RU2662753C1 - Электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой - Google Patents
Электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой Download PDFInfo
- Publication number
- RU2662753C1 RU2662753C1 RU2017105816A RU2017105816A RU2662753C1 RU 2662753 C1 RU2662753 C1 RU 2662753C1 RU 2017105816 A RU2017105816 A RU 2017105816A RU 2017105816 A RU2017105816 A RU 2017105816A RU 2662753 C1 RU2662753 C1 RU 2662753C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- stage
- temperature
- content
- steel sheet
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 227
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 227
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 86
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 50
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims abstract description 45
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 45
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 claims abstract description 42
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 claims abstract description 40
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 22
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 18
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- WATWJIUSRGPENY-UHFFFAOYSA-N antimony atom Chemical compound [Sb] WATWJIUSRGPENY-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 9
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 114
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 76
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 64
- 229910000976 Electrical steel Inorganic materials 0.000 claims description 44
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 41
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 28
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 claims description 27
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 26
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 25
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 25
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 20
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 19
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 19
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 14
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 11
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N oxo(oxoalumanyloxy)alumane Chemical compound O=[Al]O[Al]=O TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 21
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 abstract description 21
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 2
- 239000011162 core material Substances 0.000 description 98
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 39
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 28
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 22
- 229910001224 Grain-oriented electrical steel Inorganic materials 0.000 description 19
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 13
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 13
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 11
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 9
- 238000009413 insulation Methods 0.000 description 9
- 239000004570 mortar (masonry) Substances 0.000 description 8
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 7
- 239000011521 glass Substances 0.000 description 7
- CPLXHLVBOLITMK-UHFFFAOYSA-N magnesium oxide Inorganic materials [Mg]=O CPLXHLVBOLITMK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 239000000395 magnesium oxide Substances 0.000 description 7
- AXZKOIWUVFPNLO-UHFFFAOYSA-N magnesium;oxygen(2-) Chemical compound [O-2].[Mg+2] AXZKOIWUVFPNLO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 7
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 7
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 6
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 6
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 5
- 229910052839 forsterite Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000003112 inhibitor Substances 0.000 description 5
- HCWCAKKEBCNQJP-UHFFFAOYSA-N magnesium orthosilicate Chemical compound [Mg+2].[Mg+2].[O-][Si]([O-])([O-])[O-] HCWCAKKEBCNQJP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 4
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 4
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 4
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 4
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 3
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 3
- 150000004767 nitrides Chemical group 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910019142 PO4 Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005255 carburizing Methods 0.000 description 2
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 2
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 2
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 2
- -1 for example Substances 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009616 inductively coupled plasma Methods 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 2
- NBIIXXVUZAFLBC-UHFFFAOYSA-K phosphate Chemical compound [O-]P([O-])([O-])=O NBIIXXVUZAFLBC-UHFFFAOYSA-K 0.000 description 2
- 239000010452 phosphate Substances 0.000 description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000001228 spectrum Methods 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NIXOWILDQLNWCW-UHFFFAOYSA-N acrylic acid group Chemical group C(C=C)(=O)O NIXOWILDQLNWCW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- AZDRQVAHHNSJOQ-UHFFFAOYSA-N alumane Chemical group [AlH3] AZDRQVAHHNSJOQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 1
- 238000002485 combustion reaction Methods 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 239000006071 cream Substances 0.000 description 1
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000004993 emission spectroscopy Methods 0.000 description 1
- 238000000605 extraction Methods 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-M hydroxide Chemical compound [OH-] XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- 238000010348 incorporation Methods 0.000 description 1
- 238000009776 industrial production Methods 0.000 description 1
- 229910010272 inorganic material Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011147 inorganic material Substances 0.000 description 1
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- 239000005416 organic matter Substances 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 238000001637 plasma atomic emission spectroscopy Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 239000011347 resin Substances 0.000 description 1
- 229920005989 resin Polymers 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 229910052814 silicon oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010301 surface-oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
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
- 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
- C21D8/1244—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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/04—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/18—Layered products comprising a layer of metal comprising iron or steel
-
- 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
- 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
- C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
- C21D8/1283—Application of a separating or insulating coating
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- 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
- C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- 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
-
- 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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B2255/00—Coating on the layer surface
- B32B2255/06—Coating on the layer surface on metal layer
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B2255/00—Coating on the layer surface
- B32B2255/26—Polymeric coating
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B2307/00—Properties of the layers or laminate
- B32B2307/20—Properties of the layers or laminate having particular electrical or magnetic properties, e.g. piezoelectric
- B32B2307/206—Insulating
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B2307/00—Properties of the layers or laminate
- B32B2307/20—Properties of the layers or laminate having particular electrical or magnetic properties, e.g. piezoelectric
- B32B2307/208—Magnetic, paramagnetic
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B2307/00—Properties of the layers or laminate
- B32B2307/70—Other properties
- B32B2307/732—Dimensional 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
- C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
- C21D2201/05—Grain orientation
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Dispersion Chemistry (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии. Для повышения магнитных свойств стального листа в продольном и поперечном направлениях прокатки лист с ориентированной зеренной структурой выполняют из стали, содержащей химический состав, мас.%: С от 0,0003 до 0,005, Si от 2,9 до 4,0, Mn от 2,0 до 4,0, раств. Al от 0,003 до 0,018, N от 0,001 до 0,01, S от 0,005 или менее, Sn от 0 до 0,20, Sb от 0 до 0,20, при этом содержание кремния и марганца в стали в мас.% удовлетворяет условию 1,2 ≤ Si - 0,5 x Mn ≤ 2,0 и содержание олова и сурьмы в мас.% удовлетворяет условию 0,005 ≤ Sn+Sb ≤0,20. Стальной лист имеет на поверхности изолирующее покрытие. 2 н. и 4 з.п. ф-лы, 2 ил., 8 табл., 4 пр.
Description
ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
[0001]
Настоящее изобретение относится к электротехническому стальному листу с ориентированной зеренной структурой, подходящему для сегментного сердечника вращающихся машин, таких как электродвигатель или генератор, для многослойного сердечника неподвижных устройств, таких как трансформатор или дроссель, и подобного. В частности настоящее изобретение относится к электротехническому стальному листу с ориентированной зеренной структурой, в котором высокочастотные магнитные свойства вдоль L-направления являются почти теми же самыми, что и обычно, а высокочастотные магнитные свойства вдоль C-направления предпочтительно являются улучшенными.
Приоритет испрашивается по заявке на патент Японии № 2014-177136, поданной 1 сентября 2014 г., содержание которой включено в настоящий документ посредством ссылки.
УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ
[0002]
Электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой имеет превосходные магнитные свойства вдоль направления прокатки, потому что его кристаллическая ориентация является сильно ориентированной в ориентации {110} <001>, называемой ориентацией Госса. Таким образом, электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой широко применяется в материалах железного сердечника для трансформаторов, генераторов или двигателей. В последние годы в связи с развитием силовой электроники высокочастотный диапазон вдобавок к обычному коммерческому диапазону частот все больше и больше используется в качестве частоты привода для вращающихся машин, таких как двигатели или генераторы, стационарных устройств, таких как трансформатор или дроссель и подобное. Таким образом, ожидается дальнейшее улучшение характеристик потерь в сердечнике в высокочастотном диапазоне для электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой.
[0003]
В дополнение к этому, в случае использования приводного двигателя с сегментным сердечником для гибридных транспортных средств (HEV), электромобилей (EV) и подобного, желательно иметь превосходные характеристики потерь в сердечнике в высокочастотном диапазоне в обоих направлениях - зубцов и заднего ярма - железного сердечника. Таким образом, в дополнение к характеристикам потерь в сердечнике вдоль направления прокатки (L-направления) в высокочастотном диапазоне, для электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой ожидается дополнительное улучшение характеристик потерь в сердечнике в высокочастотном диапазоне вдоль поперечного направления (C-направления), перпендикулярного к направлению прокатки. В частности, в электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой в дополнение к высокочастотным потерям в сердечнике вдоль L-направления (потерям в сердечнике в L-направлении) требуется, чтобы он обладал превосходным показателем среднего значения высокочастотных потерь в сердечнике вдоль L-направления и C-направления (L&C среднее значение потерь в сердечнике).
[0004]
В настоящем документе сегментный сердечник означает компонент, включаемый в статор, расположенный на периферии ротора электродвигателя. Сегментный сердечник штампуется из электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой так, чтобы радиальное направление оси вращения электродвигателя было по существу параллельно направлению прокатки (L-направлению) листа электротехнической стали, а круговое направление оси вращения двигателя было по существу параллельно направлению (C-направлению), перпендикулярному направлению прокатки листа электротехнической стали. В частности, в сегментном сердечнике зубец, который является важным для магнитных свойств, в большинстве случаев является по существу параллельным направлению прокатки листа электротехнической стали, а заднее ярмо является по существу параллельным направлению, перпендикулярному к направлению прокатки. В случае статора, в котором заднее ярмо важно для магнитных свойств, сегментный сердечник может быть отштампован так, чтобы заднее ярмо было по существу параллельной направлению прокатки листа электротехнической стали.
[0005]
Кроме того, потери в сердечнике означают потерю энергии, вызываемую взаимным превращением электрической и магнитной энергии. Предпочтительно, чтобы значение потерь в сердечнике было низким. Потери в сердечнике из электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой можно разделить на два элемента: гистерезисные потери и потери на токи Фуко. В частности, для того, чтобы уменьшить высокочастотные потери в сердечнике, эффективным является уменьшение потерь на токи Фуко за счет регулирования стали таким образом, чтобы она была высоколегированной, а также за счет увеличения электрического сопротивления стали. Хотя можно уменьшить потери на токи Фуко путем управления листом электротехнической стали так, чтобы он был тонким, это неизбежно увеличивает производственные затраты вследствие уменьшения производительности холодной прокатки, отжига, и т.п.
[0006]
В обычных листах электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой магнитная анизотропия обеспечивается путем управления текстурой, и тем самым магнитные свойства вдоль L-направления становятся превосходными. Однако магнитные свойства вдоль C-направления при этом являются заметно недостаточными. Таким образом обычный электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой является неподходящим для использования в сегментном сердечнике, в котором необходимо соблюдать баланс L&C средних потерь в сердечнике с потерями в сердечнике в L-направления.
[0007]
В дополнение к этому, как было пояснено выше, для того, чтобы уменьшить высокочастотные потери в сердечнике, эффективным является использовать высоколегированную сталь. Однако когда Si, который является главным легирующим элементом листа из электротехнической стали, добавляется в избытке по сравнению с обычным составом, сталь делается хрупкой, и тем самым холодная прокатка становится трудноосуществимой. Кроме того, Al является легирующим элементом, который не делает сталь хрупкой по сравнению с Si. Однако когда Al добавляется к стали в избытке, становится трудно управлять дисперсионным состоянием ингибитора AlN, который выполняет важную функцию управления кристаллической ориентацией при вторичной рекристаллизации.
[0008]
Патентный документ 1 раскрывает способ для производства листа электротехнической стали, обладающего превосходным балансом между магнитными свойствами в L-направлении и C-направлении. В этом способе стальной сляб, содержащий от 2,0 мас.% до 4,0 мас.% Si, 0,5 мас.% или меньше Mn, от 0,003 мас.% до 0,020 мас.% растворимого Al и подобное, подвергается горячей прокатке, отжигу горячей полосы, двойной холодной прокатке с промежуточным отжигом, отжигу для первичной рекристаллизации и отжигу для вторичной рекристаллизации.
[0009]
Патентный документ 2 раскрывает способ для производства листа электротехнической стали, обладающего превосходным балансом между магнитными свойствами в L-направлении и C-направлении. В этом способе стальной сляб, содержащий от 2,5 мас.% до 4,0 мас.% Si, от 2,0 мас.% до 4,0 мас.% Mn, от 0,003 мас.% до 0,030 мас.% кислоторастворимого Al и подобное, подвергается горячей прокатке, опционально отжигу горячей полосы, холодной прокатке, отжигу для первичной рекристаллизации и отжигу для вторичной рекристаллизации.
ДОКУМЕНТЫ ПРЕДШЕСТВУЮЩЕГО УРОВНЯ ТЕХНИКИ
ПАТЕНТНЫЕ ДОКУМЕНТЫ
[0010]
[Патентный документ 1] Японская нерассмотренная патентная заявка, Первая публикация № H11-350032
[Патентный документ 2] Японская нерассмотренная патентная заявка, Первая публикация № H07-18334
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
РЕШАЕМАЯ ТЕХНИЧЕСКАЯ ПРОБЛЕМА
[0011]
В листе электротехнической стали, произведенном с помощью способа, раскрытого в Патентном документе 1, количество легирующих элементов является недостаточным, и поэтому высокочастотные потери в сердечнике уменьшаются в недостаточной степени.
[0012]
В листе электротехнической стали в соответствии с Патентным документом 2, рассматриваются только потери в сердечнике в коммерческом диапазоне частот от 50 до 60 Гц, и поэтому высокочастотные потери в сердечнике уменьшаются в недостаточной степени. Кроме того, в способе производства в соответствии с Патентным документом 2 вторичная рекристаллизация имеет тенденцию к неустойчивости, и поэтому лист электротехнической стали производится нестабильно.
[0013]
Настоящее изобретение было создано с учетом вышеупомянутых проблем. Задачей настоящего изобретения является предложить электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой, обладающий как превосходными высокочастотными магнитными свойствами в L-направлении, так и превосходными средними высокочастотными магнитными свойствами в L-направлении и C-направлении.
РЕШЕНИЕ ПРОБЛЕМЫ
[0014]
Авторы настоящего изобретения обнаружили, что путем включения большого количества Mn, который обычно предотвращает хрупкость стали вместе с Al в зависимости от содержания Si в стали, управления суммарным количеством Sn и Sb в стали, и оптимального управления производственными условиями можно получить лист электротехнической стали, в котором высокочастотные магнитные свойства вдоль L-направления являются почти теми же самыми, что и в обычном листе, а высокочастотные магнитные свойства вдоль C-направления выгодно улучшаются.
[0015]
В электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой в соответствии с одним аспектом настоящего изобретения толщина листа составляет от 0,1 до 0,40 мм, а плотность магнитного потока B8 вдоль направления прокатки составляет от 1,60 до 1,77 Тл. Когда плотность магнитного потока B8 вдоль направления прокатки составляет от 1,60 до 1,77 Тл, балансом между потерями в сердечнике в L-направлении и L&C средними потерями в сердечнике можно выгодно управлять. Авторы настоящего изобретения установили, что когда плотность магнитного потока B8 вдоль направления прокатки составляет меньше чем 1,60 Тл, потери в сердечнике в L-направлении являются невыгодными. Кроме того, авторы настоящего изобретения установили, что когда плотность магнитного потока B8 вдоль направления прокатки составляет более 1,77 Тл, потери в сердечнике в L-направлении являются выгодными, однако потери в сердечнике в C-направлении ухудшаются, и в результате L&C средние потери в сердечнике резко ухудшаются.
[0016]
Аспекты настоящего изобретения являются следующими.
(1) Электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой в соответствии с одним аспектом настоящего изобретения включает в себя слой стали и изолирующее покрытие, расположенное на слое стали, в котором: слой стали включает в качестве химического состава от 0,0003 мас.% до 0,005 мас.% C, от 2,9 мас.% до 4,0 мас.% Si, от 2,0 мас.% до 4,0 мас.% Mn, от 0,003 мас.% до 0,018 мас.% раств. Al, 0,005 мас.% или меньше S, от 0 мас.% до 0,20 мас.% Sn, от 0 мас.% до 0,20 мас.% Sb, а также остаток, состоящий из Fe и примесей; причем содержание кремния и содержание марганца, выраженные в мас.% в химическом составе слоя стали, удовлетворяют условию 1,2 мас.% ≤ Si - 0,5 × Mn ≤ 2,0 мас.%, а содержание олова и содержание сурьмы, выраженные в мас.% в химическом составе слоя стали, удовлетворяют условию 0,005 мас.% ≤ Sn+Sb ≤ 0,20 мас.%; и изолирующее покрытие находится в непосредственном контакте со слоем стали.
(2) В электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой в соответствии с пунктом (1) слой стали может включать в себя в химическом составе от 0,004 мас.% до 0,20 мас.% Sn, и от 0,001 мас.% до 0,20 мас.% Sb.
(3) Способ производства электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с пунктом (1) или (2) включает в себя процесс литья, процесс горячей прокатки, процесс холодной прокатки, процесс отжига для первичной рекристаллизации, процесс покрытия сепаратором отжига, процесс отжига для вторичной рекристаллизации, а также процесс формирования изолирующего покрытия, в котором: в процессе литья сталь отливается так, чтобы она включала в себя в своем химическом составе: от 0,0003 мас.% до 0,005 мас.% C, от 2,9 мас.% до 4,0 мас.% Si, от 2,0 мас.% до 4,0 мас.% Mn, от 0,003 мас.% до 0,018 мас.% раств. Al, от 0,001 мас.% до 0,01 мас.% N, 0,005 мас.% или меньше S, от 0 мас.% до 0,20 мас.% Sn, от 0 мас.% до 0,20 мас.% Sb, а также остаток, состоящий из железа и примесей, причем содержание кремния и содержание марганца, выраженные в мас.% в химическом составе, удовлетворяют условию 1,2 мас.% ≤ Si - 0,5 × Mn ≤ 2,0 мас.%, и содержание олова и содержание сурьмы, выраженные в мас.% в химическом составе, удовлетворяют условию 0,005 мас.% ≤ Sn+Sb ≤ 0,20 мас.%; в процессе отжига для первичной рекристаллизации отжиг для первичной рекристаллизации проводится для стали при таких условиях, что скорость нагревания на стадии повышения температуры составляет в среднем от 100°C/с до 5000°C/с, атмосфера на стадии повышения температуры содержит от 10 до 100 об.% H2 и H2+N2=100 об.%, температура на стадии выдержки составляет от 800°C до 1000°C, продолжительность стадии выдержки составляет от 5 с до 10 мин, атмосфера на стадии выдержки содержит от 10 до 100 об.% H2, H2+N2=100 об.%, и температура точки росы составляет -10°c или ниже; в процессе покрытия сепаратором отжига на сталь наносится только сепаратор отжига, включающий в себя глинозем в качестве главного компонента; и в процессе отжига для вторичной рекристаллизации отжиг для вторичной рекристаллизации проводится для стали при таких условиях, что атмосфера на стадии повышения температуры содержит от 0 до 80 об.% N2 и H2+N2=100 об.%, температура точки росы в диапазоне температур 500°C или выше на стадии повышения температуры составляет 0°C или ниже, температура на стадии выдержки составляет от 850°C до 1000°C, продолжительность стадии выдержки составляет от 4 до 100 час, атмосфера на стадии выдержки содержит от 0 до 80 об.% N2, H2+N2=100 об.%, и температура точки росы составляет 0°C или ниже.
(4) В способе производства электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с пунктом (3) в процессе литья сталь может включать в себя в своем химическом составе от 0,004 мас.% до 0,20 мас.% Sn и от 0,001 мас.% до 0,20 мас.% Sb.
(5) В способе производства электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с пунктом (3) или (4) в процессе отжига для вторичной рекристаллизации сталь нагревается до температуры стадии выдержки с постоянной скоростью нагревания на стадии повышения температуры.
ПОЛЕЗНЫЕ ЭФФЕКТЫ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0017]
В соответствии с вышеописанными аспектами настоящего изобретения возможно обеспечить электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой, обладающий превосходными высокочастотными магнитными свойствами в L-направлении и превосходными средними высокочастотными магнитными свойствами в L-направлении и C-направлении.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
[0018]
Фиг. 1 представляет собой поперечное сечение электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с одним вариантом осуществления настоящего изобретения.
Фиг. 2 представляет собой поперечное сечение обычного электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой.
ПОДРОБНОЕ ОПИСАНИЕ ПРЕДПОЧТИТЕЛЬНЫХ ВАРИАНТОВ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ
[0019]
Далее будет подробно описан один предпочтительный вариант осуществления настоящего изобретения. Однако настоящее изобретение не ограничивается только конфигурацией, которая раскрыта в этом варианте осуществления, и возможны различные модификации, не отступающие от сути настоящего изобретения. В дополнение к этому, описываемый ниже ограничивающий диапазон включает в себя свой нижний предел и свой верхний предел. Однако значение, выражаемое как «больше чем» или «меньше чем», не включается в этот диапазон.
[0020]
Далее будет подробно описан электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой в соответствии с вариантом осуществления.
[0021]
Авторы настоящего изобретения тщательно исследовали химический состав стали и производственные условия, и тем самым преуспели в получении электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой, обладающего превосходным балансом между высокочастотными потерями в сердечнике в L-направлении и в C-направлении.
[0022]
Электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления включает в себя слой стали (основную сталь) и изолирующее покрытие, расположенное на слое стали, в котором: слой стали включает в свой химический состав от 0,0003 мас.% до 0,005 мас.% C, от 2,9 мас.% до 4,0 мас.% Si, от 2,0 мас.% до 4,0 мас.% Mn, от 0,003 мас.% до 0,018 мас.% растворимого Al, 0,005 мас.% или меньше S, от 0 мас.% до 0,20 мас.% Sn, от 0 мас.% до 0,20 мас.% Sb, а также остаток, состоящий из Fe и примесей; причем содержание кремния и содержание марганца, выраженные в мас.% в химическом составе слоя стали, удовлетворяют условию 1,2 мас.% ≤ Si - 0,5 × Mn ≤ 2,0 мас.%, а содержание олова и содержание сурьмы, выраженные в мас.% в химическом составе слоя стали, удовлетворяют условию 0,005 мас.% ≤ Sn+Sb ≤ 0,20 мас.%; и изолирующее покрытие находится в непосредственном контакте со слоем стали. В дополнение к этому, предпочтительно, чтобы толщина электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой составляла от 0,1 до 0,40 мм, а плотность магнитного потока B8 вдоль направления прокатки составляла от 1,60 до 1,77 Тл.
[0023]
Фиг. 1 показывает электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления в поперечном разрезе, направление которого является параллельным направлению толщины. В электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления изолирующее покрытие 2 находится в непосредственном контакте со слоем стали 1 (основной сталью). Фиг. 2 показывает обычный электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой в поперечном разрезе, направление которого является параллельным направлению толщины. В обычном электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой стеклянная пленка 3 (пленка из форстерита) располагается на слое стали 1 (основная сталь), и изолирующее покрытие 2 располагается на стеклянной пленке 3 (пленке из форстерита).
[0024]
(1) Химический состав слоя стали (основной стали)
Далее будет подробно описан химический состав слоя стали электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления. В дальнейшем процентное количество соответствующих элементов указывается в массовых процентах (мас.%), если явно не указано иное.
[0025]
В химическом составе слоя стали электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления основными элементами являются C, Si, Mn и Al.
[0026]
C: от 0,0003 мас.% до 0,005 мас.%
C (углерод) является основным элементом в стали, однако он вызывает ухудшение потерь в сердечнике. Таким образом, предпочтительно, чтобы содержание C было как можно меньше. В электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления верхний предел содержания C должен составлять 0,005 мас.%. Когда содержание C составляет больше чем 0,005 мас.%, потери в сердечнике электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой ухудшаются, и таким образом превосходные магнитные свойства не достигаются. Верхний предел содержания C предпочтительно составляет 0,004 мас.%, и более предпочтительно 0,003 мас.%. С другой стороны, хотя нижний предел содержания C особенно не ограничивается, этот нижний предел должен составлять 0,0003 мас.%. В промышленном отношении трудно поддерживать содержание C на уровне меньше чем 0,0003 мас.%, поскольку производственные затраты на изготовление такой стали являются чрезмерными.
[0027]
Si: от 2,9 мас.% до 4,0 мас.%
Si (кремний) обладает эффектом увеличения электрического сопротивления стали, уменьшая тем самым потери на токи Фуко и улучшая высокочастотные потери в сердечнике. Для того, чтобы эффективно получить этот эффект, нижний предел содержания Si должен составлять 2,9 мас.%. Нижний предел содержания Si предпочтительно составляет 3,0 мас.%. С другой стороны, верхний предел содержания Si должен составлять 4,0 мас.%. Когда содержание Si составляет больше чем 4,0 мас.%, обрабатываемость стали резко ухудшается, и таким образом становится затруднительным выполнить холодную прокатку. Верхний предел содержания Si предпочтительно составляет 3,8 мас.%.
[0028]
Mn: от 2,0 мас.% до 4,0 мас.%
Mn (марганец) обладает эффектом увеличения электрического сопротивления стали без ухудшения обрабатываемости стали, уменьшая потери на токи Фуко и тем самым улучшая высокочастотные потери в сердечнике. Для того, чтобы эффективно получить этот эффект, нижний предел содержания Mn должен составлять 2,0 мас.%. Когда содержание Mn составляет меньше чем 2,0 мас.%, эффект уменьшения высокочастотных потерь в сердечнике является недостаточным. Нижний предел содержания Mn предпочтительно составляет 2,2 мас.%, и более предпочтительно 2,6 мас.%. С другой стороны, верхний предел содержания Mn должен составлять 4,0 мас.%. Когда содержание Mn составляет больше чем 4,0 мас.%, плотность магнитного потока резко уменьшается. Верхний предел содержания Mn предпочтительно составляет 3,8 мас.%, и более предпочтительно 3,4 мас.%.
[0029]
Si - 0,5 × Mn: от 1,2 мас.% до 2,0 мас.%
В дополнение к этому, в настоящем варианте осуществления содержание Si и содержание Mn регулируются в связи друг с другом. Для того, чтобы обеспечить устойчивое протекание вторичной рекристаллизации, необходимо управлять микроструктурой горячекатаного стального листа таким образом, чтобы она была однородной и мелкозернистой. Следовательно, в настоящем варианте осуществления используется превращение между α-фазой (ферритом) и γ-фазой (аустенитом). В обычном электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой углерод, который является формирующим аустенит элементом, содержится на стадии горячекатаного стального листа. Однако в листе электротехнической стали в соответствии с настоящим вариантом осуществления содержание C является низким на стадии горячекатаного стального листа. Таким образом, в листе электротехнической стали в соответствии с настоящим вариантом осуществления превращение α - γ главным образом затрагивает баланс между количеством Si, который является формирующим феррит элементом, и количеством Mn, который является формирующим аустенит элементом. Содержание Si и содержание Mn необходимо регулировать в их связи друг с другом.
[0030]
В частности, верхний предел значения, вычисляемого по формуле «(содержание Si) - 0,5 × (содержание Mn)», должен составлять 2,0 мас.%. Когда это значение составляет больше чем 2,0 мас.%, превращение α - γ не происходит в достаточной степени, микроструктура горячекатаного стального листа не становится однородной и мелкозернистой, и вторичная рекристаллизация становится неустойчивой. Верхний предел значения «Si - 0,5 × Mn» предпочтительно составляет 1,8 мас.% и более предпочтительно 1,75 мас.%. С другой стороны, хотя нижний предел значения «Si - 0,5 × Mn» особенно не ограничивается, этот нижний предел должен составлять 1,2 мас.%. Для того, чтобы вторичная рекристаллизация протекала устойчиво, нижний предел значения «Si - 0,5 × Mn» предпочтительно составляет 1,6 мас.%. Когда содержание Si и содержание Mn удовлетворяют вышеупомянутому условию, становится возможным получить электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой, обладающий превосходным балансом между высокочастотными потерями в сердечнике в L-направлении и C-направлении.
[0031]
Раствор. Al: от 0,003 мас.% до 0,018 мас.%
Раствор. Al (кислоторастворимый алюминий) образует ингибитор, который является важным для управления кристаллической ориентацией при вторичной рекристаллизации. Этот ингибитор представляет собой нитриды в виде выделений, например композитные нитриды (Al, Si, Mn). В настоящем варианте осуществления нижний предел содержания растворимого Al должен составлять 0,003 мас.%. Когда содержание растворимого Al составляет меньше чем 0,003 мас.%, эффект ингибитора получается в недостаточной степени. С другой стороны, верхний предел содержания растворимого Al должен составлять 0,018 мас.%. Когда содержание растворимого Al составляет больше чем 0,018 мас.%, дисперсионное состояние нитридов является неблагоприятным, и таким образом вторичная рекристаллизация протекает неустойчиво. Верхний предел содержания растворимого алюминия предпочтительно составляет 0,016 мас.%.
[0032]
Химический состав слоя стали электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления включает в себя примеси. В настоящем документе «примеси» представляют собой элементы, которые загрязняют сталь во время ее промышленного производства из руд и лома, которые используются в качестве сырья для производства стали, или из окружающей среды производственного процесса. Среди примесей предпочтительно, чтобы содержание серы ограничивалось следующим образом для того, чтобы в достаточной степени получить эффекты настоящего варианта осуществления. Кроме того, поскольку предпочтительно, чтобы количество соответствующих примесей было низким, нижний предел не должен ограничиваться, и нижний предел соответствующих примесей может составлять 0 мас.%.
[0033]
S: 0,005% или меньше
S (сера) является примесью. Сера образует MnS при связывании с Mn в стали, и таким образом магнитные свойства ухудшаются. Следовательно содержание серы ограничивается величиной 0,005 мас.% или меньше. Верхний предел содержания серы предпочтительно составляет 0,004 мас.%, и более предпочтительно 0,003 мас.%.
[0034]
Слой стали электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления включает в себя вышеупомянутые основные элементы, и остаток из Fe и вышеупомянутых примесей. Однако слой стали электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления включает в себя по меньшей мере один элемент из Sn или Sb вместо части железа, которое является остатком.
[0035]
Sn: от 0 мас.% до 0,20 мас.%
Sb: от 0 мас.% до 0,20 мас.%
Sn+Sb: от 0,005 мас.% до 0,20 мас.%
Sn (олово) и Sb (сурьма) являются элементами, которые позволяют вторичной рекристаллизации протекать устойчиво, и которые позволяют уменьшить высокочастотные потери в сердечнике за счет измельчения вторично рекристаллизованных зерен. Для того, чтобы получить этот эффект, содержание Sn должно составлять от 0 мас.% до 0,20 мас.%, содержание Sb должно составлять от 0 мас.% до 0,20 мас.%, и общее количество Sn и Sb должно составлять от 0,005 мас.% до 0,20 мас.%. Когда один элемент из Sn или Sb содержится в слое стали, другой из них не обязательно должен содержаться в этом слое стали. Таким образом, нижний предел количества каждого элемента из Sn и Sb может составлять 0 мас.%. Однако нижний предел общего количества Sn и Sb должен составлять 0,005 мас.%. Нижний предел общего количества Sn и Sb предпочтительно составляет 0,01 мас.%. С другой стороны, верхний предел общего количества Sn и Sb должен составлять 0,20 мас.%. Когда верхний предел общего количества Sn и Sb составляет больше чем 0,20 мас.%, вышеупомянутый эффект насыщается. Верхний предел общего количества Sn и Sb предпочтительно составляет 0,15 мас.% и более предпочтительно 0,13 мас.%.
[0036]
Как было описано выше, по меньшей мере один элемент из Sn или Sb может быть включен в слой стали. Однако предпочтительно, чтобы оба элемента из Sn и Sb были одновременно включены в слой стали. Например, предпочтительно, чтобы нижний предел содержания Sn составлял 0,004 мас.%, а нижний предел содержания Sb составлял 0,001 мас.%. В частности, предпочтительно, чтобы слой стали электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления одновременно включал в себя Mn, Sn и Sb. Когда это условие удовлетворяется, среднее значение высокочастотных потерь в сердечнике вдоль L-направления и C-направления предпочтительно улучшается.
[0037]
В электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления содержание Mn и общее содержание Sn+Sb одновременно увеличиваются в химическом составе слоя стали. За счет увеличения содержания Mn возможно увеличить электрическое сопротивление стали, уменьшить потери на токи Фуко, и в результате улучшить среднее значение высокочастотных магнитных свойств (потерь в сердечнике) вдоль L-направления и C-направления. Кроме того, за счет увеличения общего содержания Sn+Sb возможно уменьшить зерна при вторичной рекристаллизации с тем, чтобы уменьшить избыточные потери на токи Фуко, и в результате улучшить среднее значение высокочастотных магнитных свойств (потерь в сердечнике) вдоль L-направления и C-направления.
[0038]
С другой стороны, в обычном электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой не всегда легко одновременно увеличить содержание Mn и общее содержание Sn+Sb. В частности, когда содержание Mn увеличивается, не всегда легко одновременно с этим включить Sn и Sb. В обычном электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой одновременное включение Mn, Sn и Sb вызывает проблему резкого ухудшения адгезии изоляционного покрытия. Авторы настоящего изобретения считают, что вышеописанная проблема имеет своей причиной чрезмерное окисление, которое происходит в непосредственной близости от поверхности слоя стали во время отжига для первичной рекристаллизации и отжига для вторичной рекристаллизации.
[0039]
В обычном электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой стальной сляб обычно включает в себя C, содержание которого стабилизирует аустенит при температуре отжига и температуре горячей прокатки, нагрев при отжиге для первичной рекристаллизации проводится со скоростью нагрева медленнее чем 100 °C/с, отжиг для первичной рекристаллизации проводится во влажной атмосфере (обезуглероживающей атмосфере), в качестве сепаратора отжига используется сепаратор на основе оксида магния, и проводится отжиг для вторичной рекристаллизации. При отжиге для первичной рекристаллизации, поскольку атмосфера является влажной (обезуглероживающей атмосферой), в дополнение к обезуглероживанию в стальном листе (слое стали) ускоряется окисление. Кроме того, поскольку MgO в сепараторе отжига, который суспендируется для нанесения на стальной лист (слой стали), превращается в Mg(OH)2, сепаратор отжига из оксида магния имеет тенденцию к окислению стального листа (слоя стали). Кроме того, при вторичном рекристаллизационном отжиге сепаратор отжига из оксида магния и оксидный слой (оксид креминя) на поверхности стального листа (слоя стали) химически реагируют друг с другом, и таким образом формируется стеклянная пленка (пленка форстерита).
[0040]
В случае применения вышеупомянутого обычного способа производства к стальному листу (стальному слою), в котором одновременно увеличены содержание Mn и общее содержание Sn+Sb, область в непосредственной близости от поверхности слоя стали может быть чрезмерно окислена благодаря особому химическому составу стали. В результате может возникнуть проблема резкого ухудшения адгезии изоляционного покрытия. В настоящем варианте осуществления за счет оптимального управления химическим составом слоя стали и производственными условиями возможно одновременно увеличить содержание Mn и общее содержание Sn+Sb. В частности, в дополнение к увеличению содержания Mn возможно одновременно увеличить содержание Sn и Sb. Хотя подробно производственные условия будут описаны ниже, в настоящем варианте осуществления содержанием C в стальном слябе управляют так, чтобы оно было низким, быстрый нагрев по сравнению с обычным нагревом проводится на стадии повышения температуры отжига для первичной рекристаллизации, отжиг для первичной рекристаллизации проводится в сухой атмосфере (необезуглероживающей атмосфере), в качестве сепаратора отжига используется сепаратор на основе оксид алюминия, и вторичный рекристаллизационный отжиг проводится в сухой атмосфере.
[0041]
Электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой, производимый с помощью конкретных производственных условий в соответствии с настоящим вариантом осуществления, не включает в себя стеклянную пленку (пленку форстерита) на слое стали, потому что отжиг для первичной рекристаллизации проводится в сухой атмосфере (необезуглероживающей атмосфере), сепаратор на основе оксид алюминия используется в качестве сепаратора отжига, и вторичный рекристаллизационный отжиг проводится в сухой атмосфере. В частности, в электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления изоляционное покрытие располагается в непосредственном контакте со слоем стали.
[0042]
Даже когда содержание Mn и суммарное содержание Sn+Sb одновременно увеличиваются в слое стали, в частности даже когда Sn и Sb включаются одновременно с увеличением содержания Mn, возможно подавить чрезмерное окисление в непосредственной близости от поверхности слоя стали путем применения конкретных производственных условий в соответствии с настоящим вариантом осуществления. Таким образом, возможно подавить уменьшение адгезии изоляционного покрытия. В результате возможно выгодно улучшить среднее значение высокочастотных магнитных свойств (потерь в сердечнике) вдоль L-направления и C-направления по сравнению с обычным электротехническим стальным листом.
[0043]
В дополнение к этому, в электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления, даже когда суммарное содержание Sn+Sb увеличивается в дополнение к увеличению содержания Mn, возможно выгодно подавить уменьшение способности к штамповке.
[0044]
Sn и Sb представляют собой элементы, которые стремятся сделать сталь хрупкой. Что касается кремниевой стали (слоя стали), обрабатываемость которой является очень плохой, когда суммарное содержание Sn+Sb увеличивается в дополнение к чрезмерному увеличению содержания Mn, хотя Mn затрудняет увеличение хрупкости стали, обрабатываемость стали может резко ухудшиться.
[0045]
Хотя детали этого неясны, когда кремниевая сталь (слой стали) включает в себя большое количество Mn, оксиды Mn могут сформироваться в дополнение к оксидам Si в непосредственной близости от поверхности слоя стали, Sn и Sb могут сегрегироваться в непосредственной близости от оксидов Si и оксидов Mn, и тем самым способность к штамповке может ухудшиться. С другой стороны, в обычном электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой не всегда легко одновременно увеличить содержание Mn и суммарное содержание Sn+Sb. В частности, когда содержание Mn увеличивается, не всегда легко одновременно с этим включить Sn и Sb.
[0046]
В конкретных производственных условиях в соответствии с настоящим вариантом осуществления окисление Mn подавляется в непосредственной близости от поверхности слоя стали во время отжига для первичной рекристаллизации, и стеклянная пленка не формируется во время вторичного рекристаллизационного отжига. Поскольку окисление Mn подавляется и стеклянная пленка не формируется, количество оксидов в непосредственной близости от поверхности слоя стали не становится чрезмерным. В частности, в дополнение к конкретным производственным условиям в соответствии с настоящим вариантом осуществления, когда сталь одновременно включает в себя Sn и Sb, и когда в качестве сепаратора отжига используется сепаратор на основе оксида алюминия, оксидный слой дополнительно утончается. Кроме того, подавляется сегрегация Sn и Sb. Следовательно, ухудшение способности к перфорации выгодно подавляется. Причина этого, похоже, заключается в том, что хрупкое разрушение, начинающееся в непосредственной близости от поверхности (начинающееся на границе между слоем стали и изоляционным покрытием) подавляется за счет утончения оксидного слоя в непосредственной близости от поверхности слоя стали.
[0047]
В частности, в слое стали электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления (во всем слое стали за исключением изоляционного покрытия), количество O (кислорода) предпочтительно составляет 0,03 мас.% (300 частей на миллион) или меньше. Кроме того, когда площадь поверхности слоя стали является площадью в пределах 10 мкм в глубину слоя стали от границы между слоем стали и изоляционным покрытием, содержание O предпочтительно составляет меньше чем 0,01 мас.% (100 частей на миллион) в той площади тела, которая является площадью за исключением площади поверхности слоя стали. Когда содержание O во всем слое стали составляет 0,03 мас.% (300 частей на миллион) или меньше, ухудшение способности к перфорации выгодно подавляется. Содержание O во всем слое стали предпочтительно составляет 0,02 мас.% (200 частей на миллион) или меньше и более предпочтительно 0,01 мас.% (100 частей на миллион) или меньше. В дополнение к этому, хотя нижний предел содержания O во всем слое стали особенно не ограничивается, нижний предел может составлять 0,001 мас.% (10 частей на миллион). Содержание O в слое стали может быть измерено, например, с помощью способа недисперсионного поглощения в инфракрасной области спектра после плавления в потоке инертного газа.
[0048]
Слой стали электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления может дополнительно включать в себя опциональный элемент в дополнение к объясненным выше элементам. Например, слой стали может дополнительно включить в себя в качестве опционального элемента по меньшей мере один элемент, выбираемый из группы, состоящей из N, P, Ni, Cr, Cu и Мо вместо части Fe, которое является остатком. Опциональные элементы могут включаться по мере необходимости. Таким образом, нижний предел содержания соответствующих опциональных элементов не должен быть ограничен, и этот нижний предел может составлять 0 мас.%. Кроме того, даже если опциональные элементы могут быть включены как примеси, это не влияет на вышеупомянутые эффекты.
[0049]
N: от 0 мас.% до 0,01 мас.%
N (азот) образует нитриды, которые действуют в качестве ингибитора. Таким образом, содержание азота в стальном слябе предпочтительно составляет 0,0010 мас.% или больше. Однако когда большое количество N остается в слое стали электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в состоянии конечного продукта, это может отрицательно влиять на магнитные свойства. Таким образом, верхний предел содержания N предпочтительно составляет 0,0100 мас.% и более предпочтительно 0,0050 мас.%.
[0050]
P: от 0 мас.% до 0,15 мас.%
P (фосфор) обладает эффектом уменьшения потерь на токи Фуко за счет увеличения электрического сопротивления стали. Таким образом, содержание P может составлять от 0 мас.% до 0,15 мас.%. Нижний предел содержания P предпочтительно составляет 0,0001 мас.%.
[0051]
Ni: от 0 мас.% до 0,3 мас.%
Ni (никель) обладает эффектом уменьшения потерь на токи Фуко за счет увеличения электрического сопротивления стали, а также эффектом улучшения плотности магнитного потока. Таким образом, содержание Ni может составлять от 0 мас.% до 0,3 мас.%. Нижний предел содержания Ni предпочтительно составляет 0,0001 мас.%.
[0052]
Cr: от 0 мас.% до 0,3 мас.%
Cr (хром) обладает эффектом уменьшения потерь на токи Фуко за счет увеличения электрического сопротивления стали. Таким образом, содержание Cr может составлять от 0 мас.% до 0,3 мас.%. Нижний предел содержания Cr предпочтительно составляет 0,0001 мас.%.
[0053]
Cu: от 0 мас.% до 0,3 мас.%
Cu (медь) обладает эффектом уменьшения потерь на токи Фуко за счет увеличения электрического сопротивления стали. Таким образом, содержание Cu может составлять от 0 мас.% до 0,3 мас.%. Нижний предел содержания Cu предпочтительно составляет 0,0001 мас.%.
[0054]
Mo: от 0 мас.% до 0,3 мас.%
Мо (молибден) обладает эффектом уменьшения потерь на токи Фуко за счет увеличения электрического сопротивления стали. Таким образом, содержание Мо может составлять от 0 мас.% до 0,3 мас.%. Нижний предел содержания Мо предпочтительно составляет 0,0001 мас.%.
[0055]
Химический состав слоя стали, описанный выше, может быть измерен с помощью типичных аналитических способов для стали. Например, химический состав слоя стали может быть измерен путем использования ICP-AES (атомный эмиссионный спектрометр с индуктивно связанной плазмой: спектрометрия/спектроскопия излучения индуктивно связанной плазмы). В частности, зернистые образцы для испытания берутся из центрального положения слоя стали после удаления покрытия, химический анализ проводится при условиях, основанных на предопределенной рабочей кривой, и тем самым идентифицируется химический состав. В дополнение к этому, содержание C и S может быть измерено способом поглощения в инфракрасной области спектра при сгорании, содержание N может быть измерено с помощью термокондуктометрического способа при плавлении в потоке инертного газа, и содержание O может быть измерено, например, с помощью способа недисперсионного поглощения в инфракрасной области спектра при плавлении в потоке инертного газа.
[0056]
(2) Толщина электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой
Далее будет описана предпочтительная толщина электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления.
В электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления верхний предел толщины может составлять 0,40 мм. Когда толщина листа составляет более 0,40 мм, потери на токи Фуко могут увеличиться, и высокочастотные потери в сердечнике могут ухудшиться. С другой стороны, хотя нижний предел толщины особенно не ограничивается, этот нижний предел может составлять 0,1 мм. Когда толщина листа составляет менее 0,1 мм, производительность понижается, что является нежелательным.
[0057]
(3) Магнитные свойства электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой
Далее будут описаны предпочтительные магнитные свойства электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления.
В электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления нижний предел плотности магнитного потока B8 вдоль направления прокатки (L-направления) предпочтительно составляет 1,60 Тл. Когда плотность магнитного потока B8 вдоль направления прокатки составляет менее 1,60 Тл, могут ухудшиться как потери в сердечнике в L-направлении, так и L&C средние потери в сердечнике. Нижний предел плотности магнитного потока B8 вдоль направления прокатки предпочтительно составляет 1,62 Тл. С другой стороны, верхний предел плотности магнитного потока B8 вдоль направления прокатки предпочтительно составляет 1,77 Тл. Когда плотность магнитного потока B8 вдоль направления прокатки составляет более 1,77 Тл, потери в сердечнике в L-направлении являются достаточными, однако потери в сердечнике в C-направлении ухудшаются, и в результате L&C средние потери в сердечнике резко ухудшаются. Верхний предел плотности магнитного потока B8 вдоль направления прокатки предпочтительно составляет 1,76 Тл.
[0058]
В дополнение к этому, в электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления потери в сердечнике W10/400 вдоль L-направления предпочтительно составляют 13,0 Вт/кг или меньше. Кроме того, среднее значение потерь в сердечнике W10/400 вдоль L-направления и C-направления предпочтительно составляет 14,5 Вт/кг или меньше. Для характеристик потерь в сердечнике, поскольку предпочтительно, чтобы их значение было низким, нижний предел особенно не ограничивается. Кроме того, потери в сердечнике W10/400 вдоль C-направления предпочтительно имеют значение, которое в 1,0-2,0 раза больше по сравнению со значением потерь в сердечнике W10/400 вдоль L-направления. Когда вышеописанные условия удовлетворяется, среднее значение высокочастотных потерь в сердечнике вдоль L-направления и C-направления выгодно улучшается.
[0059]
В настоящем документе магнитные свойства, такие как плотность магнитного потока и потери в сердечнике, могут быть измерены с помощью известного способа, например теста Эпштейна в соответствии с японским промышленным стандартом JIS C2550, способа однолистового тестера (SST) в соответствии с японским промышленным стандартом JIS C 2556, и т.п. Кроме того, плотность магнитного потока B8 означает плотность магнитного потока под действием намагничивающего поля 800 А/м, а потери в сердечнике W10/400 означают потери в сердечнике при таких условиях, что максимальная плотность магнитного потока составляет 1,0 Тл, а частота составляет 400 Гц.
[0060]
Далее будет подробно описан способ производства электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления.
[0061]
Способ производства электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления включает в себя процесс литья, процесс горячей прокатки, процесс холодной прокатки, процесс отжига для первичной рекристаллизации, процесс покрытия сепаратором отжига, процесс отжига для вторичной рекристаллизации и процесс формирования изоляционного покрытия. По мере необходимости процесс отжига горячей полосы может быть включен после процесса горячей прокатки и перед процессом холодной прокатки. В процессе холодной прокатки холодная прокатка может быть выполнена один раз, два раза или больше с промежуточным отжигом.
[0062]
Процесс литья
В процессе литья отливка (сляб) отливается так, чтобы она в своем химическом составе включала в себя от 0,0003 мас.% до 0,005 мас.% C, от 2,9 мас.% до 4,0 мас.% Si, от 2,0 мас.% до 4,0 мас.% Mn, от 0,003 мас.% до 0,018 мас.% раств. Al, от 0,001 мас.% до 0,01 мас.% N, 0,005 мас.% или меньше S, от 0 мас.% до 0,20 мас.% Sn, от 0 мас.% до 0,20 мас.% Sb, а также остаток, состоящий из Fe и примесей, причем содержание кремния и содержание марганца, выраженные в мас.% в химическом составе, удовлетворяют условию 1,2 мас.% ≤ Si - 0,5 × Mn ≤ 2,0 мас.%, а содержание олова и содержание сурьмы, выраженные в мас.% в химическом составе, удовлетворяют условию 0,005 мас.% ≤ Sn+Sb ≤ 0,20 мас.%. Например, сляб обычно может отливаться с помощью такого способа литья, как способ непрерывной разливки, способ отливки слитка металла, или способ отливки тонкого сляба. В случае непрерывной разливки сталь может быть подвергнута горячей прокатке после того, как сталь однократно охлаждается до более низкой температуры (например, комнатной температуры) и повторно нагревается, или сталь (сляб) может непрерывно подвергаться горячей прокатке сразу после ее разливки.
[0063]
По меньшей мере один элемент из Sn или Sb может быть включен в вышеупомянутую отливку (сляб). Однако предпочтительно, чтобы оба элемента из Sn и Sb были одновременно включены в сляб. Например, предпочтительно, чтобы нижний предел содержания Sn составлял 0,004 мас.%, а нижний предел содержания Sb составлял 0,001 мас.%. В частности, предпочтительно, чтобы сляб одновременно включал в себя Mn, Sn и Sb в процессе литья в способе производства электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления.
[0064]
Процесс горячей прокатки
В процессе горячей прокатки сляб после процесса литья нагревается до температуры от 1050°C до 1400°C, выполняется его горячая прокатка, и горячая прокатка завершается в диапазоне температур от 700°C до 950°C. В процессе горячей прокатки горячая прокатка может быть проведена так, чтобы получить горячекатаный стальной лист с толщиной от 1,8 до 3,5 мм.
[0065]
Процесс отжига горячей полосы
После процесса горячей прокатки по мере необходимости может быть проведен отжиг горячей полосы. В процессе отжига горячей полосы для горячекатаного стального листа после процесса горячей прокатки непрерывный отжиг может быть проведен при условиях температуры от 750°C до 1200°C и времени от 10 с до 10 мин, и отжиг в контейнерах может быть проведен при условиях температуры от 650°C до 950°C и времени от 30 мин до 24 час.
[0066]
Процесс холодной прокатки
В процессе холодной прокатки холодная прокатка проводится для горячекатаного стального листа после процесса горячей прокатки или для отожженного листа после процесса отжига горячей полосы. В процессе холодной прокатки холодная прокатка может быть проведена так, чтобы получить лист холоднокатаной стали с толщиной от 0,1 до 0,4 мм. В том случае, если холодная прокатка может быть проведена два или более раз с промежуточным отжигом, обжатие при холодной прокатке перед промежуточным отжигом может составлять от 40 до 70%, и обжатие при конечной холодной прокатке после промежуточного отжига может составлять от 40 до 90%. Промежуточный отжиг может проводиться при тех же самых условиях отжига, что и вышеупомянутый отжиг горячей полосы.
[0067]
Процесс отжига для первичной рекристаллизации
В процессе отжига для первичной рекристаллизации отжиг для первичной рекристаллизации проводится для листа холоднокатаной стали после процесса холодной прокатки. В процессе отжига для первичной рекристаллизации быстрое нагревание проводят на стадии повышения температуры. За счет выполнения быстрого нагревания на стадии повышения температуры процесса отжига для первичной рекристаллизации можно сократить время нагревания, и в результате подавить поверхностное окисление во время стадии повышения температуры. В дополнение к этому, выдержка проводится в сухой атмосфере (необезуглероживающей атмосфере). В частности, скорость нагревания на стадии повышения температуры составляет в среднем от 100°C/с до 5000°C/с, атмосфера на стадии повышения температуры представляет собой от 10 до 100 об.% H2 и H2+N2=100 об.%, и точка росы атмосферы на стадии повышения температуры предпочтительно составляет 0°C или ниже. На стадии выдержки температура составляет от 800°C до 1000°C, продолжительность стадии выдержки составляет от 5 с до 10 мин, атмосфера на стадии выдержки представляет собой от 10 до 100 об.% H2, H2+N2=100 об.%, и точка росы составляет -10°С или ниже. Скорость нагревания на стадии повышения температуры предпочтительно составляет от 100°C/с до 2000°C/с.
[0068]
Атмосфера на стадии повышения температуры предпочтительно представляет собой меньше чем 50 об.% H2 и более предпочтительно меньше чем 25 об.% H2. Кроме того, атмосфера на стадии выдержки предпочтительно представляет собой меньше чем 50 об.% H2 и более предпочтительно меньше чем 25 об.% H2. Когда вышеописанные условия удовлетворяются, среднее значение высокочастотных потерь в сердечнике вдоль L-направления и C-направления выгодно улучшается.
[0069]
Процесс покрытия сепаратором отжига
В процессе покрытия сепаратором отжига сепаратор отжига, включающий в себя оксид алюминия (Al2O3) в качестве главного компонента, наносится на первично рекристаллизованный стальной лист после процесса отжига для первичной рекристаллизации. Сепаратор отжига, включающий в себя оксид магния (MgO) в качестве главного компонента, не используется, поскольку оксид магния во время покрытия преобразуется в гидроксид, что приводит к большому содержанию кислорода в листе. Путем использования сепаратора на основе оксида алюминия можно подавить чрезмерное окисление в непосредственной близости от поверхности слоя стали в процессе отжига для вторичной рекристаллизации.
[0070]
Процесс отжига для вторичной рекристаллизации
В процессе отжига для вторичной рекристаллизации проводится отжиг для вторичной рекристаллизации покрытого сепаратором стального листа после процесса покрытия сепаратором отжига. В процессе отжига для вторичной рекристаллизации атмосфера на стадии повышения температуры контролируется, и выдержка проводится в сухой атмосфере. В частности, атмосфера на стадии повышения температуры содержит от 0 до 80 об.% N2 и H2+N2=100 об.%, точка росы в диапазоне температур от 500°C или выше на стадии повышения температуры равна 0°C или ниже, температура на стадии выдержки составляет от 850°C до 1000°C, продолжительность стадии выдержки составляет от 4 до 100 час, атмосфера на стадии выдержки содержит от 0 до 80 об.% N2, H2+N2=100 об.%, и точка росы равна 0°C или ниже. Атмосфера на стадии выдержки предпочтительно содержит от 0 до 50 об.% N2.
[0071]
На стадии повышения температуры стальной лист может быть нагрет до вышеупомянутой температуры от 850°C до 1000°C на стадии выдержки с по существу постоянной скоростью нагрева (без двухступенчатого отжига). Скорость нагрева при температуре 800°C или выше предпочтительно составляет в среднем от 10 до 50°C/час. Атмосфера на стадии повышения температуры предпочтительно представляет собой меньше чем 30 об.% N2 и более предпочтительно меньше чем 20 об.% N2. Атмосфера на стадии выдержки предпочтительно представляет собой 100 мас.% H2. Когда вышеописанные условия удовлетворяется, среднее значение высокочастотных потерь в сердечнике вдоль L-направления и C-направления выгодно улучшается.
[0072]
Процесс формирования изолирующего покрытия
В процессе формирования изолирующего покрытия изолирующее покрытие формируется для вторично рекристаллизованного стального листа после процесса отжига для вторичной рекристаллизации. Например, смесь смолы, такой как акриловая, и неорганического материала, такого как фосфат, раствор для изолирующего покрытия, содержащий коллоидный оксид кремния и фосфат, и т.п. может быть нанесена на поверхность стального листа, и термическая обработка может быть проведена в диапазоне температур от 250°C до 400°C в том случае, когда содержится органическое вещество, и в диапазоне температур от 840°C до 920°C в том случае, когда содержится только неорганическое вещество.
[0073]
Электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой, произведенный как было упомянуто выше, включает в себя слой стали (основную сталь) и изолирующее покрытие, расположенное на слое стали, в котором: слой стали включает в свой химический состав от 0,0003 мас.% до 0,005 мас.% C, от 2,9 мас.% до 4,0 мас.% Si, от 2,0 мас.% до 4,0 мас.% Mn, от 0,003 мас.% до 0,018 мас.% растворимого Al, 0,005 мас.% или меньше S, от 0 мас.% до 0,20 мас.% Sn, от 0 мас.% до 0,20 мас.% Sb, а также остаток, состоящий из Fe и примесей; причем содержание кремния и содержание марганца, выраженные в мас.% в химическом составе слоя стали, удовлетворяют условию 1,2 мас.% ≤ Si - 0,5 × Mn ≤ 2,0 мас.%, а содержание олова и содержание сурьмы, выраженные в мас.% в химическом составе слоя стали, удовлетворяют условию 0,005 мас.% ≤ Sn+Sb ≤ 0,20 мас.%; и изолирующее покрытие находится в непосредственном контакте со слоем стали.
[0074]
В электротехническом стальном листе с ориентированной зеренной структурой, произведенном путем оптимального и всестороннего управления вышеупомянутыми производственными условиями, даже в том случае, когда содержание Mn и суммарное содержание Sn+Sb одновременно увеличиваются в слое стали, в частности даже когда Sn и Sb включаются одновременно в дополнение к увеличению содержания Mn, возможно подавить чрезмерное окисление в непосредственной близости от поверхности слоя стали. Таким образом, возможно подавить уменьшение адгезии изоляционного покрытия. Кроме того, возможно выгодно улучшить среднее значение высокочастотных магнитных свойств (потерь в сердечнике) вдоль L-направления и C-направления.
Примеры
[0075]
Далее эффекты одного аспекта настоящего изобретения будут подробно описаны со ссылками на следующие примеры. Однако условия в примерах представляют собой примерные условия, используемые для того, чтобы подтвердить работоспособность и эффекты настоящего изобретения, так что настоящее изобретение не ограничивается этими примерными условиями. Настоящее изобретение может использовать различные типы условий, если эти условия не отступают от области охвата настоящего изобретения и позволяют решать задачу настоящего изобретения.
[0076]
(Пример 1)
Стальные слябы, химические составы которых показаны в Таблице 1, с остатком, состоящим из Fe и примесей, нагревались до температуры 1250°C, а затем подвергались горячей прокатке так, чтобы толщина составила 2,6 мм. Холодная прокатка проводилась так, чтобы толщина составляла 1,2 мм, промежуточный отжиг проводился при температуре 900°C в течение 30 с, окончательная прокатка проводилась так, чтобы конечная толщина составляла 0,30 мм, отжиг для первичной рекристаллизации проводился при температуре 920°C в течение 15 с, после чего наносился сепаратор отжига, вторичный рекристаллизационный отжиг проводился при максимальной температуре 940°C, и после этого формировалось изолирующее покрытие.
[0077]
В процессе отжига для первичной рекристаллизации скорость нагрева на стадии повышения температуры была равна 400°C/с, атмосфера на стадии повышения температуры содержала 20 об.% H2 и 80 об.% N2, атмосфера на стадии выдержки содержала 20 об.% H2 и 80 об.% N2, и температура точки росы на стадии выдержки была равна -20°C. В процессе отжига для вторичной рекристаллизации скорость нагрева на стадии повышения температуры до 800°C или выше составляла 20°C/час, температура повышалась до 940°C по сути с постоянной скоростью нагрева, атмосфера на стадии повышения температуры содержала 85 об.% H2 и 15 об.% N2, температура точки росы в диапазоне температур 500°C или выше на стадии повышения температуры была равна -10°C, продолжительность стадии выдержки составляла 10 час, атмосфера на стадии выдержки содержала 100 об.% H2, и температура точки росы на стадии выдержки была равна -30°C. Во всех стальных листах изолирующее покрытие находилось в непосредственном контакте со слоем стали, и адгезия была достаточной.
[0078]
[Таблица 1]
| Тип стали | ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ СТАЛЬНОГО СЛЯБА (мас.%) | ПРИМЕЧАНИЕ | ||||||||
| C | Si | Mn | S | Раств. Al | N | Si-0,5 x Mn | Sn | Sb | ||
| A | 0,002 | 3,00 | 2,63 | 0,002 | 0,002 | 0,0038 | 1,69 | Следы | Следы | Сравнительный пример |
| B | 0,002 | 2,99 | 2,62 | 0,002 | 0,009 | 0,0031 | 1,68 | 0,03 | Следы | ПРИМЕР |
| C | 0,002 | 3,00 | 2,63 | 0,002 | 0,021 | 0,0037 | 1,69 | Следы | Следы | Сравнительный пример |
| D | 0,002 | 3,00 | 2,65 | 0,002 | 0,007 | 0,0044 | 1,68 | 0,05 | Следы | ПРИМЕР |
| E | 0,002 | 3,12 | 3,23 | 0,002 | 0,016 | 0,0040 | 1,51 | Следы | 0,06 | ПРИМЕР |
| F | 0,003 | 3,20 | 3,30 | 0,002 | 0,014 | 0,0036 | 1,55 | 0,12 | Следы | ПРИМЕР |
| G | 0,003 | 2,99 | 2,62 | 0,002 | 0,020 | 0,0034 | 1,68 | 0,05 | Следы | Сравнительный пример |
Подчеркнутое значение указывает на выход за пределы диапазона настоящего изобретения.
[0079]
Были отштампованы образцы для испытания в виде квадрата со стороной 55 мм, отжиг для снятия напряжения проводился при температуре 750°C в течение 2 час, а затем магнитные свойства (плотность магнитного потока B8 и потери в сердечнике W10/400) вдоль L-направления и C-направления были оценены с помощью способа однолистового тестера (SST). Стальной лист, в котором плотность магнитного потока B8 вдоль L-направления составляла от 1,60 до 1,77 Тл, считался приемлемым, стальной лист, в котором потери в сердечнике W10/400 вдоль L-направления составляли 13,0 Вт/кг или меньше, считался приемлемым, и стальной лист, в котором среднее значение потерь в сердечнике W10/400 вдоль L-направления и C-направления составляло 14,5 Вт/кг или меньше, считался приемлемым. Кроме того, для сравнения с обычным электротехническим стальным листом с ориентированной зеренной структурой также оценивались магнитные свойства коммерческого стального листа, соответствующего японскому промышленному стандарту JIS 30P105. Результаты показаны в Таблице 2.
[0080]
[Таблица 2]
| № | Тип стали | ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ СТАЛЬНОГО СЛЯБА (мас.%) | B8(Tл) | W10/400 (Вт/кг) | ПРИМЕЧАНИЕ | |||||||||
| C | Si | Mn | S | Раств. Al | Si-0,5 x Mn | Sn | Sb | L-НАПРАВЛЕНИЕ | L-НАПРАВЛЕНИЕ | C-НАПРАВЛЕНИЕ | L&C СРЕДНЕЕ | |||
| 1 | A | 0,001 | 3,00 | 2,63 | 0,002 | 0,001 | 1,69 | Следы | Следы | 1,52 | 14,0 | 15,5 | 14,8 | Сравнительный пример |
| 2 | B | 0,002 | 2,99 | 2,62 | 0,002 | 0,007 | 1,68 | 0,03 | Следы | 1,70 | 10,4 | 16,0 | 13,2 | ПРИМЕР |
| 3 | C | 0,002 | 3,00 | 2,63 | 0,002 | 0,020 | 1,69 | Следы | Следы | 1,48 | 17,1 | 17,8 | 17,5 | Сравнительный пример |
| 4 | D | 0,001 | 3,00 | 2,65 | 0,002 | 0,005 | 1,68 | 0,05 | Следы | 1,70 | 9,5 | 15,9 | 12,7 | ПРИМЕР |
| 5 | E | 0,001 | 3,12 | 3,23 | 0,002 | 0,016 | 1,51 | Следы | 0,06 | 1,68 | 9,3 | 15,6 | 12,5 | ПРИМЕР |
| 6 | F | 0,002 | 3,20 | 3,30 | 0,002 | 0,013 | 1,55 | 0,12 | Следы | 1,68 | 9,2 | 15,5 | 12,4 | ПРИМЕР |
| 7 | G | 0,002 | 2,99 | 2,62 | 0,002 | 0,019 | 1,68 | 0,05 | Следы | 1,54 | 13,8 | 15,5 | 14,7 | Сравнительный пример |
| 8 | 30P105 | Следы | 3,00 | Следы | Следы | Следы | =3,00 | Следы | Следы | 1,93 | 10,1 | 28,2 | 19,2 | Сравнительный пример |
Подчеркнутое значение указывает на выход за пределы диапазона настоящего изобретения.
[0081]
Как показано в Таблице 2, в примерах стали типов B, D, E и F (№ 2, 4, 5 и 6), которые представляли собой материалы, содержащие раств. Al, поскольку вторичная рекристаллизация происходила во всей поверхности образца, потери в сердечнике W10/400 в L-направлении и L&C средние потери в сердечнике W10/400 были приемлемыми. С другой стороны, в стали типа А (№ 1), где содержание растворимого Al было меньше, чем нижний предел, и в сталях типов C и G (№ 3 и №7), где содержание растворимого Al было больше, чем верхний предел, поскольку вторичная рекристаллизация не происходила в достаточной степени, плотность магнитного потока B8 была недостаточной, и потери в сердечнике W10/400 в L-направлении и L&C средние потери в сердечнике W10/400 были недостаточными.
[0082]
В дополнение к этому, в сравнении между потерями в сердечнике W10/400 примеров стали типов B, D, E и F (№ 2, 4, 5 и 6) и потерями в сердечнике W10/400 коммерческого стального листа (№ 8) в соответствии с японским промышленным стандартом JIS 30P105, хотя потери в сердечнике в L-направлении были по существу теми же самыми, L&C средние потери в сердечнике для примеров были значительно улучшены.
[0083]
(Пример 2)
Стальные слябы, химические составы которых показаны в Таблице 3, с остатком, состоящим из Fe и примесей, нагревались до температуры 1200°C, а затем подвергались горячей прокатке так, чтобы толщина составила 2,1 мм. Отжиг горячей полосы проводился при температуре 900°C в течение 30 с, холодная прокатка проводилась так, чтобы конечная толщина составляла 0,35 мм, отжиг для первичной рекристаллизации проводился при температуре 920°C в течение 15 с, после чего наносился сепаратор отжига, вторичный рекристаллизационный отжиг проводился при максимальной температуре 940°C, и после этого формировалось изолирующее покрытие. В дополнение к этому, для того, чтобы оценить влияние толщины продукта, был произведен стальной лист, для которого холодная прокатка проводилась так, чтобы конечная толщина составляла 0,50 мм, причем все остальные производственные условия за исключением конечной толщины были теми же самыми.
[0084]
В процессе отжига для первичной рекристаллизации скорость нагревания на стадии повышения температуры была равна 200 °C/с, атмосфера на стадии повышения температуры содержала 25 об.% H2 и 75 об.% N2, атмосфера на стадии выдержки содержала 25 об.% H2 и 75 об.% N2, и температура точки росы на стадии выдержки была равна -20°C. Сепаратор на основе оксида алюминия использовался в качестве сепаратора отжига. В процессе отжига для вторичной рекристаллизации скорость нагревания на стадии повышения температуры до 800°C или выше составляла 15 °C/час, температура повышалась до 940°C по сути с постоянной скоростью нагрева, атмосфера на стадии повышения температуры содержала 90 об.% H2 и 10 об.% N2, температура точки росы в диапазоне температур 500°C или выше на стадии повышения температуры была равна -30°C, продолжительность стадии выдержки составляла 10 час, атмосфера на стадии выдержки содержала 100 об.% H2, и температура точки росы на стадии выдержки была равна -40°C. Во всех стальных листах изолирующее покрытие находилось в непосредственном контакте со слоем стали, и адгезия была достаточной.
[0085]
[Таблица 3]
| Тип стали | ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ СТАЛЬНОГО СЛЯБА (мас.%) | ПРИМЕЧАНИЕ | ||||||||
| С | Si | Mn | S | Раств. Al | N | Si-0,5 x Mn | Sn | Sb | ||
| H | 0,003 | 3,03 | 2,80 | 0,003 | 0,013 | 0,0047 | 1,63 | 0,05 | Следы | ПРИМЕР |
| I | 0,003 | 3,05 | 2,80 | 0,003 | 0,012 | 0,0045 | 1,65 | 0,08 | Следы | ПРИМЕР |
| J | 0,003 | 3,10 | 2,82 | 0,002 | 0,011 | 0,0048 | 1,69 | Следы | 0,05 | ПРИМЕР |
| K | 0,002 | 3,40 | 3,03 | 0,002 | 0,015 | 0,0050 | 1,89 | 0,06 | Следы | ПРИМЕР |
| L | 0,002 | 3,38 | 2,58 | 0,002 | 0,015 | 0,0053 | 2,09 | 0,05 | Следы | Сравнительный пример |
| M | 0,003 | 3,06 | 1,47 | 0,003 | 0,011 | 0,0045 | 2,33 | 0,05 | Следы | Сравнительный пример |
Подчеркнутое значение указывает на выход за пределы диапазона настоящего изобретения.
[0086]
Были отштампованы образцы для испытания в виде квадрата со стороной 55 мм, отжиг для снятия напряжения проводился при температуре 750°C в течение 2 час, а затем магнитные свойства (плотность магнитного потока B8 и потери в сердечнике W10/400) вдоль L-направления и C-направления были оценены с помощью способа однолистового тестера (SST). Стальной лист, в котором плотность магнитного потока B8 вдоль L-направления составляла от 1,60 до 1,77 Тл, считался приемлемым, стальной лист, в котором потери в сердечнике W10/400 вдоль L-направления составляли 13,0 Вт/кг или меньше, считался приемлемым, и стальной лист, в котором среднее значение потерь в сердечнике W10/400 вдоль L-направления и C-направления составляло 14,5 Вт/кг или меньше, считался приемлемым. Результаты показаны в Таблице 4.
[0087]
[Таблица 4]
| № | Тип стали | ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ СТАЛЬНОГО СЛЯБА (мас.%) | ТОЛЩИНА (мм) | B8(Tл) | W10/400 (Вт/кг) | ПРИМЕЧАНИЕ | |||||||||
| C | Si | Mn | S | Раств.Al | Si-0,5 x Mn | Sn | Sb | L-НАПРАВЛЕНИЕ | L-НАПРАВЛЕНИЕ | C-НАПРАВЛЕНИЕ | L&C СРЕДНЕЕ | ||||
| 9 | H | 0,002 | 3,03 | 2,80 | 0,003 | 0,012 | 1,63 | 0,05 | Следы | 0,35 | 1,69 | 12,0 | 16,6 | 14,3 | ПРИМЕР |
| 10 | I | 0,002 | 3,05 | 2,80 | 0,003 | 0,011 | 1,65 | 0,08 | Следы | 0,35 | 1,71 | 10,9 | 16,9 | 13,9 | ПРИМЕР |
| II | I | 0,002 | 3,05 | 2,80 | 0,003 | 0,011 | 1,65 | 0,08 | Следы | 0,50 | 1,72 | 16,9 | 25,0 | 21,0 | Справочный пример |
| 12 | J | 0,002 | 3,10 | 2,82 | 0,002 | 0,010 | 1,69 | Следы | 0,05 | 0,35 | 1,70 | 11,0 | 16,9 | 14,0 | ПРИМЕР |
| 13 | K | 0,002 | 3,40 | 3,03 | 0,002 | 0,015 | 1,89 | 0,06 | Следы | 0,35 | 1,69 | 10,5 | 16,5 | 13,5 | ПРИМЕР |
| 14 | L | 0,002 | 3,38 | 2,58 | 0,002 | 0,015 | 2,09 | 0,05 | Следы | 0,35 | 1,57 | 14,1 | 17,2 | 15,7 | Сравнительный пример |
| 15 | M | 0,002 | 3,06 | 1,47 | 0,003 | 0,010 | 2,33 | 0,05 | Следы | 0,35 | 1,59 | 13,9 | 17,4 | 15,7 | Сравнительный пример |
Подчеркнутое значение указывает на выход за пределы диапазона настоящего изобретения.
[0088]
Как показано в Таблице 4, в примерах стали типов H, I, J и K (№ 9, 10, 12 и 13), которые представляли собой материалы с толщиной 0,35 мм, поскольку вторичная рекристаллизация происходила во всей поверхности образца для испытания, потери в сердечнике W10/400 в L-направлении и L&C средние потери в сердечнике W10/400 были приемлемыми. С другой стороны, в стали типа I (№ 11), где толщина составляла 0,5 мм и превышала верхний предел, потери в сердечнике W10/400 в L-направлении и L&C средние потери в сердечнике W10/400 были в значительной степени недостаточными. Кроме того, в стали типов L и M (№ 14 и 15), где значение «Si - 0,5 × Mn» было больше чем верхний предел, поскольку линейный дефект вторичной рекристаллизации образовывался во многих областях, плотность магнитного потока B8 была недостаточной, и потери в сердечнике W10/400 в L-направлении и L&C средние потери в сердечнике W10/400 были недостаточными.
[0089]
(Пример 3)
Стальные слябы, химические составы которых показаны в Таблице 5, с остатком, состоящим из Fe и примесей, нагревались до температуры 1250°C, а затем подвергались горячей прокатке так, чтобы толщина составила 2,8 мм. Первая холодная прокатка проводилась так, чтобы толщина составляла 1,4 мм, промежуточный отжиг проводился при температуре 950°C в течение 30 с, вторая холодная прокатка проводилась так, чтобы конечная толщина составляла 0,23 мм, отжиг для первичной рекристаллизации проводился при температуре 920°C в течение 15 с, после чего наносился сепаратор отжига, вторичный рекристаллизационный отжиг проводился при максимальной температуре 940°C, и после этого формировалось изолирующее покрытие.
[0090]
В процессе отжига для первичной рекристаллизации скорость нагревания на стадии повышения температуры была равна 1000°C/с, атмосфера на стадии повышения температуры содержала 15 об.% H2 и 85 об.% N2, атмосфера на стадии выдержки содержала 15 об.% H2 и 85 об.% N2, и температура точки росы на стадии выдержки была равна -30°C. Сепаратор на основе оксида алюминия использовался в качестве сепаратора отжига. В процессе отжига для вторичной рекристаллизации скорость нагревания на стадии повышения температуры до 800°C или выше составляла 20°C/час, температура повышалась до 940°C по сути с постоянной скоростью нагревания, атмосфера на стадии повышения температуры содержала 95 об.% H2 и 5 об.% N2, температура точки росы в диапазоне температур 500°C или выше на стадии повышения температуры была равна -20°C, продолжительность стадии выдержки составляла 15 час, атмосфера на стадии выдержки содержала 100 об.% H2, и температура точки росы на стадии выдержки была равна -40°C. Во всех стальных листах изолирующее покрытие находилось в непосредственном контакте со слоем стали, и адгезия была достаточной.
[0091]
[Таблица 5]
| Тип стали | ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ СТАЛЬНОГО СЛЯБА (мас.%) | ПРИМЕЧАНИЕ | ||||||||
| С | Si | Mn | S | Раств. Al | N | Si-0,5 x Mn | Sn | Sb | ||
| N | 0,002 | 2,99 | 2,72 | 0,001 | 0,014 | 0,0052 | 1,63 | 0,05 | Следы | ПРИМЕР |
| 0 | 0,002 | 3,00 | 2,73 | 0,001 | 0,015 | 0,0051 | 1,64 | 0,10 | Следы | ПРИМЕР |
| P | 0,003 | 3,05 | 2,68 | 0,001 | 0,013 | 0,0051 | 1,71 | 0,03 | 0,03 | ПРИМЕР |
Подчеркнутое значение указывает на выход за пределы диапазона настоящего изобретения.
[0092]
Были отштампованы образцы для испытания в виде квадрата со стороной 55 мм, отжиг для снятия напряжения проводился при температуре 750°C в течение 2 час, а затем магнитные свойства (плотность магнитного потока B8 и потери в сердечнике W10/400) вдоль L-направления и C-направления были оценены с помощью способа однолистового тестера (SST). Стальной лист, в котором плотность магнитного потока B8 вдоль L-направления составляла от 1,60 до 1,77 Тл, считался приемлемым, стальной лист, в котором потери в сердечнике W10/400 вдоль L-направления составляли 13,0 Вт/кг или меньше, считался приемлемым, и стальной лист, в котором среднее значение потерь в сердечнике W10/400 вдоль L-направления и C-направления составляло 14,5 Вт/кг или меньше, считался приемлемым. Кроме того, для сравнения с обычным электротехническим стальным листом с ориентированной зеренной структурой также оценивались магнитные свойства коммерческого стального листа, соответствующего японскому промышленному стандарту JIS 23P95. Результаты показаны в Таблице 6.
[0093]
[Таблица 6]
| № | Тип стали | ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ СТАЛЬНОГО СЛЯБА (мас.%) | B8(Tл) | W10/400 (Вт/кг) | ПРИМЕЧАНИЕ | |||||||||
| C | Si | Mn | S | Раств. Al | Si-0,5 x Mn | Sn | Sb | L-НАПРАВЛЕНИЕ | L-НАПРАВЛЕНИЕ | C-НАПРАВЛЕНИЕ | L&C СРЕДНЕЕ | |||
| 16 | N | 0,002 | 2,99 | 2,72 | 0,001 | 0,012 | 1,63 | 0,05 | Следы | 1,63 | 8,7 | 13,0 | 10,9 | ПРИМЕР |
| 17 | 0 | 0,002 | 3,00 | 2,73 | 0,001 | 0,013 | 1,64 | 0,10 | Следы | 1,73 | 7,0 | 13,5 | 10,3 | ПРИМЕР |
| 18 | P | 0,003 | 3,05 | 2,68 | 0,001 | 0,012 | 1,71 | 0,03 | 0,03 | 1,72 | 7,1 | 13,4 | 10,3 | ПРИМЕР |
| 19 | 23P95 | Следы | 3,00 | Следы | Следы | Следы | =3,00 | Следы | Следы | 1,92 | 7,4 | 25,1 | 16,3 | Сравнительный пример |
Подчеркнутое значение указывает на выход за пределы диапазона настоящего изобретения.
[0094]
Как показано в Таблице 6, в примерах стали типов N, O и P (№ 16, 17 и 18), поскольку вторичная рекристаллизация произошла, потери в сердечнике W10/400 в L-направлении и L&C средние потери в сердечнике W10/400 были приемлемыми. Кроме того, в сравнении между потерями в сердечнике W10/400 примеров стали типов N, O и P (№ 16, 17 и 18) и потерями в сердечнике W10/400 коммерческого стального листа (№ 19) в соответствии с японским промышленным стандартом JIS 23P95, хотя потери в сердечнике в L-направлении были по существу теми же самыми, L&C средние потери в сердечнике для примеров были значительно улучшены.
[0095]
(Пример 4)
Стальные слябы, химические составы которых показаны в Таблице 7, с остатком, состоящим из Fe и примесей, нагревались до температуры 1230°C, а затем подвергались горячей прокатке так, чтобы толщина составила 2,0 мм. Отжиг горячей полосы проводился при температуре 920°C в течение 30 с, холодная прокатка проводилась так, чтобы конечная толщина составляла 0,30 мм, отжиг для первичной рекристаллизации проводился при температуре 930°C в течение 15 с, после чего наносился сепаратор отжига, вторичный рекристаллизационный отжиг проводился при максимальной температуре 940°C, и после этого формировалось изолирующее покрытие.
[0096]
В процессе отжига для первичной рекристаллизации скорость нагревания на стадии повышения температуры была равна 120°C/с, атмосфера на стадии повышения температуры содержала 20 об.% H2 и 80 об.% N2, атмосфера на стадии выдержки содержала 20 об.% H2 и 80 об.% N2, и температура точки росы на стадии выдержки была равна -25°C, -10°C, 0°C и 30°C. Сепаратор на основе оксида алюминия использовался в качестве сепаратора отжига. В процессе отжига для вторичной рекристаллизации скорость нагревания на стадии повышения температуры до 800°C или выше составляла 20°C/час, температура повышалась до 940°C по сути с постоянной скоростью нагревания, атмосфера на стадии повышения температуры содержала 85 об.% H2 и 15 об.% N2, температура точки росы в диапазоне температур 500°C или выше на стадии повышения температуры была равна 0°C, продолжительность стадии выдержки составляла 5 час, атмосфера на стадии выдержки содержала 100 об.% H2, и температура точки росы на стадии выдержки была равна -30°C. В стальных листах тестов № 20 и 21 изолирующее покрытие находилось в непосредственном контакте со слоем стали, и адгезия была достаточной. С другой стороны, в стальных листах теста № 22 и 23, оксид был сформирован между изоляционным покрытием и слоем стали, и адгезия была недостаточна.
[0097]
[Таблица 7]
| Тип стали | ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ СТАЛЬНОГО СЛЯБА (мас.%) | ПРИМЕЧАНИЕ | ||||||||
| С | Si | Mn | S | Раств. Al | N | Si-0,5 x Mn | Sn | Sb | ||
| Q | 0,003 | 3,10 | 2,81 | 0,001 | 0,007 | 0,0042 | 1,70 | 0,030 | Следы | ПРИМЕР |
| R | 0,003 | 3,00 | 2,84 | 0,003 | 0,015 | 0,0049 | 1,58 | 0,003 | 0,0008 | Сравнительный пример |
| S | 0,003 | 2,98 | 1,97 | 0,003 | 0,014 | 0,0049 | 2,00 | 0,050 | 0,050 | Сравнительный пример |
| T | 0,003 | 3,25 | 4,10 | 0,003 | 0,015 | 0,0049 | 1,20 | 0,050 | 0,050 | Сравнительный пример |
Подчеркнутое значение указывает на выход за пределы диапазона настоящего изобретения.
[0098]
Были отштампованы образцы для испытания в виде квадрата со стороной 55 мм, отжиг для снятия напряжения проводился при температуре 750°C в течение 2 час, а затем магнитные свойства (плотность магнитного потока B8 и потери в сердечнике W10/400) вдоль L-направления и C-направления были оценены с помощью способа однолистового тестера (SST). Стальной лист, в котором плотность магнитного потока B8 вдоль L-направления составляла от 1,60 до 1,77 Тл, считался приемлемым, стальной лист, в котором потери в сердечнике W10/400 вдоль L-направления составляли 13,0 Вт/кг или меньше, считался приемлемым, и стальной лист, в котором среднее значение потерь в сердечнике W10/400 вдоль L-направления и C-направления составляло 14,5 Вт/кг или меньше, считался приемлемым. Результаты показаны в Таблице 8.
[0099]
[Таблица 8]
| № | Тип стали | ТОЧКА РОСЫ НА СТАДИИ ВЫДЕРЖКИ ДЛЯ ПЕРВИЧНОЙ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ | ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ СТАЛЬНОГО СЛЯБА (мас.%) | B8(Tл) | W10/400 (Вт/кг) | ПРИМЕЧАНИЕ | |||||||||
| C | Si | Mn | S | Раств. Al | Si-0,5 x Mn | Sn | Sb | L-НАПРАВЛЕНИЕ | L-НАПРАВЛЕНИЕ | C-НАПРАВЛЕНИЕ | L&C СРЕДНЕЕ | ||||
| 20 | Q | -25°C | 0,002 | 3,10 | 2,81 | 0,001 | 0,006 | 1,70 | 0,03 | Следы | 1,71 | 9,5 | 15,7 | 12,6 | ПРИМЕР |
| 21 | Q | -10°C | 0,002 | 3,10 | 2,81 | 0,001 | 0,005 | 1,70 | 0,03 | Следы | 1,70 | 9,8 | 15,6 | 12,7 | ПРИМЕР |
| 22 | Q | 0°C | - | - | - | - | - | - | - | - | - | - | - | - | Сравнительный пример |
| 23 | Q | 30°C | - | - | - | - | - | - | - | - | - | - | - | - | Сравнительный пример |
| 24 | R | -25°C | 0,002 | 3,00 | 2,84 | 0,003 | 0,014 | 1,58 | 0,003 | 0,0008 | 1,69 | 13,1 | 16,0 | 14,6 | Сравнительный пример |
| 25 | S | -25°C | 0,003 | 2,98 | 1,97 | 0,003 | 0,013 | 2,00 | 0,050 | 0,050 | 1,68 | 13,2 | 15,9 | 14,6 | Сравнительный пример |
| 26 | T | -25°C | 0,003 | 3,25 | 4,10 | 0,003 | 0,014 | 1,20 | 0,050 | 0,050 | 1,57 | 14,1 | 17,2 | 15,7 | Сравнительный пример |
Подчеркнутое значение указывает на выход за пределы диапазона настоящего изобретения.
[0100]
Как показано в Таблице 8, в примерах тестов №№ 20 и 21, поскольку вторичная рекристаллизация произошла во всей поверхности образца для испытания, потери в сердечнике W10/400 в L-направлении и L&C средние потери в сердечнике W10/400 были приемлемыми. Кроме того, в примерах тестов №№ 20 и 21 содержание O в слое стали, измеренное с помощью способа недисперсионного поглощения в инфракрасной области спектра при плавлении в потоке инертного газа, составляло 0,03 мас.% (300 частей на миллион) или меньше.
[0101]
С другой стороны, в сравнительных примерах тестов №№ 22 и 23 содержание O в слое стали составляло более чем 0,03 мас.% (300 частей на миллион), толстый оксидный слой был сформирован на поверхности слоя стали, адгезия изолирующего покрытия в значительной степени ухудшилась, и таким образом магнитные свойства не могли быть оценены. Кроме того, в сравнительных примерах стали типов R, S и T (№ 24-26) плотность магнитного потока B8 и потери в сердечнике W10/400 были недостаточными.
ПРОМЫШЛЕННАЯ ПРИМЕНИМОСТЬ
[0102]
В соответствии с вышеописанными аспектами настоящего изобретения возможно обеспечить электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой, обладающий превосходными высокочастотными магнитными свойствами в L-направлении и превосходными средними высокочастотными магнитными свойствами в L-направлении и C-направлении. Соответственно, настоящее изобретение имеет значительную промышленную применимость.
СПИСОК ССЫЛОЧНЫХ ОБОЗНАЧЕНИЙ
[0103]
1: СЛОЙ СТАЛИ (ОСНОВНАЯ СТАЛЬ)
2: ИЗОЛИРУЮЩЕЕ ПОКРЫТИЕ
3: СТЕКЛЯННАЯ ПЛЕНКА (ПЛЕНКА ФОРСТЕРИТА)
Claims (40)
1. Электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой, выполненный из стали, содержащей химический состав, в мас.%:
C от 0,0003 до 0,005
Si от 2,9 до 4,0
Mn от 2,0 до 4,0
раств. Al от 0,003 до 0,018
S 0,005 или меньше
Sn от 0 до 0,20
Sb от 0 до 0,20
железо и примеси остальное,
причем содержание кремния и содержание марганца в составе стали, выраженные в мас.%, удовлетворяют условию 1,2 ≤ Si - 0,5 х Mn ≤ 2,0 и
содержание олова и содержание сурьмы в составе стали, выраженные в мас.%, удовлетворяют условию 0,005 ≤ Sn+Sb ≤ 0,20, при этом стальной лист имеет на поверхности изолирующее покрытие.
2. Электротехнический стальной лист по п. 1, в котором
сталь содержит, в мас.%:
Sn от 0,004 до 0,20 и
Sb от 0,001 до 0,20.
3. Способ производства электротехнического стального листа с ориентированной зеренной структурой по п. 1 или 2,
включающий процессы литья, горячей прокатки, холодной прокатки, отжига для первичной рекристаллизации, покрытия сепаратором отжига, отжига для вторичной рекристаллизации и формирования изолирующего покрытия, при этом
отливают сталь, содержащую химический состав, в мас.%:
С от 0,0003 до 0,005
Si от 2,9 до 4,0
Mn от 2,0 до 4,0
раств. Al от 0,003 до 0,018
N от 0,001 до 0,01
S 0,005 или меньше
Sn от 0 до 0,20
Sb от 0 до 0,20
железо и примеси остальное,
причем содержание кремния и содержание марганца в составе стали, выраженные в мас.%, удовлетворяют условию 1,2 ≤ Si - 0,5 х Mn ≤ 2,0 и
содержание олова и содержание сурьмы в составе стали, выраженные в мас.%, удовлетворяют условию 0,005 ≤ Sn+Sb ≤ 0,20,
отжиг стального листа для первичной рекристаллизации проводят на стадии повышения температуры со скоростью нагрева, составляющей в среднем от 100°C/с до 5000°C/с, при этом атмосфера на стадии повышения температуры содержит от 10 до 100 об.% H2 при H2+N2=100 об.%, температура на стадии выдержки составляет от 800°C до 1000°C, продолжительность стадии выдержки составляет от 5 с до 10 мин, атмосфера на стадии выдержки содержит от 10 до 100 об.% H2, при H2+N2=100 об.%, а температура точки росы составляет -10°C или ниже,
на стальной лист наносят сепаратор отжига, включающий оксид алюминия в качестве основного компонента и
отжиг стального листа для вторичной рекристаллизации проводят на стадии повышения температуры в атмосфере, содержащей от 0 до 80 об.% N2 при H2+N2=100 об.%, при этом температура точки росы в диапазоне температур 500°C или выше на стадии повышения температуры составляет 0°C или ниже, температура на стадии выдержки составляет от 850°C до 1000°C, продолжительность стадии выдержки составляет от 4 до 100 ч, атмосфера на стадии выдержки содержит от 0 до 80 об.% N2 при H2+N2=100 об.%, и температура точки росы составляет 0°C или ниже.
4. Способ по п. 3, в котором
сталь содержит, в мас.%:
Sn от 0,004 до 0,20 и
Sb от 0,001 до 0,20.
5. Способ по п. 3, в котором
в процессе отжига для вторичной рекристаллизации сталь нагревают до температуры выдержки с постоянной скоростью нагрева на стадии повышения температуры.
6. Способ по п. 4, в котором
в процессе отжига для вторичной рекристаллизации сталь нагревают до температуры выдержки с постоянной скоростью нагрева на стадии повышения температуры.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2014-177136 | 2014-09-01 | ||
| JP2014177136 | 2014-09-01 | ||
| PCT/JP2015/072896 WO2016035530A1 (ja) | 2014-09-01 | 2015-08-13 | 方向性電磁鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2662753C1 true RU2662753C1 (ru) | 2018-07-30 |
Family
ID=55439596
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2017105816A RU2662753C1 (ru) | 2014-09-01 | 2015-08-13 | Электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой |
Country Status (9)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US10604818B2 (ru) |
| EP (1) | EP3196325B1 (ru) |
| JP (1) | JP6337967B2 (ru) |
| KR (1) | KR101975685B1 (ru) |
| CN (1) | CN106661696B (ru) |
| BR (1) | BR112017003450B1 (ru) |
| PL (1) | PL3196325T3 (ru) |
| RU (1) | RU2662753C1 (ru) |
| WO (1) | WO2016035530A1 (ru) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2777792C1 (ru) * | 2019-02-08 | 2022-08-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | Лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, способ формирования изоляционного покрытия листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой и способ производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10541071B2 (en) * | 2014-06-26 | 2020-01-21 | Nippon Steel Corporation | Electrical steel sheet |
| JP6844125B2 (ja) * | 2016-06-14 | 2021-03-17 | 日本製鉄株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| RU2732269C1 (ru) * | 2017-07-13 | 2020-09-14 | Ниппон Стил Корпорейшн | Электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой и способ для его производства |
| US11473176B2 (en) | 2017-11-28 | 2022-10-18 | Jfe Steel Corporation | Oriented electrical steel sheet and method for producing same |
| WO2019117089A1 (ja) | 2017-12-12 | 2019-06-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 複層型電磁鋼板 |
| JP7010306B2 (ja) * | 2018-01-25 | 2022-02-10 | 日本製鉄株式会社 | 方向性電磁鋼板 |
| PL3913088T3 (pl) * | 2019-01-16 | 2024-09-02 | Nippon Steel Corporation | Sposób wytwarzania blachy cienkiej ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych |
| BR112021016821B1 (pt) * | 2019-03-20 | 2024-01-30 | Nippon Steel Corporation | Chapa de aço elétrica não orientada, e, método para produzir uma chapa de aço elétrica não orientada |
| TWI718041B (zh) * | 2019-04-03 | 2021-02-01 | 日商日本製鐵股份有限公司 | 電磁鋼板及其製造方法 |
| KR102468076B1 (ko) * | 2020-12-21 | 2022-11-16 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 그의 제조방법 |
| CN117501589A (zh) * | 2021-04-14 | 2024-02-02 | 日本制铁株式会社 | 电磁钢板及粘接层叠铁芯制造方法 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0617201A (ja) * | 1992-07-01 | 1994-01-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| JPH06184707A (ja) * | 1992-12-17 | 1994-07-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| RU2290448C2 (ru) * | 2001-09-13 | 2006-12-27 | Ак Стил Пропертиз, Инк. | Способ непрерывной разливки полосы из электротехнической стали с контролируемым оросительным охлаждением |
| RU2363739C1 (ru) * | 2005-06-10 | 2009-08-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | Текстурированная электротехническая листовая сталь с исключительно высокими магнитными свойствами и способ ее производства |
| RU2407807C2 (ru) * | 2005-08-03 | 2010-12-27 | Тиссенкрупп Стил Аг | Способ изготовления структурно-ориентированной стальной магнитной полосы |
| RU2524026C1 (ru) * | 2010-08-06 | 2014-07-27 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Лист из текстурированной электротехнической стали и способ его изготовления |
Family Cites Families (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4898626A (en) * | 1988-03-25 | 1990-02-06 | Armco Advanced Materials Corporation | Ultra-rapid heat treatment of grain oriented electrical steel |
| JP2819993B2 (ja) | 1993-07-07 | 1998-11-05 | 住友金属工業株式会社 | 優れた磁気特性を有する電磁鋼板の製造方法 |
| JPH08134542A (ja) * | 1994-11-08 | 1996-05-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 打抜き性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
| KR19990088437A (ko) | 1998-05-21 | 1999-12-27 | 에모또 간지 | 철손이매우낮은고자속밀도방향성전자강판및그제조방법 |
| JPH11350032A (ja) | 1998-06-12 | 1999-12-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 電磁鋼板の製造方法 |
| KR100837129B1 (ko) * | 2001-01-19 | 2008-06-11 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 포스테라이트를 주체로 하는 하지피막을 갖지 않는,자기특성이 양호한 방향성 전자강판과 그 제조방법 |
| JP2002294345A (ja) * | 2001-04-02 | 2002-10-09 | Kawasaki Steel Corp | 歪取焼鈍後の鉄損が極めて小さい方向性電磁鋼板の製造方法 |
| EP1279747B1 (en) | 2001-07-24 | 2013-11-27 | JFE Steel Corporation | A method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheets |
| JP4692518B2 (ja) * | 2007-06-07 | 2011-06-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ｅｉコア用の方向性電磁鋼板 |
| US20120222777A1 (en) | 2009-11-25 | 2012-09-06 | Tata Steel Ijmuiden B.V. | Process to manufacture grain-oriented electrical steel strip and grain-oriented electrical steel produced thereby |
| JP4840518B2 (ja) * | 2010-02-24 | 2011-12-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP6083156B2 (ja) | 2012-09-03 | 2017-02-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 連続焼鈍設備の急速加熱装置および急速加熱方法 |
| WO2014034931A1 (ja) | 2012-09-03 | 2014-03-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 連続焼鈍設備の急速加熱装置 |
| EP2775007B1 (en) * | 2013-03-08 | 2018-12-05 | Voestalpine Stahl GmbH | A process for the production of a grain-oriented electrical steel |
| JP6156646B2 (ja) * | 2013-10-30 | 2017-07-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 磁気特性および被膜密着性に優れる方向性電磁鋼板 |
-
2015
- 2015-08-13 CN CN201580045579.6A patent/CN106661696B/zh active Active
- 2015-08-13 PL PL15838897T patent/PL3196325T3/pl unknown
- 2015-08-13 WO PCT/JP2015/072896 patent/WO2016035530A1/ja not_active Ceased
- 2015-08-13 US US15/502,682 patent/US10604818B2/en active Active
- 2015-08-13 JP JP2016546399A patent/JP6337967B2/ja active Active
- 2015-08-13 EP EP15838897.5A patent/EP3196325B1/en active Active
- 2015-08-13 RU RU2017105816A patent/RU2662753C1/ru active
- 2015-08-13 KR KR1020177004922A patent/KR101975685B1/ko active Active
- 2015-08-13 BR BR112017003450-6A patent/BR112017003450B1/pt active IP Right Grant
-
2020
- 2020-02-18 US US16/793,670 patent/US11377705B2/en active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0617201A (ja) * | 1992-07-01 | 1994-01-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| JPH06184707A (ja) * | 1992-12-17 | 1994-07-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| RU2290448C2 (ru) * | 2001-09-13 | 2006-12-27 | Ак Стил Пропертиз, Инк. | Способ непрерывной разливки полосы из электротехнической стали с контролируемым оросительным охлаждением |
| RU2363739C1 (ru) * | 2005-06-10 | 2009-08-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | Текстурированная электротехническая листовая сталь с исключительно высокими магнитными свойствами и способ ее производства |
| RU2407807C2 (ru) * | 2005-08-03 | 2010-12-27 | Тиссенкрупп Стил Аг | Способ изготовления структурно-ориентированной стальной магнитной полосы |
| RU2524026C1 (ru) * | 2010-08-06 | 2014-07-27 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Лист из текстурированной электротехнической стали и способ его изготовления |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2779381C1 (ru) * | 2019-01-16 | 2022-09-06 | Ниппон Стил Корпорейшн | Способ изготовления листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой |
| RU2777792C1 (ru) * | 2019-02-08 | 2022-08-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | Лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, способ формирования изоляционного покрытия листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой и способ производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой |
| RU2778536C1 (ru) * | 2019-02-08 | 2022-08-22 | Ниппон Стил Корпорейшн | Лист анизотропной электротехнической стали, способ формирования изоляционного покрытия листа анизотропной электротехнической стали и способ производства листа анизотропной электротехнической стали |
| RU2823254C2 (ru) * | 2021-04-06 | 2024-07-22 | Ниппон Стил Корпорейшн | Лист анизотропной электротехнической стали и способ формирования изоляционного покрытия |
| RU2823213C2 (ru) * | 2021-04-06 | 2024-07-22 | Ниппон Стил Корпорейшн | Лист анизотропной электротехнической стали и способ формирования изоляционного покрытия |
| RU2825096C2 (ru) * | 2021-04-06 | 2024-08-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | Лист анизотропной электротехнической стали и способ формирования изоляционного покрытия |
| RU2843024C2 (ru) * | 2022-04-21 | 2025-07-07 | Ниппон Стил Корпорейшн | Лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой и способ его изготовления |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20170233842A1 (en) | 2017-08-17 |
| EP3196325A4 (en) | 2018-03-28 |
| US10604818B2 (en) | 2020-03-31 |
| JP6337967B2 (ja) | 2018-06-06 |
| PL3196325T3 (pl) | 2020-08-24 |
| CN106661696A (zh) | 2017-05-10 |
| CN106661696B (zh) | 2019-06-28 |
| EP3196325B1 (en) | 2020-03-18 |
| US20200181725A1 (en) | 2020-06-11 |
| KR101975685B1 (ko) | 2019-05-07 |
| KR20170029632A (ko) | 2017-03-15 |
| EP3196325A1 (en) | 2017-07-26 |
| US11377705B2 (en) | 2022-07-05 |
| BR112017003450A2 (pt) | 2017-12-05 |
| JPWO2016035530A1 (ja) | 2017-07-06 |
| BR112017003450B1 (pt) | 2021-06-22 |
| WO2016035530A1 (ja) | 2016-03-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2662753C1 (ru) | Электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой | |
| TWI820337B (zh) | 無方向性電磁鋼板的製造方法與馬達鐵芯的製造方法、以及馬達鐵芯 | |
| EP3037565B1 (en) | Non-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and motor | |
| RU2674181C1 (ru) | Лист из нетекстурированной электротехнической стали, способ его изготовления и сердечник двигателя | |
| TWI665313B (zh) | 無方向性電磁鋼板及其製造方法 | |
| CN108431243B (zh) | 定向电工钢板用退火分离剂、定向电工钢板及定向电工钢板的制造方法 | |
| WO2020136993A1 (ja) | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP2019508574A (ja) | 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 | |
| JP2017222898A (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2020503444A (ja) | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP7312249B2 (ja) | 二方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| TW201534739A (zh) | 磁特性優良的無方向性電磁鋼板 | |
| JP2001303214A (ja) | 高周波磁気特性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP4916847B2 (ja) | 一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP6623795B2 (ja) | 電磁鋼板、および電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4810777B2 (ja) | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP2003013190A (ja) | 高級無方向性電磁鋼板 | |
| JP6950748B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4258163B2 (ja) | 歪取焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板 | |
| JP4103393B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| RU2778537C1 (ru) | Способ производства листа анизотропной электротехнической стали |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PD4A | Correction of name of patent owner |