CN113366125A - 方向性电磁钢板和使用该方向性电磁钢板的铁芯 - Google Patents

方向性电磁钢板和使用该方向性电磁钢板的铁芯 Download PDF

Info

Publication number
CN113366125A
CN113366125A CN202080011581.2A CN202080011581A CN113366125A CN 113366125 A CN113366125 A CN 113366125A CN 202080011581 A CN202080011581 A CN 202080011581A CN 113366125 A CN113366125 A CN 113366125A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
grain
grains
less
secondary recrystallized
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
CN202080011581.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113366125B (zh
Inventor
今村猛
渡边诚
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.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE 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
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN113366125A publication Critical patent/CN113366125A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113366125B publication Critical patent/CN113366125B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • 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
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1255—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
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
    • C21D3/02—Extraction of non-metals
    • C21D3/04—Decarburising

Landscapes

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

Abstract

本发明的目的在于提供一种无需使用磁畴细化处理就能使铁损特性优异的方向性电磁钢板、以及使用该方向性电磁钢板制作的铁芯。上述钢板具有如下的成分组成和钢组织：所述成分组成以质量％计，含有Si：1.5～8.0％和Mn：0.02～1.0％，且含有选自Sn：0.010～0.400％、Sb：0.010～0.400％、Mo：0.010～0.200％和P：0.010～0.200％中的至少一种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；而且，所述钢组织中，以粒径计，晶粒由5.0mm以上的粗大的二次再结晶晶粒、大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒以及2.0mm以下的微细晶粒构成，对于上述粗大的二次再结晶晶粒中在板厚方向上贯通的晶粒，其在钢板表面侧和背面侧分别露出的面积中这些投影面一致的区域相对于该粗大的二次再结晶晶粒露出的各面积的面积率为95％以上，且以0.2～5个/cm2的频率包含上述粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒。

Description

方向性电磁钢板和使用该方向性电磁钢板的铁芯
技术领域
本发明涉及适合作为变压器的铁芯材料的方向性电磁钢板。
背景技术
方向性电磁钢板是用作变压器的铁芯材料的软磁性材料，具有作为铁的易磁化轴的<001>取向在钢板的轧制方向上高度聚集的晶体组织。这样的织构可以通过被称为二次再结晶的现象而形成，二次再结晶现象是指在方向性电磁钢板的制造工序中，在纯化退火时，使被称为所谓的高斯(Goss)取向的{110}<001>取向的晶粒优先巨大生长。
对于该形成方法，使用被称为抑制剂的析出物在纯化退火中使具有Goss取向的晶粒进行二次再结晶一直作为通常的技术被利用。例如，公开了专利文献1记载的使用AlN、MnS的方法，专利文献2记载的使用MnS、MnSe的方法，在工业上都已实用化。
使用这些抑制剂的方法对于稳定地使二次再结晶晶粒发展是有用的方法，但为了使抑制剂在钢中微细分散，需要在1300℃以上的高温进行板坯加热，使抑制剂成分固溶一次。
另一方面，在专利文献3等中公开了在不含抑制剂成分的材料中使高斯取向晶粒通过二次再结晶而发展。该技术通过尽量排除抑制剂成分这样的杂质，从而使一次再结晶时的晶界具有的晶界能量的晶界取向差角依赖性显现，即使不使用抑制剂也能使具有Goss取向的晶粒进行二次再结晶，也将该技术的效果称为纹理抑制效果。该方法中，抑制剂不需要在钢中微细分散，因此也不需要以前必需的高温板坯加热等，无论是在成本方面还是维护方面都提供了巨大的优势。
如上所述，方向性电磁钢板主要是用作变压器的铁芯，因此要求磁化特性优异，特别是铁损低。
因此，重要的是使钢板中的二次再结晶晶粒在{110}<001>取向(即高斯取向)上高度聚集、或减少产品钢板中的杂质。此外，开发了磁畴细化技术，即，用物理的手法对钢板的表面导入不均匀性、细化磁畴的宽度，降低铁损的技术。
例如，在专利文献4中提出了对最终产品板照射激光，向钢板表层导入高位错密度区域，使磁畴宽度变窄，从而减少钢板的铁损的技术。
另外，在专利文献5中提出了通过照射电子束来控制磁畴宽度的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特公昭40-15644号公报
专利文献2：日本特公昭51-13469号公报
专利文献3：日本特开2000-129356号公报
专利文献4：日本特公昭57-2252号公报
专利文献5：日本特公平6-72266号公报
专利文献6：日本特公昭62-56923号公报
专利文献7：日本特开平10-17931号公报
专利文献8：日本特许第4106815号公报
发明内容
上述的磁畴细化技术常常被用于铁损降低效果极高、铁损低的最高级别的产品的方向性电磁钢板。但是，与不使用磁畴细化技术的方向性电磁钢板的制造工序相比，装置导入成本、运行成本会增大，因此，从削减成本的观点出发，需求不使用这些技术的铁损降低方法。
本发明正是应对上述要求，目的在于提供一种不使用磁畴细化技术就可以降低铁损的方向性电磁钢板。
于是，发明人等为了实现上述目的进行了深入研究，结果发现通过在最终产品板中以一定比例产生细的晶粒，从而即使不使用磁畴细化处理，也可以得到铁损特性优异的方向性电磁钢板。
以下，对用于阐明本发明的实验结果进行具体说明。
＜实验1＞
通过连续铸造来制造钢坯A和钢坯B，实施在1200℃均热30分钟的板坯加热后，通过热轧制成2.2mm的厚度，其中，以质量％计，钢板坯A含有C：0.030％、Si：3.33％、Mn：0.15％、Al：0.0026％、N：0.0025％、S：0.0014％和Sb：0.08％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；钢板坯B含有C：0.031％、Si：3.27％、Mn：0.15％、Al：0.0020％、N：0.0021％和S：0.0013％，不含Sb，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。接下来，在干燥氮气氛下实施1080℃、30秒的热轧板退火，之后，通过冷轧制成0.23mm的板厚。进而，在干燥氮气氛下将升温速度在20℃/s～1500℃/s进行各种变更，加热至700℃，不进行均热，直接以平均100℃/s冷却至室温。接下来，在50％H2-50％N2、露点50℃的湿润气氛下，在850℃实施150秒的兼作脱碳退火的一次再结晶退火。进而，涂布以MgO为主体的退火分离剂，进行氢气氛下在1250℃保持10小时的兼作纯化退火的二次再结晶退火。
按照JIS C 2550-1:2011记载的方法，测定从这样得到的产品板切下的样品的铁损W17/50(在50Hz励磁至1.7T时的铁损)。另外，将样品浸渍在80℃的10％盐酸水溶液中180秒，除去表面和背面的被膜，制成能确认二次再结晶晶粒的状态，通过图像解析求出二次再结晶晶粒的粒径分布。为了得到该粒径分布而调査的样品的面积为336cm2(相当于4张爱泼斯坦样品)。
基于得到的数据，对铁损与粒径大于2.0mm且小于5.0mm的晶粒的个数(每1cm2)的关系进行调査，将结果示于图1。
根据图1，可明确2点。
第1点，在含有Sb的钢坯A中，在粒径大于2.0mm且小于5.0mm的晶粒的个数为0.2～5个/cm2时，铁损良好。
第2点，在不含Sb的钢坯B中，粒径大于2.0mm且小于5.0mm的晶粒的个数非常少，小于0.2个/cm2，并且也不能期望铁损的降低。
这里，在实验1中得到的产品板的基体铁成分为：以质量％计，来自板坯A的部分为Si：3.33％、Mn：0.15％、Sb：0.08％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；来自板坯B的部分为Si：3.27％、Mn：0.15％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。即，产品板中，由于脱碳、纯化而使C、Al、N、S基本不存在，但其他成分的含量与板坯中的含量相同。
此外，通过EBSD(电子束背散射衍射)法详细地调査了实验1中得到的产品板中的粒径大于2.0mm且小于5.0mm的晶粒(以下也称为“细晶粒”)的晶体取向，结果明确了其是与晶粒直径为5.0mm以上的粗大的二次再结晶晶粒的主取向、即Goss取向有很大不同的取向。本实验中，细晶粒的取向与Goss取向之间的方位差角平均值为25°左右。
这样，在产品板的成分中含有Sb且粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒的个数为0.2～5个/cm2时，铁损良好，其机理尚不明确，但发明人等考虑如下。
原本，方向性电磁钢板的铁损的大小受二次再结晶晶粒内的磁畴结构的影响很大。方向性电磁钢板的二次再结晶晶粒基本上是由被称为180°磁畴的与轧制方向基本平行的磁畴构成。然后，该磁畴的宽度大幅影响铁损特性，宽度越窄，越能够降低铁损。例如，存在对钢板赋予机械性线状槽的磁畴细化处理法。该方法是利用了如下磁特性：如果形成槽，则槽的截面的静磁能增大，因此试图通过缩小磁畴宽度来消除其能量的增大。
如上所述，上述细晶粒在与粗大的二次再结晶晶粒之间具有大的方位差角，因此有时在上述细晶粒与粗大的二次再结晶晶粒的晶界磁畴会变得不连续。该情况下，可能会产生磁极，静磁能增大，基于与上述相同的理由，推测磁畴被细分化了。认为这是由上述细晶粒引起的铁损降低的机理。
根据该机理，铁损的降低作用可能也是由于上述细晶粒与粗大的二次再结晶晶粒之间的方位差角较大。即，期待随着该方位差角的平均值偏离被判断为方位差小的低倾角(方位差角小于15°)的范围，铁损降低效果增大。因此，粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒的晶体取向与高斯取向之间的方位差角的平均值优选为15°以上，更优选为20°以上，进一步优选为25°以上。
接下来，关于粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒在钢坯A中大量产生而在钢板坯B基本不产生的理由，如下考虑。
钢坯A含有Sb，它作为偏析元素而被熟知。推测该Sb在二次再结晶初期的阶段会向一次再结晶晶粒的晶界偏析，抑制晶界移动，从而抑制一次再结晶晶粒生长到二次再结晶晶粒，其结果是产生了细晶粒。另一方面推测钢板坯B中，钢中不含有Sb这样的偏析元素，因此，在二次再结晶初期不抑制晶界移动，不产生细晶粒，而是仅产生了粗大的二次再结晶晶粒。
作为利用微细晶粒的低铁损化技术，例如有专利文献6、专利文献7中公开的方法。但是，这些文献只是公开了粒径2mm以下的微细晶粒具有磁畴细化效果和控制该微细晶粒的方法，并没有提及粒径大于2mm的细晶粒。
因此，推测这些文献公开的低铁损化技术与本发明的技术在技术思想上有本质区别，利用的晶粒的粒径及其控制方法也不同。
上述实验1中，与一般的方向性电磁钢板的制造方法不同，在冷轧后、脱碳退火前，追加了如下工序：在干燥氮气氛下，实验性地对升温速度进行各种变更而加热至700℃，不进行均热而直接以平均100℃/s冷却至室温。认为该工序有助于二次再结晶时产生细晶粒。
＜实验2＞
对实验1中使用的钢坯A实施在1200℃均热60分钟的板坯加热，之后，通过热轧制成2.4mm的厚度。之后，在干燥氮气氛下实施1000℃、30秒的热轧板退火，之后，通过冷轧制成0.23mm的板厚。接下来，在干燥氮气氛下以升温速度750℃/s加热至700℃，不进行均热，直接以平均70℃/s冷却至室温。接下来，在55％H2-45％N2、露点55℃的湿润气氛下，在850℃实施120秒的兼作脱碳的一次再结晶退火。进而，涂布以MgO为主体的退火分离剂，进行氢气氛下在1100℃～1300℃的各种温度保持的兼作纯化的二次再结晶退火。此时，到保持温度为止的升温速度设为平均20℃/h。
按照JIS C 2550-1:2011记载的方法，测定从这样得到的产品板切下的样品的铁损W17/50(在50Hz励磁至1.7T时的铁损)。另外，将样品浸渍在80℃的10％盐酸水溶液中180秒，除去表面和背面的被膜，使二次再结晶晶粒露出。对在粒径为5mm以上的粗大的二次再结晶晶粒中在板厚方向上贯通的晶粒，对二次再结晶退火时的保持温度不同的各样品，算出其在钢板表面侧和背面侧分别露出的面积中这些投影面一致的区域相对于该粗大的二次再结晶晶粒露出的各面积的面积率。
在图2中示意性地示出该面积率的计算方法，并进行具体说明。
方向性电磁钢板的产品板的板厚通常为0.2～0.5mm左右，将粒径比板厚更大的晶粒基本上视为在板厚方向上贯通。即，在本发明的方向性电磁钢板中，在除去了被膜的钢板的表面和背面能观察到的粒径5mm以上的粗大的二次再结晶晶粒全部都可以看作“在板厚方向上贯通的晶粒”。
某1个粗大的二次再结晶晶粒的“在钢板表面侧露出的面积”是指在钢板的表面侧观察该晶粒的情况下，该二次再结晶晶粒露出而在钢板上所占据的二维(即平面)面积，更具体而言，是指在钢板表面上观察到的被晶界围住的部分的面积。图2中，将该面积或其投影面(该面积的正交投影)以实线图形表示。
该二次再结晶晶粒的“在背面侧露出的面积”与表面侧同样，是指在钢板的背面侧观察该晶粒的情况下观察到的被晶界围住的部分的面积。图2中，将该面积或其投影面(该面积的正交投影)以虚线图形表示。
“这些投影面一致的区域”是指，将作为对象的二次再结晶晶粒在钢板表面侧露出的面积和在钢板背面侧露出的面积作为正交投影分别投影与板面(轧制面)平行的一个平面上的情况下，这些正交投影重合(一致)的部分。图2中，将该区域以阴影部分表示。
因此，“其在钢板表面侧和背面侧分别露出的面积中这些投影面一致的区域相对于该粗大的二次再结晶晶粒露出的各面积的面积率”是指该二次晶粒在钢板表面侧露出的面积和在钢板背面侧露出的面积在钢板的轧制垂直方向(板厚方向)上重合的面积率。该面积率以图2所示的数学式算出。该面积率越接近100％，意味着二次再结晶晶粒的晶界相对于钢板轧制面越接近垂直。
二次再结晶退火温度越高，该面积率越显示高值。为了得到该面积率而调査的样品整体的面积为336cm2(相当于4张爱泼斯坦样品)。对该面积率与铁损的关系进行调查的结果示于图3。
根据图3可清楚地知道上述面积率越高，铁损越低越良好。
这样，对于产品板的粗大的二次再结晶晶粒中在板厚方向上贯通的晶粒，在钢板表面侧和背面侧分别露出的面积中这些投影面一致的区域相对于该粗大的二次再结晶晶粒露出的各面积的面积率越高，铁损越良好，其机理尚不明确，但发明人等考虑如下。
专利文献8中有涉及方向性电磁钢板的产品板的冲裁加工性的记载，指出通过使二次再结晶的晶界相对于板面接近垂直方向，从而剪切晶界的机会减少，可以改善冲裁加工性。在该情况下，通过延长二次再结晶退火的保持时间而使晶界垂直，但推测如本实验2那样，使二次再结晶退火的保持温度高温化，也会产生同样的现象。即，推测通过使保持温度高温化而使晶界相对于板面(轧制面)垂直，上述面积率增大，铁损提高。根据该推测，认为晶界越接近垂直，铁损越低。该理由尚不确定，但推测越是垂直的晶界，晶粒内的磁畴的湍流就越少，在以钢板为例时磁壁的移动越平滑，铁损降低。
上述实验2中，铁损良好的上述面积率为95％以上，为了实现这样的面积率，有效的是将二次再结晶退火的保持温度设为1260℃以上这样的极高温。
这样，本发明中，为了降低铁损，需要产生一定数量以上的粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒。该细晶粒的产生是首次采用如下的与现有技术不同的方法而实现的技术，即，除了利用偏析元素，还要根据需要，追加在冷轧后且脱碳退火前、以快速的升温速度加热至700℃、不进行均热而直接骤冷的工序，或使二次再结晶退火的退火温度为极高温度等。
但是，本发明中，重要的是在产品板的钢组织中产生细晶粒，其手段并无规定。在一个例子中，如果大量地含有偏析元素，那么即使不采用在冷轧后且脱碳退火前、以快速的升温速度加热至700℃、不进行均热而直接急冷的工序，也有细晶粒增加，得到在本发明范围内的产品板的情况。
另外，本发明的目的之一在于减少由磁畴细化处理而导致的成本增加，因此，不对产品板实施磁畴细化处理。
本发明立足于上述见解而完成。
即，本发明的主旨构成为如下。
1.一种方向性电磁钢板，其特征在于，未对钢板实施磁畴细化处理，具有如下的成分组成和组织：所述成分组成以质量％计含有Si：1.5～8.0％和Mn：0.02～1.0％，且含有选自Sn：0.010～0.400％、Sb：0.010～0.400％、Mo：0.010～0.200％和P：0.010～0.200％中的至少一种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
所述组织中，以粒径计，晶粒由5.0mm以上的粗大的二次再结晶晶粒、大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒以及2.0mm以下的微细晶粒构成，对于该粗大的二次再结晶晶粒中在板厚方向上贯通的晶粒，其在钢板表面侧和背面侧分别露出的面积中这些投影面一致的区域相对于该粗大的二次再结晶晶粒露出的各面积的面积率为95％以上，并且以0.2～5个/cm2的频率包含该粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒。
2.根据上述1所述的方向性电磁钢板，其特征在于，上述粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒的晶体取向与高斯取向之间的方位差角的平均值为15°以上。
3.根据上述1或2所述的方向性电磁钢板，其特征在于，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自Cr：0.01～0.50％,Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％、Bi：0.005～0.50％和Nb：0.001～0.01％中的一种或两种以上。
4.一种绕线铁芯，是使用上述1～3中任一项所述的方向性电磁钢板制作的。
根据本发明，通过使最终产品板以一定比例产生具有特定的粒径的细晶粒，能够得到即使不使用磁畴细化处理，铁损特性也优异的方向性电磁钢板。
另外，根据本发明，通过进一步含有偏析元素，并且优化二次再结晶退火的升温速度和保持时间，能够兼得高频铁损的降低和冲裁加工性的提高。
附图说明
图1是表示产品板的细晶粒的数量和产品板铁损的关系的图。
图2是对投影面一致的区域的面积率进行说明的图。
图3是表示投影面一致的区域的面积率与产品板铁损的关系的图。
具体实施方式
接下来，对本发明进行具体说明。首先，对本发明中将成分组成限定在上述范围的理由进行叙述。应予说明，以下，涉及成分的“％”或“ppm”的表示是指“质量％”或“质量ppm”。
Si：1.5～8.0％
Si是为了提高钢的电阻率、改善铁损所必需的元素，如果小于1.5％，则其添加效果差，另一方面，如果大于8.0％，则钢的加工性会劣化，轧制变得困难，因此，将Si量限定在1.5～8.0％。优选为2.5～4.5％。
Mn：0.02～1.0％
Mn是提高热轧加工性所需的元素，如果小于0.02％，则其添加效果差，另一方面，如果大于1.0％，则产品板的磁通密度会降低，因此，将Mn量设为0.02～1.0％。优选为0.04～0.20％。
如上所述，为了使钢板中以一定比例存在抑制晶界移动的细晶粒，需要分别以Sn：0.010～0.400％、Sb：0.010～0.400％、Mo：0.010～0.200％、P：0.010～0.200％的范围含有作为偏析元素的Sn、Sb、Mo和P中的至少一种。对于各元素而言，如果含量少，则细晶粒的出现频率降低，没有铁损降低效果，如果量多，则钢会脆化，在制造中途产生断裂等损害生产率的风险会升高。优选为Sn：0.020～0.100％、Sb：0.020～0.100％、Mo：0.020～0.070％、P：0.012～0.100％。
以上对本发明的基本成分进行了说明，但本发明中，还可以另外适当地含有以下所述的元素。
即，基于提高磁特性的目的，可以单独添加选自Cr：0.01～0.50％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％、Bi：0.005～0.50％、Nb：0.001～0.01％中的一种，或复合添加。在各自添加量低于下限量的情况下，没有磁特性提高效果，另一方面，如果大于上限量，则会抑制二次再结晶晶粒的发展，使磁特性劣化。
上述各元素以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可举出能通过纯化、脱碳而大幅减少的C、Al、N、S、Se等。这些不可避免的杂质水平没有特别限定，优选：C小于30ppm，N小于20ppm，Al、S和Se分别小于10ppm。
另外，基于上述理由，产品板的晶粒必须满足：以粒径计，晶粒由5.0mm以上的粗大的二次再结晶晶粒、大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒以及2.0mm以下的微细晶粒构成，对于该粗大的二次再结晶晶粒中在板厚方向上贯通的晶粒，其在钢板表面侧和背面侧分别露出的面积中这些投影面一致的区域相对于上述粗大的二次再结晶晶粒露出的各面积的面积率为95％以上，并且以0.2～5个/cm2的频率包含该粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒。晶粒的粒径计算方法是通过图像解析提取晶界，通过椭圆近似法进行椭圆近似，将其长径与短径的平均值作为各晶粒的粒径。
接下来，对本发明的方向性电磁钢板的制造方法进行叙述。
本发明的方向性电磁钢板的制造方法可以利用一般的制造电磁钢板的方法。即，可以将进行了规定的成分调整的钢水利用通常的铸锭法或连续铸造法制造板坯，也可以利用直接铸造法制造100mm以下的厚度的薄铸片。上述优选添加的成分(Si、Mn、偏析元素、任意成分元素)难以在中途工序添加，因此优选在钢水阶段添加。这样制造的板坯中的Si、Mn、偏析元素和任意成分元素的各含量在产品板的成分组成也可以保持。
应予说明，板坯中的不可避免的杂质C、Al、N、S、Se等各自的含量没有特别限定，为了在产品板中实现上述不可避免的杂质水平，例如优选设为C：0.10％以下、Al：500ppm以下、N：100ppm以下、S和Se：分别200ppm以下。
在热轧前，以通常的方法对上述板坯进行加热。在抑制剂成分少的成分体系的板坯中，不需要用于使抑制剂固溶的高温退火，因此，为了降低成本，优选将板坯加热温度设为小于1300℃的低温，更优选为1250℃以下。另外，在抑制剂成分多的成分体系的板坯中，抑制剂会固溶，因此，优选板坯加热温度为1300℃以上。
接下来，将加热至板坯加热温度的钢板坯进行热轧，制成热轧钢板。上述热轧的条件没有特别限定，可以以任意的条件进行。
接下来，根据需要对上述热轧钢板实施热轧板退火。热轧板退火温度优选950～1150℃左右。这是因为如果为该范围以下，则未再结晶部分残留，另外，如果为该范围以上，则退火后的粒径过于粗大，因此，其后的一次再结晶织构不合适。优选为1000℃～1100℃。
热轧后或热轧板退火后的钢板通过1次冷轧或夹着中间退火的2次以上的冷轧而制成最终板厚的冷轧板。上述中间退火的退火温度优选设为900～1200℃的范围。这是因为如果小于900℃，则中间退火后的再结晶晶粒会变细，进而，一次再晶体组织中的Goss核减少，产品板的磁特性降低。另一方面，如果大于1200℃，则与热轧板退火同样，晶粒过于粗大，难以得到整粒的一次再晶体组织。
其后，对制成最终板厚的冷轧板实施脱碳退火和一次再结晶退火。一次再结晶退火兼作脱碳退火的情况下，从使脱碳反应迅速进行的观点出发，退火温度优选为800～900℃的范围，退火气氛优选为湿润气氛。另外，也可以分开进行一次再结晶退火和脱碳退火。
在上述实验1和2中，通过在冷轧后且脱碳退火前，以快速的升温速度加热至700℃后，不进行均热而直接骤冷，再次加热实施脱碳退火的方法，得到上述的产品板。本发明中，优选经历一次这样的以快速的升温速度加热至700℃，不进行均热而直接以快速的冷却速度冷却至室温附近的工序后进行脱碳退火。这是因为通过产生一定数量以上的粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒，从而有效地降低产品板的铁损。
从确保该细晶粒的产生的观点出发，该工序中，升温速度优选为100～3000℃/s的范围，冷却速度优选为5～200℃/s的范围。
在进行了脱碳退火和一次再结晶退火的钢板上涂布以MgO为主体的退火分离剂，然后实施兼作纯化退火的二次再结晶退火，从而可以发展二次再晶体组织并形成镁橄榄石被膜。为了表现二次再结晶，优选在800℃以上进行二次再结晶退火。另外，本发明中，为了使粗大的二次再结晶晶粒的晶界与板面垂直，以及，为了使在板厚方向上贯通的二次再结晶晶粒分别在钢板表面侧和背面侧露出的面积中这些投影面一致的区域相对于该粗大的二次再结晶晶粒露出的各面积的面积率增大至95％以上，优选使保持温度为1250℃以上。进一步优选为1260℃以上。本发明中，制造方法没有限定，但优选在这样的比通常高的保持温度下，进行兼作纯化退火的二次再结晶退火。
在纯化退火后，为了除去附着于钢板表面和背面的未反应的退火分离剂，进行水洗、刷洗、酸洗是有用的。其后，为了降低铁损，进行平坦化退火来矫正形状是有效的。
将钢板层叠使用的情况下，为了改善铁损，在平坦化退火前或后对钢板表面和背面涂上绝缘涂层是有效的。为了降低铁损，优选能对钢板赋予张力的涂层。如果采用通过介由粘结剂的张力涂层涂布方法、物理蒸镀法、化学蒸镀法在钢板表层蒸镀无机物而形成涂层的方法，则涂层密合性优异、并且铁损降低效果显著，因而优选。
本发明的方向性电磁钢板可以通过上述制造方法适当地得到，但只要具备本发明规定的特征，就不限于通过上述制造方法得到。
另外，本发明的方向性电磁钢板的特征在于，未对钢板实施磁畴细化处理。在此，“未对钢板实施磁畴细化处理”是指未对钢板的表面实施以物理的手法导入不均匀性(应变)而使磁畴的宽度细化的处理。作为这样的处理，具体而言，可举出形成线状、点状的槽之类的耐热型的应变导入，利用激光束、电子束、等离子火焰、紫外线等的照射的非耐热型的应变导入等，但不限于这些。
而且，本发明的方向性电磁钢板由于未实施磁畴细化处理，因此，在制造绕线铁芯时不通过去应变退火来除去非耐热型的应变，也能够避免由耐热型的磁畴细化导致的磁通密度的降低。因此，作为经过去应变退火而制造的绕线铁芯的材料是有用的。
实施例
在实施例1和2中，制造发明例和比较例的方向性电磁钢板，按下述的测定方法研究特性值。
以下，对各测定方法进行具体说明。
[投影面一致的区域的面积率]
将从产品板切取的整体面积336cm2(相当于4张爱泼斯坦样品)的样品浸渍在80℃的10％盐酸水溶液中180秒，除去表面和背面的被膜，使二次再结晶晶粒露出。
用扫描仪以300dpi的画质捕获二次再结晶晶粒露出的样品的图像，用图像解析软件(Adobe公司制“Photoshop CS6”)检测晶界，制作仅晶界的图像。该图像制作对样品的表背两面进行。表面侧的图像和背面侧的图像可以通过改变颜色来识别(例如表面侧为红色，背面侧为蓝色)，仅将背面侧的图像左右或上下翻转，形成镜像后，使双方的图像重合。如此，将表面侧的晶界的正交投影和背面侧的晶界的正交投影映射在与板面(轧制面)平行的一个平面上。对于样品所包含的所有粒径5.0mm以上的二次再结晶晶粒，将表面侧的被晶界围住的部分和背面侧的被晶界围住的部分像图2那样在同一平面上重合(一致)的部分确定为“投影面一致的区域”，算出其面积(cm2)。将该面积除以该二次再结晶晶粒的表面侧的面积和背面侧的被晶界围住的部分的面积的平均值，算出投影面一致的区域的面积率(％)。
[粒径分布和细晶粒的析出频率]
根据如上述那样使用图像解析软件取得的仅晶界的图像计算各晶粒的面积，将其作为圆当量直径来计算粒径，由此求出粒径5.0mm以上的粗大的二次再结晶晶粒、粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒、粒径2.0mm以下的微细晶粒的比例。
基于由上述方法计算的粒径，对每1cm2中存在的粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒的个数进行计数。
[细晶粒方向与高斯取向之间的方位差角的测定]
将二次再结晶晶粒露出的样品剪断为20mm见方，测定得到的20mm见方的样品片中存在的所有粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒的晶体取向。晶体取向使用SEM附带的ElectronBack-ScatteringPattern(EBSP)装置，根据电子束背散射衍射像测定。通过计算求出测定的晶体取向与高斯取向之间的方位差角的平均值。
(实施例1)
通过连续铸造来制造钢坯，实施在1300℃均热45分钟的板坯加热后，通过热轧制成2.6mm的厚度，上述钢坯含有C：0.015％、Si：3.72％、Mn：0.05％、Al：0.020％、N：0.0070％和Sn：0.15％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。之后，在干燥氮气氛下实施950℃、60秒的热轧板退火，之后，通过冷轧制成0.23mm的板厚。接下来，在干燥氮气氛下以表1所示的升温速度加热至700℃，不进行均热，直接以平均80℃/s的冷却速度冷却至室温。接下来，在60％H2-40％N2、露点60℃的湿润气氛下，实施850℃、90秒的兼作脱碳的一次再结晶退火。进而，涂布以MgO为主体的退火分离剂，在氢气氛下，进行在表1所示温度保持10小时的兼作纯化退火的二次再结晶退火。
按JIS C 2550-1:2011记载的方法，测定从这样得到的产品板切下的样品的铁损W17/50(在50Hz励磁至1.7T时的铁损)。另外，将得到的样品浸渍在80℃的10％盐酸水溶液中180秒，除去表面和背面的被膜，制成能确认二次再结晶晶粒的状态，通过图像解析，得到二次再结晶晶粒的粒径分布。进而，对于在粒径为5mm以上的粗大的二次再结晶晶粒中在板厚方向上贯通的晶粒，在各条件下算出其在钢板表面侧和背面侧分别露出的面积中这些投影面一致的区域相对于该粗大的二次再结晶晶粒露出的各面积的面积率。为了得到这些粒径分布和面积率而调査的样品的面积为336cm2(相当于4张爱泼斯坦(Epstein)样品)。另外，使用该除去表面和背面的被膜的样品，对产品板的基体铁成分进行研究，其结果是，以质量比计为Si：3.73％、Mn：0.05％、Sn：0.15％，剩余部分为Fe。即，产品板中，通过脱碳、纯化，C、Al、N、S、Se已经降低到了不可避免的杂质水平，但其他成分的含量与板坯中的含量基本相同。
将得到的结果一并记于表1。表1中，下划线表示在本发明的范围外。
另外，对于本发明例的产品板测定的粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒的晶体取向与高斯取向之间的方位差角的平均值均为33.5°。
根据该表可清楚地知道在本发明范围内的条件下得到了良好的铁损特性。
[表1]
表1
Figure BDA0003186499540000141
(实施例2)
通过连续铸造来制造含有表2所示的成分、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢坯，在包含150ppm以上的sol.Al的情况下实施在1320℃均热50分钟的板坯加热，或者在sol.Al小于150ppm的情况下实施在1230℃均热50分钟的板坯加热，之后，通过热轧制成2.0mm的厚度。之后，在干燥氮气氛下实施1125℃、20秒的热轧板退火，之后，通过冷轧制成0.20mm的板厚。接下来，在干燥氮气氛下以升温速度700℃/s加热至720℃，不进行均热，直接以平均120℃/s的冷却速度冷却至室温。接下来，在45％H2-55％N2、露点48℃的湿润气氛下，实施830℃、140秒的脱碳退火。进而，涂布以MgO为主体的退火分离剂，之后，在氢气氛下，进行在1275℃保持10小时的兼作纯化退火的二次再结晶退火。二次再结晶退火的升温速度设为20℃/h。
应予说明，表2中，下划线表示在本发明的范围外。
按照JIS C 2550-1:2011记载的方法，测定从这样得到的产品板切下的样品的铁损W17/50(在50Hz励磁至1.7T时的铁损)和磁通密度B8(以磁化力800A/m励磁时的磁通密度)另外，将得到的样品浸渍在80℃的10％盐酸水溶液中180秒，除去表面和背面的被膜，制成能确认二次再结晶晶粒的状态，通过图像解析，得到二次再结晶晶粒的粒径分布。进而，对于在粒径为5mm以上的粗大的二次再结晶晶粒中在板厚方向上贯通的晶粒，在各条件下算出其在钢板表面侧和背面侧分别露出的面积中这些投影面一致的区域相对于该粗大的二次再结晶晶粒露出的各面积的面积率。将这些结果记于表3。为了得到这些粒径分布和面积率而调査的样品的面积为336cm2(相当于4张爱泼斯坦样品)。
另外，使用该除去表面和背面的被膜的样品，对产品板的基体铁成分进行研究，将其结果一并记于表3。表3中，下划线表示在本发明的范围外。
另外，对本发明例的产品板测定的粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒的晶体取向与高斯取向之间的方位差角的平均值均为26.9°。
Figure BDA0003186499540000161
Figure BDA0003186499540000171
根据表3清楚地知道在本发明范围内的成分组成和钢组织中得到了良好的铁损特性。特别是本发明的钢板的磁通密度均为1.90T以上。

Claims (4)

1.一种方向性电磁钢板，其特征在于，未对钢板实施磁畴细化处理，
所述方向性电磁钢板具有如下的成分组成和组织：所述成分组成以质量％计含有Si：1.5～8.0％和Mn：0.02～1.0％，且含有选自Sn：0.010～0.400％、Sb：0.010～0.400％、Mo：0.010～0.200％和P：0.010～0.200％中的至少一种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
所述组织中，以粒径计，晶粒由5.0mm以上的粗大的二次再结晶晶粒、大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒以及2.0mm以下的微细晶粒构成，对于该粗大的二次再结晶晶粒中在板厚方向上贯通的晶粒，其在钢板表面侧和背面侧分别露出的面积中这些投影面一致的区域相对于该粗大的二次再结晶晶粒露出的各面积的面积率为95％以上，且以0.2～5个/cm2的频率包含该粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒。
2.根据权利要求1所述的方向性电磁钢板，其特征在于，所述粒径大于2.0mm且小于5.0mm的细晶粒的晶体取向与高斯取向之间的方位差角的平均值为15°以上。
3.根据权利要求1或2所述的方向性电磁钢板，其特征在于，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Cr：0.01～0.50％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％、Bi：0.005～0.50％和Nb：0.001～0.01％中的一种或两种以上。
4.一种绕线铁芯，是使用权利要求1～3中任一项所述的方向性电磁钢板制成的。
CN202080011581.2A 2019-01-31 2020-01-30 方向性电磁钢板和使用该方向性电磁钢板的铁芯 Active CN113366125B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019016394 2019-01-31
JP2019-016394 2019-01-31
PCT/JP2020/003533 WO2020158893A1 (ja) 2019-01-31 2020-01-30 方向性電磁鋼板およびそれを用いた鉄心

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113366125A true CN113366125A (zh) 2021-09-07
CN113366125B CN113366125B (zh) 2023-01-20

Family

ID=71841092

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202080011581.2A Active CN113366125B (zh) 2019-01-31 2020-01-30 方向性电磁钢板和使用该方向性电磁钢板的铁芯

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11959149B2 (zh)
EP (1) EP3919636A4 (zh)
JP (1) JP6813134B2 (zh)
KR (1) KR102504894B1 (zh)
CN (1) CN113366125B (zh)
WO (1) WO2020158893A1 (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102504894B1 (ko) * 2019-01-31 2023-02-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전기 강판 및 그것을 사용한 철심

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1138107A (zh) * 1994-12-05 1996-12-18 川崎制铁株式会社 高磁通密度低铁损晶粒取向的电磁钢板及其制造方法
CN1188811A (zh) * 1996-10-21 1998-07-29 川崎制铁株式会社 铁损低、耐应变特性和实机特性优良的晶粒取向电磁钢板及其制造方法
US5858126A (en) * 1992-09-17 1999-01-12 Nippon Steel Corporation Grain-oriented electrical steel sheet and material having very high magnetic flux density and method of manufacturing same
JP2000119823A (ja) * 1998-10-09 2000-04-25 Kawasaki Steel Corp 鉄損の低い電磁鋼板
JP2001003145A (ja) * 1999-06-21 2001-01-09 Kawasaki Steel Corp 磁気特性および打抜性に優れた方向性珪素鋼板およびその製造方法
JP2002212687A (ja) * 2001-01-19 2002-07-31 Kawasaki Steel Corp 鉄損および打抜き加工性の良好な方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2002220644A (ja) * 2001-01-30 2002-08-09 Kawasaki Steel Corp 高周波鉄損の良好な方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN102197149A (zh) * 2008-10-22 2011-09-21 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板的制造方法
JP2012126980A (ja) * 2010-12-17 2012-07-05 Jfe Steel Corp 電磁鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5113469B2 (zh) 1972-10-13 1976-04-28
AT329358B (de) 1974-06-04 1976-05-10 Voest Ag Schwingmuhle zum zerkleinern von mahlgut
JPS5518566A (en) 1978-07-26 1980-02-08 Nippon Steel Corp Improving method for iron loss characteristic of directional electrical steel sheet
JPS6059045A (ja) 1983-09-10 1985-04-05 Nippon Steel Corp 鉄損値の少ない一方向性珪素鋼板の製造方法
US4595426A (en) * 1985-03-07 1986-06-17 Nippon Steel Corporation Grain-oriented silicon steel sheet and process for producing the same
JPS6256923A (ja) 1985-09-06 1987-03-12 Ricoh Co Ltd 光アイソレ−タ−
JPH0672266B2 (ja) 1987-01-28 1994-09-14 川崎製鉄株式会社 超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法
US4909864A (en) 1986-09-16 1990-03-20 Kawasaki Steel Corp. Method of producing extra-low iron loss grain oriented silicon steel sheets
JP3082460B2 (ja) 1992-08-31 2000-08-28 タカタ株式会社 エアバッグ装置
DE69328998T2 (de) * 1992-09-17 2001-03-01 Nippon Steel Corp., Tokio/Tokyo Kornorientierte Elektrobleche und Material mit sehr hoher magnetischer Flussdichte und Verfahren zur Herstellung dieser
JP3098628B2 (ja) * 1992-09-17 2000-10-16 新日本製鐵株式会社 超高磁束密度一方向性電磁鋼板
JPH07268567A (ja) * 1994-03-31 1995-10-17 Nippon Steel Corp 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板
JPH1017931A (ja) 1996-06-27 1998-01-20 Kawasaki Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
JP3455019B2 (ja) 1996-07-11 2003-10-06 新日本製鐵株式会社 低磁場磁気特性の優れた計器用一方向性電磁鋼板とその製造方法
US6039818A (en) * 1996-10-21 2000-03-21 Kawasaki Steel Corporation Grain-oriented electromagnetic steel sheet and process for producing the same
JP3707268B2 (ja) 1998-10-28 2005-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
US6309473B1 (en) 1998-10-09 2001-10-30 Kawasaki Steel Corporation Method of making grain-oriented magnetic steel sheet having low iron loss
DE60231581D1 (de) * 2001-01-19 2009-04-30 Jfe Steel Corp Korngerichtetes elektomagnetisches stahlblech mit hervorragenden magnetischen eigenschaften ohne untergrundfilm mit forsterit als primärkomponente und herstellungsverfahren dafür.
KR101318275B1 (ko) 2010-07-16 2013-10-15 주식회사 포스코 저철손 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조방법
KR101966370B1 (ko) * 2016-12-21 2019-04-05 주식회사 포스코 방향성 전기강판의 제조방법
MX2019013265A (es) 2017-05-12 2020-01-13 Jfe Steel Corp Lamina de acero electrico de grano orientado y metodo para producir la misma.
KR102504894B1 (ko) * 2019-01-31 2023-02-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전기 강판 및 그것을 사용한 철심

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5858126A (en) * 1992-09-17 1999-01-12 Nippon Steel Corporation Grain-oriented electrical steel sheet and material having very high magnetic flux density and method of manufacturing same
CN1138107A (zh) * 1994-12-05 1996-12-18 川崎制铁株式会社 高磁通密度低铁损晶粒取向的电磁钢板及其制造方法
CN1188811A (zh) * 1996-10-21 1998-07-29 川崎制铁株式会社 铁损低、耐应变特性和实机特性优良的晶粒取向电磁钢板及其制造方法
JP2000119823A (ja) * 1998-10-09 2000-04-25 Kawasaki Steel Corp 鉄損の低い電磁鋼板
JP2001003145A (ja) * 1999-06-21 2001-01-09 Kawasaki Steel Corp 磁気特性および打抜性に優れた方向性珪素鋼板およびその製造方法
JP2002212687A (ja) * 2001-01-19 2002-07-31 Kawasaki Steel Corp 鉄損および打抜き加工性の良好な方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2002220644A (ja) * 2001-01-30 2002-08-09 Kawasaki Steel Corp 高周波鉄損の良好な方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN102197149A (zh) * 2008-10-22 2011-09-21 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板的制造方法
JP2012126980A (ja) * 2010-12-17 2012-07-05 Jfe Steel Corp 電磁鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP6813134B2 (ja) 2021-01-13
KR20210107833A (ko) 2021-09-01
WO2020158893A1 (ja) 2020-08-06
CN113366125B (zh) 2023-01-20
US20220098697A1 (en) 2022-03-31
EP3919636A1 (en) 2021-12-08
JPWO2020158893A1 (ja) 2021-02-18
EP3919636A4 (en) 2022-03-23
US11959149B2 (en) 2024-04-16
KR102504894B1 (ko) 2023-02-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108699620B (zh) 取向性电磁钢板的制造方法
KR100655678B1 (ko) 방향성 전자 강판의 제조방법 및 방향성 전자 강판
WO2017006955A1 (ja) 方向性電磁鋼板とその製造方法
WO2015045397A1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2002220642A (ja) 鉄損の低い方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN108699621B (zh) 取向性电磁钢板的制造方法
KR101683693B1 (ko) 방향성 전자 강판의 제조 방법
CN109906277B (zh) 取向性电磁钢板的制造方法
JP2022027234A (ja) 方向性電磁鋼板
CN113710822B (zh) 取向性电磁钢板的制造方法
JP2008063655A (ja) 板幅方向にわたり安定して磁気特性が得られる方向性電磁鋼板の製造方法
CN109923222B (zh) 取向性电磁钢板的制造方法
CN113366125B (zh) 方向性电磁钢板和使用该方向性电磁钢板的铁芯
KR0183408B1 (ko) 초 고자속밀도 일방향성 전자강판 및 소재 그리고 그 제조방법
CN111542630B (zh) 取向性电磁钢板
JP4192399B2 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JPH10324959A (ja) 極めて鉄損の低い方向性電磁鋼板とその製造方法
JPH08269552A (ja) 超高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
KR930011405B1 (ko) 자속밀도가 우수한 방향성 규소강판의 제조방법
JP7338812B1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP7338511B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
US20230212720A1 (en) Method for the production of high permeability grain oriented electrical steel containing chromium
WO2021085421A1 (ja) 方向性電磁鋼板とその製造方法
CN117203355A (zh) 取向性电磁钢板的制造方法
CN117062921A (zh) 取向性电磁钢板的制造方法

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