JPWO2020203928A1 - 方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

方向性電磁鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JPWO2020203928A1
JPWO2020203928A1 JP2020538870A JP2020538870A JPWO2020203928A1 JP WO2020203928 A1 JPWO2020203928 A1 JP WO2020203928A1 JP 2020538870 A JP2020538870 A JP 2020538870A JP 2020538870 A JP2020538870 A JP 2020538870A JP WO2020203928 A1 JPWO2020203928 A1 JP WO2020203928A1
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
steel sheet
annealing
less
film
coating
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
JP2020538870A
Other languages
English (en)
Other versions
JP6769587B1 (ja
Inventor
渡邉　誠
誠 渡邉
雅紀 竹中
雅紀 竹中
敬 寺島
寺島　　敬
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
Application granted granted Critical
Publication of JP6769587B1 publication Critical patent/JP6769587B1/ja
Publication of JPWO2020203928A1 publication Critical patent/JPWO2020203928A1/ja
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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/68—Temporary coatings or embedding materials applied before or during heat treatment
    • 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
    • C21D8/005—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
    • 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
    • C21D8/1216—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
    • C21D8/1238—Flattening; Dressing; Flexing
    • 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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
    • C21D8/1283—Application of a separating or insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—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
    • C22C38/12—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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/34—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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C22/00—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C22/05—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using aqueous solutions
    • C23C22/06—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using aqueous solutions using aqueous acidic solutions with pH less than 6
    • C23C22/07—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using aqueous solutions using aqueous acidic solutions with pH less than 6 containing phosphates
    • C23C22/08—Orthophosphates
    • C23C22/22—Orthophosphates containing alkaline earth metal cations
    • 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
    • H01F1/147—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
    • H01F1/18—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 with insulating coating
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

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)
  • Power Engineering (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Chemical Treatment Of Metals (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)

Abstract

鋼板の磁気特性、特に鉄損の低減に効果的で密着性の良好な被膜を有する方向性電磁鋼板を提供する。絶縁被膜が部分的に前記地鉄の内部に入り込むアンカー部を有し、前記アンカー部は前記地鉄表面からの深さが3.5μm以下の範囲にあり、前記方向性電磁鋼板の曲げ試験により前記地鉄から前記絶縁被膜をはく離させた際の、前記地鉄の表面における前記絶縁被膜の残留部をネック部とするとき、該ネック部は、面積５μm2以下の個数が0.06個/μm2以下および、面積10〜40μm2の個数が0.005個/μm2以上0.011個/μm2以下でする。

Description

本発明は、変圧器その他の電気機器の鉄心等に用いられる方向性電磁鋼板に関し、かかる方向性電磁鋼板の表面に被成される絶縁被膜と、その有利な形成方法に関するものである。
方向性電磁鋼板の製造工程では、鋼スラブを熱間圧延した後に冷間圧延を施し、次いで脱炭焼鈍を施した後、二次再結晶のために最終仕上焼鈍を行うのが一般的である。これらの工程のうち、最終仕上焼鈍中に二次再結晶が起こり、圧延方向に磁化容易軸の揃った巨大な結晶粒が生成する。
最終仕上焼鈍の役割は、二次再結晶の他にも、焼鈍分離剤中のMgOと脱炭焼鈍中に形成されたSiO2を主体とする酸化層とが反応することによるフォルステライト被膜の形成や、純化による不純物の除去など様々なものがある。
フォルステライト被膜は、最終仕上焼鈍中の高温時に形成されるため、その後、常温まで冷却した際には、被膜と地鉄の熱膨張率の差によって地鉄に張力が付与されることになる。
張力が付与された地鉄は、磁気弾性効果によりスピンが一定方向に揃えられ、静磁エネルギーが増大する。その結果、磁区が細分化されて、かかる地鉄を有する鋼板の鉄損が低減される。一方、フォルステライト被膜の密着性が劣っていたり、同被膜の形成が不十分な鋼板は、最終仕上焼鈍後に塗布する絶縁コーティングが塗布し難くなったり、フォルステライト被膜が部分的に剥落したりするために、絶縁性や防錆性が劣化する。従って、フォルステライト被膜の品質の良否は、方向性電磁鋼板の磁気特性や被膜特性を左右する重要な因子となっている。
そのため、従来、被膜の品質改善のために様々な方法が開示されている。たとえば、特許文献１には、平均粒径0.3〜3μmのMgOに１種または２種以上の添加剤を配合し、かつ、この添加剤の平均粒径を0.03〜15μmの範囲で添加剤に応じて調整した焼鈍分離剤を用いる方法が開示されている。
特許文献２には、平均粒径をＤ(μm)、ＢＥＴ比表面積をＳ(m2/g)、真密度をρ(g/cm3)としたときに、式：1.1≦ρＳＤ／6≦4を満足する焼鈍分離剤添加物を用いる方法が開示
されている。
特許文献３には、二次再結晶焼鈍時に形成させる被膜を、フォルステライト被膜とAl，Siを含む酸化物とで構成させることにより張力効果を高め、磁気特性を改善する方法が開示されている。
特許文献４には、フォルステライト絶縁被膜を形成するフォルステライト粒の径を規定することにより均一な被膜を形成する方法が開示されている。
特開平９−２４９９１６号公報 特開２００３−２１３３３７号公報 特開平６−１７２６１号公報 特開昭５３−５８００号公報
しかしながら、特許文献１に記載の方法は、全体的に被膜の品質は改善するものの、この文献１における発明の範囲内に平均粒径を収めているにも関わらず、所望の被膜特性が得られない場合があるという問題があった。また、特許文献２に記載の方法も同様に、添加剤の平均粒度を特定しても、その粉体の粒度のバラつきにより、必ずしも所望の被膜特性が得られないという問題があった。
さらに、特許文献３に記載の方法は、鋼板に外力が加えられたときに、フォルステライト被膜と、Al、Siを含む酸化物の界面で亀裂が入って被膜が劣化するという問題があった。また、特許文献４に記載の方法は、フォルステライト粒径を特定範囲に収めるだけでは効果は限定的であり、十分な被膜改善効果が得られるとは言い難いものであった。
そこで、本発明者らは、これらの問題を解決する手段として、フォルステライト膜が部分的に地鉄内部に入り込みアンカー部を形成してなり、鋼板の曲げ試験により被膜をはく離させたときに、地鉄表面における被膜の残留部の面積率を特定する方法を、特許文献５において提案した。
特開平１０−１５２７８０号公報
これにより被膜密着性は改善されたものの、磁気特性には十分な改善効果が認められなかった。特に、磁束密度が高い割にはヒステリシス損が有効に低減しておらず、結果として鉄損がやや高めとなる傾向にあった。
前述したように、種々の技術によって、ある程度の被膜特性や磁気特性はそれぞれ向上してきたものの、十分な効果が得られているとはいい難い。特に、脱炭焼鈍から仕上焼鈍にかけては工程条件の微妙な変動によって、磁気特性や被膜特性に問題が生じ易い。そのため、脱炭焼鈍から仕上焼鈍にかけて形成される被膜の品質を改良する必要性は極めて高い。
本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであり、鋼板の磁気特性、特に鉄損の低減に寄与しかつ密着性の良好な被膜を有する方向性電磁鋼板について、かかる被膜を得るのに有利な方法と共に提案することを目的とするものである。
本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．鋼板の地鉄表面に形成した絶縁被膜を有する方向性電磁鋼板において、前記絶縁被膜が部分的に前記地鉄の内部に入り込むアンカー部を有し、前記アンカー部は前記地鉄表面からの深さが3.5μm以下の範囲にあり、前記方向性電磁鋼板の曲げ試験により前記地鉄から前記絶縁被膜をはく離させた際の、前記地鉄の表面における前記絶縁被膜の残留部をネック部とするとき、該ネック部は、面積５μm2以下の個数が0.06個/μm2以下および、面積10〜40μm2の個数が0.005個/μm2以上0.011個/μm2以下であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
２．前記１に記載の方向性電磁鋼板を製造する方法であって、Siを２〜４mass％含有する鋼を熱間圧延し、１回もしくは中間焼鈍を含む複数回の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げた後一次再結晶焼鈍をし、ついで焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を行ったのちに該焼鈍分離剤を除去し、絶縁コーティングを施して平坦化焼鈍する一連の方向性電磁鋼板の製造方法において、
水への溶解度が３g/L以下、累積50％粒子径Ｄ(μm)の４倍以上の径を有する粒子の体積分率がＲ(vol％)および粒度の標準偏差がSd(μm)である添加剤を、濃度Ｃ(mass％)にて含有する、焼鈍分離剤を、塗布量Ａ(g/m2)にて塗布するに際して、前記累積50％粒子径Ｄ、体積分率Ｒ、粒度の標準偏差Sd、濃度Ｃおよび塗布量Ａが、次の各式
Ｄ≧1.8、
Sd≦0.6・Ｄ、
0.15≦（Ａ・Ｃ・Ｒ）／Ｄ3≦20
を満足することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
３．前記焼鈍分離剤の主剤をMgOとすることを特徴とする前記２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
４．前記焼鈍分離剤の主剤を非反応性酸化物とし、前記仕上焼鈍後の鋼板表面の酸素目付量を0.1g/m2以下にすることを特徴とする前記２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
５．前記焼鈍分離剤にハロゲンを１〜20mass％含有させて、前記仕上焼鈍後の鋼板表面の酸素目付量を0.1g/m2以下とすることを特徴とする前記３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
６．前記最終板厚に仕上げる最終冷間圧延後かつ仕上焼鈍前のいずれかの段階において、鋼板表面の平均粗度Saを0.3μm以下、最大谷深さSvを２μm以上５μm以下に調整することを特徴とする前記２〜５のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
７．前記仕上焼鈍は、800〜950℃の範囲に20〜100時間保持する処理を含むことを特徴とする前記２〜６のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
この発明によれば、磁気特性および被膜密着性の良好な方向性電磁鋼板を製造することが容易になり、鋼板の生産性および品質の向上に大きく寄与できる。
方向性電磁鋼板の表層部の模式図である。 （ａ）および（ｂ）は添加剤の粒度分布を示した図である。 （ａ）および（ｂ）は添加剤の粒度分布を変更したときの曲げ試験によって被膜をはく離させた後の被膜断面のSEM像を示した図である。 （ａ）および（ｂ）は添加剤の粒度分布を変更したときの曲げ試験によって被膜をはく離させた後の鋼板表面のSEM像を示した図である。 （ａ）および（ｂ）はネック部の面積率ヒストグラムを示した図である。
発明者らは、方向性電磁鋼板の被膜特性の更なる改善のために種々の実験を行った結果、図１に示すように、仕上焼鈍後の方向性電磁鋼板の表層部は、被膜１が地鉄２上に被成されていて、該被膜１が部分的に地鉄２内部に入り込みアンカー部３を形成している状態になっていることを見出すに到った。そして、かかる鋼板を、曲げ試験によって、被膜１を地鉄２よりはく離させたときに、地鉄２の表面に露出した被膜の残留部（本発明において、「ネック部」という。）４、５が形成されることも見出すに到った。図中、ネック部４は粗大なネック部、ネック部５は微細なネック部である。
ここで、本発明では地鉄表面に形成した被膜を絶縁被膜（本発明において単に被膜ともいう）と称し、地鉄に直接に密着している被膜を規定しているが、かかる被膜は、フォルステライト被膜でも良いし、絶縁コーティングによって形成した被膜でも良い。なお、必要に応じて、その絶縁被膜の表面に絶縁機能を有する被膜をさらに形成することもできるが、かかる直接地鉄表面と接していない絶縁被膜の表面の被膜は、本発明の要件を満たす必要はない。
さらに、発明者らは、上記のネック部のうちの、粗大なネック部４の個数分布が被膜密着性に大きく寄与していること、および、微細なネック部５は被膜密着性に寄与せず、むしろヒステリシス損を劣化させる大きな要因となっていること、また被膜密着性に対して、アンカー部３の地鉄２表面からの深さ６はさほど重要でなく、磁気特性の観点からは、むしろアンカー部３の深さ６は浅い方が良いことを新規に見出した。
ここで、本発明におけるアンカー部３の地鉄２表面からの深さ６（本発明においてアンカー部深さまたはアンカー深さともいう）は、電子顕微鏡を用いて被膜断面を2000倍で200μm長さの領域にわたり観察したとき、該領域内でアンカー部の最深部とその直上の被膜−地鉄界面位置とが最も離れている部位（アンカー部）における、その離間距離と定義する。なお、上記被膜断面は、Ｃｕ薄膜をスペーサーとし、断面を表面にして樹脂モールドに埋め込み、ダイヤモンド研磨を用いて作製するのが望ましい。
また、ネック部は、曲げ試験で地鉄２から被膜１をはく離した面を、電子顕微鏡を用いて得た反射電子像で観察し、該観察面（地鉄２表面）に面積0.1μm2以上の被膜が残存している部分と定義する。なぜなら、残存する被膜部分のうち、面積0.1μm2に満たない被膜の残存部分は本発明に特段の影響を与えないからである。さらに、本発明における粗大なネック部とは、面積10〜40μm2の地鉄表面における被膜残存部と定義する。また、本発明における微細なネック部とは、5μm2以下の地鉄表面における被膜残存部と定義する。
さらに、本発明における曲げ試験とは、通常の曲げ密着性試験（たとえば、前記特許文献１，２，４等を参照）と同じく、鋼板を径の異なる各種丸棒で巻きつけて被膜剥離を目視観察する試験であり、今回は被膜が剥離した中で最も径の大きい被膜残存部のあるサンプルをネック部の観察に用いた。
また、曲げ試験後にネック部の面積を測定する際には、剥離した部分をSEMでの表面観察用にせん断し、加速電圧５ｋV、2000倍の倍率で写真撮影し、この写真を、画像解析装置（旭化成エンジニアリング製画像解析ソフト「Ａ像くん」）を用いて面積の測定を行った。
以下、本発明を見出すに至った実験について述べる。
Ｃ：0.04mass％（以下、鋼板の成分に関するmass％は単に％で示す。）、Si：3.3％、Al：0.008％、Ｎ：0.003％、Mn：0.08％およびSb：0.02％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、1300℃で30分加熱後、熱間圧延して2.2mmの板厚にしたのち、1050℃で１分間の中間焼鈍を挟んで冷間圧延をし、最終板厚0.23mmに仕上げた。その後、かかる最終板厚の鋼板に脱炭焼鈍を行った後に、MgOを主体として、表１に示す種々の条件に従って添加剤（硫酸ストロンチウム）を配合した焼鈍分離剤を、表１に示す種々の条件に従って塗布し、その後仕上焼鈍として820℃で50時間保持したのちに1200℃で５時間保持する純化焼鈍を行った。ここで、表１に示す各種条件において、Ａは焼鈍分離剤の塗布量（g/m2）、Ｃは添加剤の濃度（mass％）、Ｒは添加剤における粗粒の体積分率（vol％）、Ｄは添加剤の平均粒径（累積50％粒子径：μｍ）およびSdは添加剤粒度の標準偏差：μｍ）である。
なお、表１における添加剤の粒度分布については、島津製SALD-3100を用いて測定した。その際の分散媒は0.2mass％ヘキサメタりん酸水溶液、分散は超音波ホモジナイザーを用い300Wの出力で３分間行って測定した。その測定結果を、表１のNo.1（添加剤粗粒なし条件）およびNo.14（添加剤粗粒あり条件）を典型例として図２（ａ）および（ｂ）に示す。
このようにして得られた純化焼鈍後の鋼板について、電子顕微鏡で被膜の断面観察を行った。さらに、この純化焼鈍後の鋼板に絶縁コーティングを塗布、焼付けして歪取り焼鈍を行った後、磁気測定および曲げ密着性を調査した。なお、磁気測定はJIS-C2550の方法を用いた。
被膜の断面観察は電子顕微鏡を用い、2000倍で200μm長さ領域を観察し、該領域においてアンカー部の最深部とその直上の被膜−地鉄界面位置とが最も離れている部位の離間距離をアンカー部深さと定義して、その距離を求めた。この観察面を、表１のNo.1およびNo.14を典型例として図３（ａ）および（ｂ）に示す。
曲げ密着性は、前述したように、鋼板に円筒を巻き付けて被膜がはく離しなかった最小の曲げ径（mm）で評価した。さらに、曲げ試験で被膜をはく離した部分を地鉄表面から電子顕微鏡で反射電子像を撮影し、これを画像解析してネック部の面積を求めた。画像解析に用いた像は、図４（ａ）および（ｂ）に示したとおりで、倍率2000倍で解析面積は計10000μm2で行った。なお、ネック部の面積の測定方法は、上述の通りである。
以上の磁気特性と被膜密着性の評価結果を表1に示す。
さらに、表１に示す事例の中で代表例として、粗粒の少ない硫酸ストロンチウムを用いた場合(表１の条件No.1)および、粗粒の多い硫酸ストロンチウムを用いた場合(表１の条件No.14)のネック部の面積率のヒストグラムについて、図５（ａ）および（ｂ）に示す。なお、図３（ａ）、図４（ａ）および図５（ａ）はいずれも表１の条件No.1の実験結果であり、図３（ｂ）、図４（ｂ）および図５（ｂ）はいずれも表１の条件No.14の実験結果である。
Figure 2020203928
図５より、粗粒の多い硫酸ストロンチウムを用いたサンプルでは大きなネック部を持つものが多い一方で、粗粒の少ない硫酸ストロンチウムを用いたサンプルでは、小さなネック部がメインで大きなネック部は少ないことがわかる。また、被膜の密着性は粗粒の多い硫酸ストロンチウムの方が良好であった。さらに、表1からわかるとおり、５μm2以下の小さなネック部が多い条件、アンカー部深さが深い条件では鉄損が劣化傾向となっており、平均粒径Ｄの小さい条件や大きなネック部の少ない条件では被膜劣化が起こっていた。
このように大きなネック部の面積率により鋼板の被膜密着性が変わる理由は明らかではないが、発明者らは次のように考える。
そもそも、被膜の剥離は、鋼板のヤング率と被膜のヤング率の違いから、鋼板に曲げ応力をかけた際に地鉄被膜界面でアンカー部が剪断応力を受けて破壊されることにより起こる。図４（ｂ）の写真では、被膜密着性の良好な条件では大きなネック部が残存しており、図４（ａ）の写真では、被膜密着性の不良な条件では大きなネック部の存在頻度が低くなっていることがわかる。このことから、大きなネック部が被膜密着性に大きく関係しており、小さなネック部は被膜密着性に必ずしも影響を与えていないと考えられる。また、磁気特性の観点からも、凹凸があると磁壁の移動を妨げてヒステリシス損失（Wh）を増加させるので、密着性に影響の小さいアンカー部はできるだけ減らす必要がある。さらに、被膜剥離する際には、アンカー部はネック部で破壊されて該ネック部を境に被膜から切り離され鋼板内部にそのまま存在している。従って、アンカー部ごと抜けずにネック部が破壊されるぎりぎりの深さがあれば、地鉄奥深くまでアンカー部が存在しなくても、被膜の密着性には実質的な差異はない。そうであれば、やはりヒステリシス損への影響を考えると、アンカー部深さはできる限り小さくすることが望ましい。
具体的に、上述したようなアンカー部の形態を達成するためには、今回の実験では添加剤の硫酸ストロンチウムの粒度が大きく影響していた。この理由については以下の通りと考える。
通常、フォルステライト被膜の形成は固相反応なので、かかる被膜の形成は反応助剤における添加剤の粒子径の影響を受けやすい。そのため、添加剤の粒径が大きいと鋼板との反応性が低下し、粒径が小さいと鋼板との反応性が増大する。すなわち、粒度が均一な粉体では被膜も均一に形成されて平坦な膜となる一方で、平均粒径に対して粗粒が適度に存在する添加剤は、鋼板との接触部位により被膜の形成速度が異なることになって、鋼板と被膜の界面に凹凸ができる。この凹凸が、アンカー部の形成のもととなっているからである。
かかる理由を勘案すると、粒度分布を全体的に均一にしつつ、粗粒を適度に存在させることによって、微細なアンカー部を減らしながらも、ある程度の大きさを持つアンカー部を増やすことができる。しかしながら、被膜の形成速度は、添加剤中の粒度の相対的な大小に起因するので、粒度の絶対値であらわすことはできないと考えられる。
そこで、本発明者らは、上記実験の詳細な解析を行った。その結果、添加剤の平均粒径の４倍以上の粒径を持つものが粗粒として粗大なアンカー部の形成に強い影響を及ぼすことを見出した。そして、このためには、焼鈍分離剤の塗布量Ａと、添加剤の濃度Ｃ、添加剤平均粒径Ｄおよび粗粒の体積分率（以下、含有率とも言う）Ｒとを特定の関係に収めることが重要であることを併せて見出した。
すなわち、これらＡ、Ｃ、Ｄ、およびＲを用いた（Ａ・Ｃ・Ｒ）／Ｄ3（以下単にＡＣＲ／Ｄ3と記す）を計算して導き出される値は、鋼板表面の単位面積当たりの粗粒添加剤の存在頻度を表す。そしてこの値が高くなると、粗粒の鋼板表面に存在する頻度が高まって粗大なアンカー部が増えることになり、微細なアンカー部が減ることとなる。ただし、粗粒の存在頻度が高まりすぎると、アンカー部深さが過度に深くなって、ヒステリシス損の増加をもたらす。従って、粗粒の存在頻度に合わせて焼鈍分離剤の塗布量や添加剤の濃度を調整して表面に持ち込まれる粗粒の量を適正に調整することが重要となる。そのような処理を行うと、磁気特性と被膜密着性とが両立する被膜が得られる。
なお、このような被膜形成速度の変化は、平均粒径がある程度大きな添加剤に限られる。というのは微細な添加剤では、たとえ粗大な粒子を含んでいたとしても、粗大な粒子の隙間に微細な粒子が浸入し、微細粒子が焼鈍初期に反応してしまうため、被膜形成の反応速度に変化が生じにくいからである。
次に、この発明の構成要件の限定理由について述べる。
この発明に従う絶縁被膜は、部分的に地鉄内部に入り込むアンカー部および該アンカー部と被膜上部とを接続するネック部を形成してなり、鋼板の曲げ試験により被膜を地鉄からはく離させたときに、地鉄表面に残存するネック部について、面積５μm2以下の個数を0.06個/μm2以下とする。面積５μm2以下の個数が0.06個を超えると、ヒステリシス損が増大して鉄損が劣化するからである。好ましくは、0.05個/μm2以下である。なお、ネック部面積の下限は特に限定されないが、測定精度の観点から0.01μm2程度とする。また、個数は少ないほど鉄損が低減するので０個/μm2でも良い。
ネック部について、面積が10〜40μm2の個数を、0.005個/μm2以上0.011個/μm2以下の範囲とする。すなわち、面積が10〜40μm2のネック部は、被膜密着性を確保するために0.005個/μm2以上が必要である。一方、凹凸が激しくなりすぎるとヒステリシス損の増大を招来するため、0.011個/μm2以下とする。好ましくは、0.006個/μm2以上であり、0.009個/μm2以下である。なお、ネック部の面積が40μm2を超えるものは、被膜上部とネック部でつながっている、いわゆるアンカーとは形が異なっており、被膜上部と下部が一体化した厚膜部とみなされるので、本発明では個数計測の対象としないこととした。
さらに、アンカー部の地鉄表面からの深さは3.5μm以下とする。これを超えるとヒステリシス損が増大して鉄損が劣化するからである。好ましくは、3.0μm以下である。なお、かかる深さの下限は特に制限されないが、測定精度の観点から0.1μm程度が好ましい。
次に、この発明の素材である鋼の好適成分の組成範囲としては、次のとおりである。
Ｃ：0.01〜0.10％
Ｃは、0.01％に満たないと、Ｃによる粒界強化効果が失われ、スラブに割れが生じるなど、製造に支障を来たす欠陥を生ずるようになる。一方、0.10％を超えると、脱炭焼鈍で、磁気時効の起こらない0.004％以下に低減することが困難となる。よって、Ｃは0.01〜0.10％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、0.02％以上であり0.08％以下である。
Si：2〜4％
Siは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減すのに必要な元素である。上記効果は、2％未満では十分ではなく、一方、4％を超えると、加工性が低下し、圧延して製造すること困難となる。よって、Siは2〜4％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、2.8％以上であり3.7％以下である。
Mn：0.01〜0.5％
Mnは、鋼の熱間加工性を改善するために必要な元素である。上記効果は、0.01％未満では十分ではない。一方、0.5％を超えると、製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Mnは0.01〜0.5％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは0.02％以上であり0.20％以下である。
これら以外の成分については、二次再結晶を生じさせるために、インヒビターを利用する場合と、しない場合とに分けられる。
まず、二次再結晶を生じさせるためにインヒビターを利用する場合で、例えば、AlN系インヒビターを利用するときには、AlおよびＮを、それぞれAl：0.01〜0.04％、Ｎ：0.003〜0.015％の範囲で含有させるのが好ましい。また、MnS・MnSe系インヒビターを利用する場合には、前述した量のMnと、Ｓ：0.002〜0.03％およびSe：0.003〜0.03％のうちの１種または２種を含有させることが好ましい。それぞれ添加量が、上記下限値より少ないと、インヒビター効果が十分に得られない。一方、上限値を超えると、インヒビター成分がスラブ加熱時に未固溶で残存し、磁気特性の低下をもたらす。なお、AlN系とMnS・MnSe系のインヒビターは併用して用いてもよい。
一方、二次再結晶を生じさせるためにインヒビターを利用しない場合には、上述したインヒビター形成成分であるAl、Ｎ、ＳおよびSeの含有量を極力低減し、Al：0.01％未満、Ｎ：0.005％未満、Ｓ：0.005％未満およびSe：0.005％未満に低減した鋼素材を用いるのが好ましい。
本発明の方向性電磁鋼板は、上記成分以外に、磁気特性の改善を目的として、Ni：0.001〜0.15％、Sb：0.005〜0.50％、Sn：0.005〜0.20％、Ｐ:0.01〜0.08％、Bi：0.005〜0.05％、Mo：0.005〜0.10％、Ｂ：0.0002〜0.0025％、Cu:0.01〜0.2％、Te：0.0005〜0.010％、Cr:0.01〜0.2％、Nb：0.0010〜0.010％、Ｖ：0.001〜0.010％、Ti：0.001〜0.010％およびTa：0.001〜0.010％のうちから選ばれる１種または２種以上を適宜添加してもよい。
本発明に従う鋼板は、前述した成分組成を有する鋼を常法の精錬プロセスで溶製した後、従来公知の造塊−分塊圧延法または連続鋳造法で鋼素材（スラブ）を製造してもよいし、あるいは、直接鋳造法で100mm以下の厚さの薄鋳片を製造してもよい。上記スラブの場合は、常法に従い、例えば、インヒビター成分を含有する場合には、1400℃程度まで加熱し、一方、インヒビター成分を含まない場合は、1300℃以下の温度に加熱した後、熱間圧延に供する。なお、インヒビター成分を含有しない場合には、鋳造後、加熱することなく直ちに熱間圧延してもよい。また、薄鋳片の場合には、熱間圧延してもよいし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
次いで、熱間圧延して得た熱延板は、必要に応じて熱延板焼鈍を施す。この熱延板焼鈍の焼鈍温度は、良好な磁気特性を得るために、800〜1150℃の範囲とするのが好ましい。800℃未満では、熱間圧延で形成されたバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなって、二次再結晶の発達が阻害される。一方、1150℃を超えると、熱延板焼鈍後の粒径が粗大化し過ぎて、やはり、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。
熱間圧延後あるいは熱延板焼鈍後の熱延板は、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延をして最終板厚の冷延板とする。上記中間焼鈍の焼鈍温度は、900〜1200℃の範囲とするのが好ましい。900℃未満では中間焼鈍後の再結晶粒が細かくなり、さらに一次再結晶組織におけるＧｏｓｓ核が減少して製品板の磁気特定が低下する傾向がある。一方、1200℃を超えると、熱延板焼鈍のときと同様、結晶粒が粗大化し過ぎて整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。
また、最終板厚とする冷間圧延（以下、最終冷延という）は、最終冷延時の鋼板温度を100〜300℃に上昇させて行うことや、最終冷延の途中で100〜300℃の温度で時効処理を１回または複数回施すことが可能である。これにより、一次再結晶集合組織を改善し、磁気特性がさらに向上する。
最終冷延後には一次再結晶焼鈍を行い、焼鈍分離剤を塗布した後、仕上焼鈍を行う。これらの工程は、この発明では良好な被膜を形成させるために厳重に管理する。
一次再結晶焼鈍の昇温速度は、特に限定されないが、500〜700℃間を50℃/ｓ以上で行うと、二次再結晶粒が微細化されて鉄損が改善されるので望ましい。また、均熱時間は80秒以上200秒以下、より好ましくは90秒以上150秒以下である。均熱時間が80秒未満であると脱炭が不十分となったり、一次粒成長が不十分となったりするおそれがあり、200秒を超えると、一次粒成長が進みすぎるおそれがあるからである。さらに、本発明は、仕上焼鈍時に保定して焼鈍することもできる。
一次再結晶焼鈍後には焼鈍分離剤を塗布する。焼鈍分離剤は、主剤にMgOを用いる（主成分がMgOになる）場合はスラリー化することにより持ち込まれる水分量を1.0mass％以上3.9mass％以下とするのが有効である。これはMgOの反応性の制御とともに仕上焼鈍時の雰囲気への持ち込み水分量を調整するためである。この範囲を外れるといずれも期待した形状の下地被膜が形成されない、おそれがある。なお、焼鈍分離剤における主剤とは、焼鈍分離剤全体に対して50vol％以上の比率で含まれる成分を指し、本発明では、上記のMgO、或いは後述の非反応性酸化物である。
本発明では、焼鈍分離剤として、水への溶解度が３g/L以下、累積50％粒子径Ｄ(μm)の４倍以上の径を有する粒子の体積分率がＲ(vol％)および粒度の標準偏差がSd(μm)である添加剤を、濃度Ｃ(mass％)にて含有すること、さらに、この焼鈍分離剤を、鋼板への塗布量Ａ(g/m2)にて塗布する。その際、前記累積50％粒子径Ｄ、体積分率Ｒ、粒度の標準偏差Sd、濃度Ｃおよび塗布量Ａが、次の各式
Ｄ≧1.8、
Sd≦0.6・Ｄ、
0.15≦（Ａ・Ｃ・Ｒ）／Ｄ3≦20
を満足することが肝要である。
すなわち、添加剤としてＤが1.8μm未満の粉体であると、たとえ粗大粒が存在してもその周りに微細粉が分散して塗布されるために、上記した被膜形成に差が得られず所望のアンカー形状は得られない。従って、添加剤における累積50％粒子径Ｄは1.8μm以上、好ましくは、2.1μm以上とする。
また、ＡＣＲ／Ｄ3の値が0.15よりも低いと、一定の大きさを持つネック部の形成が不十分となり、同20よりも大きいとネック部の形成が促進されすぎてヒステリシス損が増加するため、この範囲に限定する。好ましくは、0.25以上であり、20以下である。
添加剤粒度の標準偏差は0.6Ｄ以下とする。0.6Ｄよりも大きいと分布が広がりすぎるため、微細なネック部も増えてしまい、ヒステリシス損が増加するからである。好ましくは、0.25Ｄ以下とする。
なお、上記Ｄの下限値は特に限定されないが、工業的には0.2μm程度である。
このような焼鈍分離剤の添加剤としては、Mg、Ca、Ti、Cr、Mn、Fe、Cu、Sr、V、Co、Zn、Sn、Sb、Ba、BiおよびMoの、酸化物や、水酸化物、硫酸塩、リン酸塩、ホウ酸塩、ケイ酸塩、炭酸塩などがある。これら以外にも、例えば水溶性の化合物とか、平均粒径が1.8μmに満たない微細添加剤を複合して添加することも可能である。
また、絶縁被膜をフォルステライト被膜とする場合は、焼鈍分離剤にMgOを用いる。MgOを主剤として上記の条件を満足する添加剤を添加した焼鈍分離剤を用いることによって、上記した被膜構造の絶縁被膜を鋼板上に被成することができる。
このフォルステライト被膜を形成させない場合、すなわち膜なし鏡面化を図る場合に用いる焼鈍分離剤としては、MgO に替えてAl2O3やMgAl2O4などの非反応性酸化物を主剤として用いることができる。あるいは、主剤にMgOを用いるとともに、副剤としてハロゲンを1〜20mass％含有させた焼鈍分離剤を用いてもよい。これらの焼鈍分離剤を用いると、仕上焼鈍後の鋼板表面の酸素目付量は0.1g/m2以下になり、酸化膜はほとんど形成されない。一方で、焼鈍分離剤における添加剤の粒度等の上記規制を満足していれば、上記した条件を満足するアンカー部が地鉄側に形成される。該アンカー部内の被膜部分は、仕上焼鈍後に、地鉄表面を覆う薄膜とともに地鉄表面から剥がれる結果、該アンカー部は地鉄側に空洞となって残ることになる。該空洞には、その後の絶縁コーティング塗布時にコーティング材が入り込み、焼き付け後には絶縁被膜と一体のアンカー部となる結果、上記したアンカー部と同等の効果を発揮することなる。その結果、絶縁コートの密着性を高めることができる。なお、この際、かかるコーティングによって形成された絶縁被膜が本発明の要件を満足していることは言うまでもない。
上記の異なる主剤の焼鈍分離剤のいずれを用いても、該焼鈍分離剤の塗布後に、仕上焼鈍を行うことは同様である。この仕上焼鈍中、800〜950℃の範囲に20〜100時間保持させることは、微細なアンカー部を減らして粗大なアンカー部を増やすには有効である。この保定焼鈍中に、サブスケール中のシリカが表面エネルギーを下げるために被膜表面と被膜地鉄界面に濃化し、その後本格的な被膜形成を起こすからである。なお、20時間未満では効果が少なく、100時間を超えると粗大なアンカー部が発達しすぎてヒステリシス損が劣化するためこの範囲が望ましい。より望ましくは30時間以上80時間以下である。
また、上記仕上焼鈍の均熱温度は、800℃より低いと、脱炭が不十分となったり一次粒成長が不十分となるおそれがある一方で、950℃を超えると、同じく脱炭が不十分となったり、一次粒成長が進みすぎるおそれがある。なお、より好ましくは800℃以上930℃以下である。
上記仕上焼鈍の雰囲気は湿水素雰囲気とし、露点を調整することにより、pH2O/pH2を均熱全体の平均で0.65以下、より好ましくは0.55以下に抑えるようにする。0.65より高いと、表面にFeOが生成しやすくなり、被膜が劣化するおそれがあるからである。なお、雰囲気酸化性は加熱帯、均熱帯、最終均熱帯で別々に制御することも可能である。また、仕上焼鈍の均熱の最後にPH2O/PH2を0.2以下、より好ましくは0.15以下とすると還元雰囲気となり、表層に形成される内部酸化膜の形態を調整して磁気特性や被膜を改善するのにさらに有利である。
さらに、磁気特性を改善するため、一次再結晶焼鈍の前、途中または後に窒化処理を行う方法が知られているが、本発明ではこのような方法を併せて行っても差し支えない。
本発明は、上述のとおり、膜なし鏡面化による鉄損改善方法にも適用できる。すなわち、焼鈍分離剤に上記した非反応性酸化物を使用することにより仕上焼鈍後の表面の酸素目付量を0.1g/m2以下とすること、あるいは焼鈍分離剤の主剤にMgOを用いるとともに、副剤としてハロゲンを1〜20mass％含有させて仕上焼鈍後の表面の酸素目付量を0.1g/m2以下とすることにも、本発明を適用することができる。この場合、仕上焼鈍後はアンカー部となる酸化物が存在せずにアンカー部は空洞となり、その後の絶縁コーティング塗布時にコーティングが空洞内に入り込むため、コーティングがアンカー部となって機能する。
また、焼鈍分離剤の主剤MgOにハロゲン化物を添加して鏡面化する場合は、膜なしの鋼板表面に凹凸が形成され、そこに絶縁コーティングが入り込んでさらなるアンカー部を形成することとなる。通常、十分に鏡面化した鋼板では、絶縁コーティングとの密着性を保つために、絶縁コーティングと鋼板との間にPVDやCVDなどの方法でバインダーを被成させるが、焼鈍分離剤の主剤MgOにハロゲン化物を添加して鏡面化する場合は鋼板表面に適度な凹凸が形成されているため、直接コーティングを施しても被膜密着性は保たれる。さらに、鋼板表面の被膜が剥がれて鏡面化する結果、アンカー部深さも浅くなることから、ヒステリシス損の劣化も抑制される。
本発明では、最終冷延から仕上焼鈍までのいずれかの段階において、鋼板表面の平均粗度を0.3μm以下、最大谷深さを２μm以上５μm以下に調整することは、本発明に従う被膜形態を達成するのに有効である。すなわち、平均粗度を0.3μm以下とすることにより、５μm2以下のアンカー部の個数を0.06個/μm2以下により容易に低減できる。また、最大谷深さを２μm以上５μm以下とすることにより、10〜40μm2以上の粗大なアンカーネックの個数を確保するとともにアンカー部の地鉄表面からの深さを3.5μm以下とすることが、より容易に実現できる。
さらに、脱炭焼鈍前の鋼板表面の平均粗度Saを0.3μm以下、最大谷深さSvを２μm以上５μm以下に調整することが好ましく、仕上焼鈍時に保定して焼鈍することもできる。なお、上記Saの下限値は特に限定されないが、工業的には0.5μm程度である。また、上記粗度は、ISO25178の定義に従う。
このような鋼板表面の粗度に調整する方法は様々ある。たとえば、最終冷延のロールの粗度パタンを適正化する方法や、冷間圧延後に改めて適正な粗度を持ったロールを通過させることにより鋼板に粗度をつける方法、レーザー加工やエッチングにより表面に凹凸を形成させる方法などいずれの方法を用いても良い。
この他の製造条件としては、仕上焼鈍中の雰囲気露点は20℃以下とすることがインヒビターの酸化による劣化を防ぐために好ましい。さらに上記仕上焼鈍後、二次再結晶を起こさせるためにインヒビターを利用している場合には、上記インヒビター形成成分を製品板から除去するため、水素雰囲気下で、1200℃程度、具体的には、1150〜1240℃の範囲の温度に2〜50ｈの間保持する純化焼鈍を施すことが好ましい。
上記仕上焼鈍や純化焼鈍を行った後の鋼板は、鋼板表面に付着した未反応の焼鈍分離剤を除去する水洗やブラッシング、酸洗等を行う。ついで、鉄損低減のため、平坦化焼鈍を施して形状矯正を行うことが好ましい。これは、一般的に仕上焼鈍をコイル状態で行うため、コイルの巻き癖によって磁気特性が劣化するのを防止するためである。
さらに、鋼板を積層して使用する場合には、上記平坦化焼鈍において、または、その前後において、鋼板表面に絶縁コートを被成するのが好ましい。この際、鉄損をより低減するためには、絶縁コートとして、鋼板に張力を付与することができる張力付与被膜を適用するのが好ましい。また、被膜密着性に優れかつ鉄損低減効果が大きい張力付与被膜を被成するためには、バインダーを介して張力被膜を塗布する方法や、物理蒸着法や化学蒸着法で無機物を鋼板表層に蒸着させてから張力被膜を塗布する方法を採用することもできる。ただし、本発明においては表面の凹凸を適正に形成させているため、バインダーを用いなくても十分な密着性が得られる。
なお、膜なし鏡面化の場合は、仕上焼鈍を行った後、絶縁コートを塗布する前までに鋼板にロールやエッチング、レーザー加工などで凹凸をつけて、所定のネック部を調整することもできる。
鉄損をより低減するためには、磁区細分化処理を施すことが好ましい。磁区細分化の方法としては、一般的に実施されている、最終製品板の表面に電子ビームやレーザービーム、プラズマ等の熱エネルギーを照射して線状または点状の熱歪を導入する方法、最終製品板の表面に線状または点状の圧痕やスクラッチ等の加工歪を導入する方法、最終板厚に冷間圧延した鋼板表面に、中間工程でエッチング加工を施して線状または点状の溝を形成する方法等を好適に用いることができる。
（実施例１）
Ｃ：0.06％、Si：3.28％、Al：0.02％、Ｎ：80massppm、Mn：0.07％、Ｓ：0.005％およびCu：0.06％を含み、残部は鉄および不可避不純物よりなるスラブを1400℃に加熱し、2.2mm厚に熱間圧延し、1050℃、２分間の中間焼鈍をはさんで0.23mm厚まで冷間圧延し、最終板厚の鋼板に仕上げた。ついで、レーザー照射により鋼板表面に微細加工を行い、鋼板の表面性状（平均粗度Saおよび最大谷深さSv）を変更した。その後、該鋼板に対し、一次再結晶焼鈍として800℃×120s、水蒸気分圧P(H2O)/P(H2)：0.4にて焼鈍を行った。
さらに、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、焼鈍分離剤を塗布した。すなわち、平均粒径1.2μm、粒径の標準偏差が0.4μmのMgOに、平均粒径が0.3μmのTiO2を６mass％と、平均粒径（累積50％粒子径）Ｄが2.0μmでその４倍以上の粒度の粒子の含有率Ｒが4.7vol％、粒度の標準偏差が0.4μmのMnOを２mass％（濃度Ｃ）で含有させた焼鈍分離剤を用いて、該焼鈍分離剤を塗布量Ａ：９g/m2にて鋼板に塗布した。なお、このときのＡＣＲ／Ｄ3は10.6である。
その後、仕上焼鈍として900℃で30時間保持し、引き続き1160℃で10時間の純化焼鈍を行った。純化焼鈍後は未反応焼鈍分離剤を除去後、リン酸マグネシウム−シリカ系の絶縁コーティングを塗布して焼き付けを兼ねて800℃で10秒の平坦化焼鈍を行った。
このようにして得られた鋼板の磁気特性および被膜密着性を調査した結果を表２に示す。表面粗度を適正範囲に収めることにより、ヒステリシス損が低減して鉄損が改善されるとともに、被膜密着性も良好な値が得られた。
Figure 2020203928
(実施例２)
Ｃ：0.03％、Si：3.4％、Al：0.006％、Ｎ：30massppm、Mn：0.07％、Ｐ：0.02％およびMo：0.02％を含み、残部は鉄および不可避不純物よりなるスラブを1400℃に加熱し、2.2mm厚に熱間圧延し、1050℃、２分間の中間焼鈍をはさんで0.23mm厚まで冷間圧延し、最終板厚に仕上げた。その後、鋼板表面にレジスト印刷した後エッチングすることにより鋼板表面にパターニングされた穴を形成した。このときの平均粗度Saは0.3μmで、最大谷深さSvは3.9μmであった。その後、一次再結晶焼鈍として860℃×80s、水蒸気分圧P(H2O)/P(H2)：0.5にて焼鈍を行った。
さらに、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、焼鈍分離剤を塗布した。すなわち、平均粒径0.8μm、粒径の標準偏差が0.3μmのMgOに、平均粒径が0.3μmのTiO2を４mass％と、平均粒径Ｄが6.2μmでその４倍以上の粒度の粒子の含有率Ｒが3.2vol％、粒度の標準偏差が0.52μmのタルク(Mg3Si4O10(OH)2)を４mass％（濃度Ｃ）含有させた焼鈍分離剤を用いて、該焼鈍分離剤を塗布量Ａ：10g/m2にて鋼板に塗布した。なお、このときのＡＣＲ／Ｄ3は0.53である。
その後、仕上焼鈍として850℃で、30時間保持しもしくは保定せずに、そのまま1160℃10時間の純化焼鈍を行った。純化焼鈍後は未反応焼鈍分離剤を除去し、リン酸マグネシウム−シリカ系の絶縁コーティングを塗布して焼き付けを兼ねて800℃で10秒の平坦化焼鈍を行った。
このようにして得られた鋼板の磁気特性および被膜密着性を調査した結果を表３に示す。表面粗度の適正化、焼鈍分離剤添加剤への粗大粒の導入、および保定焼鈍の追加により、No.９と比べて、ヒステリシス損が低減して鉄損が改善された。
Figure 2020203928
（実施例３）
Ｃ：0.03％、Si：3.32％、Al：0.01％、Ｎ：60massppm、Mn：0.07％およびSb：0.04％を含み、残部は鉄および不可避不純物よりなるスラブを1400℃に加熱し、2.2mm厚に熱間圧延し、1050℃、２分間の中間焼鈍をはさんで0.23mmまで冷間圧延し、最終板厚に仕上げた。この際に最終冷間圧延のロール粗度を調整することにより、鋼板表面の平均粗度Saを0.22μm、最大谷深さSvを3.2μmに調整した。その後、一次再結晶焼鈍として850℃×90s、水蒸気分圧P(H2O)/P(H2)：0.3にて焼鈍を行った。
さらに、一次再結晶焼鈍後の鋼板の表面に、焼鈍分離剤を塗布した。すなわち、平均粒径0.9μm、粒径の標準偏差が0.4μmのMgOに、BiCl3を６mass％と、平均粒径Ｄが3.6μmでその４倍以上の粒度の粒子の含有率Ｒが2.2vol％、粒度の標準偏差が1.5μmのSnOを1.5mass％（濃度Ｃ）含有させた焼鈍分離剤を用いて、該焼鈍分離剤を、塗布量Ａ：10g/m2にて鋼板に塗布した。なお、このときのＡＣＲ／Ｄ3は0.7である。
その後、仕上焼鈍として850℃で、30時間保持しもしくは保定せずに、そのまま1160℃10時間の純化焼鈍を行った。純化焼鈍後は未反応焼鈍分離剤を除去した。この段階の鋼板表面には酸化膜の残存はなく、鋼板表面から地鉄側へ10μｍ2程度の大きさの空洞が形成されていた。この仕上焼鈍後の鋼板に、リン酸マグネシウム−シリカ系の絶縁コーティングを塗布して焼き付けを兼ねて800℃で10秒の平坦化焼鈍を行った。ついで、かかる鋼板に電子ビーム照射により磁区細分化処理を行った。
このようにして得られた鋼板の磁気特性および被膜密着性を調査した結果を表４に示す。同表に示すように、絶縁コートにおいて本発明に従うアンカー部が形成されていることがわかる。その結果、鉄損が効果的に低減していることから膜なし鏡面化による鉄損低減が達成されていることおよび、ヒステリシス損が低減した結果、鉄損が改善されたこともわかる。さらに、特別な工程を取らなくても絶縁コートと地鉄との密着性も保たれていた。
(実施例４)
実施例３と同じ成分を持つ鋼塊を、実施例２と同じ工程で一次再結晶焼鈍まで行った。その後、主剤にアルミナを用い、これに平均粒径Ｄが3.6μmでその４倍以上の粒度の粒子の含有率Ｒが2.2vol％、粒度の標準偏差が1.5μmのSnOを濃度Ｃが1.5mass％となるように含有する焼鈍分離剤を、塗布量Ａ：10g/m2にて鋼板に塗布した。このときのＡＣＲ／Ｄ3は0.7である。仕上焼鈍以降は、実施例２と同じ工程で処理した。このようにして得られた鋼板の磁気特性および被膜密着性について調査した結果を表４に併記する。同表に示すように、焼鈍分離剤に非反応性のAl2O3を用いた場合も、絶縁コートにおいて本発明に従うアンカー部が形成されていることがわかる。その結果、鉄損、被膜密着性とも良好な結果が得られた。
Figure 2020203928
１ 被膜
２ 地鉄
３ アンカー部
４ ネック部(面積率10〜40μm2)
５ ネック部(面積率５μm2以下)
６ アンカー部深さ

Claims (7)

  1. 鋼板の地鉄表面に形成した絶縁被膜を有する方向性電磁鋼板において、前記絶縁被膜が部分的に前記地鉄の内部に入り込むアンカー部を有し、前記アンカー部は前記地鉄表面からの深さが3.5μm以下の範囲にあり、前記方向性電磁鋼板の曲げ試験により前記地鉄から前記絶縁被膜をはく離させた際の、前記地鉄の表面における前記絶縁被膜の残留部をネック部とするとき、該ネック部は、面積５μm2以下の個数が0.06個/μm2以下および、面積10〜40μm2の個数が0.005個/μm2以上0.011個/μm2以下であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
  2. 請求項１に記載の方向性電磁鋼板を製造する方法であって、Siを２〜４mass％含有する鋼を熱間圧延し、１回もしくは中間焼鈍を含む複数回の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げた後一次再結晶焼鈍をし、ついで焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を行ったのちに該焼鈍分離剤を除去し、絶縁コーティングを施して平坦化焼鈍する一連の方向性電磁鋼板の製造方法において、
    水への溶解度が３g/L以下、累積50％粒子径Ｄ(μm)の４倍以上の径を有する粒子の体積分率がＲ(vol％)および粒度の標準偏差がSd(μm)である添加剤を、濃度Ｃ(mass％)にて含有する、焼鈍分離剤を、塗布量Ａ(g/m2)にて塗布するに際して、前記累積50％粒子径Ｄ、体積分率Ｒ、粒度の標準偏差Sd、濃度Ｃおよび塗布量Ａが、次の各式
    Ｄ≧1.8、
    Sd≦0.6・Ｄ、
    0.15≦（Ａ・Ｃ・Ｒ）／Ｄ3≦20
    を満足することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 前記焼鈍分離剤の主剤をMgOとすることを特徴とする請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 前記焼鈍分離剤の主剤を非反応性酸化物とし、前記仕上焼鈍後の鋼板表面の酸素目付量を0.1g/m2以下にすることを特徴とする請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 前記焼鈍分離剤にハロゲンを１〜20mass％含有させて、前記仕上焼鈍後の鋼板表面の酸素目付量を0.1g/m2以下とすることを特徴とする請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 前記最終板厚に仕上げる最終冷間圧延後かつ仕上焼鈍前のいずれかの段階において、鋼板表面の平均粗度Saを0.3μm以下、最大谷深さSvを２μm以上５μm以下に調整することを特徴とする請求項２〜５のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 前記仕上焼鈍は、800〜950℃の範囲に20〜100時間保持する処理を含むことを特徴とする請求項２〜６のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
JP2020538870A 2019-03-29 2020-03-27 方向性電磁鋼板およびその製造方法 Active JP6769587B1 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019068584 2019-03-29
JP2019068584 2019-03-29
PCT/JP2020/014387 WO2020203928A1 (ja) 2019-03-29 2020-03-27 方向性電磁鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP6769587B1 JP6769587B1 (ja) 2020-10-14
JPWO2020203928A1 true JPWO2020203928A1 (ja) 2021-04-30

Family

ID=72668981

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2020538870A Active JP6769587B1 (ja) 2019-03-29 2020-03-27 方向性電磁鋼板およびその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20220170130A1 (ja)
EP (1) EP3950971B1 (ja)
JP (1) JP6769587B1 (ja)
KR (1) KR102568156B1 (ja)
CN (1) CN113631734B (ja)
WO (1) WO2020203928A1 (ja)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11675805B2 (en) 2019-12-16 2023-06-13 Cerner Innovation, Inc. Concept agnostic reconcilation and prioritization based on deterministic and conservative weight methods
WO2022158541A1 (ja) * 2021-01-21 2022-07-28 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
EP4296382A1 (en) * 2021-03-15 2023-12-27 JFE Steel Corporation Oriented electromagnetic steel sheet and manufacturing method therefor

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE854833A (fr) * 1976-05-24 1977-09-16 Centro Sperimentale Metallurgico Spa Separateur de recuit
JPS535800A (en) 1976-07-05 1978-01-19 Kawasaki Steel Co Highhmagneticcflux density oneeway siliconnsteellfolstellite insulator film and method of formation thereof
JP2710000B2 (ja) * 1991-07-10 1998-02-04 新日本製鐵株式会社 被膜特性と磁気特性に優れた一方向性珪素鋼板
JPH09249916A (ja) 1996-03-15 1997-09-22 Kawasaki Steel Corp 方向性けい素鋼板の製造方法及び焼鈍分離剤
JP3415379B2 (ja) * 1996-11-21 2003-06-09 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性けい素鋼板の絶縁被膜及びその形成方法
JP3357611B2 (ja) * 1998-10-01 2002-12-16 川崎製鉄株式会社 鉄損の極めて低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
JP4147775B2 (ja) 2002-01-28 2008-09-10 Ｊｆｅスチール株式会社 磁気特性および被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法
JP4276547B2 (ja) * 2003-01-15 2009-06-10 新日本製鐵株式会社 高磁場鉄損と被膜特性に優れる超高磁束密度一方向性電磁鋼板
TWI270578B (en) * 2004-11-10 2007-01-11 Jfe Steel Corp Grain oriented electromagnetic steel plate and method for producing the same
WO2015040799A1 (ja) * 2013-09-19 2015-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
EP3205738B1 (en) * 2014-10-06 2019-02-27 JFE Steel Corporation Low-core-loss grain-oriented electromagnetic steel sheet and method for manufacturing same
KR101693516B1 (ko) * 2014-12-24 2017-01-06 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP6168173B2 (ja) 2015-01-30 2017-07-26 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板とその製造方法
KR102058889B1 (ko) * 2015-09-29 2019-12-26 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 도금 강재
RU2695736C1 (ru) * 2015-10-26 2019-07-25 Ниппон Стил Корпорейшн Электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой и обезуглероженный стальной лист, используемый для его производства
JP6372581B1 (ja) * 2017-02-17 2018-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板
RU2767383C1 (ru) * 2018-03-20 2022-03-17 Ниппон Стил Корпорейшн Электротехнический стальной лист с ориентированной зеренной структурой и способ его производства
CN113302319B (zh) * 2019-01-16 2023-04-14 日本制铁株式会社 不具有镁橄榄石被膜的绝缘被膜密合性优异的方向性电磁钢板

Also Published As

Publication number Publication date
US20220170130A1 (en) 2022-06-02
KR102568156B1 (ko) 2023-08-17
CN113631734B (zh) 2023-03-10
WO2020203928A1 (ja) 2020-10-08
EP3950971A4 (en) 2022-06-15
EP3950971A1 (en) 2022-02-09
JP6769587B1 (ja) 2020-10-14
EP3950971B1 (en) 2023-11-22
KR20210137205A (ko) 2021-11-17
CN113631734A (zh) 2021-11-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5610084B2 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR101921401B1 (ko) 방향성 전기 강판의 제조 방법
CN108699621B (zh) 取向性电磁钢板的制造方法
WO2017006955A1 (ja) 方向性電磁鋼板とその製造方法
JP6769587B1 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP6512412B2 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP6436316B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP6825681B2 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR20160138253A (ko) 방향성 전기 강판의 제조 방법
WO2019013351A1 (ja) 方向性電磁鋼板及びその製造方法
WO2022013960A1 (ja) 方向性電磁鋼板および方向性電磁鋼板の製造方法
JP5794409B2 (ja) 電磁鋼板およびその製造方法
JP3921806B2 (ja) 方向性珪素鋼板の製造方法
EP2243865B1 (en) Grain-oriented electromagnetic steel sheet excellent in magnetic characteristics
JP3846064B2 (ja) 方向性電磁鋼板
JP5287641B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JPWO2020218329A1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP4192399B2 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP7299512B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2022060749A (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2003049250A (ja) 曲げ加工性に優れた方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP3921807B2 (ja) 方向性珪素鋼板の製造方法
JP6866901B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JPH11241120A (ja) 均質なフォルステライト質被膜を有する方向性けい素鋼板の製造方法
WO2022186299A1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板用熱延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20200713

A871 Explanation of circumstances concerning accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871

Effective date: 20200713

A975 Report on accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005

Effective date: 20200811

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20200825

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20200907

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6769587

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250