CN111601909A - 无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法 - Google Patents

无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN111601909A
CN111601909A CN201980008576.3A CN201980008576A CN111601909A CN 111601909 A CN111601909 A CN 111601909A CN 201980008576 A CN201980008576 A CN 201980008576A CN 111601909 A CN111601909 A CN 111601909A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
oriented electrical
less
electrical steel
steel
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.)
Granted
Application number
CN201980008576.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111601909B (zh
Inventor
久保田猛
脇坂岳显
宫嵜雅文
诸星隆
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 and Sumitomo Metal 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
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN111601909A publication Critical patent/CN111601909A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111601909B publication Critical patent/CN111601909B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic

Landscapes

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

Abstract

本发明的一方案的无取向电磁钢板具有以下所示的化学组成：C：0.0030％以下；Si：2.00％以下；Al：1.00％以下；Mn：0.10％～2.00％；S：0.0030％以下，从由Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn以及Cd构成的组中选择的一种以上：总计为高于0.0003％以上、小于0.0015％；以Q＝[Si]+2×[Al]－[Mn]表示的参数Q：2.00以下；Sn：0.00％～0.40％；Cu：0.00％～1.00％；且剩余部分：Fe及杂质；以R＝(I100+I310+I411+I521)/(I111+I211+I332+I221)表示的参数R为0.80以上。

Description

无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法。
本申请基于2018年2月16日在日本提交的特愿2018-026103号，主张优先权，将其内容援引至此。
背景技术
无取向电磁钢板例如被用于电机的铁心，对于无取向电磁钢板，要求优异的磁特性例如高磁通密度。迄今为止提出了如专利文献1～9所公开的各种技术，但难以得到充分的磁通密度。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开平2－133523号公报
专利文献2：日本国特开平5－140648号公报
专利文献3：日本国特开平6－057332号公报
专利文献4：日本国特开2002－241905号公报
专利文献5：日本国特开2004－197217号公报
专利文献6：日本国特开2004－332042号公报
专利文献7：日本国特开2005－067737号公报
专利文献8：日本国特开2011－140683号公报
专利文献9：日本国特开2010－1557号公报
发明内容
[发明要解决的技术问题]
本发明的目的在于提供无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法，其不使铁损劣化而可以得到更高的磁通密度。
[用于解决技术问题的方法]
本发明的发明者们为了解决上述课题而进行了深入研究。其结果是，弄清楚了：使化学组成、晶体取向的关系适宜是重要的。另外，还弄清楚了：该关系应在无取向电磁钢板的整个厚度方向上被维持。轧制钢板中的织构的各向同性一般在靠近轧制面的区域中较高，随着离开轧制面而降低。例如，在上述专利文献9所述的发明中，在同一文献所公开的实验数据中表明随着织构的测定位置离开表层而织构的各向同性降低。本发明的发明者们认识到在无取向电磁钢板的内部，也需要良好地控制晶体取向。
在上述专利文献9中，在钢板的表层附近晶体取向集聚在立方取向(CubeOrientation)附近，与此不同，在钢板的中心层中γ-纤维织构发达。专利文献9说明了在钢板表层和钢板中心层之间织构大不相同是新特征。另外，通常如果将轧制钢板退火以使其再结晶，则在钢板的表层附近晶体取向集聚在立方取向即{200}及{110}的附近，在钢板中心层中γ-纤维织构即{222}发达。例如，在《冷轧条件对极低碳冷轧钢板的r值的影响》，桥本等，铁和钢，Vol.76，No.1(1990)，P.50中示出了：在将0.0035％C－0.12％Mn－0.001％P－0.0084％S－0.03％Al－0.11％Ti钢以压下率73％冷轧后，以750℃进行3小时退火而得到的钢板中，相比于表层，板厚中心的(222)高，(200)低，(110)低。
另一方面，本发明的发明者除了认识到在钢板的表层附近使晶体取向集聚在立方取向即{200}附近之外，还认识到在钢板中心层中也需要使晶体取向集聚在{200}附近。
还弄清楚了：对于这样的无取向电磁钢板的制造，重要的是，在得到热轧钢带等向冷轧提供的钢带时，控制钢液的铸造或急速凝固中的柱状晶率及平均结晶粒径，控制冷轧的压下率，控制最终退火时的通板张力及冷却速度。
本发明的发明者们基于这样的见解而进一步反复深入研究，最终想到了以下所示的发明的各方案。
(1)本发明的一方案的无取向电磁钢板具有下述所示的化学组成：以质量％计，C：0.0030％以下；Si：2.00％以下；Al：1.00％以下；Mn：0.10％～2.00％；S：0.0030％以下；从由Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及Cd构成的组中选择的一种以上：总计为0.0003％以上、小于0.0015％；将Si含量(质量％)定义为[Si]，将Al含量(质量％)定义为[Al]，将Mn含量(质量％)定义为[Mn]，以式1表示的参数Q：2.00以下；Sn：0.00％～0.40％；Cu：0.00％～1.00％；且剩余部分：Fe及杂质；将板厚中心部的{100}晶体取向强度、{310}晶体取向强度、{411}晶体取向强度、{521}晶体取向强度、{111}晶体取向强度、{211}晶体取向强度、{332}晶体取向强度、{221}晶体取向强度分别定义为I100、I310、I411、I521、I111、I211、I332、I221，以式2表示的参数R为0.80以上。
Q＝[Si]+2×[Al]－[Mn] (式1)
R＝(I100+I310+I411+I521)/(I111+I211+I332+I221) (式2)
(2)也可以是，在上述(1)所述的无取向电磁钢板中，在所述化学组成中，Sn：0.02％～0.40％、或者Cu：0.10％～1.00％、或者满足这两者。
(3)本发明的另一方案的无取向电磁钢板的制造方法，是上述(1)或(2)所述的无取向电磁钢板的制造方法，包括：钢液的连续铸造工序；由所述连续铸造工序得到的钢锭的热轧工序；由所述热轧工序得到的钢带的冷轧工序；以及由所述冷轧工序得到的冷轧钢板的最终退火工序，所述钢液具有上述(1)或(2)所述的化学组成，所述钢带中，柱状晶的比例以面积分率计为80％以上，且平均结晶粒径为0.10mm以上，将所述冷轧工序的压下率设定为90％以下。
(4)也可以是，在上述(3)所述的无取向电磁钢板的制造方法中，在所述连续铸造工序中，将凝固时的所述钢锭的一表面与另一表面的温度差设定为40℃以上。
(5)也可以是，在上述(3)或(4)所述的无取向电磁钢板的制造方法中，在所述热轧工序中，将热轧的开始温度设定为900℃以下，且将所述钢带的卷取温度设定为650℃以下。
(6)也可以是，在上述(3)～(5)中任一项所述的无取向电磁钢板的制造方法中，将所述最终退火工序的通板张力设定为3MPa以下，将950℃～700℃的冷却速度设定为1℃/秒以下。
(7)本发明另一方案的无取向电磁钢板的制造方法，是上述(1)或(2)所述的无取向电磁钢板的制造方法，包括：钢液的急速凝固工序；由所述急速凝固工序得到的钢带的冷轧工序；以及由所述冷轧工序得到的冷轧钢板的最终退火工序，所述钢液具有上述(1)或(2)所述的化学组成，所述钢带中，柱状晶的比例以面积分率计为80％以上，且平均结晶粒径为0.10mm以上，将所述冷轧工序的压下率设为90％以下。
(8)也可以是，在上述(7)所述的无取向电磁钢板的制造方法中，在所述急速凝固工序中，利用移动更新的冷却体使所述钢液凝固，将被注入到所述移动更新的冷却体中的所述钢液的温度设定为比所述钢液的凝固温度高25℃以上。
(9)也可以是，在上述(7)或(8)所述的无取向电磁钢板的制造方法中，在所述急速凝固工序中，利用移动更新的冷却体使所述钢液凝固，将从所述钢液的凝固结束至所述钢带的卷取为止的平均冷却速度设定为1000～3000℃/分。
(10)也可以是，在上述(7)～(9)中任一项所述的无取向电磁钢板的制造方法中，将所述最终退火工序中的通板张力设定为3MPa以下，将950℃～700℃的冷却速度设定为1℃/秒以下。
[发明效果]
根据本发明，由于化学组成、晶体取向的关系适当，可以不使铁损劣化而得到高磁通密度。
具体实施方式
以下，针对本发明的实施方式进行详细说明。
首先，针对本发明的实施方式的无取向电磁钢板及其制造中使用的钢液的化学组成进行说明。详细内容将在后文叙述，本发明的实施方式的无取向电磁钢板经由钢液的铸造、热轧或钢液的急速凝固、冷轧、以及最终退火等而制造。因此，无取向电磁钢板及钢液的化学组成不仅考虑无取向电磁钢板的特性，还考虑了这些处理。在下文的说明中，无取向电磁钢板或钢液所包含的各元素的含量的单位即“％”，只要没有特别说明则表示“质量％”。本实施方式的无取向电磁钢板具有下述所示的化学组成：C：0.0030％以下、Si：2.00％以下、Al：1.00％以下、Mn：0.10％～2.00％、S：0.0030％以下，从由Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及Cd构成的组中选择的一种以上：总计为0.0003％以上、小于0.0015％，将Si含量(质量％)定义为[Si]、将Al含量(质量％)定义为[Al]、将Mn含量(质量％)定义为[Mn]时以式1表示的参数Q：2.00以下，Sn：0.00％～0.40％、Cu：0.00％～1.00％，并且剩余部分：Fe及杂质。作为杂质，可例示出矿石、废料等原材料中所含的杂质、在制造工序中所含的杂质。
Q＝[Si]+2×[Al]－[Mn] (式1)
(C：0.0030％以下)
C会提高铁损、或引起磁时效。因此，C含量越低越好，无需确定其下限值。也可以将C含量的下限值设定为0％、0.0001％、0.0002％、0.0005％、或0.0010％。这样的现象在C含量超过0.0030％时显著。因此，C含量设为0.0030％以下。也可以将C含量的上限值设定为0.0028％、0.0025％、0.0022％、或者0.0020％。
(Si：0.30％以上、2.00％以下)
Si是如所周知的具有使铁损降低的作用的成分，为实现该作用而含有Si。Si的含量低于0.30％时，不能充分地发挥降低铁损效果，因而将Si量的下限值设定为0.30％。例如，也可以将Si含量的下限值设为0.90％、0.95％、0.98％、或1.00％。另一方面，Si的含量增加时，磁通密度降低，另外轧制作业性变差，并且成本升高，因而设定为2.0％以下。也可以将Si含量的上限值设定为1.80％、1.60％、1.40％、或1.10％。
(Al：1.00％以下)
Al与Si同样地，具有提高电阻而降低铁损的效果。另外，在无取向电磁钢板含有Al的情况下，通过一次再结晶而得到的织构容易成为与板面平行的面为{100}面的结晶(以下，有时称为“{100}结晶”)发达的织构。为了实现该作用，使其含有Al。例如也可以将Al含量的下限值设定为0％、0.01％、0.02％、或0.03％。另一方面，Al含量超过1.00％时，与Si的情况同样地磁通密度降低，因而设定为1.00％以下。也可以将Al含量的上限值设定为0.50％、0.20％、0.10％、或0.05％。
(Mn：0.10％～2.00％)
Mn会增大电阻，减少涡流损耗，降低铁损。如果含有Mn，则一次再结晶而得到的织构容易成为与板面平行的面为{100}结晶发达的织构。{100}结晶是适于板面内的所有方向上的磁特性的均匀提高的晶体。另外，Mn含量越高，MnS的析出温度升高，析出来的MnS变得越大。因此，Mn含量越高，则阻碍最终退火中的再结晶及晶粒生长的粒径为100nm左右的微细MnS越难以析出。Mn含量小于0.10％时，不能充分地得到这些作用效果。因此，Mn含量设定为0.10％以上。也可以将Mn含量的下限值设定为0.12％、0.15％、0.18％、或0.20％。另一方面，Mn含量高于2.00％时，在最终退火中不能充分地使晶粒成长，铁损增大。因此，Mn含量设定为2.00％以下。也可以将Mn含量的上限值设定为1.00％、0.50％、0.30％、或0.25％。
(S：0.0030％以下)
S不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。S通过微细MnS的析出而阻碍最终退火中的再结晶及晶粒生长。因此，S含量越低越好。这样的铁损的增加在S含量超过0.0030％时显著。因此，S含量设定为0.0030％以下。S含量的下限值无需特别规定，例如也可以设为0％、0.0005％、0.0010％、或0.0015％。
(从由Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及Cd构成的组中选择的一种以上：总计为0.0003％以上、小于0.0015％)
Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及Cd在钢液的铸造或急速凝固时与钢液中的S反应而生成硫化物或氧硫化物或者它们两者的析出物。以下，有时将Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及Cd总称为“粗大析出物生成元素”。粗大析出物生成元素的析出物的粒径为1μm～2μm左右，远远大于MnS、TiN、AlN等的微细析出物的粒径(100nm左右)。因此，这些微细析出物附着于粗大析出物生成元素的析出物上，变得难以阻碍最终退火中的再结晶及晶粒生长。粗大析出物生成元素的含量总计小于0.0003％时，不能稳定地得到这些作用效果。因此，将粗大析出物生成元素的含量总计设为0.0003％以上。也可以将粗大析出物生成元素的含量的下限值总计设为0.0005％、0.0007％、0.0008％、或0.0009％。另一方面，粗大析出物生成元素的含量总计为0.0015以上时，硫化物或者氧硫化物或这双方的析出物有时会阻碍最终退火中的再结晶以及晶粒生长。因此，粗大析出物生成元素的含量设定为总计小于0.0015％。也可以将粗大析出物生成元素的含量的上限值设定为总计0.0014％、0.0013％、0.0012％、或0.0010％。
此外，根据本发明者等的实验结果，只要将粗大析出物生成元素的含量设定为上述范围内，则可靠地表现出粗大析出物的效果，无取向电磁钢板的晶粒充分地成长。因此，无需特别限定由粗大析出物生成元素生成的粗大析出物的形态和成分。另一方面，在本实施方式的无取向电磁钢板中，粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物所含的S的总质量优选为无取向电磁钢板所含的S的总质量的40％以上。如上所述，粗大析出物生成元素在钢液的铸造或急速凝固时与钢液中的S反应而生成硫化物或氧硫化物或者它们两者的析出物。因此，粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物所包含的S的总质量相对于无取向电磁钢板所包含的S的总质量的比例高意味着：在无取向电磁钢板中包含充分量的粗大析出物生成元素，在该析出物上有效地附着有MnS等微细析出物。因此，上述比例越高，则最终退火中的再结晶及晶粒生长越得以促进，可得到越优异的磁特性。上述比例例如通过如后所述控制钢液的铸造或急速凝固时的制造条件而达成。
(参数Q：2.00以下)
参数Q是将Si含量(质量％)定义为[Si]，将Al含量(质量％)定义为[Al]，将Mn含量(质量％)定义为[Mn]并以式1表示的值。
Q＝[Si]+2×[Al]－[Mn] (式1)
通过将参数Q设为2.00以下，在钢液的连续铸造后或急速凝固后的冷却时容易发生奥氏体向铁素体的相变(γ→α相变)，柱状晶的{100}＜0vw＞织构被进一步尖锐化。也可以将参数Q的上限值设定为1.50％、1.20％、1.00％、0.90％、或0.88％。此外，参数Q的下限值无需进行特别限定，但例如可以设定为0.20％、0.40％、0.80％、0.82％、或0.85％。
Sn及Cu不是必须元素，其含量的下限值为0％，但属于在无取向电磁钢板中可以有限度地适当含有规定量的任意元素。
(Sn：0.00％～0.40％；Cu：0.00％～1.00％)
Sn及Cu使适于提高磁特性的结晶通过一次再结晶而发达。因此，如果包含Sn或Cu或者它们两者，则容易通过一次再结晶得到适于均匀提高板面内的所有方向上的磁特性的{100}晶体发达的织构。Sn会抑制最终退火时的钢板的表面的氧化及氮化、抑制晶粒的大小的不均。因此，也可以含有Sn或Cu或者它们两者。为了充分得到这些作用效果，优选设定为Sn：0.02％以上或Cu：0.10％以上或者它们两者。也可以将Sn含量的下限值设定为0.05％、0.08％、或者0.10％。也可以将Cu含量的下限值设定为0.12％、0.15％、或0.20％。另一方面，在Sn高于0.40％时，上述作用效果饱和而徒增成本，在最终退火中晶粒的生长被抑制。因此，Sn含量设定为0.40％以下。也可以将Sn含量的上限值设定为0.35％、0.30％、或0.20％。在Cu含量高于1.00％时，钢板脆化而使热轧及冷轧变得困难，最终退火的退火生产线的通板变得困难。因此，Cu含量设定为1.00％以下。也可以将Cu含量的上限值设定为0.80％、0.60％、或0.40％。
接着，针对本发明的实施方式的无取向电磁钢板的织构进行说明。在本实施方式的无取向电磁钢板中，板厚中心部的{100}晶体取向强度、{310}晶体取向强度、{411}晶体取向强度、{521}晶体取向强度、{111}晶体取向强度、{211}晶体取向强度、{332}晶体取向强度、{221}晶体取向强度分别被定义为I100、I310、I411、I521、I111、I211、I332、I221，以式2表示的参数R为0.80以上。需要说明的是，所谓板厚中心部(通常也被称为1/2T部)，是指距无取向电磁钢板的轧制面为无取向电磁钢板的板厚T的约1/2的深度的区域。换言之，所谓板厚中心部，是指无取向电磁钢板的两轧制面的中间面及其附近。
R＝(I100+I310+I411+I521)/(I111+I211+I332+I221) (式2)
{310}、{411}以及{521}在{100}的附近，I100、I310、I411及I521之和表示包含{100}自身的、{100}附近的晶体取向的强度之和。{211}、{332}及{221}在{111}的附近，I111、I211、I332及I221之和表示包含{111}自身的、{111}附近的晶体取向的强度之和。板厚中心部的参数R低于0.80时，产生磁通密度的降低或铁损的增加等磁特性的劣化。因此，在本成分体系中，例如在厚度为0.50mm的情况下，变得不能呈现出以如下方式表示的磁特性：轧制方向(L方向)上的磁通密度B50L：1.79T以上、轧制方向及宽度方向(C方向)上的磁通密度B50的平均值B50L+C：1.75T以上、轧制方向上的铁损W15/50L：4.5W/kg以下、轧制方向及宽度方向上的铁损W15/50的平均值W15/50L+C：5.0W/kg以下。通过调节例如将钢液向移动更新的冷却体的表面注入的温度与钢液的凝固温度之差、凝固时的铸坯的一表面与另一表面的温度差、硫化物或氧硫化物的生成量、冷轧率等，从而能够将板厚中心部的参数R设为所期望的值。也可以将板厚中心部的参数R的下限值设定为0.82、0.85、0.90或0.95。由于板厚中心部的参数R优选较高的数值，因此无需规定其上限值，但例如也可以设定为2.00、1.90、1.80、或1.70。
此外，本实施方式的无取向电磁钢板的晶体取向需要在整个板上如上所述进行控制。但是，轧制钢板中的织构的各向同性一般在靠近轧制面的区域较高，随着远离轧制面而降低。例如，在《冷轧条件对极低碳冷轧钢板的r值的影响》，桥本等，铁和钢，Vol.76，No.1(1990)，P.50中示出了：在将0.0035％C－0.12％Mn－0.001％P－0.0084％S－0.03％Al－0.11％Ti钢以压下率73％冷轧后，以750℃进行3小时退火而得到的钢板中，相比于表层，板厚中心的(222)高，(200)低，(110)低。
因此，在距离轧制面最远的区域即板厚中心部中如果参数R为0.8以上，则在其他区域中也可达成同等以上的各向同性。根据以上的理由，对本实施方式的无取向电磁钢板的晶体取向在板厚中心部进行规定。
板厚中心部的{100}晶体取向强度、{310}晶体取向强度、{411}晶体取向强度、{521}晶体取向强度、{111}晶体取向强度、{211}晶体取向强度、{332}晶体取向强度、{221}晶体取向强度可以通过X射线衍射法(XRD)或电子背散射衍射(electron backscatterdiffraction:EBSD)法来测量。具体而言，通过一般的方法使平行于无取向电磁钢板的轧制面并距该轧制面为板厚T的约1/2深度的面露出，通过对该面进行XRD分析或EBSD分析，从而能够测定各晶体取向强度，能够算出板厚中心部的参数R。由于X射线及电子线的来自试样的衍射强度依每个晶体取向而不同，因此能够以随机取向试样为基准，根据与其的相对比来求得晶体取向强度。
接下来，针对本发明的实施方式的无取向电磁钢板的磁特性进行说明。本实施方式的无取向电磁钢板在例如厚度为0.50mm的情况下，可以呈现出以如下方式表示的磁特性：轧制方向(L方向)上的磁通密度B50L：1.79T以上、轧制方向及宽度方向(C方向)上的磁通密度B50的平均值B50L+C：1.75T以上、轧制方向上的铁损W15/50L：4.5W/kg以下、轧制方向及宽度方向上的铁损W15/50的平均值W15/50L+C：5.0W/kg以下。磁通密度B50是指5000A/m的磁场中的磁通密度，铁损W15/50是指1.5T的磁通密度、50Hz的频率下的铁损。
接下来，以下针对本实施方式的无取向电磁钢板的制造方法的示例在进行说明。但是，理所当然的是，本实施方式的无取向电磁钢板的制造方法并不受特别的限定。满足上述要件的无取向电磁钢板即使是通过以下例示的制造方法之外的方法而得到的，也属于本实施方式的无取向电磁钢板。
首先，对本实施方式的无取向电磁钢板的第一制造方法进行例示性的说明。在第一制造方法中，进行钢液的连续铸造、热轧、冷轧、最终退火等。
在钢液的铸造及热轧中，进行具有上述化学组成的钢液的铸造来制作板坯等钢锭，进行该热轧，得到柱状晶的比例以面积分率计为80％以上、并且平均结晶粒径为0.10mm以上的钢带。凝固时，在钢锭的最表面和内部的温度差、或者钢锭的一个表面和另一表面的温度差充分高的情况下，在钢锭的表面凝固的晶粒在表面垂直方向上成长，形成柱状晶。在具有BCC结构的钢中，柱状晶以{100}面平行于钢锭的表面的方式成长。若在柱状晶从钢锭的表面发达至中央前，或者从钢锭的一表面发达到另一表面前，钢锭的内部的温度、或者钢锭的另一表面的温度降低并到达凝固温度，则在钢锭内部、或钢锭的另一表面开始结晶。在钢锭内部、或者钢锭的另一表面结晶的晶体呈等轴晶粒地成长，具有与柱状晶不同的晶体取向。
柱状晶率例如能够按照以下的步骤进行测定。首先，研磨钢带截面，用苦味酸系的腐蚀液对截面蚀刻来使凝固组织露出。在此，钢带截面可以是平行于钢带长度方向的L截面，也可以是垂直于钢带长度方向的C截面，但通常为L截面。在该截面中，在枝晶在板厚方向上发达并贯穿整个板厚的情况下，判断为柱状晶率100％。在截面中，在枝晶之外看见粒状的黑组织(等轴晶粒)的情况下，将用从钢板的整个厚度减去该粒状组织的厚度后的值除以钢板的整个厚度而得到的值作为钢板的柱状晶率。
在第一制造方法中，在钢液的连续铸造后的冷却中容易发生γ→α相变，但从柱状晶经过γ→α相变后的晶体组织也同样地视为柱状晶。由于经过γ→α相变，柱状晶的{100}＜0vw＞织构被进一步尖锐化。
柱状晶具有对于无取向电磁钢板的磁特性、特别是板面内的所有方向上的磁特性的均匀提高而言优选的{100}<0vw>织构。所谓{100}<0vw>织构是指与板面平行的面为{100}面且轧制方向为<0vw>取向的晶体发达的织构(v及w为任意的实数(v及w均为0的情况除外))。柱状晶的比例低于80％时，在无取向电磁钢板的整个板厚方向上，无法通过最终退火得到{100}晶体发达的织构。在该情况下，如上所述，在钢板的板厚中心部，{100}结晶不发达，对于磁特性而言不优选的{111}晶体发达。为了形成为{100}结晶发达到钢板的板厚中心部的织构，将钢带的柱状晶的比例设定为80％以上。钢带的柱状晶的比例可以如上所述通过显微镜观察钢带的截面来确定。但是，在对钢带施以后述的冷轧、或者热处理后不能准确地测定钢带的柱状晶率。因此，在本实施方式的无取向电磁钢板中，不特别规定柱状晶率。
在第一制造方法中，为了使得柱状晶的比例成为80％以上，例如，将凝固时的铸坯等的钢锭的一表面与另一表面之间的温度差设定为40℃以上。该温度差能够通过铸模的冷却结构、材质、模具锥度、保护渣等来控制。在这样的柱状晶的比例成为80％以上的条件下对钢液进行铸造的情况下，容易生成Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn或Cd的硫化物或氧硫化物或者它们两者，MnS等微细硫化物的生成得以抑制。
钢带的平均结晶粒径越小，则晶粒的数目越多，晶体晶界的面积越广。在最终退火的再结晶中，晶体从晶粒内及晶体晶界生长时，从晶粒内生长的晶体为对于磁特性而言优选的{100}晶体，而从晶体晶界生长的晶体为{111}<112>晶体等对于磁特性而言不优选的结晶。因此，钢带的平均结晶粒径越大，则在最终退火中对于磁特性而言优选的{100}晶体越容易发达，特别是在钢带的平均结晶粒径为0.10mm以上的情况下，容易得到优异的磁特性。因此，钢带的平均结晶粒径设定为0.10mm以上。钢带的平均结晶粒径可以通过铸造时的铸坯的两表面间的温度差、700℃以上的温度范围内的平均冷却速度、热轧的开始温度、以及卷取温度等进行调整。在将铸造时的铸坯的两表面间的温度差设为40℃以上、且将700℃以上的平均冷却速度设为10℃/分以下的情况下，得到钢带所包含的柱状晶的平均结晶粒径为0.10mm以上的钢带。并且，在将热轧的开始温度设定为900℃以下、且将卷取温度设定为650℃以下的情况下，钢带所包含的晶粒成为未再结晶延伸粒，因而得到平均结晶粒径为0.10mm以上的钢带。需要说明的是，所谓在700℃以上的温度范围内的平均冷却速度，是在铸造开始温度至700℃的温度范围内的平均冷却速度，是用铸造开始温度与700℃之差除从铸造开始温度冷却至700℃需要的时间而得到的值。
关于粗大析出物生成元素，优选的是，预先投入到炼钢工序中的铸造前的最后的钢包的底部，在该钢包中注入包含粗大析出物生成元素以外的元素的钢液，使粗大析出物生成元素溶解于钢液中。由此，能够使粗大析出物生成元素难以从钢液中飞散，另外，能够促进粗大析出物生成元素与S的反应。炼钢工序中的铸造前的最后的钢包例如为连续铸造机的中间包正上方的钢包。
如果将冷轧的压下率设定为超过90％，则在最终退火时，阻碍磁特性的提高的织构例如{111}<112>织构容易发达。因此，冷轧的压下率设定为90％以下。如果将冷轧的压下率设定为低于40％，则有可能变得难以确保无取向电磁钢板的厚度的精度及平坦度。因此，冷轧的压下率优选设定为40％以上。
通过最终退火，产生一次再结晶和晶粒生长，使平均结晶粒径成为50μm～180μm。通过该最终退火，可得到适于板面内的所有方向上的磁特性的均匀提高的{100}结晶发达的织构。在最终退火中，例如将保持温度设定为750℃以上950℃以下，将保持时间设定为10秒钟以上60秒钟以下。
如果将最终退火的通板张力设定为超过3MPa，则有的情况下具有各向异性的弹性应变变得容易残存在无取向电磁钢板内。由于具有各向异性的弹性应变使织构发生变形，因此即使得到{100}晶体发达的织构，其也会发生变形，有的情况下板面内的磁特性的均匀性降低。因此，最终退火的通板张力优选设定为3MPa以下。在将最终退火的950℃～700℃下的冷却速度设定为超过1℃/秒的情况下，具有各向异性的弹性应变也变得容易残存在无取向电磁钢板内。因此，最终退火的950℃～700℃下的冷却速度优选设定为1℃/秒以下。在此，所谓冷却速度，与平均冷却速度(用冷却开始温度和冷却结束温度之差除以冷却需要的时间而得到的值)不同。考虑到需要始终将冷却速度保持为较小，在最终退火中，在950℃～700℃的温度范围中，需要始终将冷却速度设定在1℃/秒以下。
通过这样的方式，可以制造本实施方式的无取向电磁钢板。在最终退火之后，也可以通过涂布及烧结而形成绝缘被膜。
接着，对实施方式的无取向电磁钢板的第二制造方法进行说明。在第二制造方法中，进行钢液的急速凝固、冷轧、最终退火等。
在钢液的急速凝固中，使具有上述化学组成的钢液在移动更新的冷却体的表面处急速凝固，得到柱状晶的比例以面积分率计为80％以上、并且平均结晶粒径为0.10mm以上的钢带。在第二制造方法中，在钢液的急速凝固后的冷却中容易产生γ→α相变，但从柱状晶经过γ→α相变后的晶体组织也同样地视为柱状晶。通过经由γ→α相变，从而柱状晶的{100}＜0vw＞织构进一步被尖锐化。
柱状晶具有对于无取向电磁钢板的磁特性、特别是板面内的所有方向上的磁特性的均匀提高而言优选的{100}<0vw>织构。所谓{100}<0vw>织构是指与板面平行的面为{100}面且轧制方向为<0vw>取向的晶体发达的织构(v及w为任意的实数(v及w均为0的情况除外))。柱状晶的比例低于80％时，在无取向电磁钢板的整个板厚方向上，无法通过最终退火得到{100}晶体发达的织构。在该情况下，如上所述，在钢板的板厚中心部，{100}结晶不发达，对于磁特性而言不优选的{111}晶体发达。为了形成为{100}结晶发达到钢板的板厚中心部的织构，将钢带的柱状晶的比例设定为80％以上。钢带的柱状晶的比例可以如上所述通过显微镜观察来确定。
在第二制造方法中，为了使柱状晶的比例成为80％以上，例如使钢液向移动更新的冷却体的表面处注入的温度比凝固温度高25℃以上。特别是在使钢液的温度比凝固温度高40℃以上的情况下，可以使柱状晶的比例成为几乎100％。在这样的柱状晶的比例成为80％以上的条件下使钢液凝固的情况下，容易生成Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn或Cd的硫化物或氧硫化物或者它们两者，MnS等微细硫化物的生成得以抑制。
钢带的平均结晶粒径越小，则晶粒的数目越多，晶体晶界的面积越广。在最终退火的再结晶中，晶体从晶粒内及晶体晶界生长时，从晶粒内生长的晶体为对于磁特性而言优选的{100}晶体，而从晶体晶界生长的晶体为{111}<112>晶体等对于磁特性而言不优选的结晶。因此，钢带的平均结晶粒径越大，则在最终退火中对磁特性而言优选的{100}晶体越容易发达，特别是在钢带的平均结晶粒径为0.10mm以上的情况下，容易得到优异的磁特性。因此，钢带的平均结晶粒径设定为0.10mm以上。钢带的平均结晶粒径可以通过在急速凝固时从凝固结束至卷取为止的平均冷却速度等来调整。具体而言，将从钢液的凝固结束至钢带的卷取为止的平均冷却速度设定为1000～3000℃/分。
在急速凝固时，关于粗大析出物生成元素，优选的是，预先投入到炼钢工序中的铸造前的最后的钢包的底部，在该钢包中注入包含粗大析出物生成元素以外的元素的钢液，使粗大析出物生成元素溶解于钢液中。由此，能够使粗大析出物生成元素难以从钢液中飞散，另外，能够促进粗大析出物生成元素与S的反应。炼钢工序中的铸造前的最后的钢包例如为使其急速凝固的铸造机的中间包正上方的钢包。
如果将冷轧的压下率设定为超过90％，则在最终退火时，阻碍磁特性的提高的织构例如{111}<112>织构容易发达。因此，冷轧的压下率设定为90％以下。如果将冷轧的压下率设定为低于40％，则有可能变得难以确保无取向电磁钢板的厚度的精度及平坦度。因此，冷轧的压下率优选设定为40％以上。
通过最终退火，产生一次再结晶及晶粒生长，将平均结晶粒径设定为50μm～180μm。通过该最终退火，可得到适于板面内的所有方向上的磁特性的均匀提高的{100}结晶发达的织构。在最终退火中，例如将保持温度设定为750℃以上950℃以下，将保持时间设定为10秒钟以上60秒钟以下。
如果将最终退火的通板张力设定为超过3MPa，则有的情况下具有各向异性的弹性应变变得容易残存在无取向电磁钢板内。由于具有各向异性的弹性应变使织构发生变形，因此即使得到{100}晶体发达的织构，其也会发生变形，有的情况下板面内的磁特性的均匀性降低。因此，最终退火的通板张力优选设定为3MPa以下。在将最终退火的950℃～700℃下的冷却速度设定为超过1℃/秒的情况下，有的情况下具有各向异性的弹性应变也变得容易残存在无取向电磁钢板内。因此，最终退火的950℃～700℃的冷却速度优选设定为1℃/秒以下。在此，所谓冷却速度，是指与平均冷却速度(用冷却开始温度和冷却结束温度之差除以冷却需要的时间而得到的值)不同的概念。考虑到需要始终将冷却速度保持为较小，在最终退火中，在950℃～700℃的温度范围中，需要始终将冷却速度设定在1℃/秒以下。
通过这样的方式，可以制造本实施方式的无取向电磁钢板。也可以是，在最终退火后，通过涂布及烧结形成绝缘被膜。
这样的本实施方式的无取向电磁钢板例如在厚度为0.50mm的情况下，具有如下高磁通密度且低铁损的磁特性：轧制方向(L方向)上的磁通密度B50L：1.79T以上、轧制方向及宽度方向(C方向)上的磁通密度B50的平均值B50L+C：1.75T以上、轧制方向上的铁损W15/50L：4.5W/kg以下、轧制方向及宽度方向上的铁损W15/50的平均值W15/50L+C：5.0W/kg以下。
以上，对本发明的优选的实施方式进行了详细说明，但本发明并不限于所述例子。只要是具有本发明所属的技术领域的普通知识的人，则在保护范围中记载的技术思想的范畴内，显然可以想到各种变更例或修正例，关于这些，当然也应理解为属于本发明的技术范围内。
[实施例]
接下来，针对本发明的实施方式的无取向电磁钢板，示出实施例并进行具体说明。以下所示的实施例仅为本发明的实施方式的无取向电磁钢板的一个示例，本发明的无取向电磁钢板并不限定于下述示例。
(第一试验)
在第一试验中，对具有表1中所示的化学组成的钢液进行铸造而制作板坯，进行该板坯的热轧而得到了钢带。表1中的空栏表示该元素的含量低于检测极限，剩余部分为Fe及杂质。表1中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。接着，进行钢带的冷轧和最终退火，制作了厚度为0.50mm的各种无取向电磁钢板。然后，测定了各无取向电磁钢板的板厚中心部的晶体取向的强度，算出了板厚中心部的参数R。将该结果示出于表2中。表2中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
[表1]
Figure BDA0002585425740000171
[表2]
Figure BDA0002585425740000181
然后，测定了各无取向电磁钢板的磁特性。将该结果示出于表3中。表3中的下划线表示该数值不在所期望的范围内。即，磁通密度B50L的栏的下划线表示低于1.79T，平均值B50L+C的栏的下划线表示低于1.75T，铁损W15/50L的栏的下划线表示高于4.5W/kg，平均值W15/50L+C的栏的下划线表示高于5.0W/kg。
[表3]
Figure BDA0002585425740000191
如表3所示，就试样No.11～No.22以及No.11’～No.19’而言，化学组成在本发明的范围内，板厚中心部的参数R在本发明的范围内，因此得到了良好的磁特性。
就试样No.1～No.6而言，由于板厚中心部的参数R过小，因此铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。就试样No.7而言，由于S含量过高，因而铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。就试样No.8而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过低，因而粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物所包含的S的总质量的、相对于无取向电磁钢板所包含的S的总质量的比例为小于40％，铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。就试样No.9而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过高，因而粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物所包含的S的总质量的、相对于无取向电磁钢板所包含的S的总质量的比例为40％以上，但Ca形成许多CaO等夹杂物，铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。就试样No.10而言，由于参数Q过大，因而磁通密度B50L及平均值B50L+C低。
(第二试验)
在第二试验中，对以质量％计含有C：0.0023％、Si：0.81％、Al：0.03％、Mn：0.20％、S：0.0003％及Pr：0.0007％、且剩余部分由Fe和杂质构成的钢液(对应于表4-1的试样31～33)，以及含有C：0.0021％、Si：0.83％、Al：0.05％、Mn：0.19％、S：0.0007％及Pr：0.0013％、且剩余部分由Fe和杂质构成的钢液(对应于表4-1的试样31’～33’)进行铸造而制作板坯，进行该板坯的热轧，得到了厚度为2.1mm的钢带。在铸造之时调整铸坯的两表面间的温度差而使钢带的柱状晶的比例及平均结晶粒径发生变化。在表4-2中示出两表面间的温度差、柱状晶的比例及平均结晶粒径。接着，以78.2％的压下率进行冷轧，得到厚度为0.50mm的钢板。其后，以850℃进行30秒钟的连续最终退火，得到了无取向电磁钢板。然后，测定了各无取向电磁钢板的8个晶体取向的强度，算出了板厚中心部的参数R。该结果也示出于表4-2中。表4-2中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
[表4-1]
Figure BDA0002585425740000211
[表4-2]
Figure BDA0002585425740000212
然后，测定了各无取向电磁钢板的磁特性。将该结果示出于表5中。表5中的下划线表示该数值不在期望的范围内。即，磁通密度B50L的栏的下划线表示低于1.79T，平均值B50L+C的栏的下划线表示低于1.75T，铁损W15/50L的栏的下划线表示高于4.5W/kg，平均值W15/50L+C的栏的下划线表示高于5.0W/kg。
[表5]
Figure BDA0002585425740000213
如表5所示，就采用了柱状晶的比例适当的钢带的试样No.33及No.33’而言，板厚中心部的参数R在本发明的范围内，因而得到了良好的磁特性。
就采用了柱状晶的比例过低的钢带的试样No.31、No.32、No.31’及No.32’而言，板厚中心部的参数R脱离了本发明的范围，因而铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。
(第三试验)
在第三试验中，对具有表6中所示的化学组成的钢液进行铸造而制作板坯，进行该板坯的热轧，得到了厚度为2.4mm的钢带。剩余部分为Fe及杂质，表6中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。在铸造之时通过调整铸坯的两表面间的温度差和在700℃以上的平均冷却速度，使钢带的柱状晶的比例和平均结晶粒径变化。两表面间的温度差设定为48℃～60℃。在试样No.41、42、41’及42’中将700℃以上的平均冷却速度设定为20℃/分，在其它试样中将700℃以上的平均冷却速度设定为10℃/分以下。表7中示出柱状晶的比例及平均结晶粒径。接着，以79.2％的压下率进行冷轧，得到了厚度为0.50mm的钢板。其后，以880℃进行45秒钟的连续最终退火，得到无取向电磁钢板。然后，测定了各无取向电磁钢板的8个晶体取向的强度，算出了板厚中心部的参数R。该结果也示出于表7中。表7中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
[表6]
Figure BDA0002585425740000221
[表7]
Figure BDA0002585425740000231
然后，测定了各无取向电磁钢板的磁特性。将该结果示出于表8中。表8中的下划线表示该数值不在期望的范围。即，磁通密度B50L的栏的下划线表示低于1.79T，平均值B50L+C的栏的下划线表示低于1.75T，铁损W15/50L的栏的下划线表示高于4.5W/kg，平均值W15/50L+C的栏的下划线表示高于5.0W/kg。
[表8]
Figure BDA0002585425740000232
如表8所示，就采用了化学组成、柱状晶的比例及平均结晶粒径适当的钢带的试样No.44及试样No.44’而言，由于板厚中心部的参数R在本发明的范围内，所以得到了良好的磁特性。
就采用了平均结晶粒径过低的钢带的试样No.41、No.42、No.41’及No.42’而言，铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。就试样No.43及No.43’而言，粗大析出物生成元素的总含量过低，因而铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。就试样No.45及No.45’而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过高，因而铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。
(第四试验)
在第四试验中，对具有表9中所示的化学组成的钢液进行铸造而制作板坯，进行该板坯的热轧，得到了表10所示的厚度的钢带。表9中的空栏表示该元素的含量低于检测极限，剩余部分为Fe及杂质。在铸造之时调整铸坯的两表面间的温度差而使钢带的柱状晶的比例及平均结晶粒径变化。两表面间的温度差设定为51℃～68℃。表10中也示出柱状晶的比例及平均结晶粒径。接下来，以表10所示的压下率进行冷轧，得到厚度为0.50mm的钢板。其后，以830℃进行40秒钟的连续最终退火，得到了无取向电磁钢板。然后，测定了各无取向电磁钢板的8个晶体取向的强度，算出了板厚中心部的参数R。该结果也示出于表10中。表10中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
[表9]
Figure BDA0002585425740000251
[表10]
Figure BDA0002585425740000261
然后，测定了各无取向电磁钢板的磁特性。将该结果示出于表11中。表11中的下划线表示该数值不在期望的范围内。即，磁通密度B50L的栏的下划线表示低于1.79T，平均值B50L+C的栏的下划线表示低于1.75T，铁损W15/50L的栏的下划线表示高于4.5W/kg，平均值W15/50L+C的栏的下划线表示高于5.0W/kg。
[表11]
Figure BDA0002585425740000271
如表11所示，就采用了化学组成、柱状晶的比例及平均结晶粒径适当的钢带并以适当的压下量进行了冷轧的试样No.51～No.55及No.51’～55’而言，由于板厚中心部的参数R在本发明的范围内，所以得到了良好的磁特性。在含有适量的Sn或Cu的试样No.53、No.54、No.53’及No.54’中，得到了特别优异的铁损W15/50L、平均值W15/50L+C、磁通密度B50L及平均值B50L+C。就含有适量的Sn及Cu的试样No.55及No.55’而言，得到了更优异的铁损W15/50L、平均值W15/50L+C、磁通密度B50L及平均值B50L+C。
就使冷轧的压下率过高的试样No.56及No.56’而言，铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。
(第五试验)
在第五试验中，对以质量％计含有C：0.0014％、Si：0.34％、Al：0.48％、Mn：1.42％、S：0.0017％及Sr：0.0010％、且剩余部分由Fe及杂质构成的钢液(对应于表12-1的试样61～64)，以及含有C：0.0015％、Si：0.35％、Al：0.47％、Mn：1.41％、S：0.0007％及Sr：0.0014％、且剩余部分由Fe及杂质构成的钢液(对应于表12-1的试样61’～64’)进行铸造而制作板坯，进行该板坯的热轧，得到了厚度为2.3mm的钢带。在铸造之时将铸坯的两表面间的温度差设定为59℃，将钢带的柱状晶的比例设定为90％，将平均结晶粒径设定为0.17mm。接着，以78.3％的压下率进行冷轧，得到厚度为0.50mm的钢板。其后，以920℃进行20秒钟的连续最终退火，得到无取向电磁钢板。在最终退火中，改变了通板张力及950℃至700℃的冷却速度。表12-2中示出通板张力及冷却速度。然后，测量了各无取向电磁钢板的晶体取向的强度，算出了板厚中心部的参数R。该结果也示出于表12-2中。
[表12-1]
Figure BDA0002585425740000281
[表12-2]
Figure BDA0002585425740000282
然后，测定了各无取向电磁钢板的磁特性。将该结果示出于表13中。
[表13]
Figure BDA0002585425740000291
如表13所示，就试样No.61～No.64及No.61’～No.64’而言，化学组成在本发明的范围内，板厚中心部的参数R在本发明的范围内，因此得到了良好的磁特性。就将通板张力设定为3MPa以下的试样No.62、No.63、No.62’及No.63’而言，弹性应变各向异性低，得到了特别优异的铁损W15/50L、平均值W15/50L+C、磁通密度B50L及平均值B50L+C。就将920℃至700℃的冷却速度设定为1℃/秒以下的试样No.64及No.64’而言，弹性应变各向异性进一步降低，得到更加优异的铁损W15/50L、平均值W15/50L+C、磁通密度B50L及平均值B50L+C。需要说明的是，在弹性应变各向异性的测定中，从各无取向电磁钢板中切取各边的长度为55mm、两边与轧制方向平行、两边与垂直于轧制方向的方向(板宽度方向)平行的平面形状为四边形的试样，测定了因弹性应变的影响而变形后的各边的长度。并且，求得垂直于轧制方向的方向上的长度比轧制方向上的长度大多少。
(第六试验)
在第六试验中，对具有表14中所示的化学组成的钢液通过双辊法使其急速凝固而得到了钢带。表14中的空栏表示该元素的含量低于检测极限，剩余部分为Fe及杂质。表14中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。接着，进行钢带的冷轧及最终退火，制作厚度为0.50mm的各种无取向电磁钢板。然后，测定了各无取向电磁钢板的8个晶体取向的强度，算出了板厚中心部的参数R。将该结果示出于表15中。表15中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
[表14]
Figure BDA0002585425740000301
[表15]
Figure BDA0002585425740000311
然后，测定了各无取向电磁钢板的磁特性。将该结果示出于表16中。表16中的下划线表示该数值不在期望的范围内。即，磁通密度B50L的栏的下划线表示低于1.79T，平均值B50L+C的栏的下划线表示低于1.75T，铁损W15/50L的栏的下划线表示高于4.5W/kg，平均值W10/15L+C的栏的下划线表示高于5.0W/kg。
[表16]
Figure BDA0002585425740000321
如表16所示，就试样No.111～No.122及No.111’～No.119’而言，由于化学组成在本发明的范围内，板厚中心部的参数R在本发明的范围内，因此得到了良好的磁特性。
就试样No.101～No.106而言，由于板厚中心部的参数R过小，因而铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。就试样No.107而言，由于S含量过高，铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。就试样No.108而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过低，因而铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。就试样No.109而言，粗大析出物生成元素的总含量过高，因而铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。就试样No.110而言，参数Q过大，因而磁通密度B50L及平均值B50L+C低。
(第七试验)
在第七试验中，对以质量％计含有C：0.0023％、Si：0.81％、Al：0.03％、Mn：0.20％、S：0.0003％及Nd：0.0007％、剩余部分由Fe和杂质构成的钢液(对应于表17-1的试样131～133)，以及含有C：0.0021％、Si：0.83％、Al：0.05％、Mn：0.19％、S：0.0007％及Nd：0.0013％、且剩余部分由Fe及杂质构成的钢液(对应于表17-1的试样131’～133’)通过双辊法使其急速凝固，得到了厚度为2.1mm的钢带。此时，调整注入温度而改变了钢带的柱状晶的比例及平均结晶粒径。表17中示出注入温度和凝固温度之差、柱状晶的比例及平均结晶粒径。接着，以78.2％的压下率进行冷轧，得到厚度为0.50mm的钢板。其后，以850℃进行30秒钟的连续最终退火，得到了无取向电磁钢板。然后，测定了各无取向电磁钢板的8个晶体取向的强度，算出了板厚中心部的参数R。该结果也示出于表17中。表17中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
[表17-1]
Figure BDA0002585425740000331
[表17-2]
Figure BDA0002585425740000341
然后，测定了各无取向电磁钢板的磁特性。将该结果示出于表18中。表18中的下划线表示该数值不在期望的范围内。即，磁通密度B50L的栏的下划线表示低于1.79T，平均值B50L+C的栏的下划线表示低于1.75T，铁损W15/50L的栏的下划线表示高于4.5W/kg，平均值W15/50L+C的栏的下划线表示高于5.0W/kg。
[表18]
Figure BDA0002585425740000342
如表18所示，就采用了柱状晶的比例适当的钢带的试样No.133及No.133’而言，由于板厚中心部的参数R在本发明的范围内，因此得到了良好的磁特性。
就采用了柱状晶的比例过低的钢带的试样No.131、No.132、No.131’及No.132’而言，铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。
(第八试验)
在第八试验中，对具有表19所示的化学组成的钢液通过双辊法使其急速凝固，得到了厚度为2.4mm的钢带。剩余部分为Fe和杂质，表19中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。此时，调整注入温度和从钢液的凝固结束到钢带的卷取为止的平均冷却速度来改变钢带的柱状晶的比例及平均结晶粒径。试样No.143～No.145及No.143’～145’的注入温度比凝固温度高29℃～35℃，从钢液的凝固结束到钢带的卷取为止的平均冷却速度设定为1500～2000℃/分。试样No.141、No.142及No.141’～No.142’的注入温度比凝固温度高20～24℃，从钢液的凝固结束到钢带的卷取为止的平均冷却速度设定为高于3000℃/分。表20中示出柱状晶的比例及平均结晶粒径。接着，以79.2％的压下率进行冷轧，得到厚度为0.50mm的钢板。其后，以880℃进行45秒钟的连续最终退火，得到了无取向电磁钢板。然后，测定了各无取向电磁钢板的8个晶体取向的强度，算出了板厚中心部的参数R。该结果也示出于表20中。表20中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
[表19]
Figure BDA0002585425740000351
[表20]
Figure BDA0002585425740000361
然后，测定了各无取向电磁钢板的磁特性。将该结果示出于表21中。表21中的下划线表示该数值不在期望的范围内。即，磁通密度B50L的栏的下划线表示低于1.79T，平均值B50L+C的栏的下划线表示低于1.75T，铁损W15/50L的栏的下划线表示高于4.5W/kg，平均值W15/50L+C的栏的下划线表示高于5.0W/kg。
[表21]
Figure BDA0002585425740000362
如表21所示，就采用了化学组成、柱状晶的比例及平均结晶粒径适当的钢带的试样No.144及No.144’而言，板厚中心部的参数R在本发明的范围内，因此得到了良好的磁特性。
就采用了平均结晶粒径过低的钢带的试样No.141、No.142、No.141’及No.142’而言，铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。就试样No.143及No.143’而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过低，因而铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。就试样No.145及No.145’而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过高，因此铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。
(第九试验)
在第九试验中，对具有表22所示的化学组成的钢液通过双辊法使其急速凝固，得到了表23所示的厚度的钢带。表22中的空栏表示该元素的含量低于检测极限，剩余部分为Fe及杂质。此时，调整注入温度来改变钢带的柱状晶的比例及平均结晶粒径。注入温度比凝固温度高28℃～37℃。表23中还示出柱状晶的比例及平均结晶粒径。接着，以表23所示的压下率进行冷轧，得到厚度为0.20mm的钢板。其后，以830℃进行40秒钟的连续最终退火，得到无取向电磁钢板。然后，测定了各无取向电磁钢板的8个晶体取向的强度，算出了板厚中心部的参数R。该结果也示出于表23中。表23中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
[表22]
Figure BDA0002585425740000371
[表23]
Figure BDA0002585425740000381
然后，测定了各无取向电磁钢板的磁特性。将该结果示出于表24中。表24中的下划线表示该数值不在期望的范围内。即，磁通密度B50L的栏的下划线表示低于1.79T，平均值B50L+C的栏的下划线表示低于1.75T，铁损W15/50L的栏的下划线表示高于4.5W/kg，平均值W15/50L+C的栏的下划线表示高于5.0W/kg。
[表24]
Figure BDA0002585425740000391
如表24所示，就采用了化学组成、柱状晶的比例及平均结晶粒径适当的钢带、并以适当的下压量进行冷轧的试样No.151～No.154及No.151’～154’而言，由于板厚中心部的参数R在本发明的范围内，因而得到了良好的磁特性。在含有适量的Sn或Cu的试样No.153、No.154、No.153’及No.154’中，得到了特别优异的铁损W15/50L、平均值W15/50L+C、磁通密度B50L及平均值B50L+C。
就使冷轧的压下率过高的试样No.155及No.155’而言，铁损W15/50L及平均值W15/50L+C大，磁通密度B50L及平均值B50L+C低。
(第十试验)
在第十试验中，对以质量％计含有C：0.0014％、Si：0.34％、Al：0.48％、Mn：1.42％、S：0.0017％及Sr：0.0011％、剩余部分由Fe及杂质构成的钢液(对应于表25-1的试样161～164)，以及含有C：0.0015％、Si：0.35％、Al：0.47％、Mn：1.41％、S：0.0007％及Sr：0.0013％、且剩余部分由Fe及杂质构成的钢液(对应于表25-1的试样161’～164’)通过双辊法使其急速凝固，得到了厚度为2.3mm的钢带。此时，使注入温度比凝固温度高32℃，将钢带的柱状晶的比例设定为90％，将平均结晶粒径设定为0.17mm。接着，以78.3％的压下率进行冷轧，得到了厚度为0.50mm的钢板。其后，以920℃进行20秒钟的连续最终退火，得到了无取向电磁钢板。在最终退火中，改变了通板张力及920℃至700℃的冷却速度。表25中示出通板张力及冷却速度。然后，测定了各无取向电磁钢板的晶体取向的强度，算出了板厚中心部的参数R。该结果也示出于表25中。
[表25-1]
Figure BDA0002585425740000401
[表25-2]
Figure BDA0002585425740000402
然后，测定了各无取向电磁钢板的磁特性。将该结果示出于表26中。
[表26]
Figure BDA0002585425740000411
如表26所示，就试样No.161～No.164及No.161’～No.164’而言，由于化学组成在本发明的范围内，板厚中心部的参数R在本发明的范围内，因而得到了良好的磁特性。在将通板张力设定为3MPa以下的试样No.162、No.163、No.162’及No.163’中，弹性应变各向异性低，得到了特别优异的铁损W15/50L、平均值W15/50L+C、磁通密度B50L及平均值B50L+C。在将920℃至700℃的冷却速度设定为1℃/秒以下的试样No.164及No.164’中，弹性应变各向异性更低，得到了更加优异的铁损W15/50L、平均值W15/50L+C、磁通密度B50L及平均值B50L+C。此外，在弹性应变各向异性的测定中，从各无取向电磁钢板中切取各边的长度为55mm、两边与轧制方向平行、两边与垂直于轧制方向的方向(板宽度方向)平行的、平面形状为四边形的试样，测定了因弹性应变的影响而变形后的各边的长度。并且，求得垂直于轧制方向的方向上的长度比轧制方向上的长度大多少。
[工业上的可利用性]
本发明例如可以利用在无取向电磁钢板的制造产业以及无取向电磁钢板的利用产业中。

Claims (10)

1.一种无取向电磁钢板，其特征在于，具有下述所示的化学组成：以质量％计，
C：0.0030％以下；
Si：2.00％以下；
Al：1.00％以下；
Mn：0.10％～2.00％；
S：0.0030％以下；
从由Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及Cd构成的组中选择的一种以上：总计为0.0003％以上、小于0.0015％；
将Si含量的质量％定义为[Si]，将Al含量的质量％定义为[Al]，将Mn含量的质量％定义为[Mn]，以式1表示的参数Q：2.00以下；
Sn：0.00％～0.40％；
Cu：0.00％～1.00％；且
剩余部分：Fe及杂质，
将板厚中心部的{100}晶体取向强度、{310}晶体取向强度、{411}晶体取向强度、{521}晶体取向强度、{111}晶体取向强度、{211}晶体取向强度、{332}晶体取向强度、{221}晶体取向强度分别定义为I100、I310、I411、I521、I111、I211、I332、I221，以式2表示的参数R为0.80以上，
Q＝[Si]+2×[Al]－[Mn] (式1)
R＝(I100+I310+I411+I521)/(I111+I211+I332+I221) (式2)。
2.根据权利要求1所述的无取向电磁钢板，其特征在于，在所述化学组成中，满足
Sn：0.02％～0.40％、或者
Cu：0.10％～1.00％、或者
满足这两者。
3.一种权利要求1或2所述的无取向电磁钢板的制造方法，其特征在于，包括：
钢液的连续铸造工序；
由所述连续铸造工序得到的钢锭的热轧工序；
由所述热轧工序得到的钢带的冷轧工序；以及
由所述冷轧工序得到的冷轧钢板的最终退火工序，
所述钢液具有权利要求1或2所述的化学组成，
所述钢带中，柱状晶的比例以面积分率计为80％以上，且平均结晶粒径为0.10mm以上，
将所述冷轧工序中的压下率设定为90％以下。
4.根据权利要求3所述的无取向电磁钢板的制造方法，其特征在于，
在所述连续铸造工序中，使凝固时的所述钢锭的一表面与另一表面的温度差成为40℃以上。
5.根据权利要求3或4所述的无取向电磁钢板的制造方法，其特征在于，
在所述热轧工序中，将热轧的开始温度设为900℃以下，且将所述钢带的卷取温度设为650℃以下。
6.根据权利要求3～5中任一项所述的无取向电磁钢板的制造方法，其特征在于，
将所述最终退火工序的通板张力设为3MPa以下，将950℃～700℃的冷却速度设为1℃/秒以下。
7.一种权利要求1或2所述的无取向电磁钢板的制造方法，其特征在于，包括：
钢液的急速凝固工序；
由所述急速凝固工序得到的钢带的冷轧工序；以及
由所述冷轧工序得到的冷轧钢板的最终退火工序，
所述钢液具有权利要求1或2所述的化学组成，
所述钢带中，柱状晶的比例以面积分率计为80％以上，且平均结晶粒径为0.10mm以上，
将所述冷轧工序的压下率设为90％以下。
8.根据权利要求7所述的无取向电磁钢板的制造方法，其特征在于，
在所述急速凝固工序中，利用移动更新的冷却体使所述钢液凝固，
将被注入所述移动更新的冷却体中的所述钢液的温度设定为比所述钢液的凝固温度高25℃以上。
9.根据权利要求7或8所述的无取向电磁钢板的制造方法，其特征在于，
在所述急速凝固工序中，利用移动更新的冷却体使所述钢液凝固，
将从所述钢液的凝固结束至所述钢带的卷取为止的平均冷却速度设定为1000～3000℃/分。
10.根据权利要求7～9中任一项所述的无取向电磁钢板的制造方法，其特征在于，
将所述最终退火工序的通板张力设为3MPa以下，将950℃～700℃的冷却速度设为1℃/秒以下。
CN201980008576.3A 2018-02-16 2019-02-15 无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法 Active CN111601909B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018026103 2018-02-16
JP2018-026103 2018-02-16
PCT/JP2019/005668 WO2019160108A1 (ja) 2018-02-16 2019-02-15 無方向性電磁鋼板、及び無方向性電磁鋼板の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111601909A true CN111601909A (zh) 2020-08-28
CN111601909B CN111601909B (zh) 2022-05-13

Family

ID=67619453

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201980008576.3A Active CN111601909B (zh) 2018-02-16 2019-02-15 无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11566303B2 (zh)
EP (1) EP3754041A4 (zh)
JP (1) JP6860094B2 (zh)
KR (1) KR102448800B1 (zh)
CN (1) CN111601909B (zh)
TW (1) TWI681064B (zh)
WO (1) WO2019160108A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114713780A (zh) * 2022-03-31 2022-07-08 江苏沙钢集团有限公司 一种提高硅钢钢水在薄带连铸工艺下凝固成带稳定性的方法
CN114752861A (zh) * 2022-04-29 2022-07-15 鞍钢股份有限公司 一种低屈强比电工纯铁热轧板及其制造方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102448799B1 (ko) * 2018-02-16 2022-09-29 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판, 및 무방향성 전자 강판의 제조 방법
JP7010358B2 (ja) * 2018-02-16 2022-01-26 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板、及び無方向性電磁鋼板の製造方法
JP7269527B2 (ja) * 2021-03-19 2023-05-09 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10183309A (ja) * 1996-12-20 1998-07-14 Kawasaki Steel Corp 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2005298876A (ja) * 2004-04-08 2005-10-27 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法
WO2008050597A1 (fr) * 2006-10-23 2008-05-02 Nippon Steel Corporation Procédé de fabrication de tôle magnétique non orientée présentant d'excellentes propriétés magnétiques
EP2985360A1 (en) * 2013-04-09 2016-02-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-oriented magnetic steel sheet and method for producing same
EP3243921A1 (en) * 2015-01-07 2017-11-15 JFE Steel Corporation Non-oriented electromagnetic steel sheet and method for producing same

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0717951B2 (ja) 1988-11-12 1995-03-01 新日本製鐵株式会社 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2509018B2 (ja) 1991-07-25 1996-06-19 新日本製鐵株式会社 磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH0657332A (ja) 1992-08-12 1994-03-01 Nippon Steel Corp 磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2002241905A (ja) 2000-12-11 2002-08-28 Nippon Steel Corp 磁気特性と打ち抜き加工性に優れた無方向性電磁鋼板
JP4319889B2 (ja) 2002-12-06 2009-08-26 新日本製鐵株式会社 全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP4358550B2 (ja) 2003-05-07 2009-11-04 新日本製鐵株式会社 圧延方向とその板面内垂直方向磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
US7270787B2 (en) 2003-07-31 2007-09-18 Thermo Fisher Scientific (Asheville) Llc Centrifuge sample jar and closure
JP5256916B2 (ja) 2008-01-30 2013-08-07 新日鐵住金株式会社 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法
JP5388506B2 (ja) * 2008-08-19 2014-01-15 新日鐵住金株式会社 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2011140683A (ja) 2010-01-06 2011-07-21 Nippon Steel Corp 磁気特性と打ち抜き加工性に優れた無方向性電磁鋼板
EP2883975B1 (en) 2012-08-08 2019-09-18 JFE Steel Corporation High-strength non-oriented electricomagnetic steel sheet and method for producing same
WO2016148010A1 (ja) 2015-03-17 2016-09-22 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN108474070B (zh) 2015-12-28 2021-01-12 杰富意钢铁株式会社 无取向性电磁钢板和无取向性电磁钢板的制造方法
CN106160417B (zh) 2016-08-11 2018-11-13 惠州三华工业有限公司 一种宽范围正负可调高压直流电源及其控制方法
KR102338642B1 (ko) * 2017-06-02 2021-12-13 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판
KR102448799B1 (ko) * 2018-02-16 2022-09-29 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판, 및 무방향성 전자 강판의 제조 방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10183309A (ja) * 1996-12-20 1998-07-14 Kawasaki Steel Corp 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2005298876A (ja) * 2004-04-08 2005-10-27 Nippon Steel Corp 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法
WO2008050597A1 (fr) * 2006-10-23 2008-05-02 Nippon Steel Corporation Procédé de fabrication de tôle magnétique non orientée présentant d'excellentes propriétés magnétiques
EP2078572A1 (en) * 2006-10-23 2009-07-15 Nippon Steel Corporation Method for manufacturing non-oriented electrical sheet having excellent magnetic properties
EP2985360A1 (en) * 2013-04-09 2016-02-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-oriented magnetic steel sheet and method for producing same
EP3243921A1 (en) * 2015-01-07 2017-11-15 JFE Steel Corporation Non-oriented electromagnetic steel sheet and method for producing same

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114713780A (zh) * 2022-03-31 2022-07-08 江苏沙钢集团有限公司 一种提高硅钢钢水在薄带连铸工艺下凝固成带稳定性的方法
CN114713780B (zh) * 2022-03-31 2024-03-22 江苏沙钢集团有限公司 一种提高硅钢钢水在薄带连铸工艺下凝固成带稳定性的方法
CN114752861A (zh) * 2022-04-29 2022-07-15 鞍钢股份有限公司 一种低屈强比电工纯铁热轧板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP6860094B2 (ja) 2021-04-14
KR102448800B1 (ko) 2022-09-29
EP3754041A4 (en) 2021-07-07
CN111601909B (zh) 2022-05-13
WO2019160108A1 (ja) 2019-08-22
JPWO2019160108A1 (ja) 2020-12-03
TW201934775A (zh) 2019-09-01
TWI681064B (zh) 2020-01-01
US20210062286A1 (en) 2021-03-04
US11566303B2 (en) 2023-01-31
BR112020013279A2 (pt) 2020-12-01
EP3754041A1 (en) 2020-12-23
KR20200088463A (ko) 2020-07-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111601907B (zh) 无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法
CN111601909B (zh) 无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法
CN111615564B (zh) 无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法
CN110573640B (zh) 无方向性电磁钢板
CN110612358B (zh) 无方向性电磁钢板
CN110573639B (zh) 无方向性电磁钢板
JP7127308B2 (ja) 無方向性電磁鋼板
JP2021080501A (ja) 無方向性電磁鋼板
TWI753650B (zh) 無方向性電磁鋼板之製造方法
CN116981792A (zh) 无取向性电磁钢板及其制造方法
CN116981790A (zh) 无取向性电磁钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant