CN101454465B - 高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法 - Google Patents

高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN101454465B
CN101454465B CN2007800189473A CN200780018947A CN101454465B CN 101454465 B CN101454465 B CN 101454465B CN 2007800189473 A CN2007800189473 A CN 2007800189473A CN 200780018947 A CN200780018947 A CN 200780018947A CN 101454465 B CN101454465 B CN 101454465B
Authority
CN
China
Prior art keywords
annealing
temperature
heating
steel plate
grain
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN2007800189473A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101454465A (zh
Inventor
牛神义行
藤井宣宪
木村武
石桥希瑞
中村修一
山崎幸司
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=38723435&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN101454465(B) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN101454465A publication Critical patent/CN101454465A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101454465B publication Critical patent/CN101454465B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1255—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1266—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest between cold rolling steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14791—Fe-Si-Al based alloys, e.g. Sendust

Landscapes

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

Abstract

本发明在方向性电磁钢板的制造方法中，将板坯加热温度设定为1280℃以下，或者(a)采用以下的工序进行热轧板的退火：加热至1000～1150℃的预定温度而使其再结晶，然后在低于该预定温度的850～1100℃的温度下进行退火，或者(b)在热轧板退火过程中进行脱碳，使热轧板退火前后的钢板碳量之差为0.002～0.02质量％，并且使脱碳退火的升温过程中的加热在钢板温度处在从550到720℃的期间，以加热速度为40℃/秒以上、优选为75～125℃/秒的条件进行，脱碳退火升温过程的快速加热采用感应加热。

Description

高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及一种采用低温板坯加热制造作为软磁性材料的用作变压器等电器设备的铁芯的方向性电磁钢板的方法。
背景技术
方向性电磁钢板是由集聚在{110}<001>方位的晶粒构成的含有7％以下Si的钢板。在这样的方向性电磁钢板的制造中，结晶方位的控制是利用被称为二次再结晶的灾变性(catastrophic)晶粒生长现象而实现的。
作为用于控制该二次再结晶的一种方法，已经在工业上得以实施的方法有：使被称为抑制剂的微细析出物在热轧前的板坯加热时完全固溶，然后使其在热轧以及随后的退火工序中微细析出。在该方法中，为使析出物完全固溶，需要在1350℃乃至1400℃以上的高温进行加热，这个温度与普通钢的板坯加热温度相比大约高200℃，因而存在的问题是：需要用于这方面的专用加热炉，而且熔融氧化皮量较多等。
于是，就采用低温板坯加热的方向性电磁钢板的制造进行了研究开发。
作为采用低温板坯加热的制造方法，例如小松等人在特公昭62—45285号公报中公开了将通过氮化处理形成的(Al、Si)N用作抑制剂的方法。另外，作为那时的氮化处理方法，小林等人在特开平2—77525号公报中公开了在脱碳退火后以带状进行氮化的方法；本发明人也在《Materials Science Forum》、204—206(1996)、pp.593—598中，报道了以带状进行氮化时的氮化物的行为。
而且本发明人在特公平8—32929号公报中，公开了在那样的采用低温板坯加热的方向性电磁钢板的制造方法中，由于在脱碳退火时不会形成抑制剂，所以脱碳退火中一次再结晶组织的调整在控制二次再结晶方面是重要的，如果一次再结晶晶粒组织的粒径分布的变动系数大于0.6，从而使晶粒组织不均匀，则二次再结晶就变得不稳定。
再者，本发明人进行了涉及作为二次再结晶的控制因素的一次再结晶组织和抑制剂的研究，结果发现一次再结晶组织中的{411}方位晶粒影响{110}<001>二次再结晶晶粒的优先生长。在特开平9—256051号公报中，公开了通过将脱碳退火后的一次再结晶织构的{111}/{411}之比调整为3.0以下，随后进行氮化处理，以强化抑制剂，就可以在工业上稳定地制造高磁通密度的方向性电磁钢板；而且公开了作为控制当时的一次再结晶后的晶粒组织的方法，例如有将脱碳退火工序的升温过程的加热速度控制为12℃/秒以上的方法。
其后，已经了解到控制上述加热速度的方法，作为控制一次再结晶后的晶粒组织的方法具有较大的效果；本发明人在特开2002—60842号公报中，提出了如下的方法，即在脱碳退火工序的升温过程中，钢板从600℃以下的区域到750～900℃范围内的预定温度，以40℃/秒以上的加热速度进行快速加热，由此在脱碳退火后的晶粒组织中将I{111}/I{411}的比率控制在3以下，并在随后的退火中将钢板氧化层的氧含量调整为2.3g/m2以下，从而实现二次再结晶的稳定化。
在此，I{111}和I{411}分别是{111}和{411}平行于板面的晶粒的比例，表示采用X线衍射测量法在板厚1/10层所测量的衍射强度值。
在上述方法中，必须以40℃/秒以上的加热速度快速加热到750～900℃范围内的预定温度。关于用于这方面的加热手段，可以例示出对借助于利用以前通常的辐射热的辐射管等的脱碳退火设备进行改造的设备、利用激光等高能量热源的方法、感应加热、通电加热装置等，而在这些加热方法中，特别是从加热速度的自由度较高、可以与钢板非接触地进行加热、在脱碳退火炉内的设置比较容易等方面考虑，感应加热是有利的。
然而，在采用感应加热的方法加热电磁钢板的情况下，由于板厚较薄，所以如果达到居里点附近的温度，则涡流的电流渗透深度加深，围绕带板宽度方向断面的表层部一周的涡流在表面和背面相互抵消，从而没有涡流的流过，因而难以将电磁钢板加热到居里点以上的温度。
方向性电磁钢板的居里点为750℃左右，所以在迄今为止的温度加热中即便使用感应加热，但在居里点以上温度的加热中，也必须使用例如通电加热等其它手段以代替感应加热。
但是，并用其它加热手段在失去使用感应加热的设备上的优点的同时，例如还存在在通电加热中必须与钢板接触、从而损伤钢板之类的问题。
为此，在快速加热范围的终端为特开2002—60842号公报所示的750～900℃的情况下，存在的问题是不能充分地发挥感应加热的优点。
发明内容
于是，本发明的课题在于：在采用低温板坯加热制造方向性电磁钢板时，为改善脱碳退火后的一次再结晶后的晶粒组织，将在脱碳退火的升温过程中控制加热速度的温度范围设定为单凭感应加热便可以进行加热的范围，以克服上述的缺点。
为解决上述的课题，本发明的方向性电磁钢板的制造方法如下：
(1)一种方向性电磁钢板的制造方法，其包括如下工序：对于以质量％计含有Si：0.8～7％、C：0.085％以下、酸溶Al：0.01～0.065％、N：0.012％以下的硅钢基材，将其在1280℃以下的温度加热之后进行热轧，对所得到的热轧板进行退火，接着实施一次冷轧或介由退火而实施多次冷轧，从而制作出最终板厚的钢板，对该钢板进行脱碳退火后，涂布退火分离剂，实施最终退火，并且在从脱碳退火到最终退火的二次再结晶开始为止的期间实施使钢板的氮化量增加的处理，所述制造方法的特征在于：以加热到1000～1150℃的预定温度进行再结晶、然后在低于该预定温度的850～1100℃的温度下进行退火的工序来进行热轧板的退火，由此在退火后的晶粒组织中将片晶间隔控制在20μm以上，并且在对所述钢板进行脱碳退火时的升温过程中，在钢板温度从550℃到720℃的温度范围内，以40℃/秒以上的速度进行加热。
在此，所谓片晶组织如图1所示的那样，是指被相变相或晶界所分割的平行于轧制面的层状组织，所谓片晶间隔是该层状组织的平均间隔。
(2)一种方向性电磁钢板的制造方法，其包括如下工序：对于以质量％计含有Si：0.8～7％、C：0.085％以下、酸溶Al：0.01～0.065％、N：0.012％以下的硅钢基材，将其在1280℃以下的温度加热之后进行热轧，对所得到的热轧板进行退火，接着实施一次冷轧或介由退火而实施多次冷轧，从而制作出最终板厚的钢板，对该钢板进行脱碳退火后，涂布退火分离剂，实施最终退火，并且在从脱碳退火到最终退火的二次再结晶开始为止的期间实施使钢板的氮化量增加的处理，所述制造方法的特征在于：在热轧板的退火过程中，相对于脱碳前的钢板碳含量脱碳0.002～0.02质量％，由此在退火后的表面层晶粒组织中将片晶间隔控制在20μm以上，并且在对所述最终板厚的钢板进行脱碳退火时的升温过程中，在钢板温度处于从550℃到720℃的期间，以40℃/秒以上的加热速度进行加热。
在此，所谓表面层晶粒组织的表面层，是指从最表面到整个板厚的1/5的区域，所谓片晶间隔是该区域中平行于轧制面的层状组织的平均间隔。
另外，在上述(1)或(2)的发明中，
(3)本发明的特征还在于：在对所述钢板进行脱碳退火时的升温过程中，在钢板温度处于从550℃到720℃的期间，以50～250℃/秒的加热速度进行加热。
(4)本发明的特征还在于：在对所述钢板进行脱碳退火时的升温过程中，在钢板温度处于从550℃到720℃的期间，以75～125℃/秒的加热速度进行加热。
(5)本发明的特征还在于：在对所述钢板进行脱碳退火时，在所述钢板温度处于从550℃到720℃的期间的加热是以感应加热进行的。
(6)本发明的特征还在于：在对所述钢板进行脱碳退火时，在其升温过程中当将以所述加热速度进行加热的温度范围设定为从Ts(℃)到720℃时，根据从室温到500℃的加热速度H(℃/秒)而设定为从以下的Ts(℃)到720℃的范围。
H≤15：Ts≤550
15<H：Ts≤600
(7)本发明的特征还在于：在770～900℃的温度区，在气氛气体的氧化度(PH2O/PH2)处于大于0.15但小于等于1.1的范围的条件下，以钢板的氧含量达到2.3g/m2以下、并且一次再结晶粒径成为15μm以上的时间长度进行所述脱碳退火。
(8)本发明的特征还在于：根据钢板的酸溶Al量〔Al〕，使所述钢板的氮含量〔N〕增加，以满足公式：〔N〕≥14/27〔Al〕。
(9)本发明的特征还在于：根据钢板的酸溶A1量〔Al〕，使所述钢板的氮含量〔N〕增加，以满足公式：〔N〕≥2/3〔Al〕。
(10)本发明的特征还在于：在涂布所述退火分离剂时，涂布以氧化铝为主要成分的退火分离剂，实施最终退火。
(11)本发明的特征还在于：所述硅钢基材以质量％计，还含有Mn：1％以下、Cr：0.3％以下、Cu：0.4％以下、P：0.5％以下、Sn：0.3％以下、Sb：0.3％以下、Ni：1％以下、S和Se的合计：0.015％以下之中的1种或2种以上。
本发明在采用低温板坯加热的方向性电磁钢板的制造中，在上述2个阶段的温度范围进行热轧板退火，或者在热轧板退火时进行上述的脱碳，以控制片晶间隔，由此在脱碳退火的升温过程中快速加热，从而改善脱碳退火后的一次再结晶晶粒组织时，由于可以将应该较高地维持加热速度的温度的上限设定为比单凭感应加热便可以进行加热的温度低的温度范围，因而可以更容易地进行加热，而且可以更容易地得到磁特性优良的方向性电磁钢板。
为此，通过采用感应加热进行上述的加热，便可以获得以下的效果：如加热速度的自由度高，能够与钢板非接触地进行加热，进而在脱碳退火炉内的设置比较容易等。
本发明进而如上述那样地调整脱碳退火的氧化度和钢板的含氮含量，由此即使在提高脱碳退火的加热速度的情况下，也可以更加稳定地进行二次再结晶。
另外，本发明通过在硅钢基材中添加上述的元素，根据添加元素的不同，可以进一步改良磁特性等，在最终退火时，通过使用以氧化铝为主要成分的退火分离剂，可以制造镜面的方向性电磁钢板。
附图说明
图1表示平行于轧制方向的断面(板厚2.3mm)在冷轧前的晶粒组织中的片晶组织。
图2表示在2个阶段的温度范围进行过热轧板退火的试料在冷轧前的晶粒组织的片晶间隔和磁通密度(B8)之间的关系。
图3表示在2个阶段的温度范围进行过热轧板退火的试料在第一阶段的退火温度和磁通密度(B8)之间的关系。
图4表示在2个阶段的温度范围进行过热轧板退火的试料在脱碳退火的升温途中的550～720℃温度区的加热速度和磁通密度(B8)之间的关系。
图5表示在热轧板退火时进行过脱碳的试料在冷轧前的表面层晶粒组织的片晶间隔和磁通密度(B8)之间的关系。
图6表示热轧板退火时进行过脱碳的试料在脱碳退火的升温途中的550～720℃温度区的加热速度和磁通密度(B8)之间的关系。
具体实施方式
本发明人认为：当采用如下的方法制造方向性电磁钢板时，即对于以质量％计含有Si：0.8～7％、C：0.085％以下、酸溶Al：0.01～0.065％、N：0.012％以下的硅钢基材，将其在1280℃以下的温度加热后进行热轧，对得到的热轧板进行退火，接着实施一次冷轧或介由退火而实施多次冷轧，从而制作出最终板厚的钢板，对该钢板进行脱碳退火，然后涂布退火分离剂，实施最终退火，并且在从脱碳退火到最终退火的二次再结晶开始为止的期间对钢板实施氮化处理，则退火后的热轧板的晶粒组织中的片晶间隔对一次再结晶后的晶粒组织产生影响，即使降低中断脱碳退火时的快速加热的温度(即使在一次再结晶发生的温度以前中断)，也可以提高一次再结晶织构中的{411}晶粒的存在比率。于是，对热轧板退火条件进行各种变更，研究了热轧板在退火后的晶粒组织中的片晶间隔与二次再结晶后的钢板的磁通密度B8之间的关系、以及在脱碳退火的升温过程中各温度下的加热速度对磁通密度B8的影响。
结果获得了如下的见解，从而完成了本发明。即在对热轧板进行退火的工序中，在预定温度加热而进行再结晶，然后在比该预定温度低的温度下进一步进行退火，将退火后的晶粒组织中的片晶间隔控制在20μm以上，在此情况下，脱碳退火工序的升温过程中的组织变化较大的温度区是700～720℃，将包括该温度区的从550℃到720℃温度区的加热速度设定为40℃/秒以上，优选设定为50～250℃/秒，更优选设定为75～125℃/秒，由此便可以控制一次再结晶，以便使脱碳退火后的织构的I{111}/I{411}的比率在预定值以下，从而可以稳定地获得发达的二次再结晶组织。
在此，所谓片晶间隔是指被称为片晶组织的平行于轧制面的层状组织的平均间隔。
下面就获得这些见解的实验进行说明。
首先，研究了热轧板退火条件和最终退火后试料的磁通密度B8之间的关系。
图2表示冷轧前的试料的晶粒组织的片晶间隔和最终退火后的试料的磁通密度B8之间的关系。在此使用的试料是：对于以质量％计含有Si：3.3％、C：0.045～0.065％、酸溶Al：0.027％、N：0.007％、Mn：0.1％、S：0.008％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的板坯，将其在1150℃的温度加热后，热轧成2.3mm的厚度，其后实施在1120℃下加热而使其再结晶、然后在800～1120℃的温度进行退火的2个阶段的热轧板退火，将该热轧试料冷轧到0.22mm的厚度之后，以15℃/秒的加热速度加热到550℃，再在550～720℃的温度区以40℃/秒的加热速度进行加热，之后以15℃/秒的加热速度进一步加热，在830℃的温度下进行脱碳退火，接着进行在含氨气氛中退火以增加钢板中的氮的氮化处理，随后涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，然后进行最终退火。片晶间隔的调整通过变更C量和2个阶段的热轧板退火中的第2阶段的温度来进行。
正如图2所表明的那样，可知在片晶间隔为20μm以上时，可以得到以B8计为1.91T以上的高磁通密度。
另外，分析了得到以B8计为1.91T以上的试料的脱碳退火板的一次再结晶织构，结果确认：在全部的试料中，I{111}/〕{411}的数值为3以下。
再者，图3表示以2个阶段进行热轧板退火时、第一阶段的加热温度和最终退火后的试料的磁通密度B8之间的关系。
在此使用的试料除了对于热轧板退火温度，将第一阶段的温度设定为900℃～1150℃、第二阶段的温度设定为920℃以外，是与图2的情况同样制造的。此外，在第一阶段的温度加热时的加热速度设定为5℃/s和10℃/s。
正如图3所表明的那样，可知第一阶段的热轧板退火温度在1000℃～1150℃时，可以得到以B8计为1.91T以上的高磁通密度。
另外，分析了得到以B8计为1.91T以上的试料的脱碳退火板的一次再结晶织构，结果确认：在全部的试料中，I{111}/I{411}的数值为3以下。
其次，就在冷轧前的试料的晶粒组织的片晶间隔设定为20μm以上的条件下、得到高磁通密度(B8)的钢板的脱碳退火时的加热条件进行了研究。
对于将C含量设定为0.055％、第一阶段的热轧板退火温度设定为1120℃、第2阶段的热轧板退火温度设定为920℃、片晶间隔设定为25
μm、除此以外与图2的情况同样地制造的冷轧试料，在升温途中对脱碳退火时的550～720℃温度区的加热速度进行各种变更，从而进行脱碳退火。然后，测量了最终退火后试料的磁通密度B8。
由图4可知，在从脱碳退火的升温过程中的550℃到720℃的温度范围内，如果该范围内的各温度的加热速度在40℃/秒以上，则可以获得具有1.91T以上的磁通密度(B8)的电磁钢板，如果将加热速度控制为50～250℃/秒，更优选控制为75～125℃/秒的范围，则可以得到B8为1.92T以上的磁通密度更高的电磁钢板。
由此可知，在对热轧板进行退火的工序中，加热到1000～1150℃的预定温度而使其再结晶后，再在比该预定温度低的850～1100℃进行退火，从而在退火后的晶粒组织中将片晶间隔控制为20μm以上，由此即使将脱碳退火工序的升温过程中的快速加热的温度范围设定为钢板温度从550℃到720℃的范围，也可以提高{411}方位的晶粒存在的比率，并且如特公平8—32929号公报所示的那样，可以使I{111}/I{411}的比率在3以下，从而可以稳定地制造高磁通密度的方向性电磁钢板。
如上所述，由于确认了在热轧板退火后的晶粒组织中，将片晶间隔控制为20μm以上是有效的，所以本发明人进一步就片晶间隔控制在20μm以上的其它方法进行了研究。
结果，根据与求出上述图2和图4的实验同样的实验获得了如下的见解：在热轧板的退火过程中，相对于脱碳前的钢板碳含量脱碳0.002～0.02质量％，由此在退火后的表面层晶粒组织中可以将片晶间隔控制为20μm以上；以及即使在这样进行情况下，同样地在冷轧后的脱碳退火工序的升温过程中，使从550℃到720℃的温度区的加热速度为40℃/秒以上，由此可以控制一次再结晶，使脱碳退火后的织构的I{111}/I{411}的比率达到预定值以下，从而可以稳定地获得发达的二次再结晶组织。
在此，所谓片晶间隔是指被称为片晶组织的、平行于轧制面的层状组织的平均间隔。另外，所谓表面层晶粒组织的表面层，是指从最表面到整个板厚1/5的区域。
图5表示对于通过在热轧板退火的过程中进行脱碳而改变退火后表面层晶粒组织的片晶间隔的试料，其冷轧前的片晶间隔和最终退火后的磁通密度B8之间的关系。此外，表面层的层间间隔的调整可以通过变更在1100℃下进行的热轧板退火的气氛气体的水蒸气分压，从而将脱碳前后的碳量差值调整为0.002～0.02质量％的范围来进行。
由图5清楚地表明：即使通过在热轧板退火的过程中进行脱碳，从而使表面层的片晶间隔为20μm以上的情况下，也可以得到以B8计为1.91T以上的高磁通密度。
另外，图6表示对于调整热轧板退火的气氛气体的氧化度、将表面层晶粒组织的片晶间隔设定为25μm而同样制造的冷轧试料，在升温途中对脱碳退火时的550～720℃温度区的加热速度进行各种变更时，其加热速度和最终退火后试料的磁通密度B8之间的关系。
从图6可知，在热轧板的退火过程中，即使在通过脱碳而控制片晶间隔的情况下，于脱碳退火的升温过程中在550℃到720℃的温度范围内，该范围内的各温度的加热速度如果在40℃/秒以上，则可以得到高磁通密度的电磁钢板。
关于在热轧板退火后的晶粒组织中通过控制片晶间隔而使{411}、{111}的织构变化的理由虽然还不清楚，但目前可以认为是如下那样：通常为人所知的是，由于再结晶的方位而存在发生再结晶晶粒的优先部位。考虑到在冷轧工序中，{411}在片晶组织的内部、{111}在片晶附近部位形成再结晶核，则可以说明通过控制冷轧前的晶粒组织的片晶间隔，一次再结晶后的{411}结晶方位以及{111}结晶方位的存在比率将发生变化的现象。
下面就基于以上见解而完成的本发明依次进行说明。
首先，就本发明所使用的硅钢基材的成分的限定理由进行说明。
本发明将方向性电磁钢板用硅钢板坯用作基材，该硅钢板坯的基本成分组成是：以质量％计，至少含有Si：0.8～7％、C：0.085％以下、酸溶Al：0.01～0.065％、N：0.012％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，并且根据需要还含有其它成分。各成分的含量范围的限定理由如下：
Si：当添加量增多时，则电阻升高，铁损特性得到改善。但是，当添加量超过7％时，则冷轧变得非常困难，轧制时产生开裂。更适于工业生产的是4.8％以下。另外，如果少于0.8％，则在最终退火时产生γ相变，从而钢板的结晶方位受到损害。
C：在控制一次再结晶组织方面是有效的元素，但由于对磁特性产生不良影响，所以必须在最终退火前进行脱碳。如果C多于0.085％，则脱碳退火时间延长，工业生产的生产率受到损害。
酸溶Al：在本发明中与N结合成为(Al、Si)N，是为发挥作为抑制剂的功能所必须的元素。以二次再结晶稳定的0.01～0.065％作为限定范围。
N：若超过0.012％，则冷轧时钢板中产生被称为气泡(blister)的空孔，因而使其不超过0.012％。
在本发明中，作为板坯的基材，除上述成分外，还能够根据需要，在以质量％计为Mn：1％以下、Cr：0.3％以下、Cu：0.4％以下、P：0.5％以下、Sn：0.3％以下、Sb：0.3％以下、Ni：1％以下、S和Se的合计：0.015％以下的范围内，含有Mn、Cr、Cu、P、Sn、Sb、Ni、S、Se之中的至少1种。即：
Mn：具有提高电阻率、降低铁损的效果。另外，为了防止热轧中发生开裂，优选根据与S及Se的总量的关系进行添加，以满足Mn/(S+Se)≥4。但如果添加量超过1％，则使产品的磁通密度降低。
Cr：是改善脱碳退火的氧化层、对玻璃皮膜的形成有效的元素，以0.3％以下的范围进行添加。
Cu：对提高电阻率、从而降低铁损是有效的元素。如果添加量超过0.4％，则铁损降低效果达到饱和，并且成为热轧时产生“铜脱落”之类的表面缺陷的原因。
P：对提高电阻率、从而降低铁损是有效的元素。如果添加量超过0.5％，则产生轧制性方面的问题。
Sn和Sb：是为人所熟知的晶界偏析元素。本发明因为含有A1，所以根据最终退火条件的不同，往往A1被从退火分离剂释放出来的水分所氧化，在卷绕位置使抑制剂强度发生变动，从而磁特性在卷绕位置产生变化。作为其对策之一，有通过添加这些晶界偏析元素而防止氧化的方法，为此，可以分别在0.30％以下的范围进行添加。另一方面，如果超过0.30％，则脱碳退火时难以被氧化，玻璃皮膜的形成并不充分，并且对脱碳退火性造成明显的妨碍。
Ni：是提高电阻率、从而降低铁损有效的元素。另外，在控制热轧板的金属组织、提高磁特性方面是有效的元素。但是，如果添加量超过1％，则二次再结晶变得不稳定。
此外，S和Se对磁特性产生不良影响，所以优选将其总量设定为0.015％以下。
其次，就本发明的制造条件进行说明。
具有上述成分组成的硅钢板坯通过用转炉或电炉等溶炼钢，然后根据需要对钢水进行真空脱气处理，接着采用连铸或造块后进行分块轧制的方法而得到。此后，在热轧之前进行板坯加热。在本发明中，板坯加热温度设定为1280℃以下，以避免上述高温板坯加热的各种问题。
硅钢板坯通常铸造成150～350mm范围的厚度，优选铸造成220～280mm的厚度，但也可以是30～70mm范围的所谓薄板坯。在薄板坯的情况下，所具有的优点是在制造热轧板时不需要粗加工为中间厚度。
在上述的温度下加热的板坯继续进行轧制，从而制成所需要板厚度的热轧板。
在本发明中，(a)将该热轧板加热到1000～1150℃的预定温度而使其再结晶，然后在低于该预定温度的850～1100℃退火必要的时间。或者(b)在该热轧板的退火过程中，进行脱碳使脱碳前后钢板的碳含量之差为0.002～0.02质量％。
根据这样地进行处理，退火后钢板(或者钢板表面层)的晶粒组织的片晶间隔被控制在20μm以上。
在如(a)那样进行退火时，之所以将第1阶段的退火温度范围设定为1000～1150℃，是因为当如图3所示那样在该范围内进行再结晶时，可以得到以B8计为1.91T以上的磁通密度的钢板；之所以将第2阶段的退火温度范围设定为低于第一阶段温度的850～1100℃，是因为需要如图2所示那样，使片晶间隔为20μm以上。
作为更优选的条件，第一阶段的退火温度为1050～1125℃，第2阶段的退火温度为850℃～950℃。
关于第1阶段的退火，从促进热轧板的再结晶的角度考虑为以5℃/s以上，优选在10℃/s以上的加热速度下进行，可以在1100℃以上的高温下进行0秒以上、在1000℃左右的低温下进行30秒以上的退火。另外，第2阶段的退火时间从控制片晶构造的角度考虑，可以进行20秒以上。第2阶段的退火完成之后，从保存片晶组织的角度考虑，能够以平均5℃/s以上、优选以15℃/s以上的冷却速度进行冷却。
此外，按2个阶段进行热轧板退火虽然也在特开2005—226111号公报中记载过，但该文献所记载的的方向性电磁钢板的制造方法是上述背景技术中已说明的、在热轧工序等中使抑制剂微细析出的方法和通过脱碳退火后的氮化处理而形成抑制剂的方法的组合，其退火目的在于进行抑制剂状态的调整，而对于如本发明那样，在用上述后者的方法制造方向性电磁钢板时，通过2个阶段的热轧板退火而控制退火后的晶粒组织中的片晶间隔，由此即便使脱碳退火升温过程中的快速加热范围处于更低的温度范围，也可以提高在一次再结晶后容易进行二次再结晶的晶粒方位的存在比率，则没有任何关联。
另外，在如(b)那样于热轧板的退火过程中进行脱碳的情况下，作为处理方法，可以使用如下公知的方法：如使气氛气体中含有水蒸气以调整氧化度的方法，以及将脱碳催化剂(例如，K2CO3、Na2CO3)涂布在钢板表面的方法等。此时的脱碳量(脱碳前后钢板碳含量之差)设定为0.002～0.02质量％，优选设定为0.003～0.008质量％的范围，以控制表面层的片晶间隔。脱碳量不足0.002质量％时，对表面的片晶间隔没有影响，如果在0.02质量％以上，则对表面部的织构产生不良影响。
对于如以上那样将片晶间隔控制在20μm以上的热轧板，随后通过一次冷轧或介由退火的二次以上的冷轧而设计为最终板厚。冷轧的次数考虑所要求的产品特性水平和成本而进行适当的选择。在冷轧时，将最后冷轧率设定为80％以上，在使{411}和{111}等的一次再结晶方位发达方面是必要的。
冷轧后的钢板为除去钢中所含有的C而在湿润气氛中实施脱碳退火。此时，在脱碳退火后的晶粒组织中，通过将I{111}/I{411}的比率设定为3以下，随后在二次再结晶出现之前进行增加氮的处理，可以稳定地制造高磁通密度的产品。
作为控制该脱碳退火后的一次再结晶的方法，可以通过调整脱碳退火工序的升温过程中的加热速度来控制。本发明的特征在于：在钢板温度至少处于550℃到720℃的期间，以40℃/秒以上、优选为50～250℃/秒、更优选为75～125℃/秒的加热速度进行快速加热。
加热速度对一次再结晶织构I{111}/I{411}产生较大的影响。在一次再结晶中，由于再结晶的容易程度随结晶方位的不同而不同，所以为了将I{111}/I{411}设定为3以下，必须控制在{411}方位晶粒容易再结晶的加热速度。{411}方位晶粒由于在100℃/秒左右的速度下最容易再结晶，所以为了将I{111}/I{411}设定为3以下、从而稳定地制造产品的磁通密度B8为1.91T以上的材料，将加热速度设定为40℃/秒以上，优选设定为50～250℃/秒，更优选设定为75～125℃/秒。
必须以该加热速度进行加热的温度区基本上是550℃到720℃的温度区。当然也可以从550℃以下的温度起，开始进行在上述加热速度范围的快速加热。应该将该加热速度维持在较高加热速度的温度范围的下限温度受到低温区的加热周期的影响。为此，当将快速加热所需要的温度范围设定为从开始温度Ts(℃)到720℃时，根据从室温到500℃的加热速度H(℃/秒)，可以设定为从以下的Ts(℃)到720℃的范围。
H≤15：Ts≤550
15<H：Ts≤600
在低温区的加热速度为15℃/秒的标准加热速度的情况下，从550℃到720℃的范围必须以40℃/秒以上的加热速度快速加热。在低温区的加热速度比15℃/秒更慢的情况下，从550℃以下的温度到720℃的范围必须以40℃/秒以上的加热速度快速加热。另一方面，在低温区的加热速度比15℃/秒更快的情况下，可以在比550℃更高的温度如从600℃以下的温度到720℃的范围，以40℃/秒以上的加热速度快速加热。例如，在从室温开始以50℃/秒进行加热的情况下，从600℃到720℃范围的升温速度可以是40℃/秒以上。
控制上述脱碳退火的加热速度的方法并没有特别的限定，但在本发明中，由于快速加热的温度范围的上限为720℃，所以能够有效地利用感应加热。
另外，为稳定地发挥上述加热速度调整的效果，正如特开2002—60842号公报所示的那样，加热后在770～900℃的温度区，将气氛气体的氧化度(PH2O/PH2)设定为大于0.15但小于等于1.1、将钢板的氧含量设定为2.3g/m2以下是有效的。当气氛气体的氧化度不足0.15时，在钢板表面形成的玻璃皮膜的附着力发生劣化，如果超过1.1，则玻璃皮膜产生缺陷。另外，通过将钢板的氧含量设定为2.3g/m2以下，可以稳定地制造(Al、Si)N抑制剂的分解得到抑制、从而具有较高磁通密度的方向性电磁钢板的产品。
此外，在脱碳退火中，在将钢板的氧含量设定为2.3g/m2以下的同时，如特公平8—32929号公报所示的那样，通过使一次再结晶粒径为15μm以上，则可以更加稳定地出现二次再结晶，可以制造更为优良的方向性电磁钢板。
作为增加氮的氮化处理，包括继脱碳退火后、在含有氨等具有氮化能的气体的气氛中进行退火的方法，以及通过将MnN等具有氮化能的粉末添加到退火分离剂中等而在最终退火中进行的方法等。
为在提高脱碳退火的加热速度的情况下更加稳定地进行二次再结晶，优选调整(Al、Si)N的组成比率，而且作为增加后的氮含量，使钢中的氮含量〔N〕与A1量〔Al〕之比即〔N〕/〔Al〕以质量比计为14/27以上，优选为2/3以上。
其后，在涂布以氧化镁或氧化铝为主要成分的退火分离剂后，进行最终退火，通过二次再结晶使{110}<001>方位晶粒优先生长。
在使用以氧化铝为主要成分的材料作为退火分离剂的情况下，正如特开2003—268450号公报所示的那样，在最终退火后，可以得到表面平滑化(镜面化)的电磁钢板。
正如以上所说明的那样，本发明在1280℃以下的温度下对硅钢加热后进行热轧，然后对热轧板进行退火，接着实施一次冷轧或介由退火而实施多次冷轧，将其轧制成最终板厚。脱碳退火后，涂布退火分离剂，实施最终退火，并且在从脱碳退火到最终退火的二次再结晶开始为止的期间，对钢板实施氮化处理，在这样制造方向性电磁钢板时，通过(a)采用以下的工序进行热轧板的退火：加热至1000～1150℃的预定温度而使其再结晶，然后在低于该预定温度的850～1100℃的温度下进行退火，或者通过(b)在热轧板退火过程中进行脱碳，使热轧板退火前后的钢板碳量之差为0.002～0.02质量％，从而将热战板退火后的钢板的晶粒组织(或表面层晶粒组织)的层间间隔控制在20μm以上，并且在对冷轧后的钢板进行脱碳退火时的升温过程中，于钢板温度处于550～720℃的期间，以40℃/秒以上、优选为50～250℃/秒，进一步优选为75～125℃/秒的加热速度进行加热，接着在770～900℃的温度区，在气氛气体的氧化度(PH2O/PH2)为大于0.15但小于等于1.1的范围的条件下，并且以钢板的氧含量达到2.3g/m2以下、同时一次再结晶粒径达到15μm以上的时间进行脱碳退火，由此便可以制造高磁通密度的方向性电磁钢板，进而在最终退火时，通过使用以氧化铝为主要成分的退火分离剂，可以制造高磁通密度的镜面方向性电磁钢板。
下面说明本发明的实施例，在实施例中采用的条件是用于确认本发明的实施可行性和效果的一个条件例，本发明并不局限于该实例。只要在不脱离本发明宗旨、可以实现本发明的目的范围内，本发明可以采用各种条件。
实施例
(实施例1)
对于以质量％计含有Si：3.3％、C：0.06％、酸溶Al：0.028％、N：0.008％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的硅钢板坯，将其在1150℃的温度加热后，热轧成2.3mm的厚度，其后一部分试料(A)进行1120℃的一阶段退火，一部分试料(B)实施1120℃+920℃的两阶段退火。将这些试料冷轧到0.22mm的厚度，然后按(1)15℃/s、(2)40℃/s、(3)100℃/s以及(4)300℃/s的加热速度加热到720℃，其后以10℃/s加热到830℃的温度而进行脱碳退火，接着在含氨气氛中进行退火，从而使钢板中的氮增加到0.02％，继而涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，然后实施最终退火。
所得到的试料在最终退火后的磁特性如表1所示。此外，试料的代号表示退火方法和加热速度的组合。
        表1
 
试料 片晶间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A—1) 16 1.873 比较例
(A—2) 16 1.867 比较例
(A—3) 16 1.816 比较例
(A—4) 16 1.785 比较例
(B—1) 26 1.89 比较例
(B—2) 26 1.921 本发明例
(B—3) 26 1.942 本发明例
(B—4) 26 1.934 本发明例
(实施例2)
对于以质量％计含有Si：3.3％、C：0.055％、酸溶Al：0.027％、N：0.008％、Mn：0.1％、S：0.007％、Cr：0.1％、Sn：0.05％、P：0.03％、Cu：0.2％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的硅钢板坯，将其在1150℃的温度加热后，热轧成2.3mm的厚度，然后，一部分试料(A)进行1100℃的一阶段退火，一部分试料(B)实施1100℃+900℃的两阶段退火。将这些试料冷轧到0.22mm的厚度，然后以40℃/秒的加热速度加热到550℃，进而以(1)15℃/s、(2)40℃/s、(3)100℃/s的加热速度从550℃加热到720℃，其后以15℃/秒的加热速度进一步加热，在840℃的温度进行脱碳退火，接着在含氨气氛中进行退火，从而使钢板中的氮增加到0.02％，继而涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，然后实施最终退火。
所得到的试料在最终退火后的磁特性如表2所示。
                表2
 
试料 片晶间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A—1) 18 1.88 比较例
(A—2) 18 1.874 比较例
(A—3) 18 1.866 比较例
(B—1) 25 1.895 比较例
(B—2) 25 1.933 本发明例
 
(B—3) 25 1.952 本发明例
(实施例3)
对于以质量％计含有Si：3.3％、C：0.055％、酸溶Al：0.027％、N：0.008％、Mn：0.1％、S：0.007％、Cr：0.1％、Sn：0.06％、P：0.03％、Ni：0.2％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的硅钢板坯，将其在1150℃的温度加热后，热轧成2.3mm的厚度，其后一部分试料(A)进行1100℃的一阶段退火，一部分试料(B)实施1100℃+900℃的两阶段退火。将这些试料冷轧到0.22mm的厚度，然后以(1)15℃/s、(2)40℃/s、(3)100℃/s以及(4)200℃/s的加热速度加热到720℃，然后以10℃/s的加热速度进行加热，在840℃的温度进行脱碳退火，接着在含氨气氛中进行退火，从而使钢板中的氮增加到0.02％，继而涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，然后实施最终退火。
所得到的试料在最终退火后的磁特性如表3所示。
            表3
 
试料 片晶间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A—1) 15 1.854 比较例
(A—2) 15 1.861 比较例
(A—3) 15 1.852 比较例
(A—4) 15 1.838 比较例
(B—1) 27 1.905 比较例
(B—2) 27 1.923 本发明例
(B—3) 27 1.942 本发明例
(B—4) 27 1.933 本发明例
(实施例4)
对于以质量％计含有Si：3.3％、C：0.055％、酸溶Al：0.028％、N：0.008％、Mn：0.1％、Se：0.007％、Cr：0.1％、P：0.03％、Sn：0.05％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的硅钢板坯，将其在1150℃的温度加热后，热轧成2.3mm的厚度，其后一部分试料(A)进行1120℃的一阶段退火，一部分试料(B)实施1120℃+900℃的两阶段退火。将这些试料冷轧到0.22mm的厚度，然后以15℃/秒的加热速度加热到550℃，进而以(1)15℃/s、(2)40℃/s、(3)100℃/s的加热速度从550℃加热到720℃，其后以10℃/秒的加热速度进一步加热，在830℃的温度进行脱碳退火，接着在含氨气氛中进行退火，从而使钢板中的氮增加到0.02％，继而涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，然后实施最终退火。
所得到的试料在最终退火后的磁特性如表4所示。
        表4
 
试料 片晶间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A—1) 18 1.881 比较例
(A—2) 18 1.891 比较例
(A—3) 18 1.876 比较例
(B—1) 28 1.902 比较例
(B—2) 28 1.93 本发明例
(B—3) 28 1.954 本发明例
(实施例5)
对于以质量％计含有Si：3.3％、C：0.06％、酸溶Al：0.028％、N：0.008％、Mn：0.1％、S：0.008％、Cr：0.1％、P：0.03％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的硅钢板坯，将其在1150℃的温度加热后，热轧成2.3mm的厚度，其后实施1120℃+920℃的两阶段退火。将这些试料冷轧到0.22mm的厚度，然后以100℃/s的加热速度加热到720℃，然后以10℃/s加热到830℃的温度而进行脱碳退火，接着在含氨气氛中进行退火，从而使钢板中的氮增加到0.008～0.025％，继而涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，然后实施最终退火。
所得到的氮含量不同的试料在最终退火后的磁特性如表5所示。
             表5
 
试料 片晶间隔(μm) 氮含量(％) N/Al 磁通密度B8(T) 备注
(A) 26 0.008 0.29 1.581 比较例
(B) 26 0.012 0.43 1.782 比较例
(C) 26 0.017 0.61 1.921 本发明例
(D) 26 0.021 0.75 1.943 本发明例
(E) 26 0.025 0.89 1.954 本发明例
(实施例6)
对于以质量％计含有Si：3.3％、C：0.06％、酸溶Al：0.028％、N：0.008％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的板坯，将其在1150℃的温度加热后，热轧成2.3mm的厚度，其后一部分试料(A)进行1120℃的一阶段退火，一部分试料(B)实施1120℃+920℃的两阶段退火。将这些试料冷轧到0.22mm的厚度，然后以(1)15℃/s、(2)40℃/s、(3)100℃/s以及(4)300℃/s的加热速度加热到720℃，然后以10℃/s加热到830℃的温度而进行脱碳退火，接着在含氨气氛中进行退火，从而使钢板中的氮增加到0.024％，继而涂布以氧化铝为主要成分的退火分离剂后，实施最终退火。
所得到的试料在最终退火后的磁特性如表6所示。在热轧板退火和脱碳退火都满足本发明条件的情况下，可以获得较高的磁通密度。
           表6
 
试料 片晶间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A—1) 16 1.885 比较例
(A—2) 16 1.893 比较例
(A—3) 16 1.898 比较例
(A—4) 16 1.883 比较例
(B—1) 26 1.911 比较例
(B—2) 26 1.931 本发明例
(B—3) 26 1.957 本发明例
(B—4) 26 1.933 本发明例
(实施例7)
对于以质量％计含有Si：3.3％、C：0.06％、酸溶Al：0.028％、N：0.008％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的板坯，将其在1150℃的温度加热后，热轧成2.3mm的厚度，其后在1100℃的温度进行退火。此时，向气氛气体(氮和氢的混合气体)中吹入水蒸气，使其从表面脱碳以改变表面层的片晶间隔。将这些试料冷轧到0.22mm的厚度，然后以100℃/s的加热速度加热到720℃，然后以10℃/s加热到830℃的温度而进行脱碳退火，接着在含氨气氛中进行退火，从而使钢板中的氮增加到0.02％，继而涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，然后实施最终退火。
所得到的表面层的片晶间隔不同的试料在最终退火后的磁特性如表7所示。
          表7
 
试料 片晶间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A) 14 1.873 比较例
(B) 26 1.917 本发明例
(C) 29 1.933 本发明例
(D) 42 1.944 本发明例
(实施例8)
作为试料，使用在实施例7中将热轧板退火后的表面层的片晶间隔设定为29μm的钢板。将该试料冷轧到0.22mm的厚度，然后以10～200℃/s的加热速度加热到720℃，然后以10℃/s加热到830℃的温度而进行脱碳退火，接着在含氨气氛中进行退火，从而使钢板中的氮增加到0.02％，继而涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，然后实施最终退火。
所得到的加热速度不同的试料在最终退火后的磁特性如表8所示。
           表8
 
试料 加热速度(℃/s) 磁通密度B8(T) 备注
(A) 10 1.881 比较例
(B) 50 1.919 本发明例
(C) 100 1.933 本发明例
(D) 200 1.925 本发明例
(实施例9)
对于以质量％计含有Si：3.3％、C：0.055％、酸溶Al：0.027％、N：0.008％、Mn：0.1％、S：0.007％、Cr：0.1％、Sn：0.05％、P：0.03％、Cu：0.2％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的板坯，将其在1150℃的温度加热后，热轧成2.3mm的厚度，其后一部分试料(A)直接地，而一部分试料(B)在表面涂布K2CO3后，在氮气和氢气的干燥气氛气体中，在1080℃的温度下进行退火。将这些试料冷轧到0.22mm的厚度，然后以20℃/秒的加热速度加热到550℃，再以100℃/s的加热速度从550℃加热到720℃，然后以15℃/秒的加热速度进一步加热，在840℃的温度进行脱碳退火，接着在含氨气氛中进行退火，从而使钢板中的氮增加到0.022％，继而涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，然后实施最终退火。
所得到的表面层片晶间隔不同的试料在最终退火后的磁特性如表9所示。
          表9
 
试料 片晶间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A) 15 1.874 比较例
(B) 25 1.943 本发明例
(实施例10)
对于以质量％计含有Si：3.3％、C：0.055％、酸溶Al：0.027％、N：0.008％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的板坯，将其在1150℃的温度加热后，热轧成2.3mm的厚度，其后在1100℃实施退火。此时，在气氛气体(氮气和氢气的混合气体)中吹入水蒸气，使其从表面脱碳，从而将表面层的片晶间隔设定为26μm。将这些试料冷轧到0.22mm的厚度，然后在由氮和氢构成的氧化度为0.59的气氛气体中，以100℃/s的加热速度加热到720℃，其后以10℃/s加热到830℃的温度而进行脱碳退火，接着在含氨气氛中退火，从而使钢板中的氮增加到0.008～0.026％，继而涂布以氧化铝为主要成分的退火分离剂，然后实施最终退火。
所得到的氮含量不同的试料在最终退火后的磁特性如表10所示。
                 表10
 
试料 片晶间隔(μm) 氮含量(％) N/Al 磁通密度B8(T) 备注
(A) 26 0.009 0.33 1.622 比较例
(B) 26 0.011 0.41 1.815 比较例
(C) 26 0.016 0.59 1.916 本发明例
(D) 26 0.023 0.85 1.928 本发明例
(E) 26 0.026 0.96 1.933 本发明例
(实施例11)
作为试料，对于在实施例10中使用的板厚为0.22mm的冷轧板，在由氮和氢构成的氧化度为0.67的气氛气体中，以50℃/s的加热速度加热到750℃，其后以15℃/s加热到780～830℃的温度而进行脱碳退火，接着在含氨气氛中退火，从而使钢板中的氮增加到0.021％，继而涂布以氧化铝为主要成分的退火分离剂，然后实施最终退火。
所得到的一次再结晶粒径不同的试料在最终退火后的磁特性如表11所示。
           表11
   
试料 均热温度(℃) 粒径 磁通密度B8(T) 备注
(A) 780 14 1.853 比较例
(B) 800 20 1.919 本发明例
(C) 820 23 1.929 本发明例
(实施例12)
对于以质量％计含有Si：3.3％、C：0.06％、酸溶Al：0.028％、N：0.008％、Mn：0.1％、S：0.008％、Cr：0.1％、P：0.03％、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的硅钢板坯，将其在1150℃的温度加热后，热轧成2.3mm的厚度，其后实施1120℃+920℃的两阶段退火，冷轧到0.22mm的厚度。将该冷轧板以加热速度(A)15℃/s、(B)50℃/s的加热速度，加热到(1)500℃、(2)550℃以及(3)600℃的温度，然后以100℃/s的加热速度加热到720℃，进一步以10℃/s加热到830℃的温度而实施脱碳退火。接着在含氨气氛中进行退火，从而使钢板中的氮增加到0.024％，继而涂布以MgO为主要成分的退火分离剂，然后实施最终退火。
最终退火后的磁特性如表12所示。可知通过加快低温区的加热速度，即使将以100℃/s进行加热的开始温度提高到600℃，也可以得到良好的磁特性。
                 表12
 
试料 低温区的加热速度(℃/s) 100℃/s加热开始温度 磁通密度B8(T) 备注
(A—1) 15 500 1.944 本发明例
(A—2) 15 550 1.942 本发明例
(A—3) 15 600 1.901 比较例
(B—1) 50 500 1.945 本发明例
(B—2) 50 550 1.943 本发明例
(B—3) 50 600 1.943 本发明例
本发明在低温板坯加热的方向性电磁钢板的制造中，通过将热轧板的退火以2个阶段的温度范围进行等，可以将用于改善脱碳退火后的一次再结晶后的晶粒组织而进行的脱碳退火的升温过程中的加热速度的控制范围的上限，控制在比只借助感应加热便可以加热的更低的温度范围，因此采用感应加热的方法能够使该加热更容易地进行，能够更容易且稳定地制造高磁通密度且磁特性优良的方向性电磁钢板。因此，具有很大的产业上的利用可能性。

Claims (10)

1.一种方向性电磁钢板的制造方法，其包括如下工序：对于以质量％计含有Si：0.8～7％、C：0.085％以下、酸溶Al：0.01～0.065％、N：0.012％以下的硅钢基材，将其在1280℃以下的温度加热之后进行热轧，对所得到的热轧板进行退火，接着实施一次冷轧或介由退火而实施多次冷轧，从而制作出最终板厚的钢板，对该钢板进行脱碳退火后，涂布退火分离剂，实施最终退火，并且在从脱碳退火到最终退火的二次再结晶开始为止的期间实施使钢板的氮含量增加的处理，所述制造方法的特征在于：
以加热到1000～1150℃的预定温度进行再结晶、然后在低于该预定温度的850～1100℃的温度下进行退火的工序来进行所述热轧板的退火，由此在退火后的晶粒组织中将片晶间隔控制在20μm以上，
并且在对所述最终板厚的钢板进行脱碳退火时的升温过程中，在钢板温度处于从550℃到720℃的期间，仅采用感应加热以40℃/秒以上的加热速度进行加热。
2.一种方向性电磁钢板的制造方法，其包括如下工序：对于以质量％计含有Si：0.8～7％、C：0.085％以下、酸溶Al：0.01～0.065％、N：0.012％以下的硅钢基材，将其在1280℃以下的温度加热之后进行热轧，对所得到的热轧板进行退火，接着实施一次冷轧或介由退火而实施多次冷轧，从而制作出最终板厚的钢板，对该钢板进行脱碳退火后，涂布退火分离剂，实施最终退火，并且在从脱碳退火到最终退火的二次再结晶开始为止的期间实施使钢板的氮含量增加的处理，所述制造方法的特征在于：
在所述热轧板的退火过程中，相对于脱碳前的钢板碳含量脱碳0.002～0.02质量％，由此在退火后的表面层晶粒组织中将片晶间隔控制在20μm以上，
并且在对所述最终板厚的钢板进行脱碳退火时的升温过程中，在钢板温度处于从550℃到720℃的期间，仅采用感应加热以40℃/秒以上的加热速度进行加热。
3.根据权利要求1或2所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：在对所述钢板进行脱碳退火时的升温过程中，在钢板温度处于从550℃到720℃的期间，以50～250℃/秒的加热速度进行加热。
4.根据权利要求1或2所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：在对所述钢板进行脱碳退火时的升温过程中，在钢板温度处于从550℃到720℃的期间，以75～125℃/秒的加热速度进行加热。
5.根据权利要求1或2所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：在对所述钢板进行脱碳退火时，在其升温过程中当将以所述加热速度进行加热的温度范围设定为从Ts(℃)到720℃时，根据从室温到500℃的加热速度H(℃/秒)而设定为从以下的Ts(℃)到720℃的范围，
H≤15：Ts≤550
15＜H：Ts≤600。
6.根据权利要求1或2所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：在770～900℃的温度区，在气氛气体的氧化度PH2O/PH2处于大于0.15但小于等于1.1的范围的条件下，以退火后钢板的氧含量达到2.3g/m2以下、并且一次再结晶粒径成为15μm以上的时间长度进行所述脱碳退火。
7.根据权利要求1或2所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：进行使所述氮含量增加的处理，以便根据钢板的酸溶Al量〔Al〕，使所述钢板的氮含量〔N〕满足公式：〔N〕≥14/27〔Al〕。
8.根据权利要求7所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：根据钢板的酸溶Al量〔Al〕，使所述钢板的氮含量〔N〕增加，以满足公式：〔N〕≥2/3〔Al〕。
9.根据权利要求1或2所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：在涂布所述退火分离剂时，涂布以氧化铝为主要成分的退火分离剂，实施最终退火。
10.根据权利要求1或2所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：所述硅钢基材以质量％计，还含有Mn：1％以下、Cr：0.3％以下、Cu：0.4％以下、P：0.5％以下、Sn：0.3％以下、Sb：0.3％以下、Ni：1％以下、S和Se的合计：0.015％以下之中的1种或2种以上。
CN2007800189473A 2006-05-24 2007-05-22 高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法 Active CN101454465B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP143885/2006 2006-05-24
JP2006143885 2006-05-24
PCT/JP2007/060752 WO2007136127A1 (ja) 2006-05-24 2007-05-22 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101454465A CN101454465A (zh) 2009-06-10
CN101454465B true CN101454465B (zh) 2011-01-19

Family

ID=38723435

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2007800189473A Active CN101454465B (zh) 2006-05-24 2007-05-22 高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US7976644B2 (zh)
EP (2) EP3018221B1 (zh)
JP (1) JP5729414B2 (zh)
KR (1) KR101070064B1 (zh)
CN (1) CN101454465B (zh)
BR (1) BRPI0712010B1 (zh)
IN (1) IN2015DN02521A (zh)
RU (1) RU2378394C1 (zh)
WO (1) WO2007136127A1 (zh)

Families Citing this family (36)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BRPI0711794B1 (pt) † 2006-05-24 2015-12-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp método para produzir chapa de aço magnético de grão orientado tendo uma alta densidade de fluxo magnético
CN101545072B (zh) * 2008-03-25 2012-07-04 宝山钢铁股份有限公司 一种高电磁性能取向硅钢的生产方法
KR101351149B1 (ko) * 2009-07-13 2014-01-14 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 방향성 전자기 강판의 제조 방법
KR101149792B1 (ko) * 2009-10-01 2012-06-08 주식회사 포스코 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101171450B1 (ko) * 2009-12-29 2012-08-06 주식회사 포스코 도금 강재의 열간 프레스 성형방법 및 이를 이용한 열간 프레스 성형품
US9992762B2 (en) * 2010-02-25 2018-06-05 James Michael Graziano Reverse path communication system
US9187798B2 (en) * 2010-06-18 2015-11-17 Jfe Steel Corporation Method for manufacturing grain oriented electrical steel sheet
BR112013005450B1 (pt) * 2010-09-10 2019-05-07 Jfe Steel Corporation Chapa de aço elétrico com grão orientado e método para produção da mesma.
KR101262516B1 (ko) * 2010-11-10 2013-05-08 주식회사 포스코 자기 특성이 우수한 선재, 강선 및 이들의 제조방법
JP5772410B2 (ja) 2010-11-26 2015-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP5360272B2 (ja) * 2011-08-18 2013-12-04 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP5434999B2 (ja) * 2011-09-16 2014-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄損特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法
JP5668893B2 (ja) * 2012-03-29 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
EP2832883A4 (en) * 2012-03-30 2016-03-09 Nisshin Steel Co Ltd STEEL PLATE FOR ROTOR HEADS FOR IPM ENGINES AND METHOD FOR THE MANUFACTURE THEREOF
CN104254629B (zh) * 2012-03-30 2016-08-24 日新制钢株式会社 Ipm马达的转子铁芯用钢板的制造方法
JP5716870B2 (ja) * 2012-07-26 2015-05-13 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP5672273B2 (ja) 2012-07-26 2015-02-18 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
RU2597464C2 (ru) 2012-07-26 2016-09-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Способ изготовления листа текстурированной электротехнической стали
EP2940158B1 (en) * 2012-12-28 2017-04-19 JFE Steel Corporation Production method for grain-oriented electrical steel sheet and primary recrystallized steel sheet for production of grain-oriented electrical steel sheet
WO2014132354A1 (ja) 2013-02-27 2014-09-04 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
CA2920750C (en) * 2013-08-27 2018-06-26 Jerry William Schoen Grain oriented electrical steel with improved forsterite coating characteristics
JP6326207B2 (ja) * 2013-09-20 2018-05-16 太陽誘電株式会社 磁性体およびそれを用いた電子部品
CN105579596B (zh) * 2013-09-26 2018-01-09 杰富意钢铁株式会社 取向性电磁钢板的制造方法
JP6156646B2 (ja) 2013-10-30 2017-07-05 Ｊｆｅスチール株式会社 磁気特性および被膜密着性に優れる方向性電磁鋼板
KR101560949B1 (ko) * 2013-12-25 2015-10-16 주식회사 포스코 압연성이 우수한 방향성 전기강판 및 그 제조방법
BR112016026571B1 (pt) * 2014-05-12 2021-03-30 Jfe Steel Corporation Método para produção de chapa de aço elétrica orientada a grão
EP3144400B1 (en) 2014-05-12 2020-01-01 JFE Steel Corporation Method for producing grain-oriented electromagnetic steel sheet
US11239012B2 (en) * 2014-10-15 2022-02-01 Sms Group Gmbh Process for producing grain-oriented electrical steel strip
CA3014035C (en) 2016-02-22 2021-02-09 Jfe Steel Corporation Method of producing grain-oriented electrical steel sheet
JP6617827B2 (ja) 2016-03-09 2019-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP6455468B2 (ja) 2016-03-09 2019-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
KR101908045B1 (ko) * 2016-12-21 2018-10-15 주식회사 포스코 방향성 전기강판의 제조방법
RU2637848C1 (ru) * 2017-01-31 2017-12-07 Общество с ограниченной ответственностью "ВИЗ-Сталь" Способ производства высокопроницаемой анизотропной электротехнической стали
KR102299835B1 (ko) * 2017-05-17 2021-09-10 씨알에스 홀딩즈 인코포레이티드 Fe-Si 베이스 합금 및 그 제조 방법
CN109457099B (zh) * 2018-11-09 2020-06-23 鞍钢股份有限公司 一种提高普通取向硅钢电磁性能的工艺方法
JP7269505B2 (ja) * 2019-01-16 2023-05-09 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1351186A (zh) * 2000-08-08 2002-05-29 新日本制铁株式会社 高磁通密度取向电工钢板的制造方法

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6240315A (ja) 1985-08-15 1987-02-21 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法
JPH0277525A (ja) 1988-04-25 1990-03-16 Nippon Steel Corp 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH0832929B2 (ja) 1989-01-07 1996-03-29 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP3151000B2 (ja) * 1991-05-31 2001-03-26 川崎製鉄株式会社 電磁鋼板用スラブの誘導加熱方法
JPH06128646A (ja) * 1992-10-15 1994-05-10 Nippon Steel Corp 鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH07252532A (ja) * 1994-03-16 1995-10-03 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP3323052B2 (ja) 1996-03-19 2002-09-09 新日本製鐵株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JPH09296219A (ja) 1996-05-01 1997-11-18 Nippon Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
JPH11181524A (ja) 1997-12-17 1999-07-06 Nippon Steel Corp 繰り返し曲げ加工性の良好な一方向性電磁鋼板の熱延板焼鈍板およびその製造方法
JP4473357B2 (ja) 1998-12-21 2010-06-02 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP3488181B2 (ja) * 1999-09-09 2004-01-19 新日本製鐵株式会社 磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP3474837B2 (ja) * 2000-08-09 2003-12-08 新日本製鐵株式会社 Ｂ８が１．９１ｔ以上の鏡面一方向性電磁鋼板の製造方法
JP3481567B2 (ja) 2000-08-08 2003-12-22 新日本製鐵株式会社 Ｂ８が１．８８ｔ以上の方向性電磁鋼板の製造方法
JP3943837B2 (ja) * 2001-01-12 2007-07-11 新日本製鐵株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2002060844A (ja) * 2000-08-17 2002-02-28 Kawasaki Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2002220642A (ja) * 2001-01-29 2002-08-09 Kawasaki Steel Corp 鉄損の低い方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP4456317B2 (ja) 2001-04-16 2010-04-28 新日本製鐵株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP4288054B2 (ja) 2002-01-08 2009-07-01 新日本製鐵株式会社 方向性珪素鋼板の製造方法
JP4272557B2 (ja) 2004-02-12 2009-06-03 新日本製鐵株式会社 磁気特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP5320690B2 (ja) * 2006-05-24 2013-10-23 新日鐵住金株式会社 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1351186A (zh) * 2000-08-08 2002-05-29 新日本制铁株式会社 高磁通密度取向电工钢板的制造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JP特开2005-226111A 2005.08.25

Also Published As

Publication number Publication date
WO2007136127A1 (ja) 2007-11-29
EP2025766B1 (en) 2016-08-24
US7976644B2 (en) 2011-07-12
EP2025766A4 (en) 2014-03-19
RU2378394C1 (ru) 2010-01-10
BRPI0712010A2 (pt) 2011-12-06
CN101454465A (zh) 2009-06-10
KR101070064B1 (ko) 2011-10-04
BRPI0712010B1 (pt) 2014-10-29
JP5729414B2 (ja) 2015-06-03
IN2015DN02521A (zh) 2015-09-11
EP2025766A1 (en) 2009-02-18
US20090165895A1 (en) 2009-07-02
EP3018221A1 (en) 2016-05-11
KR20090007763A (ko) 2009-01-20
EP3018221B1 (en) 2020-02-05
JP2013189712A (ja) 2013-09-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101454465B (zh) 高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法
CN101432450B (zh) 高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法
JP6844125B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP4598702B2 (ja) 磁気特性が優れた高Ｓｉ含有方向性電磁鋼板の製造方法
JP5320690B2 (ja) 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法
JP6191529B2 (ja) 方向性電磁鋼板用の一次再結晶焼鈍板および方向性電磁鋼板の製造方法
JP2008001979A (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法とその製造方法に用いる脱炭焼鈍炉
CN108431267B (zh) 取向电工钢板及其制备方法
JP5332134B2 (ja) 高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
CN111417737B (zh) 低铁损取向性电磁钢板及其制造方法
TWI421352B (zh) 附有鎂橄欖石覆膜的方向性電磁鋼板及其製造方法
JP5068579B2 (ja) 高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
US20240035108A1 (en) Grain oriented electrical steel sheet and method for manufacturing same
JP2002212636A (ja) 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法
JP5068580B2 (ja) 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法
WO2023079922A1 (ja) 電磁鋼板の仕上焼鈍設備、電磁鋼板の仕上焼鈍方法と製造方法ならびに無方向性電磁鋼板
JP4103393B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
CN118382716A (zh) 取向电工钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: NIPPON STEEL + SUMITOMO METAL CORPORATION

Free format text: FORMER OWNER: SHIN NIPPON STEEL LTD.

Effective date: 20130411

C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20130411

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: Nippon Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation

CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation

CP01 Change in the name or title of a patent holder