钢板中的杂质含量越小，则铁损降低，由此使电子设备的效率提高。
目前，为降低CO2的生成而应对世界范围内全球变暖，趋向于节能和高效率产品化，并且随着使用低电能量的高效率电子设备的需求的增加，对具有优异的低铁损性能的取向电工钢板的需求正在增加。
通常，对具有优异磁性能的取向电工钢板而言，在钢板的轧制方向形成具有强的(110)[001]取向的戈斯织构，并且为形成戈斯织构，戈斯取向的晶粒应该生长为二次重结晶晶粒的异常晶粒。与常规晶粒生长不同，当正常生长的晶粒的迁移被形成固体溶液或分开至晶界的沉淀物、夹杂或元素抑制时，发生该异常的晶粒生长。抑制晶粒生长的该沉淀物或夹杂物等具体称为“晶粒生长抑制剂(inhibitor)”，并且对根据二次重结晶的具有(110)[001]取向的晶粒取向电工钢板的制造技术的研究着力于：通过使用强的晶粒生长抑制剂而形成具有(110)[001]取向的二次重结晶晶粒，由此确保优异的磁性能。
对最初开发的晶粒取向电工钢板而言，将MnS(如M.F.Littman提出)作为晶粒生长抑制剂来使用，并通过两次冷轧的方法制造。在该方法中，稳定地形成了二次重结晶晶粒，但是钢板的磁通密度不是很高，并且铁损也偏高。
之后，Taguchi(田口)和Sakakura(板仓)提出了如下方法：结合使用AlN和MnS沉淀物并以80％以上的冷轧速率进行一次冷轧，由此制造取向电工钢板。
近来，日本专利公开Nos.Hei1-230721和1-283324公开了如下的取向电工钢板的制造方法，其包括在不使用MnS而进行一次冷轧之后，对冷轧的钢板进行脱碳，然后通过使用氨气的另行硝化作用过程来向钢板内部提供氮气，由此被发挥强的抑制晶粒生长效果的Al-基氮化物使脱碳的钢板引起二次重结晶。
目前为止，几乎所有的制造取向电工钢板的钢铁公司主要使用如下方法：将沉淀物例如AlN或MnS[Se]等用作晶粒生长抑制剂而引起二次重结晶的制造方法。
将这种AlN或MnS沉淀物用作晶粒生长抑制剂的取向电工钢板的制造方法，其虽具有可以稳定地发生二次重结晶的优点，但是为了发挥强的抑制晶粒生长的效果，需将沉淀物非常微细地且均匀地分散在钢板。如上所述，为了均匀地分布微细的沉淀物，在热轧前，板坯应该长时间以1,300℃以上的温度加热，由此以使存在于钢中的粗大的沉淀物熔解以形成固体溶液，并且然后在非常短的时间内实施热轧，从而应该在未发生沉淀状态下结束热轧。为此，需要大尺度的加热***，并且为最大限度地抑制沉淀，应该非常严格地管理热轧和卷绕过程，而且应该在热轧之后钢板的退火过程中严格管理使得固体溶液微细地沉淀。此外，当加热高温板坯时，则随着形成具有低熔点的Fe2SiO4，导致板洗(washing)现象，因此降低钢板的产率。
除上述问题外，对将AlN或MnS沉淀物用作晶粒生长抑制剂而引起二次重结晶的取向电工钢板的制造方法而言，在完成二次重结晶后，应该在1,200℃以上的温度下进行30小时以上的长时间进行纯化退火以移除沉淀物组分，由此该纯化退火使制造过程复杂化且提高了制造成本。
换句话说，在将沉淀物用作晶粒生长抑制剂而引起二次重结晶后，如果沉淀物例如AlN或MnS残留在钢板中，则其干扰磁畴的移动以增加磁滞损耗，因此这种沉淀物应必须移除。因此，在完成二次重结晶后，在约1,200℃的高温下使用100％的氢气长时间进行提纯退火以移除沉淀例如AlN或MnS、以及其他杂质。通过该纯化退火，MnS沉淀物分离为Mn和S，其中分离的Mn溶解于钢中，分离的S扩散于钢板表面，由此与气氛中的氢气反应而形成H2S并被排出。
在近来开发的使用低温板加热方法制造取向电工钢板的技术中，所述低温板加热方法通过在冷轧后的脱碳退火后由硝化处理得到的AlN-基氮化沉淀物而形成二次重结晶的晶粒，将板坯在1,200℃以下的温度下加热以克服问题例如板坯加热设备操作性的难易度和在热轧步骤中产率的降低。然而，该方法不能解决制造过程中的复杂性和由成本负担导致的问题，该制造过程是：为了移除AlN沉淀物的组分，必须在完成二次重结晶后在1,200℃的高温下进行30小时以上的长时间进行纯化退火的制造过程。
在该纯化退火过程中，在AlN-基沉淀物分离为Al和N后，分离的Al迁移至钢板表面并与表面氧化层的氧进行反应而形成Al2O3氧化物。这样形成的Al-基氧化物或在纯化退火过程中未分离的AlN沉淀物，其干扰在钢板内或钢板表面附近干扰磁畴的移动而增加铁损。
因此，为进一步提高取向电工钢板的磁性能并且降低钢板对纯化退火的依赖以提高钢板的生产率，需要将沉淀物例如AlN或MnS不用作晶粒生长抑制剂的新的制造取向电工钢板的技术。
如在日本专利公开Nos.Sho64-55339和Hei2-57635公开，将AlN或MnS沉淀物不用作晶粒生长抑制剂的制造取向电工钢板的方法包括将表面能作为晶粒生长驱动力来使用而优先生长(110)[001]取向的方法。该方法着重于：存在于钢板表面的晶粒根据晶粒取向具有不同的表面能，并且具有最低的表面能的(110)-取向的晶粒渗入其他具有更高的表面能的晶粒并生长。该方法存在问题：为了有效地利用该表面能的差异，需将钢板的厚度变薄。日本专利特开No.Sho64-55339公开了厚度为0.2mm以下的钢板，并且日本专利特开No.Hei2-57635公开了厚度为0.15mm以下的钢板。在其公开的方法中，具有优异磁性能的取向电工钢板只有在如上所述的钢板厚度非常薄的条件下才能制造。然而，在制造变压器时广泛采用的取向电工钢板的厚度为0.23mm以上，并且在产品厚度大于0.23mm下，存在利用表面能形成二次重结晶的晶粒的技术困难。此外，利用表面能的技术具有如下问题：当制造厚度为0.20mm以下的钢板时，高载荷作用于热轧过程。而且，为有效地利用表面能，应该在尽可能抑制氧化物生成在钢板表面的状态下进行二次重结晶，因此高温退火环境应该必须形成为真空或惰性气体和氢气的混合气氛。此外，由于氧化物层没有在钢板表面形成，因此在形成二次重结晶的晶粒的高温退火过程中，不可能形成Mg2SiO4(forsterite：镁橄榄石)层，从而钢板的绝缘是困难的并且铁损增大。
同时，日本专利特开第2000-129356号公开了制造取向电工钢板的方法，其中不使用沉淀物而使钢板中的杂质含量最小化，由此使得结晶取向之间的晶粒的晶界迁移率的差异最大化，从而形成二次重结晶的晶粒。该专利文件提出了：将Al含量抑制为100ppm以下，并且将B、V、Nb、Se、S、P和N的含量抑制为50ppm以下，但是专利文件的实施例记载了：随着少量Al形成沉淀物或夹杂而使得二次重结晶的晶粒稳定。因此，对上述专利文件中公开的方法而言，不能看做完全排除了沉淀物的取向电工钢板的制造方法，并且由该方法制造的钢板磁性能逊于目前所使用的取向电工钢板的磁性能。此外，即使最大限度地去除钢板中的所有杂质而确保低铁损特性，也不能在生产效率上制造成本高涨的问题。
此外，还尝试了将各种沉淀物例如TiN、VN、NbN或BN等用作晶粒生长抑制剂，但是由于热不稳定性和过高的沉淀物分解温度，因此不能形成稳定的二次重结晶的晶粒。
(现有技术文件)
(专利文件)
(专利文件1)JP1989-230721A
(专利文件2)JP1989-283324A
(专利文件3)JP1989-055339A
(专利文件4)JP1990-057635A
(专利文件5)JP2000-129356A
发明内容
技术问题
本发明的一个目的在于，提供一种以低成本有效地制造具有非常低的铁损的取向电工钢板的技术，其作为新的取向电工钢板的制造技术，其中，将单独偏析进入晶界的元素S、以及FeS沉淀物用作主要的晶粒生长抑制剂而不使用AlN或MnS沉淀物，由此以改进钢板的磁性能和生产率，其中元素S和FeS沉淀物的晶界偏析的晶粒生长抑制效果用于形成具有(110)[001]取向的稳定的二次重结晶的晶粒而在完成二次重结晶后钢板中的Al-基沉淀物和氧化物的含量最小化。
技术方案
为解决上述课题，本发明提供一种具有优异的磁性能的取向电工钢板的制造方法，其特征在于，在加热包含2.0-4.5重量％的Si、0.001-0.10重量％的C、0.010重量％以下的Al、0.08重量％以下的Mn、0.005重量％以下的N、0.002-0.050重量％的S，和剩余的Fe和不可避免的杂质的板坯之后，实施热轧，然后实施一次冷轧或包括中间退火两次以上的冷轧，之后实施脱碳和重结晶退火，而后实施二次重结晶退火。
上述板坯优选包含0.05重量％以下的Mn和0.005重量％以上的S。
此外，本发明的取向电工钢板的制造方法优选包括在上述热轧后的冷轧前实施热轧的钢板退火。
此外，上述二次重结晶退火优选通过将脱碳的和重结晶的钢板加热至1,000℃以上的温度以引起钢板的二次重结晶，然后使钢板在1000℃以上的温度下以10小时以内、优选以1小时以内进行匀化热处理。
另外，本发明的取向电工钢板的制造方法特征在于，在二次重结晶退火时，通过被偏析至晶界的元素S以及FeS沉淀物中的至少一种抑制晶粒生长，由此引起二次重结晶。
本发明的具有优异磁性能的取向电工钢板特征在于，其包含2.0-4.5重量％的Si、0.003重量％以下的C、0.010重量％以下的Al、0.08重量％以下的Mn、0.005重量％以下的N、0.0005-0.050重量％的S、以及剩余的Fe和不可避免的杂质，并且将至少任何一种的偏析至晶界的元素S和FeS沉淀物中的至少任意一种用作晶粒生长抑制剂而进行二次重结晶。
此外，本发明的取向电工钢板特征在于，在二次重结晶的钢板的厚度方向横截面具有0.1-500个/mm2的Al氧化物密度，在施加50Hz、1.7特斯拉(Tesla)的交流磁场下的矫顽力具有30A/m以下的矫顽力。
有益效果
根据本发明，可以以低成本有效地制造具有非常低的铁损的取向电工钢板，其中，在制钢步骤中，通过使Al(形成Al-基氧化物或沉淀物)、N和Mn(形成MnS沉淀物)的含量最小化，同时将偏析至晶界的元素S和FeS沉淀物用作形成二次重结晶的晶粒所需的晶界抑制剂，由此引起二次重结晶，并且降低二次重结晶的钢板中的Al-基沉淀物和氧化物的含量以使对磁畴移动的干扰最小化。
附图说明
图1(a)是用透射式电子显微镜(TEM)拍摄本发明的取向电工钢板(本发明表1中的发明材料3)的厚度方向横截面而表示析出于晶界的FeS沉淀物的TEM图，图1(b)是用EDS(EnergyDispersiveSpectroscopy：能量分散谱)分析本发明的取向电工钢板(本发明表1中的发明材料3)的组分的图表。
图2(a)是用扫描电子显微镜(SEM)拍摄Al含量高于0.01重量％的钢板(表2中的对比材料6)的厚度方向横截面的SEM图，图2(b)是用EDS(能量分散谱)分析Al含量高于0.01重量％的钢板(表2中的对比材料6)组分的图表。
本发明实施方式
在下文中，详细描述本发明。
在现有的取向电工钢板的制造技术中，将沉淀物例如AlN或MnS用作晶粒生长抑制剂，所有的过程被用于严格控制上述沉淀物的分布并且移除残留在二次重结晶的钢板中的沉淀物的条件而限制。
因此，本发明着眼于如下观点：如果只要将AlN或MnS沉淀物不用作晶粒生长抑制剂就能引起稳定的二次重结晶，则能够划时代地简化现有的取向电工钢板的制造过程。基于该事实，本发明进行了将各种合金元素、杂质及其沉淀物用作晶粒生长抑制剂而制造具有优异的磁性能的取向电工钢板的方法的研究。
如上所述，通过长期研究了关于新的取向电工钢板的制造技术，其将AlN或MnS不用作晶粒生长抑制剂，本发明新近发现了如下事实：具有非常低的铁损的取向电工钢板可以通过使晶界偏析元素S单独偏析至晶界的同时使用FeS沉淀物而抑制晶界生长，由此稳定地引起(110)[001]取向的二次重结晶，同时使最终高温退火后钢板中的Al沉淀物和氧化物的含量最小化。
具体而言，为了解晶界偏析元素对晶粒生长的影响，本发明真空熔解不含形成沉淀物的元素并添加晶界偏析元素S的各种含量的铸锭，并且检验了二次重结晶的可能性。其结果发现：当限制加入Mn的情况下以合适量加入S时，稳定地形成具有(110)[001]取向的二次重结晶晶粒，并且确保0.95W/kg以下的优异铁损与1.90特斯拉(Tesla)以上的磁通密度。
此外，本发明发现：当使用不包含形成AlN或MnS的元素而含有特定量S的组分体系时，在完成二次重结晶的钢板中含Al沉淀物和氧化物的生成频率与含有常规AlN-基沉淀物的组分体系中的含Al沉淀物和氧化物的生成频率相比显著降低，由此表明该情况下铁损特性与将当常规AlN-基沉淀物用作晶粒生长抑制剂时相比是优异的。
已知S是一种偏析至晶界的元素。因为S在固化过程中引起晶粒中心的偏析而在形变过程中促进裂缝(crack)，因此通常在制造取向电工钢板时为了使S不偏析至中心并均匀分布而诱导，使用碳(Carbon)。此外，在制造取向电工钢板的常规过程中，S与约0.08-0.2重量％的Mn反应以形成MnS沉淀物，并且形成的MnS沉淀物作为晶粒生长抑制剂使晶粒尺寸微细化。
然而，如上所述，存在如下问题：为了微细地、均匀地分布MnS沉淀物应该将板坯加热至1300℃以上的温度，并且应该在1200℃以上的温度下长时间退火使得粗大的MnS可以在二次重结晶和高温退火之后分解。
为克服上述问题，根据本发明，Mn的含量最小化以使几乎不形成MnS沉淀物，借此使得元素S在未与Ms反应的状态下单独偏析至晶界或形成FeS沉淀物而以最大程度地抑制晶粒生长，因此形成具有(110)[001]取向的二次结晶的晶粒。
因此，在本发明中，通过元素S的晶界偏析和使用FeS沉淀物而不使用沉淀物例如AlN或MnS而发挥晶粒生长的抑制效果，因此板坯不需要在高温下长时间加热以溶解AlN或MnS沉淀，在脱碳退火后不需要硝化处理以提供额外的抑制力，从而可以省略复杂的过程。此外，FeS具有1194℃的非常低的熔点，这使其可以将(110)[001]取向中二次重结晶的起始温度降低至1000℃以下，并且在纯化退火时，以1200℃的温度下非常容易地实现FeS的分解和S排出。
下文中，将会记载限制本发明中组分的原因。
Si是电工钢板的基本组分，并且起到提高材料的电阻率而减小铁损的作用。如果Si含量小于2.0重量％，则材料的电阻率将会降低以使铁损性能变差，并且在高温退火时，由于存在相变区，二次重结晶的晶粒将会变得不稳定。如果Si含量大于4.5重量％而过多包含，则电工钢板的脆性将会增加，由此使冷轧极为困难，并且用于使奥氏体含量形成为40％以上的C含量将会大大提高，而且二次重结晶晶粒的形成将会不稳定。因此，Si的含量范围限定于2.0-4.5重量％。
Al与钢中的氮反应以形成AlN沉淀物。为此，在本发明中，Al含量尽可能限制以避免形成Al-基氮化物或氧化物。如果酸溶性Al含量大于0.010％，将会促进形成AlN和Al2O3，并且将会需要增加用于移除AlN和Al2O3的纯化退火时间。此外，氧化物例如Al2O3残留在最终产品中而增加产品的矫顽力，由此增加铁损。为此，在制钢步骤中，酸溶性Al的含量应尽可能限制为0.010％以下。
本发明在制钢步骤中测量了关于Al含量在最终取向电工钢板中的Al-基氧化物的密度。结果，发现：当Al含量高于0.01重量％时，Al-基氧化物的密度高于500个/mm2，并且钢的铁损还急剧增加的倾向。因此，为将Al-基氧化物的密度降低至500个/mm2以下，需要将Al含量降低至0.01％以下。将Al-基氧化物的密度降低至最低的可能的水平对于最终产品的铁损具有积极的效果，并且Al-基氧化物的密度通过过程控制而优选控制为0.1-500个/mm2。
与Si相同，Mn具有提高钢的电阻率而降低铁损的效果，但是如现有专利文件中提及的加入Mn的主要目标是通过与钢中的S反应而形成MnS沉淀物，由此抑制晶粒生长。然而，在本发明中，由于仅通过元素S的晶界偏析或使用FeS沉淀物而获得晶粒生长的抑制效果，因此优选尽可能限制Mn的含量。最理想的方法是：不加入Mn，或当Mn在制钢过程中不可避免地被加入时，Mn的加入量优选限制为0.08重量％以下。
如果Mn的加入量高于0.08重量％，将会粗大地形成MnS沉淀物，因此元素S偏析至晶界的效果将会降低并且使FeS的析出也变得困难。此外，在随后纯化退火步骤中，MnS的分解将会需要大量时间，并且MnS可能会作为沉淀物残留在最终产品中而增加铁损。为此，Mn的含量优选限制为0.08％以下，更优选0.05％以下。
N是与Al反应以形成AlN和Si3N4沉淀物的元素。为此，通过抑制酸溶性Al的含量来尽可能地抑制AlN的形成。Si3N4可能会影响晶粒生长，但是Si3N4沉淀物具有约800℃的分解温度，因此不会较大影响由S的晶界偏析而引起的二次重结晶的形成。然而，如果N含量高，N与钢中的Al反应以形成AlN或偏析至晶界以影响S的晶界偏析。为此，在钢制造步骤中，N含量优选限制为0.005％以下。
C是稳定奥氏体的元素，其在900℃以上的温度下引起相变而起到使在连续铸造过程中出现的粗大的柱形结构微细化，并且抑制S偏析至板坯的中心。此外，在冷轧过程中，C促进钢板的功致硬化以促进钢板中的(110)[001]取向的二次重结晶的晶粒的生成。因此，对加入的C含量没有特殊的限制，但是如果加入的C含量少于0.001重量％，就不能获得相变和功致硬化效果，并且如果加入的C含量大于0.1重量％，在热轧过程中会导致边缘裂缝(edge-crack)，由此使热轧操作困难，并且还会在冷轧后的脱碳退火时脱碳过程发生负荷，因此加入的C含量优选为0.001-0.1重量％。
S为本发明中关键元素，并且其单独地偏析至晶界的同时在晶界处形成FeS沉淀物而强烈地抑制晶界的移动，因此可以生成(110)[001]取向的二次重结晶。优选地，S单独存在或S加入量为以或以形成FeS所需含量的0.002-0.05重量％。然而，当Mn不可避免地被混入时，在制钢过程中，S特别优选加入量为0.005重量％以使在形成MnS后残留的S含量至少为0.002重量％以上。为此，S加入量为0.002-0.05重量％，并且更优选加入量为0.005-0.05重量％。
如果S加入量少于0.002重量％或未与Mn反应而存在的元素S的用量小于0.002重量％，则元素S的晶界偏析或使用FeS沉淀物的晶粒生长抑制效果将会是不足的，如果加入的S含量多于0.05重量％，则由于在热轧步骤中热脆性将会出现边缘裂缝，因此使热轧操作困难。
此外，当在制钢步骤中加入S的含量为0.005-0.05重量％时，S将会残留在最终产品中，此时在最终产品中S的含量将会形成为0.0005重量％以上。在最终退火过程中，S在二次重结晶后与H2气氛的气体反应而形成H2S气体，由此其从钢板中自然地移除，这与通常在1200℃下长时间进行的退火过程相比不能大量地移除，并其一部分根据高温退火方法而将会残留。如上所述残留的S主要存在于晶界并且不会有害地影响最终产品的磁特性。这种S的特性是使本发明可行的重要因素。最终产品中的S含量至少为0.0005重量％以上，并且在最终产品中的S含量范围的上限不具体限定，因为这根据高温退火过程而不同。
除上述的合金元素外，其他合金元素还可以用于本发明，只要其不有害地影响S的晶界偏析和使用FeS沉淀物的晶粒生长抑制效果。
在下文中，将会描述本发明制造具有优异的磁性能的取向电工钢板的方法。
在制钢步骤中，需要使AlN沉淀物的形成元素的Al含量最小化，并且为大量形成本发明所需的元素S或FeS，应该最大限度抑制MnS的沉淀。为此，也需要尽可能限制Mn含量。除加入用于增加电阻率的Si、用于结构均匀化的C，以及用于获得晶粒生长抑制力的S外，视需要可以加入对形成(110)[001]戈斯织构有利的合金元素。在制钢过程中组分被调整的熔融钢通过连续浇注而制造成板坯。
对之后的板坯而言，设定板坯的加热温度以不干扰其他钢种板坯的加热条件。因此，板坯优选在1050℃至1280℃的温度之间加热。
在预设定的温度下加热板坯后，将其热轧。能够在最终冷轧步骤中利用50-90％的压延率而制造最终产品的厚度而可以通过热轧来制造厚度为1.5-4.0mm的热轧板。
视需要，在热轧板被退火后，对热轧的板实施冷轧。当实施热轧板的退火时，热轧板被加热至900℃以上的温度，使其匀化热处理合适的时间，并且然后冷却以使热轧结构均匀。
然后，热轧板可以使用反向(Reverse)轧机或串联(Tandom)轧机等进行一次冷轧或包括中间退火的两次以上的冷轧以制造具有最终厚度的冷轧板。在冷轧过程中，实施将钢板温度保持在100℃以上的暖轧过程是有利于提高钢板磁性能的。
在完成冷轧后，进行脱碳和重结晶退火。在脱碳和重结晶退火中，钢板保持在750℃以上的温度下30秒以上使得其容易进行脱碳。在该情况下，可以将钢板的碳含量降低至约0.0030重量％以下，同时在钢板表面形成合适量的氧化物层。通过脱碳和重结晶退火而变形的冷轧结构，其被重结晶，并且晶粒生长至合适的尺寸。在此，可以调整脱碳退火温度和热处理时间以使重结晶的晶粒尺寸可以生长至5μm以上。
已经进行脱碳和重结晶退火后，钢板用退火隔离剂(annealingseparator)(例如MgO等)涂覆并进行二次重结晶退火。在二次重结晶退火中，钢板以合适的升温率加热以引起(110)[001]戈斯(Goss)织构的二次重结晶。然后，钢板纯化退火以移除杂质，之后进行冷却。在二次重结晶退火过程中，根据常规方法钢板可以使用氢气和氮气的混合气体作为退火气体进行热处理，并且纯化退火可以使用100％氢气进行以移除杂质。
在本发明中，由于将AlN或MnS沉淀物不用作主要的生长抑制剂，因此用于分解和移除AlN或MnS的纯化退火的负担减小，而且纯化退火可以在约1000℃或更高的温度下充分地实现。尽管纯化退火所需的时间取决于纯化退火温度，但是纯化退火甚至可以在约1000-1200℃的温度下在约10小时以内、优选在1小时以内通过匀化而实现，在该情况下，可以制造具有非常优异的磁性能的取向电工钢板。
在下文中，参考实施例进一步详细描述本发明。
(实施例1)
包含以下表1所示含量的C、Si、Mn、S、Al、N、剩余的Fe以及不可避免的杂质的板坯，将其在真空中熔解以制备铸锭。接着，将该铸锭加热至1250℃的温度，然后热轧至2.3mm的厚度。热轧的钢板通过将其加热至900℃的温度，然后将其匀化热处理180秒而进行了退火。之后，对退火的钢板进行了冷却、酸洗，然后冷轧至0.30mm的厚度。冷轧的钢板在810℃的温度下在湿氢气和氮气的混合气氛中进行脱碳和重结晶热处理180秒。而后，在该钢板涂覆退火隔离剂的MgO，并且最后在卷曲状态下进行了最后退火。在最后退火中，到1200℃的温度为止钢板在25％氮气+75％氢气的混合气氛中保持，并且在达到1200℃后，在100％氢气气氛中保持了1小时，然后在炉内进行了冷却。
测量根据Mn和S含量的变化的取向电工钢板的磁性能，并将测量的结果示于以下表1中。
表1：根据Mn和S含量的变化的取向电工钢板的磁性能的变化
从上述表1中可以确认：就磁通密度和铁损而言，将S含量控制在本发明的0.002-0.05％范围的本发明材料1至8是优异的。
图1(a)用透射式电子显微镜(TEM)拍摄本发明材料3的厚度方向横截面而表示析出于晶界的FeS沉淀物的TEM图，图1(b)是用EDS(能量分散谱)分析本发明材料3的组分的图表。在图1(a)示出的TEM图中，观察到了析出于晶界的FeS，并且从在图1(b)示出的图表中Fe和S组分出现峰值的情况可以确认：FeS沉淀物起到了晶粒生长抑制剂的作用。
对对比材料1而言，由低的S含量而没有获得元素S的晶界偏析和FeS沉淀物的晶粒生长抑制的效果，因此表现出了差的磁性能。对对比材料2和3而言，虽然S含量属于本发明的范围，但由于Mn含量高于0.08重量％，因此粗大的MnS作为沉淀物来残留，从而表现出了高的铁损。对对比材料4和5而言，由S含量高于0.05重量％而没有完全形成二次重结晶的晶粒，因此表现出了差的磁性能，并且在热轧步骤中发生了由热脆性而引起的边缘裂纹(edge-crack)。
(实施例2)
包含以下表2所示含量的C、Si、Al、N、0.010重量％的Mn、0.015重量％的S和剩余的Fe和不可避免的杂质的板坯，将其在真空中熔解以制备铸锭。接着，将该钢锭加热至1250℃的温度，然后热轧至2.3mm的厚度。
热轧的钢板通过将其加热至1,100℃的温度，然后将其匀化处理180秒而进行了退火。之后，对退火的钢板进行了冷却、酸洗，然后冷轧至0.30mm的厚度。
冷轧的钢板在830℃的温度下在湿氢气和氮气的混合气氛中进行了脱碳和重结晶热处理180秒。
然后，在该钢板涂覆退火隔离剂的MgO，并且最后在卷曲状态下进行了最后退火。在最后退火中，到1,200℃的温度为止钢板保持在50％氮气+50％氢气的混合气氛中，并且在达到1,200℃后，在100％氢气气氛中保持了1小时，然后在炉内进行了冷却。
测量每个制造的取向电工钢板的平均尺寸、密度和磁性能，并且将测量的结果示于以下表2中。对Al-基氧化物的平均尺寸而言，通过将在各个钢板的厚度方向横截面观察到的Al-基氧化物的最大长度和最小长度平均而计算出Al-基氧化物的尺寸，然后将观察到的Al-基氧化物的尺寸平均而求出，Al-基氧化物的密度通过计算各个钢板的厚度方向横截面的每mm2的Al-基氧化物的数量而算出。
表2：根据取向电工钢板的组分的Al-基氧化物密度和磁性能的变化
从上述表2中可以确认：就磁通密度和铁损而言将Al含量控制为0.01重量％以下并将N含量控制为0.005重量％以下的本发明材料9-15的Al-基氧化物的平均尺寸形成为2.5μm以下，并确保500个/mm2以下的低的Al-基氧化物密度，因此表明本发明材料9至15是优异的。
然而，情况下酸溶性Al的含量高于0.01重量％的对比材料7、和酸溶性Al的含量高于0.01重量％且N含量高于0.005重量％的对比材料6和8而言，由于Al-基氧化物在二次重结晶退火后的最终钢板中过度形成，因此干扰磁壁的移动，从而具有高的铁损。
图2(a)是用扫描电子显微镜SEM拍摄对比材料6的厚度方向横截面的SEM图，并且图2(b)是用EDS(EnergyDispersiveSpectroscopy：能量分散谱)分析对比材料6的钢板组分的图表。
在图2(a)示出的SEM图中，在钢板厚度方向横截面观察到了大量的尺寸较大的Al氧化物。此外，也可以从图2(b)所示的图表中的Al和O形成峰值的情况，确认Al氧化物(例如Al2O3)残留在钢板中。
可以从上述表2和图2所示的结果认为：当Al含量高于0.01重量％时，残留在钢板中的Al-基氧化物的密度将会高于500个/mm2，并且其在钢板的磁化过程中将会抑制磁壁的移动，由此在铁损中提高磁滞损耗。因此，为了显著降低磁滞损耗而制造具有非常低的铁损的取向电工钢板，需将Al的含量限制为0.01重量％以下，由此将最终产品的钢板厚度方向横截面中的Al-基氧化物的数量降低至500个/mm2以下。
(实施例3)
包含以下表3所示含量的C、Si、Al、N、0.020重量％的Mn、0.020重量％的S和剩余的Fe和不可避免的杂质的板坯，将其在真空中熔解以制备铸锭。接着，将该钢锭加热至1250℃的温度，然后热轧至2.3mm的厚度。
热轧的钢板通过将其加热至1,100℃的温度，然后在900℃的温度下将其匀化处理120秒而进行了退火。接着，对退火的钢板进行了冷却、酸洗，然后冷轧至0.30mm的厚度。
冷轧的钢板在850℃的温度下在湿氢气和氮气的混合气氛中进行了脱碳和重结晶热处理180秒。
然后，在该钢板涂覆退火隔离剂的MgO，并且最后在卷曲状态下进行了左后退火。在最后退火中，到最高达1,200℃的温度为止钢板保持在50％氮气+50％氢气的混合气氛中，并且在达到1,200℃后，在100％氢气气氛中保持了1小时，然后在炉内进行了冷却。
测量每个制造的取向电工钢板的Al-基氧化物密度、矫顽力和磁性能，并且将测量的结果示于以下表3中。
对Al-基氧化物的密度而言，通过观察钢板的厚度方向横截面，并计算每mm2的Al-基氧化物的数量而确定。对矫顽力而言，通过测量施加的磁场而确定，使得在50Hz下、在1.7特斯拉(Tasla)的交流磁场下钢板的磁通密度变为零(zero)。
表3：Al-基氧化物密度、矫顽力和磁性能作为Al含量的函数的变化
从上述表3中可以确认：将Al含量控制为0.01重量％以下并将N含量控制为0.005重量％以下的本发明材料16至19，这些本发明的材料具有500个/mm2以下的低的Al-基氧化物密度、30A/m以下的低的矫顽力、和优异的磁性能。
然而，酸溶性Al含量高于0.01重量％、N含量为0.005重量％以下的对比材料9至11具有高于500/mm2的Al-基氧化物密度、和差的磁性能。
如果酸溶性Al含量高于0.01重量％，则Al-基氧化物在二次重结晶退火后的最终产品中将会残留在钢板中，由此在交流磁场下干扰磁壁的移动并且固定磁壁。在该情况下，为在磁场向相反方向改变时移动磁壁，需要大量的力使得被氧化物固定的磁壁克服氧化物的干扰而移动。该力表现为矫顽力，更大的矫顽力意味着在交流磁场下需要更大的力以移动磁壁。因此，更大的矫顽力表明更高的铁损。
由表3结果可以确认：具有低的Al-基氧化物密度的本发明材料16至19示出了30A/m以下的矫顽力，但是在对比材料9至11的情况下，氧化物的数量大于500/mm2，所以矫顽力高于30A/m，从而铁损也增加很大。

Claims (10)

1.一种具有优异磁性能的取向电工钢板的制造方法，其特征在于，
在加热包含2.0-4.5重量％的Si、0.001-0.10重量％的C、0.010重量％以下的Al、0.020重量％以下的Mn、0.005重量％以下的N、大于0.005重量％且不超过0.050重量％的S、和剩余的Fe以及不可避免的杂质的板坯之后，
实施热轧，然后
实施一次冷轧或包括中间退火的两次以上冷轧，之后
实施脱碳和重结晶退火；其中
在实施二次重结晶退火时，二次重结晶被偏析至晶界的元素S或FeS沉淀物中的至少任意一种抑制晶粒生长，由此引起二次重结晶。
2.权利要求1所述的方法，其中，
二次重结晶的钢板的厚度方向横截面的Al氧化物密度为0.1-500个/mm2。
3.权利要求1所述的方法，其中，
在50Hz、1.7特斯拉的交流磁场下具有30A/m以下的矫顽力。
4.权利要求1所述的方法，其中，
所述二次重结晶退火通过将脱碳的和重结晶的钢板加热至1,000℃以上的温度来引起钢板的二次重结晶，然后在1,000℃以上的温度下以10小时以内进行匀化热处理，并且冷却。
5.权利要求4所述的方法，其中，
匀化热处理的时间为1小时以内。
6.权利要求1所述的方法，其中，
在热轧后的冷轧之前进行退火。
7.一种由权利要求1的方法获得的具有优异磁性能的取向电工钢板，其包含2.0-4.5重量％的Si、0.003重量％以下的C、0.010重量％以下的Al、0.020重量％以下的Mn、0.005重量％以下的N、和剩余的Fe和不可避免的杂质，并且将偏析至晶界的元素S或FeS沉淀物中的至少任意一种用作晶粒生长抑制剂而进行二次重结晶。
8.权利要求7所述的具有优异磁性能的取向电工钢板，其中，
所述取向电工钢板在厚度方向横截面的Al氧化物密度为0.1-500个/mm2。
9.权利要求7或8所述的具有优异磁性能的取向电工钢板，其中，
所述取向电工钢板包含0.0005重量％以上至0.050重量％的S，但是排除0.050重量％的S。
10.权利要求7或8所述的具有优异磁性能的取向电工钢板，其中，
所述取向电工钢板在施加50Hz、1.7特斯拉的交流磁场下具有30A/m以下的矫顽力。
CN201180062541.1A 2010-12-23 2011-12-21 具有优异磁性能的取向电工钢板及其制造方法 Active CN103270180B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR20100133516A KR101223115B1 (ko) 2010-12-23 2010-12-23 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR10-2010-0133516 2010-12-23
PCT/KR2011/009913 WO2012087016A2 (ko) 2010-12-23 2011-12-21 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103270180A CN103270180A (zh) 2013-08-28
CN103270180B true CN103270180B (zh) 2016-07-06

Family

ID=46314623

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201180062541.1A Active CN103270180B (zh) 2010-12-23 2011-12-21 具有优异磁性能的取向电工钢板及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (2) US9240265B2 (zh)
EP (1) EP2657356B1 (zh)
JP (1) JP5756862B2 (zh)
KR (1) KR101223115B1 (zh)
CN (1) CN103270180B (zh)
WO (1) WO2012087016A2 (zh)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101594598B1 (ko) * 2013-12-23 2016-02-16 주식회사 포스코 방향성 전기강판 제조방법
CN104726796A (zh) * 2013-12-23 2015-06-24 Posco公司 取向电工钢板及其制造方法
KR101642281B1 (ko) * 2014-11-27 2016-07-25 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR101751526B1 (ko) 2015-12-21 2017-06-27 주식회사 포스코 방향성 전기강판의 제조방법
KR102428115B1 (ko) * 2015-12-22 2022-08-01 주식회사 포스코 방향성 전기강판의 제조 방법
KR101700125B1 (ko) * 2015-12-23 2017-01-26 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR101719232B1 (ko) * 2015-12-23 2017-03-23 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR101919527B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-16 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
JP6828820B2 (ja) 2017-07-13 2021-02-10 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板、及び方向性電磁鋼板の製造方法
KR102177044B1 (ko) * 2018-11-30 2020-11-10 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
KR102164329B1 (ko) * 2018-12-19 2020-10-12 주식회사 포스코 방향성의 전기강판 및 그 제조 방법
KR102564833B1 (ko) * 2019-01-08 2023-08-09 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 방향성 전자 강판 및 그 제조 방법, 그리고 어닐링 분리제
KR102323332B1 (ko) * 2019-12-20 2021-11-05 주식회사 포스코 이방향성 전기강판 및 그의 제조방법
CN113814280B (zh) * 2021-08-17 2023-09-15 首钢集团有限公司 一种低矫顽力易切削钢的轧制方法
JPWO2024043294A1 (zh) * 2022-08-24 2024-02-29

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1708594A (zh) * 2002-10-29 2005-12-14 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板的制造方法以及方向性电磁钢板

Family Cites Families (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE563546A (zh) * 1956-12-31
US3802937A (en) * 1966-09-30 1974-04-09 Armco Steel Corp Production of cube-on-edge oriented siliconiron
IT1041114B (it) * 1975-08-01 1980-01-10 Centro Speriment Metallurg Procedimento per la produzione di nastri di acciaio al silicio per impieghi magnetici
JPH07110974B2 (ja) 1987-08-26 1995-11-29 松下電器産業株式会社 方向性珪素鉄合金薄帯の製造法
JPH0686631B2 (ja) 1988-05-11 1994-11-02 新日本製鐵株式会社 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH0686630B2 (ja) 1987-11-20 1994-11-02 新日本製鐵株式会社 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法
JPH0257635A (ja) 1988-08-22 1990-02-27 Babcock Hitachi Kk 低損失方向性ケイ素鋼極薄帯の製造方法
EP0538519B2 (en) 1991-10-21 2001-06-13 ARMCO Inc. Method of making high silicon, low carbon regular grain oriented silicon steel
KR0169992B1 (ko) * 1991-10-26 1999-02-18 로버어트 에이취 존슨 고 규소, 저 융점 탄소, 및 규칙적 입자 배향 규소 강의 제조방법
JP3336547B2 (ja) * 1994-11-16 2002-10-21 新日本製鐵株式会社 グラス被膜と磁気特性の極めて優れる方向性電磁鋼板の製造方法
JPH10102150A (ja) * 1996-08-08 1998-04-21 Kawasaki Steel Corp 一方向性けい素鋼板の製造方法
JPH10204532A (ja) * 1997-01-17 1998-08-04 Nippon Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
DE69820587T2 (de) * 1998-03-31 2004-10-07 Jfe Steel Corp Siliziumstahl mit niedrigem Restgehalt an magnetischer Flussdichte
JP3707268B2 (ja) 1998-10-28 2005-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2000256810A (ja) 1999-03-11 2000-09-19 Kawasaki Steel Corp 低磁場高周波での磁気特性及び打ち抜き加工性に優れる方向性けい素鋼板及びその製造方法
US6562473B1 (en) 1999-12-03 2003-05-13 Kawasaki Steel Corporation Electrical steel sheet suitable for compact iron core and manufacturing method therefor
KR100479996B1 (ko) * 1999-12-09 2005-03-30 주식회사 포스코 철손이 낮은 고자속밀도 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR100435464B1 (ko) * 1999-12-20 2004-06-10 주식회사 포스코 고자속밀도 방향성 전기강판 제조방법
KR100435478B1 (ko) * 1999-12-27 2004-06-10 주식회사 포스코 저온 슬라브가열 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
KR20020044244A (ko) * 2000-12-05 2002-06-15 이구택 방향성 전기강판의 제조방법
KR20020044243A (ko) * 2000-12-05 2002-06-15 이구택 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법
JP2002212639A (ja) 2001-01-12 2002-07-31 Nippon Steel Corp 磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板の製造方法
JP2002220642A (ja) * 2001-01-29 2002-08-09 Kawasaki Steel Corp 鉄損の低い方向性電磁鋼板およびその製造方法
EP1279747B1 (en) * 2001-07-24 2013-11-27 JFE Steel Corporation A method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheets
JP2005240158A (ja) 2004-02-27 2005-09-08 Jfe Steel Kk 方向性電磁鋼板の製造方法
JP4747564B2 (ja) * 2004-11-30 2011-08-17 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板
JP4784347B2 (ja) 2006-03-08 2011-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2008144231A (ja) * 2006-12-11 2008-06-26 Jfe Steel Kk 方向性電磁鋼板の製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1708594A (zh) * 2002-10-29 2005-12-14 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板的制造方法以及方向性电磁钢板

Also Published As

Publication number Publication date
US9240265B2 (en) 2016-01-19
EP2657356A2 (en) 2013-10-30
WO2012087016A3 (ko) 2012-10-04
JP2014500399A (ja) 2014-01-09
US20160133365A1 (en) 2016-05-12
EP2657356B1 (en) 2017-07-12
US9997283B2 (en) 2018-06-12
CN103270180A (zh) 2013-08-28
EP2657356A4 (en) 2014-07-02
US20130180634A1 (en) 2013-07-18
KR20120071820A (ko) 2012-07-03
JP5756862B2 (ja) 2015-07-29
KR101223115B1 (ko) 2013-01-17
WO2012087016A2 (ko) 2012-06-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103270180B (zh) 具有优异磁性能的取向电工钢板及其制造方法
CN102149830B (zh) 方向性电磁钢板的制造方法
JP5864587B2 (ja) 高磁束密度の方向性ケイ素鋼製品の製造方法
CN103805918B (zh) 一种高磁感取向硅钢及其生产方法
CN103255274B (zh) 一般取向硅钢由两次冷轧改为一次冷轧的生产方法
JPS6245285B2 (zh)
CN107109585B (zh) 磁性能优异的取向电工钢板及其制造方法
US20210130937A1 (en) Grain-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor
CN103534366B (zh) 具有低铁损和高磁通密度的取向电工钢板及其制造方法
JP6663999B2 (ja) 方向性電磁鋼板及びその製造方法
CN105950992A (zh) 一种采用一次冷轧法制造的晶粒取向纯铁及方法
CN104870666A (zh) 方向性电磁钢板的制造方法和方向性电磁钢板制造用的一次再结晶钢板
US20220042135A1 (en) Oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof
CN104726796A (zh) 取向电工钢板及其制造方法
JP2020507673A (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR101594601B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101223117B1 (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
JP2019116680A (ja) 方向性電磁鋼板用スラブ、方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN111566250B (zh) 取向电工钢板及其制造方法
KR101223108B1 (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR101351957B1 (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
CN105385937B (zh) 一种高磁感取向硅钢极薄带的减量化制备方法
KR101223112B1 (ko) 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR101568020B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
CN118382716A (zh) 取向电工钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address
CP03 Change of name, title or address

Address after: Seoul, South Kerean

Patentee after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Address before: Gyeongbuk Pohang City, South Korea

Patentee before: POSCO

TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230510

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.