BR122018071520B1

BR122018071520B1 - método para fabricação de uma chapa metálica à base de fe

Info

Publication number: BR122018071520B1
Application number: BR122018071520-0A
Authority: BR
Inventors: Sakamoto Hiroaki; Tomita Miho; Inaguma Tooru; Mizuhara Youji
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp; Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-04-27
Filing date: 2012-04-27
Publication date: 2019-11-12
Also published as: US9856549B2; TW201247884A; US20150197836A1; KR101463368B1; RU2550448C1; BR112013027490A2; WO2012147922A1; TWI495732B; EP2703514A4; US9267194B2; US20150197835A1; CN103492602A; JP5278626B2; JPWO2012147922A1; PL2703514T3; CA2834392C; EP2703514B1; KR20130135372A; MX2013012421A; CN103492602B

Abstract

a presente invenção refere-se a um tarugo fundido contendo c: inferior a 0,02% em massa e consistindo em um metal à base de fe de um componente transformador a-¿ é submetido a laminação a quente a uma temperatura de um ponto a3 ou acima e é submetido a laminação de região a a uma temperatura de 300°c ou acima e abaixo do ponto a3, e dessa forma é fabricada uma chapa com base em metal contendo uma {100} textura em uma porção da camada de superfície. então, pela execução de um tratamento sob condições predeterminadas, é obtida uma chapa metálica à base de fe na qual o valor z é não inferior a 2,0 nem superior a 200 quando proporções de intensidade de direções respectivas {001}<470>, {116}<6 12 1>, e {223}<692> em um plano de chapa por difração de raios x são ajustadas para a, b, e c respectivamente e z = (a + 0,97b)/0,98c é satisfeita.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para MÉTODO PARA FABRICAÇÃO DE UMA CHAPA METÁLICA À BASE DE Fe.

[001] Dividido de BR112013027490-5, depositado em 27.4.2012 CAMPO TÉCNICO [002] A presente invenção refere-se a uma chapa metálica à base de Fe contendo um alto grau de acumulação de planos {200} apropriadamente utilizados para núcleos magnéticos e similares de motores elétricos, geradores de potência e transformadores, e capazes de contribuir para a redução desses núcleos magnéticos e redução da perda de energia, e a um método de fabricação da mesma. Esse pedido de patente é baseado em e reivindica o benefício de prioridade do pedido de patente anterior Japonês N° 2011-100014, arquivado em 27/04/2011, o pedido de patente anterior Japonês N° 2011-101893, arquivado em 28/04/2011, e o pedido de patente anterior Japonês N° 2012-070166, arquivado em 26/03/2012, sendo que os conteúdos integrais dos mesmos são incorporados aqui como referência.

ANTECEDENTES DA TÉCNICA [003] Chapas de aço elétrico com liga de silício ou/e similares têm sido convencionalmente empregadas em núcleos magnéticos de motores elétricos, geradores de energia, transformadores e similares. Dentre as chapas de aço elétrico, as chapas de aço elétrico não orientadas contendo orientações de cristal relativamente aleatórias, podem ser produzidas a um baixo custo, para então serem empregadas em motores, transformadores e similares de aparelhos elétricos domésticos, e similares de uma maneira multipropósito. As orientações de cristal dessa chapa de aço elétrico não orientada são aleatórias, dessa forma tornando impossível de obter uma densidade de fluxo magnético elevada. Em contraste com esta, as chapas de aço elétrico com grãos

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2/90 orientados contendo orientações de cristal alinhadas podem obter uma densidade de fluxo magnético elevada, para então serem aplicadas para uso de alta qualidade em motores automotivos e similares de veículos híbridos (HV) e similares. Entretanto, em um método de fabricação de uma chapa de aço elétrico com grãos orientados que é atualmente industrializada, é necessário um tratamento térmico longo, o que aumenta o custo.

[004] Conforme explicitado acima, na chapa de aço elétrico não orientada, não pode ser obtida uma densidade de fluxo magnético suficientemente elevada, e na chapa de aço elétrico com grãos orientados, a direção na qual uma densidade de fluxo magnético elevada pode ser obtida é limitada a uma direção ou a duas direções. Por outro lado, em veículos híbridos e similares são requeridos a obtenção de um alto torque e uma redução das dimensões, e há uma demanda para a produção de uma chapa metálica capaz de obter uma alta densidade de fluxo magnético completamente, em um plano em direção circunferencial como uma chapa metálica a ser utilizada para materiais do núcleo de motores de condução e similares. Portanto, como métodos diferentes do método industrializado de fabricação da chapa de aço elétrico com grãos orientados, foi proposta uma técnica para aumentar o grau de acumulação da orientação específica de cristal e várias técnicas de redução da perda do núcleo. Entretanto, na técnica descrita na Literatura de Patente 7, por exemplo, é possível aumentar o grau de acumulação de planos {200}, mas ocorre uma direcionalidade para uma orientação específica, para assim ter uma alta densidade de fluxo magnético em uma direção específica, mas uma alta densidade de fluxo magnético não pode ser obtida de modo completo em um plano em direção circunferencial, e similares, resultando que na técnica convencional não são necessariamente obtidas propriedades satisfatórias.

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LISTA DE CITAÇÃO

LITERATURA DE PATENTE [005] Literatura de Patente 1: Pedido de patente japonês aberto à inspeção pública N°. 10-168542 [006] Literatura de Patente 2: Pedido de patente japonês aberto à inspeção pública N°. 2006-45613 [007] Literatura de Patente 3: Pedido de patente japonês aberto à inspeção pública N°. 2006-144116 [008] Literatura de Patente 4: Pedido de patente japonês aberto à inspeção pública N°. 10-180522 [009] Literatura de Patente 5: Pedido de patente japonês aberto à inspeção pública N°. 01-252727 [0010] Literatura de Patente 6: Pedido de patente japonês aberto à inspeção pública N°. 07-173542 [0011] Literatura de Patente 7: Panfleto de publicação internacional N°. WO2011/052654

SUMÁRIO DA INVENÇÃO

PROBLEMA TÉCNICO [0012] Portanto, um objeto da presente invenção é o de fornecer uma chapa de metal à base de Fe que é capaz de se tornar magnetizada em um plano de chapa e ainda ter uma textura capaz de obter uma alta densidade de fluxo magnético completamente em uma direção circunferencial no plano, e um método de fabricação da mesma.

SOLUÇÃO PARA O PROBLEMA [0013] Os inventores da presente invenção observaram, como resultado de um exame minucioso, que a proporção da orientação para uma orientação específica, no que se refere a um metal à base de Fe de uma chapa de ferro ou semelhante, é controlada e assim uma orientação <100> em um aFe é mais densamente e completamente distribuída no plano da chapa metálica para tornar possível a obtenção

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4/90 completa elevada de uma de densidade de fluxo magnético em uma direção circunferencial no plano.

[0014] Além disso, os inventores da presente invenção conceberam que, para produzir tais chapas de metal à base de Fe, uma textura, na qual o grau de acumulação de planos {100} é aumentado, é primeiramente formada em uma porção da camada de superfície, e no momento da transformação γ-α pelo subsequente tratamento térmico, a textura é transformada enquanto assume suas texturas {100}. Depois, eles examinaram minuciosamente um método de formação da textura {100} na porção da camada de superfície e a obtenção de uma alta acumulação de planos {200} usando a transformação γ-α.

[0015] Como um resultado, verificou-se que quando a chapa de metal à base de Fe é produzida a partir de um tarugo por laminação, a temperatura de laminação e a proporção de redução são otimizadas, tornando assim possível formar a textura {100} pelo menos na porção da camada de superfície. Então, verificou-se que quando a textura {100} na porção da camada de superfície é assumida por meio da utilização da transformação γ-α posteriormente, um metal diferente exceto quanto ao Fe é preparado para se difundir antecipadamente na superfície e a região difundida é transformada em uma fase α-Fe, e assim na região transformada na fase α-Fe, a textura {100} é formada, e no momento da transformação γ-α, o grau de acumulação de planos {200} na fase α-Fe ainda gerada pela transformação aumenta e a orientação <100> é distribuída mais densamente e completamente, tornando assim possível obter uma elevada densidade de fluxo magnético, completamente em um plano na direção circunferencial.

[0016] Além disso, os inventores da presente invenção verificaram que no caso de estar contida uma grande quantidade de teor de C, quando o teor de C é reduzido por descarbonização, por recozimento, a descarbonização por recozimento é realizada sob condições prede

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5/90 terminadas, tornando desta forma possível formar a textura {100} pelo menos na porção da camada de superfície, e na chapa de metal à base de Fe finalmente obtida, a orientação <100> é distribuída mais densamente e totalmente, tornando assim possível obter uma elevada densidade de fluxo magnético, completamente em um plano da direção circunferencial.

[0017] O objetivo da presente invenção preparada como um resultado de tais verificações é como se segue.

[0018] Uma chapa de metal à base de Fe inclui: pelo menos um tipo de elemento formador de ferrita exceto Fe, sendo que quando proporções de intensidade das respectivas direções {001}<470>, {116}<6 12 1>, e {223}<692> em um plano da chapa são ajustadas por difração de raios X para A, B, e C respectivamente e Z = (A + 0,97B)/0,98C é satisfeito, o valor Z não é menor do que 2,0 nem maior do que 200.

[0019] A chapa de metal à base de Fe de acordo com (1), sendo que o elemento formador de ferrita se difunde de uma superfície a ser ligada com Fe.

[0020] A chapa de metal à base de Fe de acordo com (1) ou (2), sobre a qual é formada uma camada contendo o elemento formador de ferrita em pelo menos um lado das superfícies da chapa de metal à base de Fe, e o elemento formador de ferrita que se difundiu de parte da camada, é ligado a Fe.

[0021] A chapa de metal à base de Fe de acordo com (3), sendo que a espessura da camada contendo o elemento formador de ferrita, não é menor do que 0,01 pm nem maior do que 500 pm.

[0022] A chapa de metal à base de Fe de acordo com qualquer um dos planos de (1) a (4), na qual o grau de acumulação de planos {200} não é menor do que 30% nem maior do que 99%, e o grau de acumulação de planos {222} não é menor do que 0,01% nem maior do que 30%.

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6/90 [0023] A chapa de metal à base de Fe de acordo com qualquer um de (1) a (5), sendo que o elemento formador de ferrita é um tipo de elemento ou mais selecionado de um grupo que consiste em Al, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Si, Sn, Ta, Ti, V, W e Zn.

[0024] A chapa de metal à base de Fe de acordo com qualquer um de (1) a (6), sendo que pelo menos uma região parcial, que inclui as superfícies da chapa de metal à base de Fe, é uma região de fase única α preparada a partir de um componente à base de uma fase única α, e uma região de fase única α até uma seção transversal da chapa de metal à base de Fe é 1% ou maior.

[0025] A chapa de metal à base de Fe de acordo com qualquer um de (1) a (7), sendo que a espessura da chapa de metal à base de Fe não é menor do que 10 pm nem maior do que 6 mm.

[0026] A chapa de metal à base de Fe de acordo com qualquer uma de (1) a (8), sendo que a região de fase única α é formada em um lado da superfície frontal e um lado da superfície traseira da chapa de metal à base de Fe, e é formado um grão de cristal abrangendo a região de fase única α no lado frontal da superfície e a região de fase única α no lado posterior da superfície.

[0027] Um método de fabricação de uma chapa metálica à base de Fe, inclui:

a realização de laminação a quente em um tarugo fundido contendo C: menos do que 0,02% em massa e preparado a partir de um metal à base de Fe de um componente transformador α-γ a uma temperatura de um ponto A3 do tarugo fundido ou maior para obter uma chapa laminada a quente;

a realização de laminação da região α na chapa laminada a quente a uma temperatura maior do que 300°C e menor do que o ponto A3 do tarugo fundido para obter uma chapa laminada;

a realização de laminação a frio na chapa laminada para

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7/90 obter uma chapa de metal de base contendo uma espessura não menor do que 10 pm nem maior do que 6 mm;

a ligação de um elemento formador de ferrita a uma superfície ou ambas as superfícies da chapa de metal de base;

o aquecimento da chapa de metal de base tendo o elemento formador de ferrita sido ligado a ela até um ponto A3 da chapa de metal de base; e o aquecimento adicional da chapa de metal de base aquecida a uma temperatura não inferior à do ponto A3 da chapa de metal de base nem maior do que 1300°C e manutenção da chapa de metal de base; e o resfriamento da chapa de metal de base aquecida e mantida a uma temperatura inferior ao ponto A3 da chapa de metal de base. [0028] O método de fabricação da chapa de metal à base de Fe de acordo com (10), no qual uma proporção de redução na laminação da região α é -1,0 ou menor em termos de deformação verdadeira, e a soma da proporção de redução na laminação da região α e a proporção de redução na laminação a frio é -2,5 ou menor em termos de deformação verdadeira.

[0029] O método de fabricação da chapa de metal à base de Fe de acordo com a (10) ou (11), no qual a proporção de redução na laminação a quente é -0,5 ou menos em termos de deformação verdadeira. [0030] Um método de fabricação de uma chapa de metal à base de Fe, inclui:

o aquecimento de uma chapa de aço contendo C: não menorsdo que 0,02% em massa nem mais do que 1,0% em massa, contendo uma espessura não menor do que 10 pm nem maior do que 6 mm, e preparada a partir de um metal à base de Fe de um componente transformador α-γ a uma temperatura de um ponto A1 ou maior e a uma temperatura na qual uma estrutura é transformada em uma fase

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8/90 única α quando a descarbonização é realizada até que C se torne menor do que 0,02% em massa, para obter uma chapa de metal de base que foi submetida à descarbonização em uma faixa não menor do que 5 pm nem maior do que 50 pm em uma direção de profundidade de sua superfície até que C se torne menor do que 0,02% em massa;

o aquecimento da chapa de metal de base tendo o elemento formador de ferrita sido ligado a ela até um ponto A3 da chapa de metal de base; e o aquecimento adicional da chapa de metal de base aquecida a uma temperatura não inferior à do ponto A3 da chapa de metal de base nem maior do que 1300°C e manutenção da chapa de metal de base; e o resfriamento da chapa de metal de base aquecida e mantida a uma temperatura inferior a do ponto A3 da chapa de metal de base.

[0031] O método de fabricação da chapa de metal à base de Fe de acordo com a (13), no qual a chapa de aço feita de metal à base de Fe ainda contem Mn de 0,2% em massa até 2,0% em massa, e descarbonização e desmanganização são realizadas de uma maneira combinada.

[0032] O método de fabricação da chapa de metal à base de Fe de acordo com a (13) ou (14), ainda inclui:

a execução da carbonização em uma chapa de aço contendo C: menos do que 0,02% em massa, com uma espessura de chapa de não menor do que 10 pm nem maior do que 6 mm, e feita de um metal à base de Fe de um componente transformador α-γ para controlar C até não menos do que 0,02% em massa nem mais do que 1,0% em massa.

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EFEITOS VANTAJOSOS DA INVENÇÃO [0033] De acordo com a presente invenção, é possível produzir uma chapa metálica à base de Fe capaz de obter uma densidade de fluxo magnético elevada completamente em um plano em uma direção circunferencial.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS [0034] A Figura 1 é uma vista para explicar um método de calcular uma densidade de fluxo magnético médio B50;

[0035] A Figura 2 é um diagrama conceitual que mostra a relação entre um valor Z e a proporção B50/Bs da densidade de fluxo magnético médio B50 para a densidade de fluxo magnético de saturação Bs e a diferença de densidade de fluxo magnético AB;

[0036] A Figura 3A é uma vista que mostra esquematicamente uma estrutura de uma seção transversal de uma chapa de metal de base contendo uma textura {100} formada em uma porção da camada de superfície;

[0037] A Figura 3B é uma vista que mostra esquematicamente a estrutura da seção transversal da chapa de metal de base contendo uma camada de metal diferente formada na porção da camada de superfície;

[0038] A Figura 3C é uma vista que mostra esquematicamente a estrutura da seção transversal da chapa de metal de base em um processo de aumento de temperatura;

[0039] A Figura 3D é uma vista que mostra esquematicamente a estrutura da seção transversal da chapa de metal de base em um processo de aquecimento e manutenção;

[0040] A Figura 3E é uma vista que mostra esquematicamente a estrutura da seção transversal da chapa de metal de base em um processo de resfriamento;

[0041] A Figura 4A é uma vista que mostra esquematicamente a

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10/90 estrutura da seção transversal da chapa de metal de base em um estado de ser mantido a uma temperatura de um ponto A3 ou maior;

[0042] A Figura 4B é uma vista que mostra esquematicamente a estrutura da seção transversal da chapa de metal de base depois do resfriamento no caso quando as diferentes camadas de metal são feitas para permanecer;

[0043] A Figura 4C é uma vista que mostra esquematicamente a estrutura da seção transversal da chapa de metal de base no caso quando a chapa de metal de base é ligada até a sua porção central em um estado de ser mantido na temperatura do ponto A3 ou maior;

[0044] A Figura 4D é uma vista que mostra esquematicamente a estrutura da seção transversal da chapa de metal de base depois do resfriamento no caso quando a chapa de metal de base é ligada até a sua porção central; e [0045] A Figura 5 é uma vista que mostra esquematicamente a estrutura da seção transversal da chapa de metal de base na qual um grão de cristal se torna áspero.

DESCRIÇÃO DOS MODALIDADES [0046] Geralmente, existe uma orientação de fácil magnetização em um cristal α-Fe, e uma alta densidade de fluxo magnético é provável de ser obtida, quando a excitação é executada em um campo magnético fixo e executa-se a magnetometria em uma direção na qual são grandes os cossenos das orientações entre <100>, <010>, <001>, (que serão chamadas genericamente de orientação [100]), e a orientação. Por outro lado, uma elevada densidade de fluxo magnético é improvável de ser obtida, quando a excitação é executada e a magnetometria é executada em uma direção na qual são grandes os cossenos da direção com respeito à orientação <111>, sendo uma orientação de magnetização difícil. Os inventores da presente invenção verificaram que existem mais orientações [100] no cristal α-Fe em um plano da

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11/90 chapa e ainda que o cristal α-Fe é controlado a uma textura específica que é completamente distribuída no plano da chapa, e assim os cossenos da direção com respeito à orientação [100] sempre se tornam grandes em uma direção arbitrária no plano da chapa metálica, e quando um campo magnético é aplicado em uma direção arbitrária no plano da chapa metálica e a magnetometria é realizada, pode ser obtida uma alta densidade de fluxo magnético.

[0047] Ele é caracterizado pelo fato de que uma textura específica, que uma chapa de metal à base de Fe da presente invenção tem, pelo menos um tipo de elemento formador de ferrita exceto Fe, no qual quando proporções de intensidade respectivamente nas direções {001}<470>, {116}<6 12 1>, e {223}<692> em um plano da chapa por difração de raios X são colocados em A, B, e C respectivamente e Z = (A + 0,97B)/0,98C é satisfeito, o valor Z não é menor do que 2,0 nem maior do que 200.

[0048] Em seguida, o valor de Z descrito anteriormente será explicado.

[0049] As principais orientações nas quais atenção é o foco da presente invenção são {001}<470>, {116}<6 12 1>, e {223}<692>. Quando examinaram o estado de uma textura tridimensional calculada por um método de vetor, os inventores da presente invenção notaram que as proporções de intensidade randômica do raio X nas orientações dos três planos acima descritos se modificam dependendo da propriedade magnética do produto e aprenderam que a matematização disto torna possível quantificar a relação com uma propriedade magnética de um produto, e alcançaram a presente invenção.

[0050] As proporções randômicas de intensidade de raios X dessas respectivas orientações podem ser obtidas a partir de uma textura tridimensional calculada por um método de vetor baseado em uma figura do polo de {110}, ou também podem ser obtidas a partir de uma

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12/90 textura tridimensional calculada por uma série de métodos de expansão utilizando uma pluralidade (de preferência três ou mais) de figuras polo de {110}, {100}, {211}, e {310}. Para as proporções de intensidade de raios X randômicas nas respectivas orientações de cristal acima descritas pelo último método, por exemplo, intensidades de (001)[4 -7 0], (116)[1 -12 1], e (223)[6 -9 2] em uma sessão transversal φ2 = 45° da textura tridimensional podem ser empregadas como o são.

[0051] Posteriormente, será explicada uma razão pela qual verificou-se a expressão Z = (A + 0,97B)/0,98C.

[0052] Primeiramente, a intensidade da orientação {001}<470> é ajustada em A. Esta orientação está no plano {100}, de modo que os cosenos de direção no que se refere ao plano {100} são 1,0. No plano {100}, a orientação [100] sendo a orientação de fácil magnetização existe, e portanto a orientação deste plano no plano da chapa metálica é vantajosa para a obtenção de uma densidade de fluxo magnético elevada no plano da chapa metálica. Portanto, a intensidade A é pesada com os cossenos da direção de 1,0 em termos do grau de contribuição para aperfeiçoar a densidade de fluxo magnético a ser ajustada para um dos parâmetros no valor Z.

[0053] Em seguida, a intensidade da orientação {116}<6 12 1> é ajustada para B. Uma diferença angular entre esta orientação e o plano {001} é de 13,3° e os cossenos da direção são 0, 97. Também no plano {001} existe a orientação [100] sendo uma orientação de fácil magnetização, e, portanto a orientação deste plano, no plano da chapa metálica, é vantajosa para a obtenção de uma alta densidade de fluxo magnético no plano da chapa metálica. Por este motivo, a intensidade B é pesada com os cossenos da direção de 0,97 em termos do grau de contribuição para aperfeiçoar a densidade de fluxo magnético a ser ajustada para um dos parâmetros no valor Z.

[0054] Além disso, a intensidade da orientação {223}<692> é defi

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13/90 nida como C. Uma diferença angular entre a orientação {223}<692> e um plano {111} é de 11,4° e os cossenos da direção são 0,98. Conforme descrito anteriormente, no plano {111}, a orientação [100] sendo a orientação de fácil magnetização não está contida, e a orientação deste plano no plano da chapa metálica é desvantajosa para a obtenção de uma alta densidade de fluxo magnético. Portanto, a intensidade C é definida de modo a não ter o grau de contribuição para aperfeiçoamento de uma densidade de fluxo magnético, sendo colocada no valor Z como um parâmetro que realiza divisão, e é multiplicada por 0,98, sendo os cossenos da direção referentes ao plano {111} a sua ponderação.

[0055] Do raciocínio acima, observou-se que quando as proporções de intensidade nas respectivas direções {001}<470>, {116}<6 12 1>, e {223}<692> no plano da chapa metálica por difração de raios X são definidas para A, B, e C respectivamente, a expressão de Z = (A + 0,97B)/0,98C é criada, e à medida em que o valor de Z é aumentado, uma alta densidade de fluxo magnético pode ser obtida quando a excitação é realizada no plano da chapa metálica para realizar a magnetometria.

[0056] Além disso, os inventores da presente invenção foram capazes de verificar, a partir de um grande número de experimentos, que uma condição especial, capaz de obter uma alta densidade de fluxo magnético em uma direção arbitrária no plano da chapa metálica, é que o valor de Z não é menor do que 2,0 nem maior do que 200. Eles compreenderam o fato de que o valor Z é limitado a esta faixa, e assim a orientação [100], sendo a orientação de fácil magnetização, é completamente distribuída no plano da chapa metálica, mas até agora não obtiveram evidência para a explanação teórica deste possível fenômeno.

[0057] Os inventores da presente invenção verificaram que quan

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14/90 do o valor de Z não é menor do que 2,0 nem maior do que 200, uma proporção de B50/Bs de uma densidade de fluxo magnético média B50 para uma saturação da densidade de fluxo magnético Bs apresenta um alto nível de 0,80 ou mais, e a diferença da densidade de fluxo magnético AB medida no plano da chapa metálica, apresenta um nível baixo de 0,15 T ou menos. A Figura 2 mostra esquematicamente esta relação.

[0058] Quando o valor Z é menor do que 2,0, a orientação de cristal de α-Fe mostra uma tendência de diminuir as orientações [100] sendo a orientação da fácil magnetização no plano da chapa metálica. Alternativamente, ele mostra uma tendência de que a distribuição das orientações [100] no plano da chapa metálica se torna não uniforme. Isto é, a densidade de fluxo magnético média B50 no plano da chapa metálica se torna pequena e a proporção B50/Bs da densidade do fluxo magnético média B50 para a densidade de saturação do fluxo magnético Bs se torna menor do que 0,8. Alternativamente, somente a densidade de fluxo magnético em uma direção específica aumenta e a diferença da densidade de fluxo magnético AB se torna maior do que 0,15 T. Portanto, o valor Z é definido como 2,0 ou mais na presente invenção.

[0059] Por outro lado, quando o valor Z excede 200, o aumento da densidade de fluxo magnético é saturado e um aumento na uniformidade da densidade de fluxo magnético no plano da chapa metálica também é saturado. Contrariamente a isto, para fabricar uma chapa metálica tal que o valor Z exceda 200, o tempo do tratamento de aquecimento é prolongado, ou similar, o que torna industrialmente difícil e, portanto a condição do valor Z é ajustada para 200 ou menos.

[0060] Aqui, a Figura 1 é uma vista para explicação de um método para calcular a densidade de fluxo magnético média B50. Um método de fabricação será descrito mais tarde, mas observou-se que a lami

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15/90 nação da região α é realizada a 800°C e como um metal diferente, são utilizados 2,6% em massa de Sn e 0,9% em massa de Al, e assim em uma chapa de metal à base de Fe obtenível contendo uma espessura de 0,2 mm, pode ser obtida uma alta densidade de fluxo magnético completamente em uma direção circunferencial no plano.

[0061] Aqui, em uma chapa metálica contendo um grau de acumulação maior de planos {200} entre texturas da chapa de metal à base de Fe da presente invenção na qual o valor Z não é menor do que 2,0 nem maior do que 200, pode ser obtida uma densidade de fluxo magnético maior. Especificamente, em uma textura na qual o grau de acumulação de planos {200} em uma fase α-Fe não é menor do que 30% nem maior do que 99% e o grau de acumulação de planos {222} na fase α-Fe não é menor do que 0,01% nem maior do que 30%, pode ser obtida uma densidade de fluxo magnético maior.

[0062] Quando o grau de acumulação dos planos {200} é menor do que 30% ou o grau de acumulação dos planos {222} é maior do que 30%, a densidade média de fluxo magnético B50 tende a dimiuir ligeiramente apesar do valor Z estar na faixa da presente invenção. Além disso, em uma chapa metálica na qual o grau de acumulação dos planos {200} é maior do que 99% ou o grau de acumulação dos planos {222} é menor do que 0,01%, o aumento na densidade do fluxo magnético B50 é saturado e o tempo de tratamento térmico é prolongado, e similares, resultando em que as condições de fabricação se tornam industrialmente desvantajosas.

[0063] Em seguida, o método de fabricação da chapa de metal à base de Fe previamente descrita será explicado.

(Primeiro modalidade) [0064] Como um método de fabricação de uma chapa de metal à base de Fe nesta modalidade, são otimizados a temperatura de laminação e a proporção de redução, e assim uma textura {100} é formada

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16/90 pelo menos na porção da camada de superfície da chapa metálica, um elemento formador de ferrita é feito para difundir nesta região parcial ou total de sua superfície, e no momento do resfriamento, toda a chapa metálica à base de Fe é orientada em {100}. Isto torna possível obter uma alta densidade de fluxo magnético em uma direção arbitrária de um plano de chapa metálica.

[0065] Este modalidade como o acima se baseia no fato, descoberto pelos inventores da presente invenção, de que grãos de cristal {100} na textura formada na porção da camada de superfície, de preferência, crescem em um ponto A3 ou maior, em um processo de aquecimento a ser realizado para difusão do elemento formador de ferrita, e ainda quando o elemento formador de ferrita é feito para se difundir na porção interna, para preparar a chapa metálica à base de Fe ligado a ela, e depois é realizado um resfriamento, o grau de acumulação de planos {200} aumenta no plano da chapa da chapa metálica à base de Fe.

Explicação do princípio básico da primeira modalidade da presente invenção [0066] Primeiro, o princípio básico deste modo de realização capaz de obter um alto grau de acumulação de planos {200} será explicado baseado nas Figuras 3 A até a Figura 3E.

(a) Fabricação de uma chapa de metal de base (semeadura de uma textura) [0067] Em um processo no qual um tarugo fundido, contendo C: com menos do que 0,02% em massa e preparado a partir de um metal à base de Fe de um componente transformador α-γ, é reduzido na espessura através de laminação e obtendo assim uma chapa metálica é obtida, a laminação a quente é realizada a uma temperatura de chapa no ponto A3 ou maior, a laminação da região α é realizada a uma temperatura de chapa menor do que no ponto A3 e 300°C ou maior, e a

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17/90 posterior laminação a frio é realizada até uma espessura de chapa prédeterminada. Por este processo, conforme mostrado na Figura 3 A, é obtida uma chapa de metal de base 1 contendo uma região interna 4 feita de Fe em uma fase α e contendo uma textura 2 {100} em pelo menos uma porção 3 da camada de superfície. Além disso, uma semente de cristal que satisfaz a condição do valor Z é formada em uma textura recristalizada por um escorregamento de deformação particular.

(b) (Formação de uma segunda camada) [0068] Em seguida, conforme mostrado na figura 3B, o elemento formador de ferrita tal como Al, por exemplo, é ligado a uma superfície ou ambas as superfícies da chapa de metal de base 1 laminada a frio por uso de um método de depósito de vapor ou similar para formar uma segunda camada 5.

(c) Salvando a textura [0069] Em seguida, a chapa de metal de base 1 contendo o elemento formador de ferrita ligado a ela é aquecida ao ponto A3 da chapa de metal de base 1 para fazer o elemento formador de ferrita se difundir na região parcial ou total contendo a textura 2 {100} na chapa de metal de base 1, para preparar a chapa de metal de base 1 ligada a ela. Conforme mostrado na Figura 3C, uma região 6 ligada é transformada na fase α a partir de uma fase γ para originar um componente de fase única α. Neste momento, a região ligada 6 é transformada enquanto assume a orientação da textura 2 {100} formada na porção 3 da superfície da camada, de modo que a estrutura orientada em {100} é formada também na região ligada.

(d) Obtenção de alta acumulação de textura [0070] Em seguida, a chapa de metal de base 1 parcialmente ligada é ainda aquecida a uma temperatura não inferior à do ponto A 3 nem maior do que 1300°C e a temperatura é mantida. A região do componente de fase única α é uma fase α-Fe que não passa por uma

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18/90 transformação γ, e, portanto os grãos de cristal {100} são mantidos como eles são, os grãos de cristal {100} crescem de preferência na região, e o grau de acumulação dos planos {200} aumenta. Além disso, como mostrado na Figura 3D, uma região 8 que não contem o componente de fase única α é transformada da fase α para a fase γ.

[0071] Além disso, quando o tempo de manutenção da temperatura após o aquecimento é prolongado, os grãos de cristal {100} são unidos para preferencialmente crescer em grãos grandes 7 de cristal {100}. Como um resultado, o grau de acumulação dos planos {200} ainda aumenta. Além disso, com a difusão do elemento formador de ferrita, a região 6 ligada ao elemento formador de ferrita é transformado para a fase α a partir da fase γ. Neste ponto, na região adjacente à região a ser transformada, grãos de cristal na fase α orientada em {100} já são formados, e no momento da transformação para a fase α a partir da fase γ, a região 6 é transformada enquanto assume uma orientação de cristalização dos grãos de cristal adjacentes na fase α. Desta forma, o tempo de manutenção é prolongado e o grau de acumulação dos planos {200} aumenta.

(e) Crescimento da textura [0072] A chapa de metal de base é resfriada até uma temperatura inferior ao ponto A3. Neste momento, conforme mostrado na Figura 3E, uma fase γ-Fe em uma região interna 10 não é transformada na fase α-Fe. Esta região interna 10 é adjacente à região na qual os grãos de cristal na fase α orientados em {100} já são formados em uma região de temperatura do ponto A3 ou maior, e no momento da transformação da fase γ para a fase α, a região interna 10 é transformada enquanto assume a orientação do cristal dos grãos de cristal adjacentes na fase α e são formados grãos de cristais 9 maiores orientados na fase α em {100}. Portanto, o grau de acumulação dos planos {200} também aumenta na região (vide o estado mostrado na Figura 3E). Por este fe

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19/90 nômeno, pode ser obtido o alto grau de acumulação dos planos {200} até mesmo na região sem liga.

[0073] Quando no estágio do estado precedente mostrado na Figura 3D, a temperatura do ponto A3 ou maior é mantida até que a chapa metálica como um todo seja ligada, a estrutura contendo o alto grau de acumulação dos planos {200} já está formada em toda a chapa metálica, e assim o resfriamento é realizado enquanto é mantido o estado no qual o resfriamento é iniciado.

[0074] No acima descrito, o princípio básico desta modalidade foi explicado e será posteriormente esclarecida uma razão limitante de cada condição que define o método de fabricação deste modalidade e as condições preferidas deste modalidade.

Metal à base de Fe para ser o material de base (Teor de C) [0075] Nesta modalidade, primeiro os grãos de cristal orientados em {100} para servir como sementes para o aumento do grau de acumulação dos planos {200} na chapa são formados na porção da camada de superfície da chapa de metal de base preparada a partir do metal à base de Fe. Depois, a transformação de γ-α progride na chapa metálica enquanto assume a orientação de cristal dos grãos de cristal na fase α para finalmente servir como as sementes, e assim aumentar o grau de acumulação dos planos {200} da chapa metálica inteira. Por este motivo, o metal à base de Fe utilizado para a chapa de metal de base possui a composição do componente de transformação α-γ. Quando o metal à base de Fe utilizado para a chapa de metal de base possui o componente de transformação α-γ, o elemento formador de ferrita é feito para difundir na chapa metálica para fazer a chapa metálica se ligar com ele, tornando assim possível formar a região contendo o componente à base de fase única α.

[0076] Neste modo de realização o teor C da chapa de metal de

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20/90 base é ajustado a menos do que 0,02% em massa. Além disso, em termos da propriedade magnética de um produto de chapa metálica, o teor C é de preferência 0,01% em massa ou menos. Sob a condição de o teor de C ser menor do que 0,02% em massa, o elemento formador de ferrita é feito para se difundir na chama metálica para tornar a chapa metálica ligada a ela, tornando assim possível formar a região contendo o componente à base da fase única α. Incidentalmente, C é um componente para remanescer em um processo de elaboração da escória e o menor C é o mais preferido em seus termos da propriedade magnética e assim não é necessário seu limite mais baixo, mas ele é de preferência ajustado para 0,0001% em massa ou mais em termos do custo de um processo de refino.

(Outros elementos contidos) [0077] A princípio, sendo aplicável ao metal à base de Fe contendo o componente transformador α-γ, este modo de realização não é limitado ao metal à base de Fe em uma faixa de composição específica. Exemplos típicos do componente transformador α-γ são ferro puro, aço tal como aço comum, e similares. Por exemplo, ele é um componente contendo ferro puro ou aço contendo C de 1 ppm até menos do que 0,02% em massa conforme descrito acima e o restante composto de Fe e impurezas inevitáveis como sua base e contendo um elemento aditivo conforme requerido. Ao invés disso, ele pode ser aço de silício do componente transformador α-γ contendo C: menos do que 0,02% em massa e Si: 0,1% em massa até 2,5% em massa como seu componente básico. Além disso, uma quantidade traço de Ni, Cr, Al, Mo, W, V, Ti, Nb, B, Cu, Zr, Y, Hf, La, Ce, N, O, P, S, e/ou similar está contida como outras impurezas. Ademais, Al e Mn são adicionados para aumentar a resistência elétrica, para assim reduzir uma perda do núcleo, e Co é adicionado para aumentar a saturação da densidade de fluxo magnético Bs, para assim aumentar a densi

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21/90 dade do fluxo magnético, que também estão incluídos no âmbito da presente invenção.

(Espessura da chapa de metal de base) [0078] A espessura da chapa de metal de base é definida como não menor do que 10 pm nem maior do que 6 mm. Quando a espessura é menor do que 10 pm, quando as chapas de metais de base são empilhadas para serem utilizadas como um núcleo magnético, o número de chapas a serem empilhadas é aumentado para aumentar as lacunas, resultando na não obtenção de uma alta densidade de fluxo magnético. Além disso, quando a espessura excede 6 mm, não é possível fazer crescer suficientemente a textura {100} apesar da proporção de redução da região de laminação α ser ajustada, resultando na não obtenção de uma alta densidade de fluxo magnético.

Condições de laminação [0079] Nesta modalidade, conforme descrito anteriormente, o metal à base de Fe contendo, em pelo menos a porção da camada de superfície, os grãos de cristal orientados em {100} para servir como sementes para o aumento do grau de acumulação dos planos {200} na chapa metálica, é usado como material de partida. Como um método de atingimento de alta acumulação dos planos {100} da chapa de metal de base, é utilizado um método de execução de laminação da região α em um processo no qual um tarugo fundido é laminado em forma de chapa.

[0080] Primeiro, um tarugo fundido contendo C: menos do que 0,02% em massa e preparado a partir do metal à base de Fe do componente transformador α-γ é preparado tal como um tarugo fundido contínuo ou lingote. Depois, em um processo no qual o tarugo fundido é reduzido na espessura por laminação para obter a chapa de metal de base, primeiramente a laminação a quente é realizada a uma temperatura do ponto A3 ou maior. Em seguida, a laminação da região α é

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22/90 realizada a uma temperatura inferior à do ponto A3 e superior a 300°C, e ainda a chapa de metal é submetida à laminação a frio até uma espessura prédeterminada, e assim é obtida a chapa de metal de base contendo a textura {100} formada na porção da superfície de camada. [0081] Quanto à proporção de redução em cada um dos processos de laminação a serem executados até que a chapa de metal de base seja obtida a partir de um tarugo fundido, a proporção total de redução na laminação da região α é ajustada de preferência a -1,0 ou menos em termos de deformação verdadeira e a soma da proporção total de redução na laminação da região α e a proporção total da redução na laminação a frio é definida de preferência em -2,5 ou menos em termos de deformação verdadeira. Outras condições diferentes dessas podem criar uma possibilidade de que a textura {100} não pode ser suficientemente formada na porção da superfície da camada. Um método para expressar a proporção de redução por deformação verdadeira ε é expresso pela seguinte expressão (1), onde em cada um dos processos de laminação, uma espessura antes da laminação é definida por h0 e a espessura após a laminação é definida como h.

ε = ln(h/h0) ... (1) [0082] Quando a soma da proporção total de redução na laminação da região α e a proporção total de redução na laminação a frio está na faixa previamente descrita como preferida, uma estrutura deformada na qual a textura {100} é formada por recristalização pode ser fornecida pelo menos nas vizinhanças da porção da camada da superfície da chapa de metal de base. Imagina-se que ocorra um deslizamento particular do cristal e rotação do cristal nessas proporções de redução. Assim, elas estão de preferência nessas faixas.

[0083] Além disso, quanto à proporção de redução em cada um dos processos de laminação a serem executados até que a chapa de metal de base seja obtida do tarugo fundido, a proporção de redução

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23/90 na laminação a quente é de preferência -0,5 ou menor em termos de deformação verdadeira, tornando assim mais fácil obter o alto grau de acumulação dos planos {200}. Isto resulta do fato verificado pelos inventores da presente invenção de que para que essa deformação desejável seja realizada na região de laminação α e na laminação a frio, a deformação na laminação a quente também é intimamente afetada em uma região γ. Portanto, essas três faixas são preferidas.

[0084] A região da porção da camada de superfície na qual a textura {100} é formada possui de preferência 1 pm ou mais de distância da superfície em uma direção da espessura de chapa. Com isso, é possível trazer o grau de acumulação dos planos {200} a 30% ou mais no seguinte tratamento de difusão. O limite superior da distância não é limitado em particular, mas ele é difícil de formar a textura {100} em uma região de 500 pm ou mais por laminação.

[0085] Incidentalmente, a medição do grau de acumulação dos planos {200} pode ser realizada por difração de raios X usando um raio MoKa. Para maiores detalhes, no cristal de α-Fe, intensidades integradas de 11 planos de orientação ({110}, {200}, {211}, {310}, {222}, {321}, {411}, {420}, {332}, {521}, e {442}) paralelos à superfície da amostra são medidos para cada amostra, cada valor medido é dividido por uma intensidade teórica integrada da amostra contendo uma orientação randômica, e posteriormente uma proporção da intensidade de {200} ou {222} é obtida em porcentagem.

[0086] Neste momento, por exemplo, o grau de acumulação dos planos {200} é expresso pela expressão (2) abaixo.

grau de acumulação de planos {200} = [{i(200)/I(200)}/Z{i(hkl)/I(hkl)}] χ

100 ... (2) [0087] Aqui, i(hkl) é uma intensidade integrada medida efetiva de planos {hkl} na amostra medida, e I(hkl) é uma intensidade integrada teórica dos planos {hkl} na amostra contendo a orientação randômica.

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Além disso, Σ é a soma dos 11 planos de orientação no cristal α-Fe. Aqui, ao invés da intensidade integrada teórica da amostra contendo a orientação randômica, normalmente podem ser utilizados valores medidos usando a amostra.

Metal diferente [0088] Em seguida, um metal diferente de Fe é preparado para se difundir na chapa de metal de base, produzida pelos processos acima descritos de laminação, para aumentar a região da textura {100} em uma direção da espessura da chapa de aço. Como metal diferente é utilizado o elemento formador de ferrita. Como um procedimento, primeiramente o metal diferente é ligado em uma forma em camadas como a segunda camada de uma superfície ou ambas as superfícies da chapa de metal de base feita com o metal à base de Fe do componente transformador α-γ. Depois, uma região ligada por ter tido elementos do metal diferente difundidos na mesma é levada a ter o componente à base de fase única α, para ser capaz de ser mantida não somente como a região transformada para a fase α, mas também uma semente orientada em {100} para aumentar o grau de acumulação dos planos {200} na chapa metálica. Tal como um elemento formador de ferrita, pode ser empregado pelo menos um tipo de Al, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Si, Sn, Ta, Ti, V, W, e Zn individualmente ou de uma maneira combinada.

[0089] Como um método de ligação do metal diferente em uma forma em camadas à superfície da chapa de metal de base, podem ser empregados vários métodos, tais como um método de galvanização por imersão a quente, eletrodisposição eletrolítica ou similares, um método de laminação com revestimento (rolling clad), um processo seco de PVD, CVD, ou similar, e posterior revestimento com pó. Como um método de ligação eficaz do metal diferente para implementação industrial do método, o método de eletrodisposição ou o método de laPetição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 37/110

25/90 minação com revestimento é apropriado.

[0090] A espessura do metal diferente, antes do aquecimento quando o metal diferente é ligado, de preferência não é menor do que 0,05 pm nem maior do que 1000 pm. Quando a espessura é menor do que 0,05 pm, não é possível obter o grau de acumulação suficiente dos planos {200}. Além disso, quando a espessura excede 1000 pm, mesmo quando a camada de metal diferente é feita para permanecer, sua espessura se torna maior do que o necessário.

Tratamento de aquecimento e difusão [0091] A chapa de metal de base tendo tido o elemento formador de ferrita bem como o metal diferente ligado a ela é aquecida até o ponto A3 da chapa de metal de base, para assim fazer o elemento formador de ferrita se difundir na região parcial ou total da textura {100} formada na porção da camada de superfície da chapa de metal de base para tornar a chapa de metal de base ligada a ela. A região ligada com o elemento formador de ferrita é levada a ter o componente de fase única α e a região é transformada da fase γ para a fase α. Neste momento, a região é transformada enquando assume a orientação da textura {100} formada na porção da camada de superfície, e assim a estrutura orientada em {100} é formada também na região ligada. Como um resultado, na região ligada é formada uma estrutura na qual o grau de acumulação dos planos {200} na fase α-Fe se torna não menor do que 25% nem maior do que 50%, e de acordo com ele o grau de acumulação dos planos {222} na fase α-Fe se torna não menor do que 1% nem maior do que 40%.

[0092] Depois, a chapa de metal de base é ainda aquecida a uma temperatura não inferior à do ponto A3 nem superior a 1300 °C e a temperatura é mantida. A região ligada já é transformada em uma estrutura de fase única α que não é transformada para a fase γ, de modo que os grãos de cristal na textura {100} são mantidos como eles são, e

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26/90 na região, os grãos de cristal na textura {100} preferencialmente crescem e o grau de acumulação dos planos {200} aumenta. Além disso, a região não contendo o componente de fase única α é transformada para a fase γ.

[0093] Além disso, quando o tempo de manutenção (holding time) é prolongado, os grãos de cristal na textura {100} são unidos entre si para, de preferência, crescer. Como um resultado, o grau de acumulação dos planos {200} ainda aumenta. Ainda, com a posterior difusão do elemento formador de ferrita, a região ligada com o elemento formador de ferrita é transformada da fase γ para a fase α. Neste momento, conforme mostrado na Figura 4A, nas regiões adjacentes a serem transformadas, grãos de cristal 7 na fase α orientada em {100} já estão formados, e no momento da transformação da fase γ para a fase α, as regiões ligadas com o elemento formador de ferrita são transformadas enquanto assumem uma orientação de cristal dos grãos de cristal adjacentes 7 na fase α. Para esses fenômenos, o tempo de manutenção é prolongado e o grau de acumulação dos planos {200} aumenta. Além disso, como um resultado, o grau de acumulação dos planos {222} diminui.

[0094] Incidentalmente, para finalmente alcançar o alto grau de acumulação dos planos {200} de 50% ou mais, é preferível que o tempo de manutenção seja ajustado neste estágio para trazer o grau de acumulação dos planos {200} na fase α-Fe a 30% ou mais e trazer o grau de acumulação dos planos {222} na fase α-Fe para 30% ou menos. Além disso, quando o ponto A3 ou maior é mantido até que toda a chapa metálica seja ligada, conforme mostrado na Figura 4C, as estruturas de fase única α são formadas até a porção central da chapa metálica e estruturas de grãos orientadas em {100} atingem o centro da chapa metálica.

[0095] A temperatura de manutenção após a temperatura ser au

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27/90 mentada é ajustada não abaixo do ponto A3 nem acima de 1300°C. Mesmo quando a chapa metálica é aquecida a uma temperatura maior do que 1300°C, o efeito é saturado no que se refere à propriedade magnética. Além disso, o resfriamento pode ser iniciado imediatamente após a temperatura atingir a temperatura de manutenção (no caso, a temperatura, é mantida por 0,01 segundos ou por substancialmente mais tempo), ou o resfriamento pode também ser iniciado após a temperatura ser mantida por 600 minutos ou menos. Mesmo quando a temperatura é mantida por mais do que 600 minutos, o efeito é saturado. Quando esta condição é satisfeita, a obtenção de uma alta acumulação das sementes orientadas no plano {200} progride ainda mais para tornar possível trazer mais seguramente o grau de acumulação dos planos {200} na fase α-Fe a 30% ou mais depois do resfriamento. Resfriamento após o tratamento de aquecimento e difusão [0096] Após o tratamento de difusão, quando o resfriamento é realizado enquanto a região que não está ligada ao elemento formador de ferrita permanece conforme mostrado na Figura 4B no momento da transformação da fase γ para a fase α, a região não ligada é transformada enquanto assumindo a orientação de cristal das regiões nas quais os grãos de cristal 9 já estão formados na fase α orientada nos planos {100}. Assim, o grau de acumulação dos planos {200} aumenta, e a chapa metálica contendo a textura, na qual o grau de acumulação dos planos {200} na fase α-Fe não é menor do que 30% nem maior do que 99% e é obtido um grau de acumulação dos planos {222} na fase α-Fe que não é menor do que 0,01% nem maior do que 30%, o cristal que satisfaz a condição do valor Z cresce, e uma alta densidade de fluxo magnético pode ser obtida em uma direção arbitrária no plano da chapa metálica.

[0097] Além disso, conforme mostrado na Figura 4C, quando o ponto A3 ou maior é mantido até que toda a chapa metálica esteja li

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28/90 gada, e as estruturas do grão orientadas em {100} atinjam o centro da chapa metálica, conforme mostrado na Figura 4D, a chapa metálica é resfriada como está, e pode-se obter a textura na qual os grãos de cristal 9 orientados em {100} alcançam o centro da chapa metálica. Com isso, toda a chapa metálica está ligada com diferentes metais, e é obtida a chapa metálica com a textura na qual o grau de acumulação dos planos {200} na fase α-Fe não é menor do que 30% nem maior do que 99% e o grau de acumulação dos planos {222} na fase α-Fe obtido não é menor do que 0,01% nem maior do que 30%.

[0098] Conforme acima, o valor do grau de acumulação dos planos {200} e o estado remanescente do metal diferente na superfície da chapa de metal de base mudam dependendo do tempo de manutenção da temperatura do ponto A3 ou maior e a temperatura de manutenção. O exemplo mostrado na Figura 4B está em um estado onde as estruturas grão orientadas em {100} não atingem o centro da chapa metálica, o metal diferente também permanece nas superfícies, e são formadas uma região lateral da superfície anterior de fase única α e uma região lateral da superfície posterior de fase única α sendo a segunda camada, mas também é possível obter as estruturas com grãos orientados em {100} até o centro da chapa metálica e ligar todas as segundas camadas nas superfícies.

[0099] Incidentalmente, no momento do resfriamento após o tratamento de difusão, a taxa de resfriamento é de prefereência não menor do que 0,1°C/seg nem maior do que 500°C/seg. Quando o resfriamento é realizado nesta faixa de temperatura, o crescimento das sementes orientadas no plano {200} progride ainda mais.

[00100] Além disso, quando as segundas camadas são feitas para permanecer na chapa de metal à base de Fe obtenível contendo uma espessura não menor do que 10 pm nem maior do que 6 mm, a espessura da segunda camada é de preferência ajustada para não abai

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29/90 xo de 0,01 pm nem acima de 500 pm. Além disso, a proporção da região de fase única α ligada neste estágio é de preferência 1% ou maior em uma seção transversal da chapa de metal à base de Fe.

[00101] Além disso, no momento do resfriamento a uma temperatura abaixo daquela no ponto A3, no estado mostrado na Figura 4A, a uma taxa média de resfriamento, no momento do resfriamento do ponto A3 até o ponto A3 - 50°C, pode ser ajustada a 50 °C/minuto ou menos. Quando o resfriamento é realizado a uma taxa de resfriamento nesta faixa, os grãos de cristal adjacentes orientados em {100} são unidos uns aos outros para crescer, e conforme mostrado na Figura 5, é formada uma parte abrangendo um grão de cristal bruto 11 de uma região lateral 6a de uma superfície frontal de fase única α, adjacente a uma segunda camada lateral 5a de superfície frontal e abrangendo parte de uma região lateral 6b da superfície posterior de fase única α adjacente a uma segunda camada 5b lateral da superfície posterior. Quando a taxa de resfriamento médio do ponto A3 para o ponto A3 50°C torna-se maior do que 50°C /minutos, não há te mpo suficiente para o crescimento do grão de cristal 11, resultando que não pode ser obtida uma propriedade excelente de perda no núcleo. Por outro lado, o limite inferior da taxa média de resfriamento, do ponto A3 para o ponto A3 - 50°C não é limitado, mas o limite inferior é de preferência ajustado para 1°C /minuto para fins de produtividade.

[00102] Além disso, para obter uma propriedade de perda no núcleo mais excelente, a taxa de resfriamento médio no momento do resfriamento do ponto A3 para o ponto A3 - 10°C é de preferência ajustado em 20°C /minuto ou menos. Por outro lado, o limite inferior da taxa de resfriamento médio do ponto A3 para o ponto A3 - 10°C não é limitado, mas o limite inferior é de preferência ajustado em 1°C /minuto para fins de produtividade.

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30/90 (Segunda modalidade) [00103] Na primeira modalidade anteriormente descrita, foi explicado o método de fabricação da chapa de metal à base de Fe anteriormente descrita utilizando o tarugo fundido contendo C: menos do que 0,02% em massa e feito de metal à base de Fe do componente transformador de α-γ. Contrariamente a isto, nesta modalidade, será explicado um método de fabricação da chapa de metal à base de Fe previamente descrita utilizando um tarugo fundido contendo C: 0,02% em massa ou mais.

[00104] Quando o teor de C é grande, não pode ser obtida uma boa propriedades magnética, de modo que é necessário remover C por realização de uma descarbonização por recozimento. Portanto, a descarbonização por recozimento é realizada sob condições a serem explicadas em seguida, tornando assim possível aumentar o grau de acumulação dos planos {200}.

[00105] No método desta modalidade, uma textura {100} é formada na porção da camada de superfície de uma chapa de metal à base de Fe empregando uma transformação γ-α acompanhada por uma descarbonização (e ainda desmanganização), e posteriormente um elemento formador de ferrita é colocado para se difundir em uma região parcial ou inteiramente descarbonizada e ainda sobre a região de sua superfície, e no momento do resfriamento, toda a chapa de metal à base de Fe é feita para ser orientada em {100}.

[00106] Este modalidade como acima é baseado no fato, observado pelos inventores da presente invenção, de que grãos de cristal {100} na textura formada na superfície crescem de preferência em um ponto A3 ou acima, em um processo de aquecimento a ser realizado para a difusão do elemento formador de ferrita e, além disso, quando o elemento formador de ferrita é colocado para se difundir na porção interna para ligar a chapa de metal à base de Fe a ele e depois o resfriamento

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31/90 é realizado, o grau de acumulação dos planos {200} aumenta em uma chapa plana da chapa de metal à base de Fe.

Explicação do princípio básico da segunda modalidade da presente invenção [00107] Primeiro, o princípio básico desta modalidade capaz de obter um alto grau de acumulação dos planos {200} será explicado baseado nas Figura 3A até Figura 3D, tomando como um exemplo o caso da descarbonização.

Semeando uma textura [00108] Quando é descarbonizada até que C se torne menor do que 0,02% em massa, a chapa de metal à base de Fe contendo C: 0,02% em massa ou mais e contendo uma composição do componente transformador de α-γ é aquecida a uma temperatura na qual a estrutura é transformada em uma fase única α e a uma temperatura de fase única γ ou uma região de duas fases de uma fase γ e uma fase α (a saber, a temperatura de um ponto A1 ou acima) para descarbonizar a porção da camada de superfície da chapa de metal à base de Fe até que C se torne menor do que 0,02% em massa. Desse modo, a transformação γ-α é feita para ocorrer em um processo de descarbonização transformando a porção da camada de superfície descarbonizada, na fase α.

[00109] Neste momento, a descarbonização progride ao máximo na direção <110> na fase γ contendo grandes lacunas entre as retículas, e nesta porção, a concentração de C se torna menor do que 0,02% e ocorre a transformação para a fase α. Um plano {110} na fase γ se torna o plano {100} quando a fase γ se transforma na fase α em uma estrutura BCC, e portanto o plano {100} é preferencialmente formado na fase α após a descarbonização. Além disso, o crescimento dos grãos de cristal na fase α formada na superfície, em uma direção da espessura da chapa, é lenta porque sua taxa é controlada pela taxa de descarbonização, e portanto os grãos de cristal na fase α formada na su

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32/90 perfície crescem em uma direção paralela ao plano da chapa. Ademais, na superfície da chapa metálica, o plano {100} de preferência cresce tomando como força condutora a energia da superfície. Como um resultado, toda a superfície da chapa de metal se torna finalmente uma estrutura orientada em {100}. Por este processo, conforme mostrado na Figura 3A, pode ser obtida uma chapa de metal de base 1 contendo uma região 4 interna feita de Fe na fase α e contendo um grau de acumulação dos planos {200} na região descarbonizada levada até 20% ou mais. Além disso, uma semente de cristal que satisfaça a condição do valor Z é formada na estrutura formada neste momento da descarbonização ao tomar a energia da superfície como força condutora.

(b) (Formação de uma segunda camada) [00110] Em seguida, conforme mostrado na Figura 3B, o elemento formador de ferrita tal como Al é ligado a uma superfície ou ambas as superfícies da chapa de metal de base 1 após a descarbonização pela utilização de um método de deposição de vapor ou similar para formar uma segunda camada 5.

(c) Salvamento da textura [00111] Em seguida, a chapa de metal de base 1 tendo o elemento formador de ferrita ligado a ela é aquecida no ponto A3 da chapa de metal de base 1 para tornar o elemento formador de ferrita difundido na região parcialmente ou totalmente descarbonizada na chapa de metal de base 1 para tornar a chapa de metal de base 1 ligada a ela. Dessa forma, conforme mostrado na Figura 3C, a fase α é formada em uma região 6 ligada. Alternativamente, o elemento formador de ferrita é preparado para se difundir na porção interna sobre a região descarbonizada para tornar a chapa de metal de base 1 ligada a ela, e a região ligada passa a ter o componente da fase única α parcialmente, e assim a região se transforma na fase α. Neste momento, a região é transfor

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33/90 mada enquanto assume a orientação da região formada pela descarbonização, de modo que a estrutura orientada em {100} é formada também na região ligada 6. Além disso, a orientação em {100} é ainda aumentada mesmo em grãos de cristal transformados previamente na fase α. Ademais, quando o elemento formador de ferrita é utilizado para se difundir e o cristal é orientado, a semente do cristal que satisfaz a condição do valor de Z de preferência cresce.

(d) Obtenção de alta acumulação da textura [00112] Em seguida, a chapa de metal de base 1 parcialmente ligada é ainda aquecida a uma temperatura não inferior ao ponto A3 nem superior a 1300°C e a temperatura é mantida. A regi ão do componente de fase única α é uma fase α-Fe que não se submete à transformação γ, e assim os grãos de cristal {100} são mantidos como são, os grãos de cristal {100} de preferência crescem na região, e o grau de acumulação dos planos {200} aumenta. Além disso, como mostrado na Figura 3D, a região que não contém o componente de fase única α é transformada da fase α para a fase γ.

[00113] Além disso, quando um tempo de manutenção da temperatura depois do aquecimento é prolongado, os grãos de cristal {100} são unidos para de preferência crescer para formar grandes grãos 7 de cristal {100}. Como um resultado, o grau de acumulação dos planos {200} ainda aumenta. Além disso, com a difusão de Al, a região ligada com Al é transformada da fase γ para a fase α. Neste momento, na região adjacente à região a ser transformada, já estão formados grãos de cristal na fase α orientada em {100}, e no momento da transformação da fase γ para a fase α, a região é transformada enquanto assume a orientação de cristal dos grãos de cristal adjacentes na fase α. Com isso o tempo de manutenção é prolongado e o grau de acumulação dos planos {200} aumenta.

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34/90 (e) Crescimento da textura [00114] No estágio do estado precedente mostrado na Figura 3D, quando a temperatura do ponto A3 ou maior é mantida até que toda a chapa de metal seja ligada, a estrutura contendo o alto grau de acumulação dos planos {200} já está formada em toda a chapa de metal, e, portanto o resfriamento é realizado enquanto é mantido o estado em que o resfriamento é iniciado.

[00115] Além disso, no exemplo acima explicado, a chapa de metal à base de Fe contendo C: 0,02% em massa ou mais é empregada, mas quando uma chapa de metal à base de Fe contendo C: menor do que 0,02% em massa é utilizada, uma carbonização é realizada antes da descarbonização para fazer com que o teor de C na região a ser descarbonizada seja de 0,02% em massa ou mais.

[00116] Acima, a constituição básica desta modalidade foi explicada, e uma razão limitante de cada condição que define o método de fabricação deste modo de realização e condições preferidas desta modalidade será ainda posteriormente explicada.

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Metal à base de Fe a ser o material de base (Teor de C) [00117] Nesta modalidade, primeiramente são formados, na superfície da chapa de metal de base feita de metal à base de Fe, grãos de cristal orientados em {100} para servir como sementes para o aumento do grau de acumulação dos planos {200}. Depois, faz-se progredir a transformação γ-α na chapa de metal enquanto assume a orientação de cristal dos grãos de cristal na fase α, para servir como sementes, para desta forma finalmente aumentar o grau de acumulação dos planos {200} de toda a chapa de metal.

[00118] Nesta modalidade, as sementes dos grãos de cristal orientados em {100} são formadas na superfície da chapa de metal de base por controle de estrutura usando a transformação γ-α que acompanha a descarbonização ou desmanganização. O metal à base de Fe utilizado para a chapa de metal de base tem uma composição do componente transformador α-γ, e o teor de C na região a ser descarbonizada é levado para 0,02% em massa ou mais.

[00119] Além disso, o metal à base de Fe, usado para a chapa de metal de base, possui o componente transformador α-γ, e o elemento formador de ferrita é difundido na chapa metálica para ligá-lo à chapa metálica, tornando desta forma possível formar uma região contendo um componente com uma única fase α. Ademais, o teor de C na região a ser descarbonizada é levado a 0,02% em massa ou mais, tornando assim possível usar a transformação γ-α que acompanha a descarbonização.

[00120] Para trazer o teor de C na chapa de metal de base a 0,02% em massa ou mais, existe um método para usar uma chapa de metal de base fabricada por um material derretido ajustado para conter C: 0,02% em massa ou mais passando por processos de moldagem e laminação (um método de fusão). Como outro método, existe um mé

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36/90 todo no qual uma chapa de metal de base contendo o teor de C menor do que 0,02% em massa é utilizada e em uma porção de camada de superfície da chapa de metal de base, uma região contendo C: 0,02% em massa ou mais é formada por carbonização.

[00121] No caso do método de fusão, a faixa de teor de C é ajustada para não menos do que 0,02% em massa nem maios do que 1,0% em massa. Quando o teor de C é menor do que 0,02% em massa, não é possível empregar a formação de uma textura {200} usando a transformação γ-α que acompanha a descarbonização. Além disso, quando o teor de C é maior do que 1,0% em massa, um longo tempo é requerido para a descarbonização. A faixa preferida de teor de C não é menor do que 0,05% em massa nem maior do que 0,5% em massa.

[00122] No caso do método de carbonização, a faixa do teor de C do metal à base de Fe a partir do qual a chapa de metal de base é feita é definida como 1 ppm ou mais e menor do que 0,02% em massa. Então, a camada de superfície deste metal à base de Fe é submetida à carbonização de modo que a concentração de C pode ser não menor do que 0,02% em massa nem maior do que 1,0% em massa da mesma maneira que aquela no caso de fusão.

[00123] Além disso, uma faixa de carbonização é definida para uma região a uma distância y abaixo da superfície, onde a distância na direção da profundidade da superficie é ajustada em y. Esta distância y não é menor do que 5 pm nem maior do que 50 pm. Quando a distância y é menor do que 5 pm, é difícil trazer o grau de acumulação para o plano {200} a 30% ou mais no tratamento de difusão após a descarbonização, de modo que a distância y é ajustada para 5 pm ou mais. Além disso, quando a distância se torna maior do que 50 pm, um longo tempo é requerido para a carbonização, e ainda um longo tempo é requerido também para a descarbonização de toda a região carbonizada. Ainda, um efeito obtenível também é saturado, de modo que a distân

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37/90 cia y preferida é definida como 50 pm ou menos. Em particular, o método de carbonização não está limitado, e pode ser realizado um método bastante conhecido de carbonização a gás ou similar.

[00124] Incidentalmente, o teor de C é de preferência de 0,005% em massa ou menos, em termos de uma propriedade magnética de uma chapa de metal de produto, de modo que para fabricar uma chapa de aço com uma propriedade magnética excelente, aço silício contendo o teor de C de 0,005% em massa ou menos é utilizado para ser submetido à carbonização de uma maneira tal que tenha a concentração descrita para C, que é vantajosa em termos de custo.

(Teor de Mn) [00125] Quando Mn, que é um elemento estabilizador de austenita, está contido no metal à base de Fe, é possível formar sementes de grãos de cristal orientados em {100} por controle de estrutura utilizando a desmanganização que acompanha a transformação γ-α. A desmanganização é realizada juntamente com a descarbonização, e assim a porção da camada de superfície é transformada na fase α mais eficazmente e o grau de acumulação dos planos {200} em uma região descarbonizada e desmanganizada é mais aumentado. Para exibir uma tal função, o teor de Mn antes da realização do tratamento de desmanganização é de preferência definido como 0,2% em massa ou mais.

[00126] O controle da estrutura acima descrita empregando a transformação γ-α pode ser realizado até mesmo apenas por descarbonização, para que Mn não tenha que estar contido. Entretanto, quando Mn está contido, também é obtido um efeito de aumento da resistência elétrica para reduzir a perda do núcleo, e assim Mn também pode estar contido, e, portanto Mn em uma faixa de 2,0% em massa ou menos também pode estar contido de acordo com a necessidade mesmo quando não é realizada nenhuma desmanganização. A partir do ponto

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38/90 acima, a faixa de teor de Mn, quando Mn está contido, é de preferência ajustada de 0,2% em massa até 2,0% em massa.

(Outros elementos contidos) [00127] A princípio, esta modalidade, sendo aplicável a um metal à base de Fe contendo o componente de transformação α-γ, não está limitado ao metal à base de Fe em uma faixa específica de composição. Exemplos típicos do componente de transformação de α-γ são ferro puro, aço tal como aço comum, e similares. Por exemplo, ele é um componente contendo ferro puro ou aço contendo C de 1 ppm até 0,10% em massa conforme descrito acima ou ainda contendo Mn de 0,2% em massa até 2,0% em massa e o restante sendo composto de Fe e de impurezas inevitáveis como sua base e contendo um elemento aditivo conforme requerido. Ao invés, ele pode ser aço silício do componente de transformação α-γ contendo C: 1,0% em massa ou menos e Si: 0,1% em massa até 2,5% em massa como seu componente básico. Além disso, como outras impurezas, uma quantidade traço de Ni, Cr, Al, Mo, W, V, Ti, Nb, B, Cu, Co, Zr, Y, Hf, La, Ce, N, O, P, S, e/ou similar está/estão contido/contidos. Incidentalmente, Al e Mn são adicionados para aumentar a resistência elétrica, para assim reduzir a perda de núcleo e Co é adicionado para aumentar a saturação da densidade de fluxo magnético Bs, que também estão incluídos no âmbito da presente invenção.

(Espessura da chapa de metal de base) [00128] A espessura da chapa de metal de base é definida como não menor do que 10 pm nem maior do que 6 mm. Quando a espessura é menor do que 10 pm, quando as chapas de metal de base são empilhadas para serem usadas como um núcleo magnético, o número das chapas a serem empilhadas é aumentado para aumentar lacunas, com o resultado de que uma alta densidade de fluxo magnético não pode ser obtida. Além disso, quando a espessura é maior do que 6 mm,

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39/90 não é possível fazer a textura {100} crescer suficientemente após o resfriamento depois do tratamento de difusão, com o resultado de que não pode ser obtida uma alta densidade de fluxo magnético. Tratamento de descarbonização [00129] No tratamento de descarbonização para transformar a porção da camada de superfície da chapa de metal de base na fase α, a chapa de metal de base é desejavelmente aquecida em uma atmosfera de descarbonização a ser descarbonizada da seguinte maneira. (Temperatura do tratamento de descarbonização) [00130] A temperatura do tratamento de descarbonização é definida como a temperatura do ponto A1 ou maior e a temperatura na qual a estrutura se transforma em uma fase única α quando a descarbonização é realizada até que C se torne menor do que 0,02% em massa. A chapa de metal de base contendo C: 0,02% em massa ou mais é aquecida até uma temperatura de uma fase única γ ou uma região de duas fases de uma fase γ e uma fase α (a saber uma temperatura do ponto A1 ou maior) para que a transformação γ-α possa ocorrer na descarbonização.

(Atmosfera do tratamento de descarbonização) [00131] No que se refere à atmosfera de descarbonização, pode ser empregado um método convencionalmente conhecido na fabricação de uma chapa de aço elétrica com grãos orientados. Por exemplo, existe um método no qual a descarbonização é primeiro realizada em uma atmosfera de fraca descarbonização, em um vácuo de 133 Pa (1 Torr) ou menos, por exemplo, ou em uma atmosfera de gás de um tipo ou dois ou mais tipos de H2, He, Ne, Nr, Kr, Xe, Rn, e N2 a uma temperatura inferior a (o ponto de orvalho -20)°C, e em seguida a descarbonização é realizada em uma atmosfera de forte descarbonização, ou em uma atmosfera de gás na qual um gás inerte, ou CO e CO2 é/são adicionados a H2 a uma temperatura de (o ponto de orvalho -20)°C ou

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40/90 acima, por exemplo. Neste caso, se a descarbonização é continuada até o fim na atmosfera de fraca descarbonização, é requerido um longo tempo.

(Período de realização do tratamento de descarbonização) [00132] O período de realização do tratamento de descarbonização é de preferência não menor do que 0,1 minuto nem maior do que 600 minutos. Quando o período é mais curto do que 0,1 minuto, é difícil trazer o grau de acumulação dos planos {200} para 20% ou mais após a descarbonização, e quando o período é longo de modo a exceder 600 minutos, é necessário muito dispêndio.

(Âmbito de execução do tratamento de descarbonização) [00133] A faixa de realização do tratamento de descarbonização é uma faixa abaixo da distância x, onde a distância na direção da produndidade da superfície é definida como x, e a distância x não é menor do que 5 pm nem maior do que 50 pm. Quando a distância x é menor do que 5 pm, é difícil trazer o grau de acumulação dos planos {200} até 30% ou mais no tratamento de difusão após a descarbonização. Por este motivo, a distância x na direção da profundidade da superfície é de 5 pm ou mais. Além disso, quando a distância é maior do que 50 pm, é requerido um longo tempo para a descarbonização, e ainda o grau de acumulação dos planos {200} é saturado, e, portanto ele não é industrialmente vantajoso. Assim, a distância x é definida em 50 pm ou menos.

(Outros métodos de descarbonização) [00134] Ainda, conforme descrito na Literatura de Patente 6, também é possível que um material promotor da descarbonização seja aplicado a uma superfície de uma chapa de aço como um agente de separação de recozimento e este é enrolado em torno de uma bobina e é submetido a um recozimento em bobina, para formar assim uma região descarbonizada. Além disso, também é possível que o agente

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41/90 de separação do recozimento acima descrito seja aplicado a uma superfície de uma chapa de aço em uma forma de chapa única e as chapas de aço são empilhadas para serem submetidas a um recozimento na temperatura acima descrita por um tempo similar, para formar assim uma região descarbonizada.

(Teor de C após a descarbonização) [00135] O teor de C após a descarbonização é ajustado em menos do que 0,02% em massa para obter uma estrutura de fase única de fase α conforme descrito acima. Ele tem de preferência de 0,005% em massa ou menos em termos da propriedade magnética de um produto.

(Grau de acumulação dos planos {200} depois da descarbonização) [00136] É preferido que o grau de acumulação dos planos {200} na região descarbonizada após a descarbonização seja de 20% ou mais realizando a descarbonização por recozimento sob as condições acima. Quando o grau de acumulação dos planos {200} é menor do que 20%, é difícil trazer o grau de acumulação dos planos {200} para 30% ou mais no tratamento de difusão a ser realizado subsequentemente. Além disso, o limite superior do grau de acumulação dos planos {200} é definido de preferência em 99%. Quando ele é maior do que 99%, a propriedade manética se deteriora. O grau de acumulação dos planos {200} é ajustado para estar dentro da faixa acima descrita selecionando as condições da temperatura de descarbonização, o tempo de descarbonização, a atmosfera de descarbonização, e similares. Incidentalmente, a medição do grau de acumulação do plano, no plano de orientação acima descrito, pode ser realizada por difração de raios X usando um raio MoKa similarmente a primeira modalidade.

Tratamento de desmanganização [00137] Nesta modalidade o tratamento de descarbonização e o tratamento de desmanganização também podem ser usados em combi

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42/90 nação, se houver Mn na chapa de metal de base. O tratamento de desmanganização é realizado simultaneamente com a descarbonização ou subsequentemente à descarbonização sob as seguintes condições. Incidentalmente, conforme descrito na literatura de patente 6, também é possível realizar o tratamento de descarbonização e o tratamento de desmanganização simultaneamente em um estado onde chapas de aços cada qual possuem um agente de separação de recozimento contendo um material promotor da descarbonização e um material promotor da desmanganização aplicado a ele.

(Temperatura e âmbito do tratamento de desmanganização) [00138] A temperatura na qual o tratamento de desmanganização é realizado é ajustada em uma temperatura do ponto A1 ou acima similarmente à descarbonização. No que se refere à atmosfera de desmanganização, o tratamento de desmanganização pode ser realizado sob uma atmosfera a pressão reduzida. Além disso, o período de execução do tratamento de desmanganização é de preferência definido para estar dentro de uma faixa não menor do que 0,1 minutos nem maior do que 600 minutos, similarmente à descarbonização.

(Faixa de realização do tratamento de desmanganização) [00139] A faixa de execução do tratamento de desmanganização está em uma faixa abaixo de uma distância x, onde a distância na direção da profundidade da superfície é ajustada como x, e a distância x é de preferência não menor do que 5 pm nem maior do que 50 pm. Quando a distância x é menor do que 5 pm, é difícil trazer o grau de acumulação dos planos {200} para 30% ou mais no tratamento de difusão após a desmanganização. Por esta razão, a distância x preferida na direção da profundidade da superfície é ajustada como sendo 5 pm ou mais. Além disso, quando a distância é maior do que 50 pm, é requerido um tempo maior para a desmanganização, e, além disso, o grau de acumulação dos planos {200} é saturado, e portanto não é in

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43/90 dustrialmente vantajoso. Portanto, a distância preferida x é ajustada como 50 pm ou menor.

(Grau de acumulação dos planos {200} após a desmanganização) [00140] É preferido que o grau de acumulação dos planos {200} na região submetida ao tratamento de desmanganização seja de 20% ou mais após a desmanganização para realizar a descarbonização por recozimento sob as condições acima. Quando o grau de acumulação dos planos {200} é menor do que 20%, é difícil trazer o grau de acumulação dos planos {200} para 30% ou mais no tratamento de difusão a ser realizado subsequentemente. O limite superior do grau de acumulação dos planos {200} é de preferência definido como 99%. Quando ele é maior do que 99%, a propriedade magnética se deteriora.

Metal diferente [00141] Em seguida, um metal diferente exceto Fe é preparado para ser difundido em uma chapa de metal de base contendo a porção da camada de superfície transformada em uma fase α pela descarbonização para aumentar a região da textura {100} na direção da espessura da chapa de metal. Como metal diferente é usado o elemento formador de ferrita. Como um procedimento, primeiramente, o metal diferente é ligado em forma de camadas como segunda camada em uma superfície ou ambas as superfícies da chapa de metal de base feita de metal à base de Fe do componente de transformação α-γ. Depois, uma região ligada por ter tido elementos de diferentes metais nela difundidos passa a ter o componente à base de fase única α e passa a ser capaz de ser mantida não somente como a região submetida à descarbonização (ou ainda à desmanganização) a ser transformado na fase α, mas também uma semente orientada em {100} para aumento do grau de acumulação dos planos {200} na chapa metálica. Como tal elemento formador de ferrita, pode ser empregado pelo menos um tipo

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44/90 de Al, Cr, Ga, Ge, Mo, Sb, Si, Sn, Ta, Ti, V, W, e Zn individualmente ou de uma maneira combinada.

[00142] Como um método de ligação do metal diferente na forma de camadas na superfície da chapa de metal de base, podem ser empregados vários métodos tais como um método de galvanização por imersão a quente, galvanização eletrolítica, ou similar, um método de revestimento por laminação, um processo seco de PVD, CVD, ou similar, e posterior revestimento com pó.

[00143] Como um método de ligação eficaz de metal diferente para implementação industrial, o método de galvanização ou o método de revestimento por laminação é apropriado.

[00144] A espessura do metal diferente antes do aquecimento, no qual o metal diferente é ligado, é de preferência não menor do que 0,05 pm nem maior do que 1000 pm. Quando a espessura é menor do que 0,05 pm, não é possível obter o grau de acumulação suficiente dos planos {200}. Além disso, quando a espessura excede 1000 pm, mesmo quando a camada de metal permanece, sua espessura se torna maior do que a necessária.

Tratamento de aquecimento e difusão [00145] A chapa de metal de base com o elemento formador de ferrita ligado a ela é aquecida até o ponto A3 da chapa de metal de base, para fazer assim com que o elemento formador de ferrita se difunde na região parcial ou total da chapa de metal de base, para fazer com que a chapa de metal de base fique ligada a ele. A fase α é mantida na região ligada com o elemento formador de ferrita. Alternativamente, o elemento formador de ferrita é difundido na porção interna da região descarbonizada para fazer com que a chapa de metal de base se ligue a ele, e a região ligada é levada a ter o componente de fase única α parcialmente, e assim a região se transforma para a fase α. Neste momento, a região é transformada enquanto assume a orientação da

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45/90 região formada pela descarbonização, de modo que o grau de acumulação dos planos {200} ainda aumenta. Como um resultado, na região ligada é formada uma estrutura na qual o grau de acumulação dos planos {200} na fase α-Fe se torna não menor do que 25% nem maior do que 50%, e de acordo com isso, o grau de acumulação nos planos {222} na fase α-Fe se torna não menor do que 1% nem maior do que 40%.

[00146] Então, a chapa de metal de base é ainda aquecida até uma temperatura não inferior à do ponto A3 nem superior a 1300°C e a temperatura é mantida. A região já ligada se transforma em uma estrutura de fase única que não é transformada na fase γ, de modo que os grãos de cristal {100} são mantidos como eles são e, na região, os grãos de cristal na textura {100} de preferência crescem e o grau de acumulação dos planos {200} aumenta. Além disso, a região que não contem o componente de fase única α é transformada na fase γ.

[00147] Além disso, quando o tempo de manutenção é prolongado, os grãos de cristal na textura {100} são unidos entre si preferencialmente para crescer. Como um resultado, o grau de acumulação dos planos {200} ainda aumenta. Além disso, com a posterior difusão do elemento formador de ferrita, a região ligada com o elemento formador de ferrita é transformada na fase α a partir da fase γ. Neste momento, conforme mostrado na figura 4A, nas regiões adjacentes às regiões a serem transformadas, grãos de cristal 7 na fase α orientada em {100} já são formados e neste momento da transformação da fase γ para a fase α, as regiões ligadas com o elemento formador de ferrita são transformadas enquanto assumem a orientação de cristal dos grãos de cristal adjacentes 7 na fase α. Desta forma, o tempo de manutenção é prolongado e o grau de acumulação nos planos {200} aumenta. Além disso, como um resultado, o grau de acumulação dos planos {222} diminui.

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46/90 [00148] Incidentalmente, para finalmente obter o alto grau de acumulação dos planos {200} de 50% ou mais, é preferido que o tempo de manutenção seja ajustado, neste estágio, para trazer o grau de acumulação dos planos {200} na fase α-Fe para 30% ou mais e trazer o grau de acumulação dos planos {222} na fase α-Fe para 30% ou menos. Além disso, quando o ponto A3 ou maior é mantido até que a chapa de metal total seja ligada, conforme mostrado na Figura 4C, as estruturas de fase única α são formadas até a porção central da chapa de metal e estruturas de grão orientadas em {100} atingem o centro da chapa de metal.

[00149] Uma temperatura de manutenção depois que a temperatura é aumentada é ajustada para não inferior à do ponto A3 nem superior a 1300°C. Mesmo quando a chapa de metal é aquecida a uma temperatura maior do que 1300°C, o efeito é saturado no que diz respeito à propriedade magnética. Além disso, o resfriamento pode ser iniciado imediatamente depois que a temperatura atinge a temperatura de manutenção, ou o resfriamento também pode ser iniciado depois que a temperatura é mantida por 6000 minutos ou menos. Quando esta condição é satirfeita, a obtenção da alta acumulação das sementes orientadas no plano {200} ainda progride para tornar possível trazer, mais seguramente, o grau de acumulação dos planos {200} na fase α-Fe a 30% ou mais após o resfriamento.

Resfriamento após o tratamento de aquecimento e difusão [00150] Após o tratamento de difusão, quando o resfriamento é realizado enquanto a região que não ligada ao elemento formador de ferrita permanece, como mostrado na Figura 4B, no momento da transformação da fase γ para a fase α, a região não ligada é transformada enquanto assume a orientação do cristal das regiões nas quais já estão formados os grãos de cristal 9 na fase α orientados em {100}. Assim, o grau de acumulação dos planos {200} planos aumenta, e é obtida a

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47/90 chapa metálica contendo a textura na qual o grau de acumulação dos planos {200} na fase α-Fe é não menor do que 30% nem maior do que 99% e o grau de acumulação dos planos {222} na fase α-Fe é não menor do que 0,01% nem maior do que 30%, o cristal satisfazendo a condição do valor Z cresce, e uma elevada densidade de fluxo magnético pode ser obtida em uma direção arbitrária no plano da chapa metálica.

[00151] Além disso, conforme mostrado na Figura 4C, quando o ponto A3 ou maior é mantido até que toda a chapa de metal esteja ligada e as estruturas grão orientadas em {100} atingem o centro da chapa metálica, conforme mostrado na Figura 4D, a chapa metálica é resfriada como está, e pode ser obtida a textura na qual as estruturas do grão orientadas em {100} atingem o centro da chapa metálica. Assim, toda a chapa metálica é ligada ao metal diferente e é obtida uma chapa metálica contendo a textura na qual o grau de acumulação dos planos {200} na fase α-Fe é não menor do que 30% nem maior do que 99% e o grau de acumulação dos planos {222} na fase α-Fe é não menor do que 0,01% nem maior do que 30%.

[00152] Conforme acima, o valor do grau de acumulação dos planos {200} e o estado remanescente do metal diferente na superfície da chapa de metal de base muda dependendo do tempo de manutenção da temperatura do ponto A3 ou maior e da temperatura de manutenção. O exemplo mostrado na Figura 4B está em um estado onde as estruturas grão orientadas em {100} não atingem o centro da chapa metálica e o metal diferente também permanece nas superfícies, mas também é possível obter as estruturas do grão orientadas em {100} até o centro da chapa metálica e ligar todas as segundas camadas nas superfícies.

[00153] Incidentalmente, no momento do resfriamento após o tratamento de difusão, a taxa de resfriamento é de preferência não menor

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48/90 do que 0,1°C /seg nem maior do que 500°C/seg. Quand o a taxa de resfriamento é menor do que 0,1°C /seg, é necessári o um longo tempo para o resfriamento, que não é apropriado, e quando a taxa de resfriamento é maior do que 500°C /seg, a chapa metálica é algumas vezes deformada, e, portanto a taxa de resfriamento é de preferência de 500°C /seg ou menor.

[00154] Incidentalmente, quando as segundas camadas são feitas para remanescer na chapa de metal à base de Fe obtenível contendo uma espessura não menor do que 10 pm nem maior do que 6 mm, a espessura da segunda camada é de preferência ajustada em não menor do que 0,01 pm nem maior do que 500 pm. Além disso, a proporção de uma região de fase única α ligada neste estágio é de preferência de 1% ou maior em uma seção transversal da chapa de metal à base de Fe.

[00155] Além disso, também é possível formar uma estrutura conforme mostrada na Figura 5, e neste caso a taxa média de resfriamento é ajustada para satisfazer a condição similar àquela da primeira modalidade, e assim o exposto acima pode ser alcançado.

EXEMPLO [00156] Em seguida, serão apresentados experimentos conduzidos pelos presentes inventores. As condições e similares nessas experiências são exemplos empregados para confirmar a aplicabilidade e efeitos da presente invenção, e a presente invenção não é limitada por esses exemplos.

(Exemplo 1) [00157] Neste exemplo, chapas de metal de base de N°1 a N°17 cada qual consistindo em um componente A ou B mostrados na tabela 1 abaixo foram fabricadas sob diversas condições de laminação, para então ter vários metais diferentes aplicados a elas como uma segunda camada, e então chapas de metal à base de Fe foram fabricadas, cu

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49/90 jos valores Z (= (A + 0,97B)/0,98C) previamente descritos e cuja diferença de densidade de fluxo magnético ΔΒ foram examinados. Além disso, a relação entre várias condições de fabricação e o grau de acumulação de planos {200} foi também examinada. Além disso, efeitos obtidos por alteração da temperatura de partida no processo de laminação da região α foram também examinados em detalhe.

[00158] Tabelai

Sér i e de Componente	Ponto A3 °C	Elemento % em massa
C	Si	Mn	Al	P	N	S	0	Outros
A	925	0. 0008	0,3	0,3	0,5	0. 0003	0. 0002	<0. 0004	0. 0002	-
B	1010	0. 0012	1. 1	0. 8	0. 1	0. 0002	0. 0003	<0. 0004	0,0001	-
C	915	0. 0032	0,2	0,08	0,05	0,0001	0. 0003	<0. 0004	0,0001	-
D	870	0. 0041	0, 1	1,5	0,2	0,0001	0. 0002	<0. 0004	0,0001	-
E	942	0. 0105	0V	L5	ov	0,0001	0. 0003	<0. 0004	0,0001	Cr: 0.5

[00159] Primeiramente, lingotes cada qual contendo o componente A ou B mostrado na tabela 1 e o restante sendo composto de Fe e impurezas inevitáveis foram fundidos por fundição a vácuo. Então, esses foram empregados como materiais de laminação a serem trabalhados para formar chapas laminadas a frio (as chapas à base de metais) cada qual contendo uma espessura predeterminada sob condições de laminação a quente, laminação de região a, e laminação a frio mostradas na tabela 2 abaixo.

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Material de Base No.	Componente	Ponto A3	Laminação a quente	Laminação na região α	Laminação a frio	Proporção de redução total	Proporção de redução da região α + laminação a frio
Inicio	Fim	Inicio	Fim	Inicio	Fim
Temperatura °C	Espessura mm	Temperatura C	Espessura mm	Proporção de redução	Temperatura C	Espessura mm	Temperatura C	Espessura mm	Proporção de redução	Espes sura mm	Espessura mm	Proporção de redução
1	A	925	1150	250	1000	10	-3,22	950	10	920	2,5	-1,39	2,5	0,2	-2,53	-7,13	-3,91
2	A	925	1150	250	1000	10	-3,22	920	10	830	2,5	-1,39	2,5	0,2	-2,53	-7,13	-3,91
3	A	925	1150	250	1000	10	-3,22	850	10	830	2,5	-1,39	2,5	0,2	-2,53	-7,13	-3,91
4	A	925	1150	250	1000	10	-3,22	750	10	730	2,5	-1,39	2,5	0,2	-2,53	-7,13	-3,91
5	A	925	1150	250	1000	10	-3,22	650	10	640	2,5	-1,39	2,5	0,2	-2,53	-7,13	-3,91
6	A	925	1150	250	1000	10	-3,22	550	10	540	2,5	-1,39	2,5	0,2	-2,53	-7,13	-3,91
7	A	925	1150	250	1000	10	-3,22	450	10	450	2,5	-1,39	2,5	0,2	-2,53	-7,13	-3,91
8	A	925	1150	250	1000	10	-3,22	300	10	350	2,5	-1,39	2,5	0,2	-2,53	-7,13	-3,91
9	A	925	1150	250	1000	10	-3,22	250	10	250	2,5	-1,39	2,5	0,2	-2,53	-7,13	-3,91
10	B	1010	1200	280	1050	50	-1,72	1050	50	980	3,0	-2,81	3,0	0,5	-1,79	-6,33	-4,61
11	B	1010	1200	280	1050	50	-1,72	950	50	880	3,0	-2,81	3,0	0,5	-1,79	-6,33	-4,61
12	B	1010	1200	280	1050	50	-1,72	850	50	770	3,0	-2,81	3,0	0,5	-1,79	-6,33	-4,61
13	B	1010	1200	280	1050	50	-1,72	750	50	660	3,0	-2,81	3,0	0,5	-1,79	-6,33	-4,61
14	B	1010	1200	280	1050	50	-1,72	600	50	580	3,0	-2,81	3,0	0,5	-1,79	-6,33	-4,61
15	B	1010	1200	280	1050	50	-1,72	450	50	485	3,0	-2,81	3,0	0,5	-1,79	-6,33	-4,61
16	B	1010	1200	280	1050	50	-1,72	300	50	390	3,0	-2,81	3,0	0,5	-1,79	-6,33	-4,61
17	B	1010	1200	280	1050	50	-1,72	250	50	230	3,0	-2,81	3,0	0,5	-1,79	-6,33	-4,61

Tabela 2

50/90

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51/90 [00160] No caso do componente A, os lingotes cada qual contendo uma espessura de 250 mm aquecidos a 1150°C foram primeiramente submetidos a laminação a quente a uma proporção de redução de 3,22 em termos de deformação verdadeira, e chapas laminadas a quente cada qual contendo uma espessura de 10 mm foram obtidas. Em seguida, essas chapas laminadas a quente foram cada qual submetidas a laminação de região α a uma proporção de redução de -1,39 em termos de deformação verdadeira a uma temperatura de 300 a 1000°C. Essas chapas laminadas obtidas por laminação de região α foram decapadas, e então as chapas de metal de base foram obtidas por laminação a frio. Neste momento, a proporção de redução era 2,53 em termos de deformação verdadeira, e como um resultado, a espessura de cada uma das chapas de metal de base obtidas foi 0,2 mm.

[00161] No caso do componente B, os lingotes cada qual contendo uma espessura de 280 mm aquecidos a 1200°C foram primeiramente submetidos à laminação a quente a uma proporção de redução de 1,72 em termos de deformação verdadeira, e foram obtidas chapas laminadas a quente cada qual apresentando uma espessura de 50 mm. Em seguida, essas chapas laminadas a quente foram cada qual submetidas a uma laminação de região α a uma proporção de redução de -2,81 em termos de deformação verdadeira a uma temperatura de 300 a 1050°C. Essas chapas laminadas obtidas pela l aminação de região α foram decapadas, e então as chapas de metal de base foram obtidas por laminação a frio. Neste momento, a proporção de redução era -1,79 em termos de deformação verdadeira, e como um resultado, a espessura de cada uma das chapas de metal de base obtidas foi 0,5 mm.

[00162] Com respeito às chapas de metal de base obtidas pelo procedimento acima, a textura de uma porção de superfície de camada de

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52/90 cada um dos materiais de base foi medida por difração de raios X para obter o grau de acumulação de planos {200} e o grau de acumulação de planos {222} pelo método previamente descrito. Além disso, executou-se o desbaste de modo que a estrutura pudesse ser observada de uma direção perpendicular a uma seção transversal L, e uma região até 1/4t (t representa a espessura) da superfície foi observada. A fase principal de cada uma das chapas de metal de base obtidas à temperatura ambiente foi uma fase α-Fe. Além disso, como um resultado das medições, o ponto A3 no qual a transformação α-γ ocorreu foi 925°C para o componente A e 1010°C para o componente B.

[00163] Em seguida, ambas as superfícies de cada uma das chapas de metal de base de N° 1 a N° 17 mostradas na tabela 2 foram revestidas com cada um dos diversos elementos de metal diferentes como a segunda camada por um método de deposição por vapor, um método de pulverização catódica, ou um método de galvanoplastia. Conforme mostrado na tabela 3 e tabela 4 abaixo, como o elemento de metal diferente, selecionou-se qualquer um entre Al, Si, Mo, Ga, Sn, Ti, Ge, Sb, V, e W. A espessura de cada um dos revestimentos foi conforme mostrado na tabela 3 e tabela 4.

[00164] Em seguida, uma experiência foi executada na qual um tratamento térmico foi executado nas chapas de metal de base a cada uma das quais as segundas camadas foram ligadas sob diversas condições. Uma fornalha de imagem dourada foi empregada para o tratamento térmico, e o tempo de manutenção foi controlado por controle numérico. Durante o tempo em que a temperatura se elevou para ser mantida, o tratamento térmico foi executado em uma atmosfera a vácuo a uma pressão de 10^-3 Pa. No momento do resfriamento, no caso de uma taxa de resfriamento de 1°C/seg ou menos, o controle de temperatura foi executado sob vácuo por controle na saída da fornalha. Além disso, no caso de uma taxa de resfriamento de 10°C/seg ou mais,

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53/90 um gás de Ar foi introduzido e a taxa de resfriamento foi controlada por ajuste de sua taxa de escoamento.

[00165] Aqui, examinou-se a variação na textura entre um processo de elevação de temperatura até o ponto A3, um processo de manutenção de aquecimento a uma temperatura não abaixo do ponto A3 nem acima de 1300°C e manutenção da temperatura, e um processo de resfriamento a uma temperatura abaixo do ponto A3. Especificamente, três chapas de metal de base com a mesma combinação de condições de revestimento de material de base foram preparadas, onde a alteração na textura foi examinada executando-se uma experiência de tratamento térmico em cada um dos processos.

[00166] Uma amostra para o processo de elevação da temperatura foi fabricada de tal forma que a chapa de metal de base foi aquecida da temperature ambiente até o ponto A3 a uma taxa de elevação de temperatura predeterminada e foi resfriada até a temperatura ambiente sem nenhum tempo de manutenção. A taxa de refriamento foi ajustada em 100°C/seg. A textura foi medida pelo método previamente descrito de difração de raios X, e o raio X foi emitido de sua superfície, e o grau de acumulação de planos {200} na fase α-Fe e o grau de acumulação de planos {222} na fase α-Fe foram obtidos em uma Figura de polo invertido.

[00167] Uma amostra para o processo de manutenção foi fabricada de uma tal forma que a chapa de metal de base foi aquecida da temperatura ambiente a uma temperatura predeterminada acima do ponto A3 a uma taxa de elevação de temperatura predeterminada e foi resfriada até a temperatura ambiente após um tempo de manutenção predeterminado. Então, a textura da amostra fabricada foi medida da mesma maneira, e o grau de acumulação de planos {200} e {222} na fase α-Fe foi obtido.

[00168] Uma amostra para o processo de resfriamento foi fabricada

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54/90 de uma tal forma que a chapa de metal de base foi aquecida da temperatura ambiente até uma temperatura predeterminada acima do ponto A3 a uma taxa de elevação de temperatura predeterminada e foi resfriada até a temperatura ambiente a uma taxa de resfriamento predeterminada após um tempo de manutenção predeterminado. Além disso, a fim de avaliar o grau de acumulação de planos {200} e {222} a uma posição sem ligas, uma peça de teste foi fabricada por remoção da camada da superfície da amostra fabricada até uma distância predeterminada de tal modo que a posição não ligada poderia se tornar uma superfície de avaliação. Incidentalmente, quando toda a chapa de metal foi ligada, a superfície de avaliação foi ajustada em uma posição de 1/2 da espessura de chapa. Com respeito à medição da textura da amostra fabricada, o raio X foi emitido da superfície da peça de teste e de uma superfície predeterminada da peça de teste cuja camada foi removida, e o grau de acumulação de planos {200} e {222} na fase αFe das superfícies foi obtido da mesma maneira.

[00169] Em seguida, executou-se a magnetometria a fim de avaliar os produtos obtidos. Primeiramente, a densidade média de fluxo magnético B50, para uma força de magnetização de 5000 A/m, e a diferença de densidade de fluxo magnético AB foram obtidos com emprego de SST (Single Sheet Tester = testador de chapa única). Neste instante, a frequência de medição foi ajustada em 50 Hz. Quando a densidade média de fluxo magnético B50 foi obtida, como mostrado na Figura 1, a densidade de fluxo magnético B50 foi obtida a cada 22,5° em uma direção circunferencial do produto e um valor médio de densidades de fluxo magnético B50 nessas 16 direções foi calculado. Além disso, das densidades de fluxo magnético B50 nessas 16 direções, a diferença entre o valor máximo e o valor mínimo foi definido como a diferença de densidade de fluxo magnético AB. Em seguida, a densidade de saturação de fluxo magnético Bs foi obtida com emprego de um VSM (Vi

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55/90 brating Sample Magnetometer = magnetômetro de amostra vibradora). A força de magnetização aplicada neste instante foi de 0,8 χ 10⁶ A/m. Um valor de avaliação foi ajustado para a proporção B50/Bs da densidade média de fluxo magnético B50 para a densidade de saturação de fluxo magnético.

[00170] Além do mais, para as difrações de raios X previamente descritas, proporções de intensidade de {001}<470>, {116}<6 12 1>, e {223}<692> foram calculadas, e então o valor Z previamente descrito foi calculado.

[00171] A tabela 3 e a tabela 4 abaixo mostram o grau de acumulação dos planos {200} e o grau de acumulação dos planos {222} medidos nos processos respectivos durante a fabricação e após a fabricação, os valores Z das chapas de metal à base de Fe obtidas, e resultados de avaliação da magnetometria.

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Tateia 3

Ha	Fabricação	Fabncaçâo	PhnLed	Nota	Densidade da região ff
Material dç base	Seguida camada	Scmeadjra	Manitenção e obtenção de um elto grau de açuruiaçâa	Cfçscimerrta	Avaliação da textua	Densidade de boja magnâdca
No.	Espessura ΠΊΠΊ	Elemento	Espessura μπ	Método de ligawa	Taxa de Temperatura de Ligação bsec	Temperatura medida	Grau de KumJapíü de semeadua de planos \|200[ em OtFb	Grau de acLmiJação de semeadira de planos [222] _emtrFe	Temperatu-a de Rianuiençãp ΐ	Tempo de marwteftc âú see	Obtenção de ah acumi/eção Grau de aeuirdação dos plenos \|2D0\| em ttFe	Obtenção <fe ah acumjlaçto Grau- de acumulação 3« piam»	Tempera tura da resfriam anta C 'see	I2^[ Grau de acumulação (bs pianos Í2WH	1/2¹ Grau da acixridação dos planos Í222I	Chude acuiwtaçãc dos plans \|2C0i em Q Fe	Grau de acifndação dos plows 1222] em a Fe	z	850 T	Bs T	BSO Bs	ΔΕ T
1		02	Al	4	Deposição por vapc*·	2«	«5	14	13	ID00	20	16	13	159	16	13	lí	11	12	180	2®	0.1B	0070	Exempb comparative 1	»9
2		02	Al	4	Deposição por vapor	20	926	19	12	ιωο	20	25	10.4	150	25	10.4	25	10.4	2.1	166	2.05	Oil	8065	Exemplo 1 da presente invmcL·	920
3		02	Al	4	Deposição por vapor	20	925	25	W	IKO	20	30	9.1	150	30	9.1	30	9.1	5B	1,71	285	083	D.D60	Exemplo 2 de presente invenção	B5O
		02	Al	4	Deposição por vapor	20	K5	27	9.6	iroo	20	41	3.4	150	41	3.4	41	3.4	23	1.77	2.05	086	0856	Exemplo 3 da presente invenção	750
5		02	Al	4	Deposição por vapor	20	925	33	9.1	imo	20	53	19	150	53	18	53	lí	160	184	285	0.90	0818	Exemplo 4 te presente invenção	650
6		02	Al	4	Deposição por vapor	20	025	34	3.8	iDoa	20	52	2.1	150	52	11	52	2.1	120	187	205	0.91	QD21	Exemplo 5 te presente .. invenção..	550
7		02	Al	4	Deposição por vapor	20	925	35	Í.7	irao	20	50	23	150	50	23	50	28	42	186	205	0,91	0070	Exemplo 6 te presente invenção	450
8		02	Al	4	Deposição por vapor	20	025	28	8J5	IDOO	20	38	38	150	38	38	38	38	15	180	285	088	ELI 45	Exemplo 7 te presente invenção	300
9	9	02	Al	4	Deposição por vawr	M	K5	íl	9.9	1000	»	37	u	159	17	u	37	«	1.1	1.7Í	1®	097	OJM	Exemple camwrauvo ?	259
10		02	S	5	Mveriiaçãíi cêtódca	70	925	14	13	IfôO	10	17	12	250	17	12	li	12	1.4	IJ60	285	0.7B	o.oeo	Exemple cenuaranvo 3	950
Π		02	5	5	FMveriaação catódca	70	925	18	12	ItóO	10	24	12	250	24	12	24	12	25	185	205	0.80	0074	Exemplo 8 te presente invenção	920
12		02	Si	3	Mveriiacao catódce	10	925	26	W	IffiO	10	31	3.7	250	31	17	31	8.7	3B	166	285	081	0070	Exemplo 9 te presente invenção	650
13		02	&	5	Pulverização católica	10	025	27	9.4	1050	10	42	32	250	42	32	42	32	27	1.79	285	0J7	O.QW	Exemplo 10 te presente invenção	159
F4		02	Si	5	PüKeríwcki católica	70	925	32	88	1850	10	55	1.7	250	55	1.7	55	1.7	156	188	285	0.92	0015	Exemplo 11 te presente invenção	650
15		02	s	5	ftberiução Catódca	70	Bâ	35	12	1050	10	54	19	Í59	54	19	54	1.9	134	1B7	1®	Oil	8025	Exemplo 12 te presente invencSo	559

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16	7	0,2	Si	5	Pulverização catódica	70	925	35	8,3	1050	10	51	2,2	250	51	2,2	51	2,2	51	1,86	2,05	0,91	0,086	Exemplo 13 da presente invenção	450
17	8	0,2	Si	5	Pulverização catódica	70	925	29	9,7	1050	10	39	4,1	250	39	4,1	39	4,1	5,8	1,81	2,05	0,88	0,145	Exemplo 14 da presente invenção	300
18	9	0,2	Si	5	Pulverização catódica	70	925	28	10	1050	10	37	4,5	250	37	4,5	37	4,5	1,7	1,74	2,05	0,85	0,210	Exemplo comparativo 4	250
19	1	0,2	Mo	1,5	Pulverização catódica	10	925	15	12	1250	10	15	13	10	15	13	15	13	1,3	1,59	2,05	0,78	0,087	Exemplo comparativo 5	950
20	2	0,2	Mo	1,5	Pulverização catódica	10	925	17	11	1250	10	23	13	10	23	13	23	13	2,4	1,66	2,05	0,81	0,081	Exemplo 15 da presente invenção	920
21	3	0,2	Mo	1,5	Pulverização catódica	10	925	26	9,8	1250	10	30	9,3	10	30	9,3	30	9,3	5,8	1,72	2,05	0,84	0,080	Exemplo 16 da presente invenção	850
22	4	0,2	Mo	1,5	Pulverização catódica	10	925	28	9,2	1250	10	41	4,1	10	41	4,1	41	4,1	19	1,78	2,05	0,87	0,074	Exemplo 17 da presente invenção	750
23	5	0,2	Mo	1,5	Pulverização catódica	10	925	33	8,6	1250	10	52	2,4	10	52	2,4	52	2,4	149	1,86	2,05	0,91	0,021	Exemplo 18 da presente invenção	650
24	6	0,2	Mo	1,5	Pulverização catódica	10	925	35	8,3	1250	10	52	2,6	10	52	2,6	52	2,6	174	1,86	2,05	0,91	0,018	Exemplo 19 da presente invenção	550
25	7	0,2	Mo	1,5	Pulverização catódica	10	925	35	8,1	1250	10	51	2,9	10	51	2,9	51	2,9	39	1,86	2,05	0,91	0,093	Exemplo 20 da presente invenção	450
26	8	0,2	Mo	1,5	Pulverização catódica	10	925	27	10	1250	10	38	4,8	10	38	4,8	38	4,8	3,1	1,77	2,05	0,86	0,138	Exemplo 21 da presente invenção	300
27	9	0,2	Mo	1,5	Pulverização catódica	10	925	26	11	1250	10	37	5,5	10	37	5,5	37	5,5	1,1	1,76	2,05	0,86	0,190	Exemplo comparativo 6	250
28	1	0,2	Ga	3	Deposição por vaoor	0,5	925	15	13	980	100	17	11	50	17	11	1J	11	1,2	1,61	2,05	0,79	0,082	Exemplo comparativo 7	950
29	2	0,2	Ga	3	Deposição por vapor	0,5	925	17	12	980	100	27	9,8	50	27	9,8	27	9,8	2,5	1,65	2,05	0,80	0,073	Exemplo 22 da presente invenção	920
30	3	0,2	Ga	3	Deposição por vapor	0,5	925	26	10	980	100	33	8,5	50	33	8,5	33	8,5	8,5	1,73	2,05	0,84	0,073	Exemplo 23 da presente invenção	850
31	4	0,2	Ga	3	Deposição por vapor	0,5	925	28	9,3	980	100	43	3,5	50	43	3,5	43	3,5	34	1,78	2,05	0,87	0,064	Exemplo 24 da presente invenção	750
32	5	0,2	Ga	3	Deposição por vapor	0,5	925	34	8,7	980	100	57	1,8	50	57	1,8	57	1,8	112	1,87	2,05	0,91	0,017	Exemplo 25 da presente invenção	650

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Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 70/110

33	6	0,2	Ga	3	Deposição por vapor	0,5	925	35	8,1	980	100	56	2,1	50	56	2,1	56	2,1	110	1,88	2,05	0,92	0,013	Exemplo 26 da presente invenção	550
34	7	0,2	Ga	3	Deposição por vapor	0,5	925	35	7,8	980	100	55	2,3	50	55	2,3	55	2,3	74	1,87	2,05	0,91	0,087	Exemplo 27 da presente invenção	450
35	8	0,2	Ga	3	Deposição por vapor	0,5	925	27	10	980	100	40	3,9	50	40	3,9	40	3,9	2,1	1,76	2,05	0,86	0,139	Exemplo 28 da presente invenção	300
36	9	0,2	Ga	3	Deposição por vapor	0,5	925	25	11	980	100	37	4,5	50	37	4,5	37	4,5	0,6	1,74	2,05	0,85	0,210	Exemplo comparativo 8	250
37	1	0,2	Sn	6	Galvanização Eletrolítica	5	925	16	13	1100	20	16	13	350	16	13	16	13	0,8	1,60	2,05	0,78	0,086	Exemplo comparativo 9	950
38	2	0,2	Sn	6	Galvanização Eletrolítica	5	925	19	11	1100	20	27	11	350	27	11	27	11	2,2	1,65	2,05	0,80	0,079	Exemplo 29 da presente invenção	920
39	3	0,2	Sn	6	Galvanização Eletrolítica	5	925	27	9,5	1100	20	32	9,4	350	32	9,4	32	9,4	8,2	1,73	2,05	0,84	0,079	Exemplo 30 da presente invenção	850
40	4	0,2	Sn	6	Galvanização Eletrolítica	5	925	28	9,1	1100	20	45	3,1	350	45	3,1	45	3,1	34	1,81	2,05	0,88	0,065	Exemplo 31 da presente invenção	750
41	5	0,2	Sn	6	Galvanização Eletrolítica	5	925	32	8,7	1100	20	58	1,4	350	58	1,4	58	1,4	158	1,87	2,05	0,91	0,013	Exemplo 32 da presente invenção	650
42	6	0,2	Sn	6	Galvanização Eletrolítica	5	925	33	8,3	1100	20	57	1,9	350	57	1,9	57	1,9	189	1,89	2,05	0,92	0,009	Exemplo 33 da presente invenção	550
43	7	0,2	Sn	6	Galvanização Eletrolítica	5	925	34	8,2	1100	20	56	2,1	350	56	2,1	56	2,1	48	1,88	2,05	0,92	0,091	Exemplo 34 da presente invenção	450
44	8	0,2	Sn	6	Galvanização Eletrolítica	5	925	27	9,7	1100	20	43	3,8	350	43	3,8	43	3,8	2,7	1,77	2,05	0,86	0,136	Exemplo 35 da presente invenção	300
45	9	0,2	Sn	6	Galvanização Eletrolítica	5	925	26	11	1100	20	41	5,1	350	41	5,1	41	5,1	1,4	1,76	2,05	0,86	0,192	Exemplo comparativo 10	250

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Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 71/110

Tabela 4

Na	FebncaçiiJ	Fabrlcatto	Fhxbtu	Mota	Üentídade da regita (r
Material de base	Segunda canudo	Semeaána	Haruten^tl· a ctitençio de tin alto grau de acumjliçao	Cresçi manto	Aualiaçàü di textura	Oensitfaaa de boja magné&çj
Nü	Espessm iwn	Semente	Espessm ym	Metodode hjtoto	Tflíj de 'errçwujri d» Lijacia C SM	Tftnptfjtura rudite	Gr» de ecwJecto de semeadi/t de (Uanoi }2tXj em ffFe	Grau de acLtn^sciKl· de temaadtfi de cànos \|222f em q Fe	emperatm de rniruttfdJp ^:C	Tempo de rnatxAencto SM	OhtenCãP de aotimlacão Gnu de •Cunxibfio tea plan»	Obtenção de alt» acunubçto Gnu de ecu mulatto dos plan»	Tempe ratua de resfriamento ΐ'ϊίΕ	1 2^: Gr» de aoinnlecto doe planet 120DÍ	6. 2¹ Grau üe açunJjçâq 0« plltes I22Í-	Greuee ecurmdacto dot Arcs 120CJ em ff Ft	Grau oe aCLfTuJacii} doe pianos 1222} em it Fe	Z	B50 T	Bs T	B» St	ÚB T
46	to	05	Ti	10	cattdica	50	WlD	14	13	1100	10	15	14	50	15	14	11	)4		1.59	2K	079	0090	Etemplo wwi üvo Tl	1060
4?	[1	05	Ti	io	ftilveriziçto catódica	M	Wl0	25	II	1100	10	TO	0.6	50	TO	36	32	36	23	1.73	2TO	096	0.099	Examplp 36 da pwerte mvereão	950
48	Γ2	05	Ii	10	ftjhitriatSe catMUca	50	WlD	TO	93	1100	ID	52	1.9	50	52	18	52	15	12	178	2JD2	038	0.080	templo 37 da prtseitte tflWfttífl	850
49	υ	0í	η	10	cattdica	50	WlD	W	7J	1100	10	07	0.7	TO	67	0.7	6?	0.7	75	IJ9	202	094	0.030	Exampki 28 da presente mvweã a	750
60	M	05	η	10	Puhierizaçio catódica	50	WlD	38	67	1100	ID	71	03	50	71	03	If	03	143	).93	202	096	0.D15	Enmplp39da prHeflte	5M
61	15	05	Ii	10	Rjhrtriação catddka	50	WlD	38	8.4	1100	ID	88	Οι	50	68	03	«8	08	118	132	2JD2	095	D.D19	Exemphj 40 da tmertn éivencão	450
6É	(6	05	η	10	Μγβπί*ςκι catódica	50	WlD	27	95	1100	ID	44		50	44	33	44	38	23	1.76	202	0,87	0115	Example 41 de pfewrte mvweio	300
53	F7	05	η	10	Puhierizaçào cartódic*	50	WlD	20	10	1100	ID	40	4,9	50	40	43	40	45	Hi	1.75	202	037	0.200	Exemplú cnmtunuye 12	250
	Γ0	0.5	Ο	12	Pkjlueriiwàe catddíca	100	WlD	13	14	1250	TO	W	13	150	16	13	11	F3	1L2	1.59	2TO	079	0.W1	Exemplo ttirparairiie 13	1050
55	tl	05	Ga	12	ftjhrtnjaçKj catódica	100	WlD	25	11	1250	TO	TO	S3	150	TO	93	33	S3	25	1.72	202	«5	0.083	Example 42 da present e mvenrin	9S0
56		05	Ο	12	Mverúaçto catddica	roo	WlD	TO	91	1250	TO	51	15	150	51	19	5Γ	13	18	1.79	2TO	039	0070	Exempla 43 da mente invenção	8«
51	13	05	Ge	12	Puheriacto catódhuj	100	WlD	34	61	1250	TO	66	03	150	65	93	65	08	S3	IS 7	202	093	0070	Exemplo 44 da presente mvnwãn	7«
58	14	05	Gt	12	Puhrfn2*fto cattdíca	IDO	WlD	37	69	1250	TO	70	03	150	TO	93	TO	03	ITO	1.93	20?	096	D.045	Exemplo 45 de presente ílrtMiO	000
59	15	05	Ge	12	Mjlverijação catodka	100	W10	37	67	1250	30	67	0.7	150	67	0.7	67	0.7	127	133	202	036	0B31	Exemplo 46 da presente invenção	450
«0	Í6	05	Ge	12	Rjberiiwto catódica	100	WI0	26	10	1250	TO	43	3.9	150	43	3.9	43	33	4.7	1.77	2D2	038	0)38	Exemplo 47 da prHírte	3ÜC

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Petição 870180159015, de 05/12/2018, pág. 7/13

61	17	0,5	Ge	12	Pulverização catódica	100	1010	25	12	1250	30	41	4,5	150	41	4,5	41	4,5	12	1,75	2,02	0,87	0,190	Exemplo comparativo 14	250
62	10	0,5	Sb	15	Pulverização catódica	1	1010	12	15	1050	100	16	12	20	16	12	16	12	11	1,59	2,02	0,79	0,090	Exemplo comparativo 15	1050
63	11	0,5	Sb	15	Pulverização catódica	1	1010	26	10	1050	100	31	9,2	20	31	9,2	31	9,2	2,4	1,73	2,02	0,86	0,080	Exemplo 48 da presente invenção	950
64	12	0,5	Sb	15	Pulverização catódica	1	1010	30	9,1	1050	100	50	2,4	20	50	2,4	50	2,4	15	1,78	2,02	0,88	0,080	Exemplo 49 da presente invenção	850
65	13	0,5	Sb	15	Pulverização catódica	1	1010	35	8	1050	100	66	0,9	20	66	0,9	66	0,9	77	1,87	2,02	0,93	0,076	Exemplo 50 da presente invenção	750
66	14	0,5	Sb	15	Pulverização catódica	1	1010	37	7,2	1050	100	69	0,4	20	69	0,4	69	0,4	125	1,92	2,02	0,95	0,050	Exemplo 51 da presente invenção	600
67	15	0,5	Sb	15	Pulverização catódica	1	1010	37	7,4	1050	100	64	1,1	20	64	1,1	64	1,1	108	1,92	2,02	0,95	0,042	Exemplo 52 da presente invenção	450
68	16	0,5	Sb	15	Pulverização catódica	1	1010	26	10	1050	100	42	4,1	20	42	4,1	42	4,1	2,6	1,77	2,02	0,88	0,138	Exemplo 53 da presente invenção	300
69	17	0,5	Sb	15	Pulverização catódica	1	1010	25	11	1050	100	39	5,2	20	39	5,2	39	5,2	14	1,76	2,02	0,87	0,220	Exemplo comparativo 16	250
70	10	0,5	V	18	Pulverização catódica	300	1010	13	13	1150	200	14	14	5	14	14	14	14	04	1,58	2,02	0,78	0,230	Exemplo comparativo 17	1050
71	11	0,5	V	18	Pulverização catódica	300	1010	26	10	1150	200	33	8,4	5	33	8,4	33	8,4	2,9	1,72	2,02	0,85	0,135	Exemplo 54 da presente invenção	950
72	12	0,5	V	18	Pulverização catódica	300	1010	31	8,5	1150	200	53	1,5	5	53	1,5	53	1,5	36	1,77	2,02	0,88	0,094	Exemplo 55 da presente invenção	850
73	13	0,5	V	18	Pulverização catódica	300	1010	36	7,7	1150	200	66	0,8	5	66	0,8	66	0,8	98	1,87	2,02	0,93	0,075	Exemplo 56 da presente invenção	750
74	14	0,5	V	18	Pulverização catódica	300	1010	38	6,3	1150	200	70	0,4	5	70	0,4	70	0,4	178	1,94	2,02	0,96	0,061	Exemplo 57 da presente invenção	600
75	15	0,5	V	18	Pulverização catódica	300	1010	37	6,7	1150	200	67	0,8	5	67	0,8	67	0,8	47	1,94	2,02	0,96	0,042	Exemplo 58 da presente invenção	450

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Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 73/110

76	16	0,5	V	18	Pulverização catódica	300	1010	27	10	1150	200	44	3,4	5	44	3,4	44	3,4	10,4	1,76	2,02	0,87	0,137	Exemplo 59 da presente invenção	300
77	17	0,5	V	18	Pulverização catódica	300	1010	26	11	1150	200	41	4,8	5	41	4,8	41	4,8	12	1,75	2,02	0,87	0,230	Exemplo comparativo 18	250
78	10	0,5	W	10	Pulverização catódica	50	1010	13	14	1300	500	17	12	250	17	12	u	12	0,9	1,59	2,02	0,79	0,210	Exemplo comparativo 19	1050
79	11	0,5	W	10	Pulverização catódica	50	1010	26	11	1300	500	34	8,7	250	34	8,7	34	8,7	4,7	1,73	2,02	0,86	0,143	Exemplo 60 da presente invenção	950
80	12	0,5	W	10	Pulverização catódica	50	1010	31	9,1	1300	500	54	1,4	250	54	1,4	54	1,4	45	1,78	2,02	0,88	0,090	Exemplo 61 da presente invenção	850
81	13	0,5	W	10	Pulverização catódica	50	1010	35	7,9	1300	500	65	0,9	250	65	0,9	65	0,9	118	1,87	2,02	0,93	0,064	Exemplo 62 da presente invenção	750
82	14	0,5	W	10	Pulverização catódica	50	1010	37	6,4	1300	500	68	0,6	250	68	0,6	68	0,6	159	1,92	2,02	0,95	0,020	Exemplo 63 da presente invenção	600
83	15	0,5	W	10	Pulverização catódica	50	1010	38	6,4	1300	500	65	1	250	65	1	65	1	69	1,92	2,02	0,95	0,031	Exemplo 64 da presente invenção	450
84	16	0,5	W	10	Pulverização catódica	50	1010	26	10	1300	500	43	3..5	250	43	3..5	43	3..5	3,7	1,76	2,02	0,87	0,120	Exemplo 65 da presente invenção	300
85	17	0,5	W	10	Pulverização catódica	50	1010	25	11	1300	500	40	4,8	250	40	4,8	40	4,8	11	1,75	2,02	0,87	0,230	Exemplo comparativo 20	250

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Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 74/110

62/90 [00172] Em cada um dos exemplos da presente invenção, foi possível confirmar que Z é não menor do que 2,0 nem maior do que 200, a diferença de densidade de fluxo magnético ΔΒ se torna um valor pequeno se comparado com exemplos comparativos, e uma elevada densidade de fluxo magnético pode ser obtida completamente em uma direção circunferencial no plano. Além disso, nessas chapas de metal à base de Fe, foi possível confirmar que uma propriedade magnética excelente é obtida, cujo valor de B50/Bs é 0,80 ou mais.

[00173] Além disso, nos exemplos da presente invenção, conforme mostrado na tabela 2 até tabela 4, foi possível confirmar que o plano {200} na fase α-Fe é provavelmente altamente acumulado em cada uma das etapas do tratamento térmico.

[00174] Além disso, uma seção transversal em L de cada um dos exemplos da presente invenção foi examinada, e então confirmou-se que uma região de fase única α composta pelo componente baseado em fase única α existe pelo menos na região parcial que inclui as superfícies, e a proporção da região de fase única α para a seção transversal em L é 1% ou mais.

[00175] Quando o Valor Z foi não menor do que 2 nem maior do que 200 conforme definido na presente invenção como acima, foi possível confirmar que uma elevada densidade de fluxo magnético é obtida completamente na direção circunferencial no plano. Além disso, a fim de obter as chapas de metal à base de Fe conforme acima, a laminação da região α foi executada a uma temperatura acima de 300°C e abaixo do ponto A3 entre a laminação a quente e a laminação a frio, desse modo tornando possível obter o produto desejado.

[00176] Ao contrário disto, quando foram empregadas chapas de metal de base obtidas pela execução da laminação sob condições que não satisfazem as exigências da presente invenção, não foi possível obter uma elevada densidade de fluxo magnético como aquelas nos

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63/90 exemplos da presente invenção completamente em um plano em uma direção circunferencial.

(Exemplo 2) [00177] Neste exemplo, chapas de metal de base de n° 18 até n^o 35 cada composta de um componente C, D, ou E mostrados na tabela 1 foram fabricadas sob diversas condições de laminação, para então terem diversos metais diferentes aplicados a elas como uma segunda camada, e então chapas de metal à base de Fe foram fabricadas, cujos valor Z (= (A + 0,97B)/0,98C) e a diferença densidade de fluxo magnético ΔΒ previamente descritos foram examinados. Além disso, a relação entre várias condições de fabricação e o grau de acumulação de planos {200} foi também examinada. Além disso, efeitos obtidos por alteração da temperature de partida em um processo de laminação de região α foram também examinados minuciosamente.

[00178] Primeiramente, lingotes, cada qual contendo os componentes C, D, ou E mostrados na tabela 1 e o restante sendo composto de Fe e impurezas inevitáveis, foram fundidos por fundição a vácuo. Então, esses foram empregados como materiais de laminação a serem trabalhados para formar chapas laminadas a frio (as chapas de metal de base) cada qual contendo uma espessura predeterminada sob condições de laminação a quente, laminação de região α, e laminação a frio mostradas na tabela 5 abaixo.

Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 76/110

Tabela 5

Material de base No.	Componente	Ponto A3	Laminação a quente	Laminação na região α	Laminação a frio	Proporção de redução total	Proporção de redução da região α + laminação a frio
Inicio	Fim	Inicio	Fim	Inicio	Fim
Temperatura C	Espessura mm	Temperatura C	Espessura mm	Proporção de redução	Temperatura C	Espessura mm	Temperatura C	Espessura mm	Proporção de redução	Espessura mm	Espessura mm	Proporção de redução
18	C	915	1050	200	930	60	-1,20	700	60	610	2	-3,40	2	0,35	-1,74	-6,35	-5,14
19	C	915	1050	200	930	30	-1,90	700	30	610	2	-2,71	2	0,35	-1,74	-6,35	-4,45
20	C	915	1050	200	930	20	-2,30	700	20	610	2	-2,30	2	0,35	-1,74	-6,35	-4,05
21	C	915	1050	200	930	10	-3,00	700	10	610	2	-1,61	2	0,35	-1,74	-6,35	-3,35
22	C	915	1050	200	930	8	-3,22	700	8	610	2	-1,39	2	0,35	-1,74	-6,35	-3,13
23	C	915	1050	200	930	4	-3,91	700	4	610	2	-0,69	2	0,35	-1,74	-6,35	-2,44
24	D	870	1050	300	930	15	-3,00	650	15	570	3,5	-1,46	3,5	0,5	-1,95	-6,40	-3,40
25	D	870	1050	150	930	15	-2,30	650	15	570	3,5	-1,46	3,5	0,5	-1,95	-5,70	-3,40
26	D	870	1050	75	930	15	-1,61	650	15	570	3,5	-1,46	3,5	0,5	-1,95	-5,01	-3,40
27	D	870	1050	50	930	15	-1,20	650	15	570	3,5	-1,46	3,5	0,5	-1,95	-4,61	-3,40
28	D	870	1050	20	930	15	-0,29	650	15	570	3,5	-1,46	3,5	0,5	-1,95	-3,69	-3,40
29	E	942	1200	240	1050	50	-1,57	750	30	670	6	-1,61	6	3	-0,69	-3,87	-2,30
30	E	942	1200	240	1050	50	-1,57	750	30	670	6	-1,61	6	2	-1,10	-4,28	-2,71
31	E	942	1200	240	1050	50	-1,57	750	30	670	6	-1,61	6	1	-1,79	-4,97	-3,40
32	E	942	1200	240	1050	50	-1,57	750	30	670	6	-1,61	6	0,2	-3,40	-6,58	-5,01
33	E	942	1200	240	1050	50	-1,57	750	30	670	6	-1,61	6	0,1	-4,09	-7,27	-5,70
34	E	942	1200	240	1050	50	-1,57	750	30	670	6	-1,61	6	0,05	-4,79	-7,97	-6,40
35	E	942	1200	240	1050	50	-1,57	750	30	670	6	-1,61	6	0,01	-6,40	-9,57	-8,01

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Tabela 5

Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 77/110

65/90 [00179] No caso do componente C, primeiramente, os lingotes cada qual apresentando uma espessura de 200 mm aquecidos a 1050°C foram cada um submetidos a laminação a quente a uma proporção de redução de -1,20 a -3,91 em termos de deformação verdadeira, e chapas laminadas a quente cada uma contendo uma espessura de 4 mm a 60 mm foram obtidas. Em seguida, laminação de região α foi iniciada a 700°C, e essas chapas laminadas a quente foram cada uma submetidas à laminação da região α a uma proporção de redução de -0,69 a 3,40 em termos de deformação verdadeira a uma espessura de 2 mm. Então, essas chapas laminadas foram decapadas, e em seguida as chapas de metal de base foram obtidas por laminação a frio. Nesse momento, a proporção de redução era -1,74 em termos de deformação verdadeira, e como um resultado, a espessura de cada uma das chapas de metal de base obtidas foi 0,35 mm.

[00180] No caso do componente D, primeiramente os lingotes cada qual contendo uma espessura de 20 mm a 300 mm aquecidos a 1050°C foram cada um submetidos a laminação a quente a uma proporção de redução de -0,29 a -3,00 em termos de deformação verdadeira, e chapas laminadas a quente cada uma contendo uma espessura de 15 mm foram obtidas. Em seguida, laminação de região α foi iniciada a 650°C, e essas chapas laminadas a quente fo ram cada uma submetidas à laminação de região α a uma proporção de redução de 1,46 em termos de deformação verdadeira a uma espessura de 3,5 mm. Então, essas chapas laminadas foram decapadas e então as chapas de metal de base foram obtidas por laminação a frio. Nesse momento, a proporção de redução foi -1,95 em termos de deformação verdadeira, e como um resultado, a espessura de cada uma das chapas de metal de base obtidas foi 0,50 mm.

[00181] No caso do componente E, primeiramente os lingotes cada qual contendo uma espessura de 240 mm aquecidos a 1200°C foram

Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 78/110

66/90 cada um submetidos a laminação a quente a uma proporção de redução de -1,61 em termos de deformação verdadeira, e chapas laminadas a quente cada uma apresentando uma espessura de 50 mm foram obtidas. Em seguida, a laminação da região α foi iniciada a 750°C, e essas chapas laminadas a quente foram cada uma submetidas a laminação da região α a uma proporção de redução de -1,61 em termos de deformação verdadeira para uma espessura de 6,0 mm. Então, essas chapas laminadas foram decapadas, e então as chapas de metal de base foram obtidas por laminação a frio. Nesse momento, cada uma das proporções de redução foi de -0,69 a -6,40 em termos de deformação verdadeira, e como um resultado, a espessura de cada uma das chapas de metal de base obtidas foi de 0,01 mm a 3,0 mm.

[00182] Com respeito às chapas de metal de base obtidas pelo procedimento acima, a textura da porção de camada de superfície de cada um dos materiais de base foi medida por difração de raios X para obter o grau de acumulação de planos {200} e o grau de acumulação de planos {222} pelo método previamente descrito. Além disso, executou-se o desbaste de modo que a estrutura pudesse ser observada da direção perpendicular a uma seção transversal L, e observou-se a região até 1/4t da superfície. A fase principal de cada uma das chapas de metal de base obtidas à temperatura ambiente foi uma fase α-Fe. Além disso, como um resultado da medição, o ponto A3 no qual a transformação α-γ ocorreu foi 915°C no componente C, 870°C no compon ente D, e 942°C no componente E.

[00183] Em seguida, ambas superfícies de cada uma das chapas de metal de base de N°. 18 a N°. 35 mostradas na tabela 5 foram revestidas com cada um de vários elementos de metal diferentes como a segunda camada pelo método de deposição por vapor, o método de pulverização catódica, o método de galvanoplastia, ou o método de imersão a quente. Conforme mostrado na tabela 6 e na tabela 7 abaixo,

Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 79/110

67/90 como o elemento de metal diferente selecionou-se qualquer um entre Al, Si, Ga, Sn, V, W, Mo e Zn. A espessura de cada um dos revestimentos foi conforme mostrado na tabela 6 e na tabela 7.

[00184] Em seguida, uma experiência foi executada na qual um tratamento térmico foi executado nas chapas de metal de base a cada uma das quais as segundas camadas foram ligadas sob várias condições. Como método do experimento, o experimento foi executado pelo mesmo método descrito no exemplo 1. Além disso, a observação da textura nesse período foi também executada pelo mesmo método descrito no exemplo 1.

[00185] Além disso, executou-se a magnetometria da mesma maneira que no exemplo 1 a fim de avaliar os produtos obtidos, e, além disso, o valor Z foi calculado por difração de raios X.

[00186] A tabela 6 e tabela 7 abaixo mostram o grau de acumulação dos planos {200} e o grau de acumulação de planos {222} medidos nos processos respectivos durante a fabricação e após a fabricação, os valores Z das chapas de metal à base de Fe obtidas, e resultados de avaliação da magnetometria.

Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 80/110

Tabela S

No.	Fatmcaçlo	Fabricação	Produto	Nota	Densidade de repão α
Material de base	Segunda camada	Semeadura	Manutenção e obtenção de um alto grau de acumulação	Crescimento	Avaliação da textura	Densidade de bojo magnébea
Nq	Espessura nun	Elemento	Espessura ΧίΛΙ	Método de ligação	Taxa de Temperatura de Ligação ϊ··'5θα	Temperatura medida	Grau de acumulação de serreaAm de planos \|200\| em OfFe	Grau de acinrolaçao d# semeadura de planos \|22zi] en> iFe	Temperatura de manutençâp 'C	Tempo de menut^i çao see	Obtenção de alia acumulação Grau de acumJaçlo des planos	Obtenção de alta acumulação Grau de acumulação dos planos	Tarpera lur? de resinam ente G/sec	1 '2¹ Grau de acumulação dos planes 1200]	1/2¹ Grau de ecumUaçâo dos planas \|2Z2[	Grau de acumifaçào dos planos \|200[ em α Fe	Grau de ãcumriaçâc dos planas [222] em ü Fe	2	B5D 7	Bs T	B50 Bs	AS T
&6	IB	0.35	Al	7	Deposição por vapor	20	915	34	7.8	1000	40	53	08	100	63	Q.B	63	08	135	1.B7	204	0.92	0.038	Exemplo 66 da presente inu-nnnãn	700
#7	IB	055	Al	7	Deposição pôr vapor	20	915	34	7.9	1000	40	62	03	100	62	0.6	62	oa	120	156	204	091	0.046	Exemplo 67 da presente invencín..	700
88	2D	055	Al	7	Deposição por vapor	20	915	33	ao	IODO	40	61	05	100	61	0.9	61	0.9	52	1J36	204	091	0053	Exemplo 68 da presente invencãrt	700
Í9	21	035	Al	7	Deposição por vapor	20	915	30	93	1000	40	50	33	100	50	3.9	47	3,9	24	1.62	204	0.89	0.068	Exemplo 69 da presente invftncirt	700
90	22	035	Al	7	Deposição por vapor	20	915	28	10	1000	40	42	97	100	42	5.7	40	5.7	8.6	1.76	204	086	0.076	Exemplo 70 da presente irtVPnnSf»	700
91	23	035	Al	7	Deposição par vapor	20	915	26	10	1000	40	32	85	100	32	8.5	32	85	25	1.72	204	054	0.091	Exemplo 71 da presente inu-pnnãn	700
92	IB	035	Si	9	Pulverização catâdica	10	915	35	7.1	1050	25	62	05	20	62	0.9	62	0.9	[57	1,86	204	09í	0,035	Exemplo 72 da presente invencln	700
93	19	035	S	3	Pulverização eatódêcô	10	915	34	7.3	1050	25	61	09	20	61	0.9	61	0.9	132	106	204	0.91	0046	Exemplo 73 da presente invnncãrt	700
94	20	035	S	3	Pulverização catódrca	10	915	32	7.8	1050	25	60	12	20	60	1.2	60	12	62	1.65	204	0.91	0057	Exemplo 74 da presente	700
95	21	035	Si	9	Pulverização catódrca	10	915	27	9.7	1050	25	45	35	20	45	3.5	45	35	28	1.78	204	087	0.066	Exemplo 75 da presente Írtvpnnãn	700
95	22	035	S	8	Pulverização çatódtca	10	915	26	10	1050	25	42	53	20	42	53	42	55	9.4	1.76	204	0,85	0,084	Exemplo 76 da presente invencM	700
97	23	035	S	8	Pulverização calddica	10	915	25	11	1050	25	31	91	20	31	0.1	31	9.1	39	1.73	204	085	0.091	Exemplo 77 da presente intfErtr™	700

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Petição 870180159015, de 05/12/2018, pág. 8/13

98	18	0,35	Ga	6	Deposição por vapor	0,5	915	32	8,5	950	120	60	1,1	50	60	1,1	60	1,1	167	1,86	2,04	0,91	0,031	Exemplo 78 da presente invenção	700
99	19	0,35	Ga	6	Deposição por vapor	0,5	915	32	8,6	950	120	60	1	50	60	1	60	1	121	1,86	2,04	0,91	0,047	Exemplo 79 da presente invenção	700
100	20	0,35	Ga	6	Deposição por vapor	0,5	915	31	8,9	950	120	59	1,2	50	59	1,2	59	1,2	71	1,85	2,04	0,91	0,054	Exemplo 80 da presente invenção	700
101	21	0,35	Ga	6	Deposição por vapor	0,5	915	28	9,8	950	120	43	4,5	50	43	4,5	43	4,5	31	1,79	2,04	0,88	0,068	Exemplo 81 da presente invenção	700
102	22	0,35	Ga	6	Deposição por vapor	0,5	915	26	10	950	120	41	6,2	50	41	6,2	41	6,2	10	1,76	2,04	0,86	0,079	Exemplo 82 da presente invenção	700
103	23	0,35	Ga	6	Deposição por vapor	0,5	915	25	11	950	120	30	9,7	50	30	9,7	30	9,7	2,6	1,72	2,04	0,84	0,087	Exemplo 83 da presente invenção	700
104	18	0,35	Sn	10	Galvanização Eletrolítica	5	915	36	6,5	1000	10	64	0,7	200	64	0,7	64	0,7	184	1,88	2,04	0,92	0,027	Exemplo 84 da presente invenção	700
105	19	0,35	Sn	10	Galvanização Eletrolítica	5	915	35	6,7	1000	10	64	0,7	200	64	0,7	64	0,7	137	1,87	2,04	0,92	0,044	Exemplo 85 da presente invenção	700
106	20	0,35	Sn	10	Galvanização Eletrolítica	5	915	36	7,2	1000	10	63	0,8	200	63	0,8	63	0,8	68	1,88	2,04	0,92	0,057	Exemplo 86 da presente invenção	700
107	21	0,35	Sn	10	Galvanização Eletrolítica	5	915	31	8,7	1000	10	50	2,8	200	50	2,8	50	2,8	32	1,81	2,04	0,89	0,071	Exemplo 87 da presente invenção	700
108	22	0,35	Sn	10	Galvanização Eletrolítica	5	915	27	9,3	1000	10	43	4,7	200	43	4,7	43	4,7	9,4	1,75	2,04	0,86	0,082	Exemplo 88 da presente invenção	700
109	23	0,35	Sn	10	Galvanização Eletrolítica	5	915	25	11	1000	10	33	7,9	200	33	7,9	33	7,9	3,1	1,71	2,04	0,84	0,094	Exemplo 89 da presente invenção	700

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Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 82/110

110	18	0,35	V	11	Pulverização catódica	10	915	34	7,9	1200	15	61	0,9	250	61	0,9	61	0,9	154	1,87	2,04	0,92	0,022	Exemplo 90 da presente invenção	700
111	19	0,35	V	11	Pulverização catódica	10	915	33	8,2	1200	15	61	0,9	250	61	0,9	61	0,9	118	1,87	2,04	0,92	0,039	Exemplo 91 da presente invenção	700
112	20	0,35	V	11	Pulverização catódica	10	915	31	8,6	1200	15	60	1,2	250	60	1,2	60	1,2	66	1,86	2,04	0,91	0,053	Exemplo 92 da presente invenção	700
113	21	0,35	V	11	Pulverização catódica	10	915	28	9,7	1200	15	45	4,3	250	45	4,3	45	4,3	24	1,81	2,04	0,89	0,067	Exemplo 93 da presente invenção	700
114	22	0,35	V	11	Pulverização catódica	10	915	27	10	1200	15	39	6,6	250	39	6,6	39	6,6	8,9	1,76	2,04	0,86	0,075	Exemplo 94 da presente invenção	700
115	23	0,35	V	11	Pulverização catódica	10	915	25	10	1200	15	30	8,2	250	30	8,2	30	8,2	4,2	1,72	2,04	0,84	0,088	Exemplo 95 da presente invenção	700
116	18	0,35	W	6	Pulverização catódica	0,5	915	34	7,6	1300	30	60	1,1	80	60	1,1	60	1,1	186	1,86	2,04	0,91	0,019	Exemplo 96 da presente invenção	700
117	19	0,35	W	6	Pulverização catódica	0,5	915	33	8,2	1300	30	59	1,3	80	59	1,3	59	1,3	136	1,85	2,04	0,91	0,032	Exemplo 97 da presente invenção	700
118	20	0,35	W	6	Pulverização catódica	0,5	915	31	9,2	1300	30	58	1,6	80	58	1,6	58	1,6	74	1,85	2,04	0,91	0,050	Exemplo 98 da presente invenção	700
119	21	0,35	W	6	Pulverização catódica	0,5	915	28	10	1300	30	46	3,5	80	46	3,5	46	3,5	28	1,79	2,04	0,88	0,062	Exemplo 99 da presente invenção	700
120	22	0,35	W	6	Pulverização catódica	0,5	915	27	10	1300	30	38	6,9	80	38	6,9	38	6,9	12	1,76	2,04	0,86	0,072	Exemplo 100 da presente invenção	700
121	23	0,35	W	6	Pulverização catódica	0,5	915	25	11	1300	30	31	9,1	80	31	9,1	31	9,1	3,9	1,71	2,04	0,84	0,093	Exemplo 101 da presente invenção	700

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Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 83/110 .Tateia 1

No	Fabricação	Fabncaçâc	Produto	Nota	Densidade da região Q
Material tie	Segunda camada	Semeadura	Manutenção e obtenção de um alto grau de act/nJaçâo	Crescimento	Avaliação da textura	Densidade de bq*D magnética
Να.	Espessm mm	Elemento	Espessura Um	Método de ligação	Taxa de Temperatura de Ligação ϊ/sec	Temperatura medida	Grau de acun^ação de semeadira de planos. t2dí em aFe	Grau de acumulação de semeadura de planos M em a Fe	Temperatura de manutencàp t	Tempo de manuten çâo see	Obtenção de alta acimulação Grau de acumulação dos planos	Obtenção de alta acumulação Grau de aci^ndaçâo dos pianos	Tempw tira de resinam into C see	lí2¹ Grau de acumiiaçâo dos planos [2O0\|	1.'2¹ Grau de acumulação· dos planos [222]	Grau de acumulação dos planos {200} em ΰ Fe	Grau de acumulação dos planos [222] em ΰ Fe	Z	B50 T	Bs T	650 Bs	ΔΒ T
122	24	05	Al	10	Deposição por vapor	10	870	31	7.7	930	20	56	1.6	60	56	15	56	1.0	98	155	1.98	093	0024	Exemplo 102 da presente invenção	650
123	25	CL5	Al	10	Deposição por vapor	10	87D	31	7.9	930	20	55	í.B	60	55	16	55	U	78	165	1.93	033	0028	Exemplo 103 da presente invenção	650
124	se	IS	Al	10	Deposição por vapor	10	870	10	9.3	9M	so	52	25	80	52	25	52	25	57	183	1.98	092	0M	Exemplo 104 da presente invenção	559
125	27	05	Al	10	Deposição por vapor	10	870	27	91	930	20	40	59	£0	40	5.9	40	59	24	1.73	1.93	03?	0057	Exemple 105 da presente invenção	650
126	se	15	Al	10	Deposição por vapor	10	870	25	10	930	20	32	93	B0	32	9.3	32	95	51	1.69	1.98	015	0M7	Exemplo 106 da presente invenção	650
12?	24	05	Si	12	Deposição por vapor	20	870	31	9.T	960	60	54	t.7	20	54	1.7	54	1.7	110	134	1.98	063	0021	Exemplo 107 da presente invenção	650
128	25	05	Si	12	Deposição por vapor	20	87D	31	82	960	60	53	1.9	20	53	19	53	19	76	134	1.98	093	0025	Exemplo 108 da presente invenção	650
129	25	05	Si	12	Deposição por vapor	20	870	30	93	960	60	51	26	20	51	2.8	51	25	fó	132	1.93	092	0035	Exemplo 109 da presente invenção	650
120	27	05	Si	12	Deposição por vapor	20	87D	27	10	9BD	60	39	7.4	20	39	7.4	39	7.4	29	1.76	1.98	039	0053	Exemplo HO da presente invenção	650
131	28	05	Si	12	Deposição por vapor	20	870	26	Π	960	60	33	95	20	33	95	33	95	56	1.6E	1.98	085	0.086	Exemplo 111 da presente invenção	650

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Petição 870180159015, de 05/12/2018, pág. 9/13

132	24	0,5	Mo	8	Pulverização cotódica	1	870	33	6,8	1000	15	56	1,7	50	56	1,7	56	1,7	105	1,86	1,98	0,94	0,023	Exemplo 112 da presente invenção	650
133	25	0,5	Mo	8	Pulverização cotódica	1	870	32	7,3	1000	15	56	1,7	50	56	1,7	56	1,7	68	1,86	1,98	0,94	0,031	Exemplo 113 da presente invenção	650
134	26	0,5	Mo	8	Pulverização cotódica	1	870	30	8,8	1000	15	53	2,1	50	53	2,1	53	2,1	59	1,84	1,98	0,93	0,045	Exemplo 114 da presente invenção	650
135	27	0,5	Mo	8	Pulverização cotódi ca	1	870	27	9,3	1000	15	41	6,3	50	41	6,3	41	6,3	23	1,77	1,98	0,89	0,072	Exemplo 115 da presente invenção	650
136	28	0,5	Mo	8	Pulverização cotódi ca	1	870	25	10	1000	15	31	9,3	50	31	9,3	31	9,3	4,2	1,68	1,98	0,85	0,092	Exemplo 116 da presente invenção	650
137	29	3	Al	120	Imersão a quente	2	942	13	13	1050	25	15	13	100	15	13	15	13	09	1,59	2,02	0,79	0,086	Exemplo comparativo 21	750
138	30	2	Al	80	Imersão a quente	2	942	25	10	1050	25	32	9,5	100	32	9,5	32	9,5	2,5	1,73	2,02	0,86	0,062	Exemplo 117 da presente invenção	750
139	31	1	Al	40	Imersão a quente	2	942	31	8,3	1050	25	50	2,8	100	50	2,8	50	2,8	35	1,79	2,02	0,89	0,053	Exemplo 118 da presente invenção	750
140	32	0,2	Al	8	Deposição por vapor	2	942	32	7,5	1050	25	54	2,1	100	54	2,1	54	2,1	65	1,83	2,02	0,91	0,041	Exemplo 119 da presente invenção	750
141	33	0,1	Al	4	Deposição por vapor	2	942	33	6,7	1050	25	55	1,8	100	55	1,8	55	1,8	114	1,83	2,02	0,91	0,032	Exemplo 120 da presente invenção	750
142	34	0,05	Al	2	Deposição por vapor	2	942	33	6,5	1050	25	56	1,7	100	56	1,7	56	1,7	126	1,83	2,02	0,91	0,018	Exemplo 121 da presente invenção	750
143	35	0,01	Al	0,4	Deposição por vapor	2	942	32	6,4	1050	25	55	1,8	100	55	1,8	55	1,8	132	1,83	2,02	0,91	0,015	Exemplo 122 da presente invenção	750

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Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 85/110

144	29	3	Sn	60	Imersão a quente	5	942	12	12	1100	60	14	14	200	14	14	14	14	04	1,60	2,02	0,79	0,092	Exemplo comparativo 22	750
145	30	2	Sn	40	Imersão a quente	5	942	25	10	1100	60	32	9,4	200	32	9,4	32	9,4	3,2	1,72	2,02	0,85	0,068	Exemplo 123 da presente invenção	750
146	31	1	Sn	20	Imersão a quente	5	942	32	8,1	1100	60	51	2,5	200	51	2,5	51	2,5	29	1,76	2,02	0,87	0,052	Exemplo 124 da presente invenção	750
147	32	0,2	Sn	4	Galvaniza ção Eletrolítica	5	942	33	7,1	1100	60	56	1,8	200	56	1,8	56	1,8	59	1,84	2,02	0,91	0,043	Exemplo 125 da presente invenção	750
148	33	0,1	Sn	2	Galvanização Eletrolítica	5	942	34	6,3	1100	60	57	1,3	200	57	1,3	57	1,3	94	1,84	2,02	0,91	0,029	Exemplo 126 da presente invenção	750
149	34	0,05	Sn	1	Galvanização Eletrolítica	5	942	35	6,1	1100	60	57	1,1	200	57	1,1	57	1,1	123	1,85	2,02	0,92	0,021	Exemplo 127 da presente invenção	750
150	35	0,01	Sn	0,2	Galvanização Eletrolítica	5	942	34	6,6	1100	60	56	1,4	200	56	1,4	56	1,4	135	1,84	2,02	0,91	0,018	Exemplo 128 da presente invenção	750
151	29	3	Zn	60	Imersão a quente	1	942	14	13	980	200	16	12	50	16	12	16	12		1,58	2,02	0,78	0,087	Exemplo comparativo 23	750
152	30	2	Zn	40	Imersão a quente	1	942	25	11	980	200	30	9,8	50	30	9,8	30	9,8	4,5	1,71	2,02	0,85	0,058	Exemplo 129 da presente invenção	750
153	31	1	Zn	20	Imersão a quente	1	942	30	8,8	980	200	50	3,1	50	50	3,1	50	3,1	27	1,79	2,02	0,89	0,047	Exemplo 130 da presente invenção	750
154	32	0,2	Zn	4	Galvanização Eletrolítica	1	942	31	7,8	980	200	52	2,5	50	52	2,5	52	2,5	49	1,83	2,02	0,91	0,039	Exemplo 131 da presente invenção	750
155	33	0,1	Zn	2	Galvanização Eletrolítica	1	942	32	6,5	980	200	54	2,1	50	54	2,1	54	2,1	79	1,83	2,02	0,91	0,025	Exemplo 132 da presente invenção	750
156	34	0,05	Zn	1	Galvanização Eletrolítica	1	942	32	6,3	980	200	55	1,9	50	55	1,9	55	1,9	132	1,83	2,02	0,91	0,018	Exemplo 133 da presente invenção	750
157	35	0,01	Zn	0,2	Galvanização Eletrolítica	1	942	32	6,7	980	200	54	2,1	50	54	2,1	54	2,1	172	1,83	2,02	0,91	0,012	Exemplo 134 da presente invenção	750

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Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 86/110

74/90 [00187] Em cada um dos exemplos da presente invenção, foi possível confirmar que a diferença de densidade de fluxo magnético AB se torna um valor pequeno se comparado aos exemplos comparativos, e uma elevada densidade de fluxo magnético é obtida completamente em um plano na direção circunferencial. Além disso, nessas chapas de metal à base de Fe, foi possível confirmar que é obtida uma propriedade magnética excelente cujo valor de B50/Bs é 0,86 ou mais.

[00188] Além disso, nos exemplos da presente invenção, conforme mostrado na tabela 5 à tabela 7, foi possível confirmar que o plano {200} na fase α-Fe é provavelmente altamente acumulado em cada uma das etapas do tratamento térmico.

[00189] Além disso, observou-se uma seção transversal em L de cada um dos exemplos da presente invenção, e então confirmou-se que a região de fase única α composta pelo componente baseado em fase única α existe em pelo menos uma região parcial que inclui as superfícies, e a proporção da região de fase única α para a seção transversal em L é 1% ou mais.

[00190] Quando o valor Z era não menor do que 2 nem maior do que 200 conforme definido na presente invenção como acima, foi possível confirmar que uma elevada densidade de fluxo magnético é obtida completamente em um plano na direção circunferencial. Além disso, a fim de obter a chapa de metal à base de Fe como acima, a laminação da região α foi executada a uma temperatura de 300 °C ou acima e abaixo do ponto A3 entre a laminação a quente e a laminação a frio, dessa forma tornando possível obter-se o produto desejado.

[00191] Ao contrário disto, quando foram usadas chapas de metal de base obtidas pela execução da laminação de região α sob condições que não satisfazem as exigências da presente invenção, não foi possível obter uma elevada densidade de fluxo magnético tal como aquelas nos exemplos da presente invenção completamente em um

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75/90 plano na direção circunferencial.

(Exemplo 3) [00192] Neste exemplo, como chapas de metal de base, foram fabricadas chapas de metal à base de Fe de uma maneira que ferros puros, cada qual contendo C: 0,050% em massa, Si: 0,0001 % em massa, e Al: 0,0002% em massa, e o restante sendo composto de Fe e impurezas inevitáveis, foram submetidos a descarbonização para ter Al aplicado a ele como uma segunda camada, sendo que o Valor Z (= (A + 0,97B)/0,98C) previamente descrito e a diferença de densidade de fluxo magnético ΔΒ foram examinados. Além disso, a relação entre condições de fabricação e o grau de acumulação de planos {200} foi também examinada.

[00193] Primeiramente, lingotes foram fundidos por fundição a vácuo, e então foram submetidos à laminação a quente e a laminação a frio para serem trabalhados a uma espessura predeterminada, e foram obtidas chapas de metal de base cada qual composta da composição previamente descrita. Incidentalmente, o ponto A1 das chapas de metal de base foi 727°C.

[00194] Na laminação a quente, os lingotes cada qual contendo uma espessura de 230 mm aquecidos a 1000°C foram de sbastados até uma espessura de 50 mm, e chapas laminadas a quente foram obtidas. Materiais de chapa contendo várias espessuras foram cortados a partir dessas chapas laminadas a quente por usinagem e então foram submetidos à laminação a frio, e dessa forma foram obtidas chapas laminadas a frio cada qual contendo uma espessura de 8 pm a 750 pm (as chapas de metal de base).

[00195] Incidentalmente, a fase principal de cada uma das chapas de metal de base à temperatura ambiente foi uma fase α-Fe e como um resultado da medição, o ponto A3 no qual ocorreu a transformação α-γ foi 911°C. Além disso, a textura na fase α-Fe de cada uma das

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76/90 chapas de metal de base foi medida por difração de raios X, e pelo método previamente descrito, o grau de acumulação de planos {200} e o grau de acumulação de planos {222} foram obtidos. Além disso, como um resultado de que até a laminação a frio foi executada, confirmou-se que de cada uma das chapas de metal de base, o grau de acumulação dos planos {200} é 20 até 26% e o grau de acumulação dos planos {222} é 18 até 24%.

[00196] Em seguida, essas chapas de metal de base foram submetidas a descarbonização por recozimento de modo que a profundidade descarbonizada (a distância x) poderia se tornar de 1 pm até 59 pm. A condição de descarbonização foi ajustada de modo que a temperatura é 800°C e o tempo de descarbonização é de 0,05 minutos até 550 minutos. Com respeito à atmosfera durante a descarbonização por recozimento, aplicou-se uma forte atmosfera descarbonizante no caso da descarbonização por recozimento ser executada durante um minuto ou menos, e no caso da descarbonização por recozimento ser executada durante mais tempo do que um minuto, uma atmosfera descarbonizante fraca foi aplicada na primeira metade da descarbonização por recozimento e uma atmosfera descarbonizante forte foi aplicada na segunda metade da descarbonização por recozimento.

[00197] Então, após a descarbonização por recozimento ter sido executada, a profundidade descarbonizada e o teor de C da região descarbonizada foram medidos e a estrutura e a orientação de cristal da camada de superfície foram examinadas. A medição da orientação de cristal foi executada pelo método de difração de raios X previamente descrito, o raio X foi emitido da superfície, e o grau de acumulação dos planos {200} na fase α-Fe foi obtido.

[00198] Após a descarbonização por recozimento, ambas as superfícies de cada uma das chapas de metal de base foram revestidas com Al como a segunda camada por um método de metalização iônica

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77/90 (aqui em seguida, um método IP) para que cada uma tenha uma espessura de 1 pm.

[00199] Em seguida, executou-se um experimento no qual um tratamento térmico foi executado nas chapas de metal de base a cada uma das quais as segundas camadas foram ligadas sob várias condições. Uma fornalha de imagem dourada foi empregada para o tratamento térmico, e a taxa de elevação de temperatura, a temperatura de manutenção, e o tempo de manutenção foram controlados variadamente por controle numérico. Durante o tempo em que a temperatura foi elevada para ser mantida, o tratamento térmico foi executado em uma atmosfera evacuada a uma pressão no nível de 10^-3 Pa. No tempo de resfriamento, no caso de uma taxa de resfriamento de 1°C/sec ou menor, o controle de temperatura foi executado sob vácuo com controle de saída da fornalha. Além disso, no caso de taxa de resfriamento de 10°C /sec ou mais, gás Ar foi introduzido e a ta xa de resfriamento foi controlada por ajuste de sua taxa de escoamento.

[00200] Além disso, a observação da textura neste período foi também executada pelo mesmo método descrito no exemplo 1. Além disso, executou-se a magnetometria da mesma maneira como no exemplo 1 a fim de avaliar os produtos obtidos, e, além disso, o valor Z foi calculado por difração de raios X.

[00201] Além disso, a proporção ligada na segunda camada e a proporção da região de fase única α foram definidas e obtidas como a seguir.

[00202] A distribuição no plano do teor de Fe e distribuição no plano do teor de Al foram medidas com emprego do método EPMA (Electron Probe Micro-Analysis = microanálise de amostra por elétron), com um campo de visão na direção L de 1 mm χ a espessura total na seção transversal em L. Primeiramente, como proporção ligada na segunda camada, foram obtidas áreas de uma região satisfazendo Fe 0,5%

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78/90 em massa e Al 1 99,5% em massa antes e após o tratamento térmico. Então, a proporção ligada da segunda camada foi definida como (S0 — S)/So x 100, onde a área quando Al foi aplicado e o tratamento térmico não foi executado foi considerada como S0 e a área na chapa de metal à base de Fe no qual todo o tratamento térmico foi completado foi considerada como S.

[00203] Além disso, a proporção da região de fase única α foi definida como (T/T0) x 100, onde a área da seção transversal da chapa de metal à base de Fe após o tratamento térmico, observada na seção transversal em L, foi considerada como T0, e a área da região difundida do metal diferente após o tratamento térmico foi considerada como T Incidentalmente, quando a segunda camada foi Al, a área da região que satisfaz Al 1 0,9 % em massa foi considerada como T [00204] A tabela 8 mostra chapas de metal de base e condições de descarbonização e tratamento térmico, e mostra os graus de acumulação dos planos {200} e os graus de acumulação dos planos {222} medidos durante a fabricação (após a descarbonização por recozimento) e após a fabricação (após o tratamento por difusão), os valores Z das chapas de metal à base de Fe obtidas, as proporções ligadas das segundas camadas, e resultados de avaliação da magnetometria.

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Tabea 8

No.	Teor de C do material base mass%	Espessura da chapa μ m	Atmosfera de carbonização	Temperatura de descarbonização Y	Tempo de descarbonização MINUTE	Região descarbonizada Ü m	Teor de C após a descarbonização mass%	Grau de acumulação de planos {200} após a descarbonização	Elemento formador de ferrite	Taxa de aumento de temperatura C/seg Y/ sec	Temperatura de mautenção T1 Y	Tempo de manuten ção minutos MINUTE	Taxo de resfriame nto Y/sec	(S_o-S)/S o x1OO	T/To x1OO	Grau de acumulação de planos {200} após a difusão	Grau de acumulação de planos {222} após a difusão	Z	B50/Bs do produto	ΔΒ T	Nota
201	0,050	10	Forte	800	1	9	0,010	26	Al	0,5	1000	5	100	79	64	54	16	124	0,892	0,042	Exemplo 201 da invenção
202	0,050	100	Fraca + Forte	800	3	12	0,011	24	Al	0,5	1000	5	100	65	50	42	28	56	0,864	0,057	Exemplo 202 da invenção
203	0,050	250	Fraca + Forte	800	5	14	0,015	25	Al	0,5	1000	5	100	52	43	36	24	8,9	0,842	0,098	Exemplo 203 da invenção
204	0,050	500	Fraca + Forte	800	15	22	0,018	21	Al	0,5	1000	5	100	39	32	36	20	11	0,852	0,091	Exemplo 204 da invenção
205	0,050	750	Fraca + Forte	800	30	31	0,018	29	Al	0,5	1000	5	100	37	30	37	22	15	0,859	0,085	Exemplo 205 da invenção
206	0,050	100	Forte	800	0,1	6	0,008	23	Al	0,5	1000	5	100	66	49	46	24	69	0,893	0,042	Exemplo 206 da invenção
207	0,050	100	Fraca + Forte	800	250	36	0,017	26	Al	0,5	1000	5	100	64	44	41	22	42	0,865	0,054	Exemplo 207 da invenção
208	0,050	500	Fraca + Forte	800	550	49	0,017	38	Al	0,5	1000	5	100	31	26	32	27	3,1	0,833	0,101	Exemplo 208 da invenção
209	0,050	200	Fraca + Forte	800	10	18	0,008	26	Al	0,1	950	1	100	61	50	41	23	39	0,859	0,083	Exemplo 209 da invenção
210	0,050	200	Fraca + Forte	800	10	18	0,009	27	Al	1	1000	1	100	59	48	39	26	25	0,865	0,071	Exemplo 210 da invenção
211	0,050	200	Fraca + Forte	800	10	19	0,008	26	Al	5	1000	5	100	62	51	42	18	68	0,872	0,045	Exemplo 211 da invenção
212	0,050	200	Fraca + Forte	800	10	18	0,010	25	Al	10	1000	5	100	60	46	34	25	4,3	0,851	0,096	Exemplo 212 da invenção
213	0,050	200	Fraca + Forte	800	10	17	0,008	26	Al	20	1000	5	100	58	50	49	11	76	0,897	0,038	Exemplo 213 da invenção
214	0,050	200	Fraca + Forte	800	10	18	0,009	26	Al	0,5	950	5	100	59	48	36	23	16	0,845	0,084	Exemplo 214 da invenção
215	0,050	200	Fraca + Forte	800	10	18	0,009	27	Al	0,5	1050	5	100	60	44	48	18	82	0,896	0,021	Exemplo 215 da invenção
216	0,050	200	Fraca + Forte	800	10	16	0,010	25	Al	0,5	1200	5	100	57	46	60	9	148	0,904	0,016	Exemplo 216 da invenção
217	0,050	150	Fraca + Forte	800	8	15	0,007	28	Al	0,5	1000	0,5	100	29	24	34	24	3,5	0,835	0,115	Exemplo 217 da invenção
218	0,050	150	Fraca + Forte	800	8	14	0,006	29	Al	0,5	1000	10	100	61	47	73	6	175	0,953	0,008	Exemplo 218 da invenção

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Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 92/110

219	0,050	150	Fraca + Forte	800	8	16	0,007	30	Al	0,5	1000	30	100	76	55	62	11	152	0,913	0,011	Exemplo 219 da invenção
220	0,050	150	Fraca + Forte	800	8	14	0,007	29	Al	0,5	1000	60	100	81	68	58	14	135	0,901	0,018	Exemplo 220 da invenção
221	0,050	150	Fraca + Forte	800	8	14	0,007	29	Al	0,5	1000	120	100	96	75	52	15	112	0,899	0,021	Exemplo 221 da invenção
222	0,050	150	Fraca + Forte	800	8	15	0,007	28	Al	0,5	1000	550	100	100	74	59	10	139	0,908	0,016	Exemplo 222 da invenção
223	0,050	150	Fraca + Forte	800	8	16	0,006	30	Al	0,5	1000	4500	100	100	76	55	12	131	0,895	0,018	Exemplo 223 da invenção
224	0,050	300	Fraca + Forte	800	15	21	0,011	22	Al	0,5	1000	10	0,1	79	64	63	8	162	0,918	0,011	Exemplo 224 da invenção
225	0,050	300	Fraca + Forte	800	15	22	0,009	21	Al	0,5	1000	10	10	51	43	72	4	189	0,958	0,007	Exemplo 225 da invenção
226	0,050	300	Fraca + Forte	800	15	22	0,009	22	Al	0,5	1000	10	450	55	37	68	6	158	0,954	0,009	Exemplo 226 da invenção
227	0,050	8	Forte	800	1	8	0,010	26	Al	0,5	950	1	100	100	100	18	31	0,3	0,789	0,108	Exemplo comparativo 201
228	0,050	100	Forte	800	0,05	1	0,050	17	Al	0,5	1000	10	100	65	41	24	37	1,2	0,785	0,110	Exemplo comparativo 202
229	0,050	100	Fraca + Forte	800	60	59	0,003	28	Al	0,5	1000	10	100	62	38	37	24	19	0,857	0,086	Exemplo 227 da invenção
230	0,050	100	Fraca + Forte	800	18	23	0,010	26	NONE	0,5	1000	10	100	0	0	19	31	1,4	0,778	0,105	Exemplo comparativo 203
231	0,050	100	Fraca + Forte	800	18	25	0,011	24	Al	0,5	900	10	100	46	37	22	27	0,9	0,768	0,104	Exemplo comparativo 204
232	0,050	100	Fraca + Forte	800	18	26	0,009	27	Al	0,5	1350	10	100	78	51	38	20	14	0,832	0,095	Exemplo 228 da invenção
233	0,050	100	Fraca + Forte	800	18	25	0,009	23	Al	0,5	1000	6000	100	100	76	38	26	17	0,842	0,091	Exemplo 229 da invenção
234	0,050	100	Fraca + Forte	800	18	24	0,010	25	Al	0,5	1000	10	0,05	85	70	37	25	16	0,845	0,089	Exemplo 230 da invenção
235	0,050	100	Fraca + Forte	800	18	26	0,009	28	Al	0,5	1000	10	550	34	27	38	26	15	0,841	0,089	Exemplo 231 da invenção

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Exemplo da invenção [00205] Conforme mostrado na tabela 8, em cada um dos exemplos da presente invenção, foi possível confirmar que a diferença de densidade de fluxo magnético AB se torna um valor pequeno se comparado com os exemplos comparativos e pode ser obtida uma elevada densidade de fluxo magnético completamente em um plano em uma direção circunferencial. Além disso, nessas chapas de metal à base de Fe, foi possível confirmar que é obtida uma excelente propriedade magnética cujo valor de B50/Bs é 0,80 ou mais.

[00206] Além disso, nos exemplos da presente invenção, foi possível confirmar que a proporção ligada e a proporção da região de fase única α podem ser controladas pela combinação de profundidade descarbonizada da chapa de metal de base, a taxa de elevação de temperatura, a temperatura de manutenção após o aquecimento, e o tempo de manutenção, e pode ser obtida uma chapa de metal à base de Fe com propriedade magnética excelente.

[00207] Além disso, foi observada uma seção transversal em L de cada um dos exemplos da presente invenção, e dessa forma confirmou-se que existe uma região de fase única α composta por um componente baseado em fase única α em pelo menos uma região parcial que inclui as superfícies, e a proporção de uma região de fase única α para a seção transversal em L é 1% ou mais.

[00208] Ao contrário disso, por exemplo, no caso de região insuficientemente descarbonizada conforme no exemplo comparativo 201, no caso de não empregar nenhum metal para a segunda camada conforme no exemplo comparativo 203, e no caso de não aquecimento até a temperatura do ponto A3 ou acima conforme no exemplo comparativo 204, não foi possível obter uma elevada densidade de fluxo magnético completamente em um plano em uma direção circunferencial conforme nos exemplos da presente invenção. Além disso, mesmo quando a

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82/90 temperatura foi elevada até uma temperatura mais elevada e o tempo de manutenção foi alongado, conforme nos exemplos 228 e 229 da presente invenção, um efeito similar foi capaz de ser obtido, mas o efeito significativo não apareceu.

(Exemplo 4) [00209] Neste exemplo, como elemento formador de ferrita, aplicouse Sn, Al, Si, Ti, Ga, Ge, Mo, V, Cr, ou As à segunda camada, e a relação entre o caso em que foi executada a desmanganização em adição à descarbonização e o grau de acumulação de planos {200} foi examinada.

[00210] Primeiramente, foram preparadas chapas de metal de base contendo seis tipos de componentes F até K mostradas na tabela 9 abaixo e contendo um restante sendo composto de Fe e impurezas inevitáveis. Lingotes foram cada qual fundidos por fundição a vácuo para então serem trabalhados até uma espessura predeterminada por laminação a quente e laminação a frio, e foram obtidas as chapas de metal de base descritas acima. Incidentalmente, o ponto A1 de cada uma dessas chapas de metal de base foi 727Ό.

Tabela 9

Tabela 9 (MASSA

%)

Tipo de aço	Ponto Ar 3 °C	C	Si	Mn	Al	P	N	s	O
F	877	0.03	0.05	0.15	0.0005	0.0001	0.0002	<0.0004	0.0002
G	880	0.03	0.10	0.25	0.0004	0.0002	0.0001	<0.0005	0.0001
H	867	0.05	0.05	1.00	0.0003	0.0001	0.0002	<0.0004	0.0002
I	771	0.50	0.1	0.30	0.0004	0.0002	0.0002	<0.0004	0.0002
J	773	0.80	1.00	0.12	0.0030	0.0020	0.0001	<0.003	0.0001
K	859	0.10	0.30	1.50	0.0030	0.0020	0.0001	<0.003	0.0002

[00211] Na laminação a quente, os lingotes cada qual contendo uma espessura de 230 mm foram aquecidos a 1000Ό para serem desbastados até uma espessura de 50 mm, e chapas laminadas a quente foram obtidas. Então, materiais de chapas com diversas es

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83/90 pessuras foram recortados a partir desas chapas laminadas a quente por usinagem para então serem submetidos à laminação a frio, e foram fabricadas chapas de metal de base cada qual contendo uma espessura que se situa na faixa de 10 pm a 750 pm.

[00212] Nesse momento, a fase principal de cada uma das chapas de metal de base obtidas à temperatura ambiente foi uma fase α-Fe. Além disso, como um resultado da medição, o ponto A3 no qual a transformação α-γ occorreu correspondeu às temperaturas mostradas na tabela 9. Além disso, por difração de raios X, a textura na fase α-Fe de cada uma das chapas de metal de base foi medida, e pelo método previamente descrito, o grau de acumulação de planos {200} e o grau de acumulação de planos {222} foram obtidos. Como um resultado, foi confirmado que na etapa de realização da laminação a frio de cada uma das chapas de metal de base, o grau de acumulação dos planos {200} foi 19 a 27% e o grau de acumulação dos planos {222} foi 18 a 25%.

[00213] Em seguida, essas chapas de metal de base após essa laminação a frio cada qual tinha um material promovendo descarbonização , ou um material promovendo descarbonização e um material promovendo desmanganização aplicado a elas como um agente separador de recozimento, e foram submetidas a recozimento de bobinas apertadas ou recozimento em pilhas. Nesse momento, o recozimento foi executado de modo que profundidades da descarbonização e a desmanganização poderiam se tornar não menos do que 1 pm nem mais do que 49 pm. Como condições do recozimento, a temperatura foi ajustada a 700°C até 900°C e o recozimento foi executado em uma atmosfera sob pressão reduzida. Além disso, a estrutura e a orientação de cristal de uma camada de superfície após realização da descarbonização por recozimento ou a descarbonização e desmanganização por recozimento foram examinadas. A medição da orientação de cristal

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84/90 foi executada pelo método de difração de raios X, e o grau de acumulação dos planos {200} na fase α-Fe e o grau de acumulação dos planos {222} na fase α-Fe foram obtidos.

[00214] Em seguida, com respeito a cada uma das chapas de metal de base após a descarbonização por recozimento ou a descarbonização e desmanganização por recozimento, ambas as superfícies de cada uma das chapas de metal de base foram revestidas com o metal diferente com emprego de um método IP, um método de imersão a quente, ou um método de pulverização catódica, para ter uma espessura de 10 pm no total.

[00215] Subsequentemente, um tratamento térmico foi executado sob várias condições pelo mesmo método que o empregado no exemplo 3, e executou-se um experimento em que se avaliou o estado em cada um dos processos durante a fabricação. A proporção ligada da segunda camada foi definida por (S0 - S)/S0 x 100 similarmente ao exemplo 3, e assumindo que o elemento metálico da segunda camada foi [M], a área da região que satisfaz Fe 0,5% em massa e [M] 1 99,5% em massa foi obtida, a qual foi aplicada a qualquer um dos elementos.

[00216] Por outro lado, a proporção da região de fase única α foi também obtida pelo mesmo procedimento como no exemplo 3. Entretanto, quando a segunda camada foi Sn, T foi obtida da área de uma região que satisfaz Sn 1 3,0% em massa, e similarmente, no caso de Al, foi obtida da área de uma região que satisfaz Al 1 0,9% em massa. Além disso, no caso de Si, foi obtida da área de uma região que satisfaz Si 1 1,9% em massa, e no caso de Ti, foi obtida da área de uma região que satizfaz Ti 1 3,0% em massa. Similarmente, no caso de Ga, foi obtida da área de uma região que satizfaz Ga 1 4,1% em massa, no caso de Ge, foi obtida da região que satizfaz Ge 1 6,4% em massa, no caso de Mo, foi obtida da região que satizfaz Mo 1 3,8% em massa,

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85/90 no caso de V, foi obtida da região que satizfaz V 1 1,8% em massa, no caso de Cr, foi obtida da região que satizfaz Cr 1 14,3% em massa, e no caso de As, foi obtida da área de uma região que satizfaz As 1 3,4% em massa.

[00217] A tabela 10 e a tabela 11 mostram as chapas de metal de base e condições do tratamento térmico tal como a descarbonização, e mostram os graus de acumulação dos planos {200} e os graus de acumulação dos planos {222} medidos durante a fabricação (após a descarbonização desmanganização por recozimento) e após a fabricação (após o tratamento por difusão), os valores Z das chapas de metal à base de Fe obtidas, as proporções ligadas das segundas camadas, e resultados de avaliação da magnetometria.

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Tabela 10

No.	Tipo de aço do material de base	Espessura da chapa μ m	Temperatura de recozimento da Descarbonização e Desman ganização C	Região descarbonizada e desmanganizad a μ m	Teor de C após a descarbonização mass%	Elemento formador de ferrite	Taxa de aumento de temperatura °C/see	Temperatura de manutenção T1 C	Tempo de manuten ção minutos MINUTE	Taxa de resfriam ento °C/see	Grau de acumulação de planos {200} após o recozimento	Grau de acumulação de planos {222} após o recozimento	Grau de acumulação de planos {200} após a difusão	Grau de acumulação de planos {222} após a difusão	(SOS)/S O X 1OO	T/TO x1 OO	Z	B50/Bs do produto	ΔΒ T	Nota
236	F	150	800	21	0,008	Sn	0,5	1000	5	100	36	21	61	14	66	38	126	0,921	0,021	Exemplo 232 da invenção
237	G	150	800	26	0,010	Sn	0,5	1000	5	100	34	25	68	12	64	33	135	0,942	0,034	Exemplo 233 da invenção
238	H	150	800	23	0,009	Sn	0,5	1000	5	100	33	21	65	13	59	36	129	0,937	0,037	Exemplo 234 da invenção
239	I	150	800	24	0,01 1	Sn	0,5	1000	5	100	35	23	71	8	61	37	187	0,963	0,007	Exemplo 235 da invenção
240	J	150	800	21	0,009	Sn	0,5	1000	5	100	37	21	59	17	65	34	113	0,921	0,048	Exemplo 236 da invenção
241	K	150	800	26	0,009	Sn	0,5	1000	5	100	34	18	60	12	63	35	123	0,917	0,042	Exemplo 237 da invenção
242	F	10	800	4	0,010	Al	0,5	1000	5	100	35	21	47	17	79	64	64	0,884	0,069	Exemplo 238 da invenção
243	F	100	800	12	0,01 1	Al	0,5	1000	5	100	34	24	49	13	65	50	56	0,879	0,072	Exemplo 239 da invenção
244	F	250	800	14	0,01 5	Al	0,5	1000	5	100	35	18	51	11	52	43	63	0,892	0,062	Exemplo 240 da invenção
245	F	500	800	22	0,018	Al	0,5	1000	5	100	31	26	44	19	39	32	52	0,876	0,075	Exemplo 241 da invenção
246	F	750	800	31	0,018	Al	0,5	1000	5	100	39	22	40	18	37	30	23	0,857	0,086	Exemplo 242 da invenção
247	G	150	700	10	0,008	Al	0,5	1000	5	100	24	26	46	14	66	49	35	0,872	0,082	Exemplo 243 da invenção
248	G	150	900	24	0,01 7	Al	0,5	1000	5	100	36	18	68	9	64	44	142	0,924	0,027	Exemplo 244 da invenção
249	H	200	800	49	0,01 7	Al	0,5	1000	5	100	38	27	72	4	31	26	167	0,947	0,011	Exemplo 245 da invenção
250	H	200	800	6	0,014	Al	0,5	1000	5	100	23	20	39	15	68	57	5,4	0,853	0,101	Exemplo 246 da invenção
251	I	100	800	14	0,006	Al	0,5	1000	5	100	29	16	40	17	69	59	28	0,857	0,087	Exemplo 247 da invenção
252	I	100	800	15	0,014	Si	0,5	1000	5	100	34	24	46	16	66	54	37	0,879	0,083	Exemplo 248 da invenção

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Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 99/110

Tabela 11

No.	Tipo de aço do material de base	Espessura da chapa	Temperatura de recozimento da Descarbonização e Desmanganização C	Região descarbonizada e desmanganizad a tfm	Teor de C após a descarbonização mass%	Elemento formador de ferrite	Taxa de aumento de temperatura °C/see	Temperatura de manutenção T1 C	Tempo de manuten ção minutos MINUTE	Taxa de resfriam ento °C/see	Grau de acumulação de planos {200] após o recozimento	Grau de acumulação de planos {222] após o recozimento	Grau de acumulação de planos {200] após a difusão	Grau de acumulação de planos {222] após a difusão	(so-s )/SO x1OO	T/TO x1 OO	Z	B50/Bs do produto	ΔΒ T	Nota
263	J	150	800	14	0,006	Al	5	1000	5	100	39	23	75	7	61	47	189	0,975	0,006	Exemplo 259 da invenção
264	J	150	800	16	0,007	Al	10	1000	5	100	30	19	42	16	76	55	43	0,864	0,064	Exemplo 260 da invenção
265	J	150	800	14	0,007	Al	20	1000	5	100	29	14	38	16	81	68	16	0,846	0,098	Exemplo 261 da invenção
266	K	150	800	14	0,007	Al	0,5	950	5	100	29	24	40	11	96	75	21	0,853	0,092	Exemplo 262 da invenção
267	K	150	800	15	0,007	Al	0,5	1 250	5	100	28	23	36	17	100	74	8,3	0,839	0,103	Exemplo 263 da invenção
268	K	150	800	16	0,006	Al	0,5	1000	0,5	100	30	25	67	7	100	76	164	0,943	0,010	Exemplo 264 da invenção
269	K	300	800	21	0,011	Al	0,5	1000	10	100	22	29	43	15	79	64	53	0,872	0,059	Exemplo 265 da invenção
270	K	300	800	22	0,009	Al	0,5	1000	30	100	21	30	41	18	51	43	43	0,867	0,063	Exemplo 266 da invenção
271	K	300	800	22	0,009	Al	0,5	1000	60	100	22	28	38	16	55	37	12	0,843	0,096	Exemplo 267 da invenção
272	K	300	800	21	0,008	Al	0,5	1000	120	100	28	21	64	5	56	34	158	0,929	0,009	Exemplo 268 da invenção
273	K	300	800	23	0,009	Al	0,5	1000	550	100	27	19	73	3	53	38	168	0,968	0,007	Exemplo 269 da invenção

87/90

Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 100/110

274	κ	800	800	21	0_P008	Al	0.5	1000	4500	100	22	31	79	7	55	42	198	0.978	0.005	Exempla 270 da invenção
275	G	300	800	21	0.008	Al	0,5	1000	5	0,1	29	25	51	4	54	38	123	0895	0036	Exemplo 271 da invenção
276	G	300	800	21	0,008	Al	1,5	1000	5	10	26	24	52	6	51	44	128	0.896	0034	Exemplo 272 da invenção
277	G	300	800	21	0_P008	Al	2,5	1000	5	450	24	25	45	12	53	31	73	0.879	0053	Exempto 273 da invenção
27β	F	a	800	8	0.010	Al	0.5	950	1	100	26	23	47	19	100	100	86	0,876	0,049	Exemplo 274 da invenção
279	G	too	650	21	0.050	Al	0.5	1000	10	100	17	19	21	28	65	41	U	0.778	0.123	Exemplo comparativo 205
200	G	TOO	950	41	0_P003	Al	0,5	1000	10	100	14	14	19	22	62	38	O	0779	0113	Exemplo comparativo 206
231	H	100	800	1	0,010	Al	0,5	1000	10	100	11	24	23	14	66	31		0782	0109	Exemplo comparativo 207
282	H	200	900	69	0_P011	Al	0,5	1000	10	100	24	23	57	18	61	37	135	0.905	0037	Exemplo 275 dâ invenção
283	K	TOO	800	26	0.009	NONE	0.5	1000	10	100	27	25	12	11	0	0	LLâ	0765	0096	Exemplo comparativo 208
284	1	TOO	800	25	0.009	Al	0.5	765	10	100	23	29	25	31	57	21	12	0786	0.109	Exemplo comparativo 209
285	1	TOO	800	24	0_P010	Al	0,5	1350	10	100	25	16	4B	22	85	70	68	0,875	0.052	Exemplo 276 da invenção
286	J	TOO	800	26	0.009	Al	0.5	1000	6050	100	28	24	46	15	92	73	63	0.881	0.054	Exemplo 277 da invenção
287	J	too	800	24	0.008	Al	0.5	1000	10	0.05	22	26	38	17	84	69	12	0,852	0.089	Exemplo 278 da invenção
288	J	too	800	26	0.010	Al	0.5	1000	10	500	26	22	39	16	63	31	21	0.859	0.086	Exemplo 279 da invenção

88/90

Petição 870180159015, de 05/12/2018, pág. 10/13

89/90 [00218] Em cada um dos exemplos da presente invenção, foi possível confirmar que a diferença de densidade de fluxo magnético AB se torna um valor pequeno se comparado com os exemplos comparativos e uma elevada densidade de fluxo magnético é obtida completamente em um plano em uma direção circunferencial. Além disso, nessas chapas de metal à base de Fe, foi possível confirmar que é obtida uma excelente propriedade magnética cujo valor de B50/Bs é 0,80 ou mais. [00219] Além disso, nos exemplos da presente invenção, conforme mostrados na tabela 10 e na tabela 11, foi possível confirmar que o plano {200} na fase α-Fe é provavelmente altamente acumulado em cada uma das etapas do tratamento térmico.

[00220] Além disso, uma seção transversal em L de cada um dos exemplos da presente invenção foi observada, e então confirmou-se que existe uma região de fase única α composta de componente baseado em fase única α em pelo menos uma região parcial que inclui as superfícies, e a proporção da região de fase única α para a seção transversal em L é 1% ou mais.

[00221] Ao contrário disso, por exemplo, no caso da região insuficientemente descarbonizada e desmanganizada conforme no exemplo comparativo 207, no caso de não empregar nenhum metal para a segunda camada conforme no exemplo comparativo 208, e no caso de não aquecimento à temperatura do ponto A3 ou acima conforme no exemplo comparativo 209, não foi possível obter uma elevada densidade de fluxo magnético completamente em um plano em uma direção circunferencial como nos exemplos da presente invenção, e consequentemente, a propriedade magnética obtida foi também pobre. Mesmo quando a temperatura foi elevada para uma temperatura mais elevada e o tempo de manutenção foi prolongado como nos exemplos 276 e 277 na presente invenção, um efeito similar foi capaz de ser obtido, mas o efeito significativo não apareceu.

Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 102/110

90/90 [00222] No que precede, os modos de realização preferidos da presente invenção foram descritos em detalhe, mas a presente invenção não é limitada por tais exemplos. É evidente que uma pessoa com conhecimento comum da técnica pertinente à presente invenção é capaz de criar diversas variações ou modificações dos exemplos dentro do âmbito de ideias técnicas da presente invenção, e deve ser entendido que elas também pertencem ao escopo técnico da presente invenção, por rotina.

APLICABILIDADE INDUSTRIAL [00223] A chapa de metal à base de Fe da presente invenção é apropriada para núcleos magnéticos e similares de transformadores e similares que empregam uma chapa de aço-silício, e pode contribuir para a redução das dimensões desses núcleos magnéticos e redução da perda de energia.

Claims

REIVINDICAÇÕES

1. Método de fabricação de uma chapa metálica à base de Fe, caracterizado pelo fato de que compreende:

aquecimento de uma chapa de aço contendo C: não menor do que 0,02% em massa nem superior a 1,0% em massa, contendo uma espessura de não inferior a 10 pm nem superior a 6 mm, e consistindo em um metal com base em Fe de um componente transformador α-γ a uma temperatura do ponto A1 ou acima e uma temperatura na qual a estrutura é transformada em uma fase única α quando a decarburização é executada até que C se torne inferior a 0,02% em massa, para obter uma chapa com base em metal que foi sujeita a decarburização em uma faixa não inferior a 5 pm nem superior a 50 pm na direção da profundidade de sua superfície até que C se torne inferior a 0,02% em massa;

ligação de um elemento formador de ferrita a uma superfície ou ambas superfícies da chapa com base em metal;

aquecimento da chapa com base em metal que teve o elemento formador de ferrita ligado a ela até um ponto A3 da chapa com base em metal; e aquecimento posterior da chapa com base em metal aquecida a uma temperatura não inferior ao ponto A3 da chapa com base em metal nem superior a 1300°C e fixação da chapa c om base em metal; e resfriamento da chapa com base em metal aquecida e fixada a uma temperatura menor do que o ponto A3 da chapa com base em metal.
2. Método de fabricação da chapa metálica à base de Fe de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que a chapa de aço feita de metal à base de Fe contém ainda Mn de 0,2% em massa a 2,0% em massa, e decarburização e desmanganização são exe

Petição 870180142372, de 18/10/2018, pág. 104/110

2/2 cutadas de uma maneira combinada.
3. Método de fabricação da chapa metálica à base de Fe de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizado pelo fato de que compreende ainda a execução da carburização de uma chapa de aço contendo C: inferior a 0,02% em massa, contendo uma espessura de chapa de não inferior a 10 pm nem superior a 6 mm, e consistindo em um metal com base em Fe de um componente transformador α-γ para controlar C a não inferior a 0,02% em massa nem superior a 1,0% em massa.