RU2608250C1 - Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали и первично-рекристаллизованный стальной лист для производства текстурированного листа из электротехнической стали - Google Patents

Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали и первично-рекристаллизованный стальной лист для производства текстурированного листа из электротехнической стали Download PDF

Info

Publication number
RU2608250C1
RU2608250C1 RU2015131086A RU2015131086A RU2608250C1 RU 2608250 C1 RU2608250 C1 RU 2608250C1 RU 2015131086 A RU2015131086 A RU 2015131086A RU 2015131086 A RU2015131086 A RU 2015131086A RU 2608250 C1 RU2608250 C1 RU 2608250C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
ppm
less
sheet
annealing
steel
Prior art date
Application number
RU2015131086A
Other languages
English (en)
Inventor
Юкихиро СИНГАКИ
Ясуюки ХАЯКАВА
Хирой ЯМАГУТИ
Хироси МАЦУДА
Юйко ВАКИСАКА
Original Assignee
ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
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 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН filed Critical ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
Application granted granted Critical
Publication of RU2608250C1 publication Critical patent/RU2608250C1/ru

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
    • 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
    • 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
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B45/00—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • 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
    • C21D8/1255—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
    • C21D8/1261—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 following 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
    • C21D8/1244—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
    • 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
    • C21D8/1294—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a localized treatment
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/60—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
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/02—Pretreatment of the material to be coated
    • 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
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/24—Nitriding
    • C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces
    • 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
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/40—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using liquids, e.g. salt baths, liquid suspensions
    • C23C8/42—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using liquids, e.g. salt baths, liquid suspensions only one element being applied
    • C23C8/48—Nitriding
    • C23C8/50—Nitriding of ferrous surfaces
    • 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
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/80—After-treatment
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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

Landscapes

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

Abstract

Изобретение относится к производству текстурированного листа из электротехнической стали. Для повышения магнитных свойств стали осуществляют необязательно отжиг, горячую прокатку стального сляба, содержащего, в мас.% или ч./млн. по мас.: C 0,08% или менее, Si от 2,0% до 4,5% и Mn 0,5% или менее, S, Se и O каждый ограничен менее 50 ч./млн., sol. Al менее 100 ч./млн., и N, содержание которого удовлетворяет условию sol. Al/(26,98/14,00) ч./млн.≤N≤80 ч./млн., остальное Fe и случайные примеси. Производят отжиг и холодную прокатку горячекатаного листа, затем проводят азотирование холоднокатаного листа, с увеличением содержания азота на величину от 50 ч./млн. или более до 1000 ч./млн. или менее во время первичного рекристаллизационного отжига или после него, наносят отжиговый сепаратор на холоднокатаный лист, при этом время выдержки в температурном диапазоне от 300°C до 800°C на этапе нагрева в ходе вторичного рекристаллизационного отжига устанавливают равным от 5 часов или более до 150 часов или менее для обеспечения выделения нитрида кремния (Si3N4) на границах зерен и его использования в качестве ингибитора для нормального роста зерен. 3 н. и 2 з.п. ф-лы, 2 табл., 2 пр., 2 ил.

Description

Область техники, к которой относится изобретение
Объектом настоящего изобретения является способ производства текстурированного листа из электротехнической стали, обладающей отличными магнитными свойствами, обеспечивающими возможность получения текстурированного листа из электротехнической стали с отличными магнитными характеристиками при низких затратах, и первично-рекристаллизованный стальной лист, пригодный для производства такого текстурированного листа из электротехнической стали.
Уровень техники
Текстурированный лист из электротехнической стали представляет собой магнитно-мягкий материал, используемый для производства сердечников трансформаторов, генераторов и т.п., имеющий такую ориентацию кристаллов, при которой направление <001>, являющееся осью легкого намагничивания железа, практически совпадает с направлением прокатки стального листа. Такая микроструктура образуется в результате вторичной рекристаллизации, при которой рост крупных зародышей кристаллов с ориентацией (110)[001] или так называемой ориентацией Госса происходит, предпочтительно, во время вторичной рекристаллизации при отжиге в процессе производства текстурированного листа из электротехнической стали.
Обычно текстурированный лист из электротехнической стали производят путем нагрева сляба, содержащего около 4,5 мас. % или менее Si и ингибирующих компонентов, таких как MnS, MnSe и AlN, до температуры 1300°C или выше для одновременного растворения ингибирующих компонентов, после чего сляб подвергают горячей прокатке для получения горячекатаного стального листа. Затем стальной лист при необходимости подвергают отжигу в зоне горячих состояний с последующей однократной или двухкратной холодной прокаткой с промежуточным отжигом между этими прокатками, пока не будет получена требуемая толщина листа. После этого стальной лист подвергают первичному рекристаллизационному отжигу во влажной водородной атмосфере с целью рекристаллизации и обезуглероживания. Затем на поверхность листа наносят отжиговый сепаратор, состоящий, в основном, из окиси магния (MgO), и производят конечный отжиг при температуре 1200°C в течение приблизительно 5 часов для вторичной рекристаллизации и удаления ингибирующих компонентов (см., например, US 1965559 A (PTL 1), JPS 4015644 B (PTL 2) и JPS 5113469 B (PTL 3)).
Как указывалось ранее, при традиционной технологии производства текстурированного листа из электротехнической стали сляб содержит выделения, такие как MnS, MnSe, и выделения AlN (ингибирующие компоненты); сляб затем нагревают до высокой температуры, превышающей 1300°C, чтобы однократно растворить данные ингибирующие компоненты, и в ходе дальнейшего производственного процесса данные ингибирующие компоненты выделяются, вызывая вторичную рекристаллизацию. Как было указано выше, поскольку при традиционной технологии производства текстурированного листа из электротехнической стали необходимо производить нагревание сляба до высокой температуры выше 1300°C, неизбежны высокие производственные затраты, и, соответственно, в последнее время все чаще и чаще возникают требования по снижению этих производственных затрат.
С целью решения вышеуказанной проблемы, например, в JP 2782086 B (PTL 4) предлагается способ, заключающийся в использовании сляба, содержащего от 0,010% до 0,060% кислоторастворимого Al (sol. Al), нагреве сляба при низкой температуре и азотировании в соответствующей азотирующей атмосфере в процессе декарбонизационного отжига для использования выделяющихся (Al,Si)N в качестве ингибиторов в ходе вторичной рекристаллизации. (Al,Si)N мелко диспергируется в стали и служит эффективным ингибитором. Однако поскольку концентрация ингибитора определяется содержанием Al, имели место случаи, когда достаточный эффект замедления роста кристаллов было невозможно получить, если точность дозировки Al в процессе производства стали являлась недостаточной. Было предложено много способов, аналогичных описанному выше, при которых азотирующая обработка производится на промежуточных этапах производственного процесса, и в качестве ингибитора используется (Al,Si)N или AlN, и в последнее время появились также методы, при которых температура нагревания сляба превышает 1300°C.
С другой стороны, производились также исследования таких способов, при которых вторичная рекристаллизация осуществляется в слябе, изначально не содержащем ингибирующих компонентов. Например, в документе JP 2000129356 A (PTL 5) раскрывается способ обеспечения вторичной рекристаллизации без применения ингибирующих компонентов (так называемый безингибиторный способ). Данный безингибиторный способ представляет собой способ, при котором используется высокорафинированная сталь, а вторичная рекристаллизация осуществляется посредством управления текстурированием.
При данном безингибиторном способе нагрев сляба до высокой температуры не требуется, в результате чего затраты при производстве текстурированного листа из электротехнической стали могут быть снижены. Однако данный способ отличается тем, что, вследствие отсутствия ингибитора, магнитные свойства продукта, скорее всего, будут изменяться при изменении температуры во время промежуточных этапов производства. Управление текстурированием является важным условием данного способа, и, соответственно, было предложено много способов управления текстурированием, например, теплая прокатка. Однако при недостаточном контроле текстурирования степень совпадения направления роста кристаллов с ориентацией Госса (ориентацией (110)[001]) после вторичной рекристаллизации, является более низкой по сравнению со способами, при которых используются ингибиторы, что приводит к более низкой плотности магнитного потока.
Список цитированных источников
Патентная документация
PTL 1: US 1965559 A
PTL 2: JPS 4015644 B
PTL 3: JPS 5113469 B
PTL 4: JP 2782086 B
PTL 5: JP 2000129356 A
Непатентная литература
NPL 1: "Sai Ramudu Meka и др.: журнал "Philos Mag" том.92, №11, 11 апреля 2012, 1435-1455".
Как упоминалось выше, существующие на данный момент безингибиторные способы производства текстурированного листа из электротехнической стали не всегда обеспечивают легкое получение стабильных хороших магнитных характеристик.
Посредством использования компонентов с содержанием Al менее 100 ч./млн., эквивалентному безингибиторным компонентам, избегая необходимости нагрева сляба до высоких температур, и за счет проведения азотирования с целью выделения нитрида кремния (Si3N4) вместо AlN, и путем ингибирования нормального роста кристаллов с помощью нитрида кремния, настоящее изобретение обеспечивает значительное уменьшение изменения магнитных свойств до промышленно применимого стабильного уровня с целью производства текстурированного листа из электротехнической стали с хорошими магнитными свойствами.
Краткое изложение сущности изобретения
Для получения текстурированного листа из электротехнической стали с уменьшенным изменением магнитных свойств при снижении температуры нагрева сляба, авторы настоящего изобретения использовали безингибиторный способ для получения первичной рекристаллизованной текстуры, выделения нитрида кремния в данной текстуре путем азотирования на промежуточном этапе производства, и провели исследование использования нитрида кремния в качества ингибитора.
Авторы настоящего изобретения сделали вывод, что при возможности выделения кремния, содержание которого в текстурированном листе из электротехнической стали составляет несколько %, в виде нитрида кремния, чтобы его можно было использовать в качестве ингибитора, эффект замедления роста кристаллов будет таким же, независимо от количества других нитридообразующих элементов (Al, Ti, Cr, V и т.д.), путем контроля степени азотирования при азотирующей обработке.
С другой стороны, в отличие от (Al,Si)N, в котором Si растворен в AlN, чистый нитрид кремния плохо согласуется с кристаллической решеткой стали и имеет сложную кристаллическую структуру с ковалентными связями. Соответственно, известно, что тонкое осаждение чистого нитрида кремния в кристаллах является крайне трудной задачей. По этой причине было бы трудно произвести осаждение тонкого нитрида кремния в кристаллах после азотирования по стандартной технологии.
Однако изобретателями было обнаружено, что за счет использования данной особенности, можно производить селективное осаждение нитрида кремния на границах зерен. Кроме того, изобретатели полагали, что при возможности селективного выделения нитрида кремния на границах зерен, достаточный эффект замедления роста кристаллов будет получен даже при наличии крупнозернистых осадков.
На основании указанных выше принципов, авторы изобретения провели интенсивные исследования, начиная от химического состава материала и заканчивая увеличением содержания азота после азотирующей обработки, условий термообработки для формирования нитрида кремния путем диффундирования азота по границам зерен, и т.д. В результате, авторами настоящего изобретения был создан новый способ использования нитрида кремния, что и является объектом изобретения.
В частности, отличительные признаки настоящего изобретения заключаются в следующем.
1. Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали, в котором горячую прокатку стального сляба с целью получения горячекатаного стального листа производят без повторного отжига или после повторного отжига; состав сляба содержит в масс. % или ч./млн. по массе, C: 0,08% или менее, Si: от 2,0% до 4,5%, Mn: 0,5% или менее, S: менее 50 ч./млн., Se: менее 50 ч./млн., O: менее 50 ч./млн., sol. Al: менее 100 ч./млн., N: в диапазоне, удовлетворяющем условию sol. Al/(26,98/14,00) ч./млн.≤N≤80 ч./млн., остальное Fe и случайные примеси; затем производят отжиг и прокатку горячекатаного листа с целью получения холоднокатаного листа требуемой толщины; затем производится азотирование холоднокатаного листа, с увеличением содержания азота на величину от 50 ч./млн. или более до 1000 ч./млн. или менее во время первичного рекристаллизационного отжига или после него; затем производят нанесение отжигового сепаратора на холоднокатаный лист; при проведении вторичного рекристаллизационного отжига продолжительность выдерживания в температурном диапазоне от 300°C до 800°C на стадии нагревания устанавливают равной от 5 часов или более до 150 часов или менее.
2. Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали, в котором горячую прокатку стального сляба с целью получения горячекатаного стального листа производят без повторного отжига или после повторного отжига; состав сляба содержит, в мас. % или ч./млн. по массе, C: 0,08% или менее, Si: от 2,0% до 4,5%, Mn: 0,5% или менее, S: менее 50 ч./млн., Se: менее 50 ч./млн., O: менее 50 ч./млн., sol. Al: менее 100 ч./млн., N: в диапазоне, удовлетворяющем условию sol. Al/(26,98/14,00) ч./млн.≤N≤80 ч./млн., остальное Fe и случайные примеси; затем производят отжиг и прокатку горячекатаного листа с целью получения холоднокатаного листа требуемой толщины; затем производят азотирование холоднокатаного листа, с увеличением содержания азота на величину от 50 ч./млн. или более до 1000 ч./млн. или менее во время первичного рекристаллизационного отжига или после него; затем производят нанесение отжигового сепаратора на холоднокатаный лист; затем создают возможность диффузии N в стальную подложку после первичного рекристаллизационного отжига и перед началом вторичной рекристаллизации, с целью обеспечения селективного выделения частиц нитрида кремния размером 100 нм или более на границах зерен, для использования в качестве ингибитора нормального роста зерен.
3. Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали по п. 1 или 2, отличающийся тем, что состав стального сляба содержит, в мас. % один или несколько из Ni: от 0,005% до 1,50%, Sn: от 0,01% до 0,50%, Sb: от 0,005% до 0,50%, Cu: от 0,01% до 0,50%, Cr: от 0,01% до 1,50%, P: от 0,0050% до 0,50%, Mo: от 0,01% до 0,50% и Nb: от 0,0005% до 0,0100%.
4. Первично-рекристаллизованный стальной лист для производства текстурированного листа из электротехнической стали, состав которого содержит, в мас. % или ч./млн. по массе: C: 0,08% или менее, Si: от 2,0% до 4,5% и Mn: 0,5% или менее, каждого из S, Se и O: менее 50 ч./млн., sol. Al: менее 100 ч./млн, N: от 50 ч./млн. или более до 1080 ч./млн. или менее, остальное Fe и случайные примеси.
5. Первично-рекристаллизованный стальной лист для производства текстурированного листа из электротехнической стали по п. 4, отличающийся тем, что состав данного первично-рекристаллизованного листа содержит, в мас. % один или несколько из: Ni: от 0,005% до 1,50%, Sn: от 0,01% до 0,50%, Sb: от 0,005% до 0,50%, Cu: от 0,01% до 0,50%, Cr: от 0,01% до 1,50%, P: от 0,0050% до 0,50%, Mo: от 0,01% до 0,50% и Nb: от 0,0005% до 0,0100%.
Настоящее изобретение обеспечивает возможность промышленно стабильного производства текстурированного листа из электротехнической стали с хорошими магнитными свойствами со значительно уменьшенной степенью изменения этих свойств, без необходимости высокотемпературной термической обработки сляба.
Кроме того, в настоящем изобретении используется чистый нитрид кремния, который не выделяется в смеси с Al, и, таким образом, очистку стали можно легко осуществлять просто путем удаления только азота, который диффундирует относительно быстро.
Кроме того, при использовании Al или Ti в качестве выделений при стандартной технологии ректификации, необходим контроль на уровне ч./млн. для получения желаемой степени очистки и гарантии действия ингибитора. Однако при использовании Si в качестве выделений на промежуточных этапах производства стали, такой контроль не является необходимым.
Краткое описание чертежей
Ниже приводится подробное описание настоящего изобретения со ссылками на прилагаемые чертежи, на которых:
фиг. 1 показывает полученные с помощью электронного микроскопа фотографии микроструктуры, подвергнутой декарбонизационному отжигу с последующей азотирующей обработкой, обеспечивающей увеличение содержания азота от 100 ч./млн. по массе (фиг. 1а) до 500 ч./млн. по массе (фиг. 1b), впоследствии нагретой до температуры 800°C с постоянной скоростью нагрева, а затем немедленно подвергнутой водяному охлаждению, а также график (фиг. 1c), демонстрирующий результаты идентификации выделений в вышеупомянутой микроструктуре, полученные с помощью энергодисперсионной рентгеновской спектрометрии (ЭДС); и
фиг. 2 показывает полученные с помощью электронного микроскопа фотографии стальных слитков A, B (A-1, B-1) после азотирования и термообработки (А-2, В-2).
Подробное описание изобретения
Ниже приводится подробное описание настоящего изобретения.
Сначала объяснены причины ограничения содержания различных веществ в химическом составе стального сляба. Если не оговорено особо, под единицами измерения "%" и "ч./млн." подразумеваются соответственно " мас. %" и "ч./млн. по массе".
C: 0,08% или менее
C является полезным элементом в плане улучшения первичной рекристаллизованной структуры. Однако если его содержание превышает 0,08%, первичные рекристаллизованные структуры ухудшаются. Таким образом, содержание C ограничивается величиной 0,08% или менее. С точки зрения магнитных свойств, предпочтительный диапазон содержания C составляет от 0,01% до 0,06%. Если требуемый уровень магнитных свойств не очень высок, содержание C может составлять до 0,01% или менее в целях пропуска или упрощения декарбонизации в ходе первичного рекристаллизационного отжига.
Si: от 2,0% до 4,5%
Si является полезным элементом, который уменьшает потери в сердечнике за счет повышения электрического сопротивления. Однако если его содержание превышает 4,5%, это приводит к значительному ухудшению технологичности холодной прокатки, и поэтому содержание Si ограничивают величиной 4,5% или менее. С другой стороны, для того, чтобы Si мог работать как нитридообразующий элемент, его содержание должно составлять 2,0% или более. Далее, с точки зрения потерь в сердечнике, предпочтительный диапазон содержания Si должен составлять от 2,0% до 4,5%.
Mn: 0,5% или менее
Поскольку Mn улучшает обрабатываемость металла в горячем состоянии в процессе производства, его предпочтительное содержание составляет 0,01% или более. Однако если его содержание превышает 0,5%, первичные рекристаллизованные структуры ухудшаются и происходит ухудшение магнитных свойств. Таким образом, содержание Mn ограничивается величиной 0,5% или менее.
S, Se и O: менее 50 ч./млн. (для каждого из данных элементов)
Если содержание каждого из элементов S, Se и O становится равным 50 ч./млн. или более, происходит затруднение вторичной рекристаллизации. Это происходит потому, что первичные рекристаллизованные микроструктуры становятся неоднородными в результате воздействия крупнозернистых оксидов или MnS и MnSe, укрупнение которых происходит вследствие нагревания сляба. Таким образом, содержание каждого из S, Se и O поддерживают равным менее 50 ч./млн. Содержание данных элементов также может составлять 0 ч./млн.
sol. Al: менее 100 ч./млн.
Al образует плотную оксидную пленку на поверхности стального листа, что может затруднить контроль степени азотирования при азотирующей обработке или помешать декарбонизации. Поэтому содержание Al ограничивают величиной менее 100 ч./млн. по sol. Al. Его содержание также может составлять 0 ч./млн.
sol. Al/(26,98/14,00) ч./млн.≤N≤80 ч./млн.
Отличительным признаком настоящего изобретения является то, что выделение нитрида кремния производится после азотирования. Таким образом, важно, чтобы предварительное содержание N в стали было бы больше или равно содержанию N, требующемуся для осаждения AlN, относительно количества Al, содержащегося в стали. В частности, поскольку Al и N связаны в соотношении 1:1, за счет того что содержание N составляет [sol. Al]/(атомный вес Al (26,98)/атомный вес N (14,00)) или более, можно полностью осадить незначительное количество Al, содержащееся в стали перед азотирующей обработкой. С другой стороны, поскольку N может стать причиной таких дефектов, как образование раковин при нагреве сляба, содержание N необходимо уменьшать до 80 ч./млн. или менее. Предпочтительное содержание N составляет 60 ч./млн. или менее.
Основными компонентами являются указанные выше. Согласно настоящему изобретению, указанные ниже компоненты также могут входить в состав стали в качестве компонентов, улучшающих магнитные свойства, что повышает надежность промышленного использования изобретения.
Ni: от 0,005% до 1,50%
Ni создает эффект улучшения магнитных свойств за счет повышения однородности текстуры горячекатаного листа, и для получения данного эффекта его предпочтительное содержание должно составлять 0,005% или более. С другой стороны, если содержание Ni превышает 1,50%, затрудняется вторичная рекристаллизация, и магнитные свойства ухудшаются. Таким образом, предпочтительный диапазон содержания Ni составляет от 0,005% до 1,50%.
Sn: от 0,01% до 0,50%
Sn является полезным элементом, который улучшает магнитные свойства, подавляя азотирование и окисление стального листа во время вторичного рекристаллизационного отжига, и облегчая вторичную рекристаллизацию кристаллических зерен с хорошей ориентацией кристаллов, и для получения данного эффекта, предпочтительная величина содержания данного элемента должна составлять 0,01% или более. С другой стороны, при содержании Sn более 0,50%, технологичность холодной прокатки ухудшается. Таким образом, предпочтительный диапазон содержания Sn составляет от 0,01% до 0,50%.
Sb: от 0,005% до 0,50%
Sb является полезным элементом, эффективно улучшающим магнитные свойства, подавляя азотирование и окисление стального листа во время вторичного рекристаллизационного отжига, и облегчая вторичную рекристаллизацию кристаллических зерен с хорошей ориентацией кристаллов, и для получения данного эффекта, предпочтительная величина содержания данного элемента должна составлять 0,005% или более. С другой стороны, при содержании более 0,50%, технологичность холодной прокатки ухудшается. Таким образом, предпочтительный диапазон содержания Sb составляет от 0,005% до 0,50%.
Cu: от 0,01% до 0,50%
Cu является полезным элементом, эффективно улучшающим магнитные свойства, подавляя окисление стального листа во время вторичного рекристаллизационного отжига и облегчая вторичную рекристаллизацию кристаллических зерен с хорошей ориентацией кристаллов, и для получения данного эффекта, предпочтительная величина содержания данного элемента должна составлять 0,01% или более. С другой стороны, при содержании более 0,50%, ухудшается технологичность горячей прокатки. Таким образом, предпочтительный диапазон содержания Cu составляет от 0,01% до 0,50%.
Cr: от 0,01% до 1,50%
Cr обеспечивает эффект стабилизации образования форстеритовых пленок, и для получения данного эффекта, предпочтительно, должен содержаться в количестве 0,01% или более. С другой стороны, если содержание превышает 1,50%, затрудняется вторичная рекристаллизация, и магнитные свойства ухудшаются. Таким образом, предпочтительный диапазон содержания Cr составляет от 0,01% до 1,50%.
P: от 0,0050% до 0,50%
P создает эффект стабилизации образования форстеритовых пленок, и для получения данного эффекта, предпочтительно, должен содержаться в количестве 0,0050% или более. С другой стороны, при содержании более 0,50%, ухудшается технологичность холодной прокатки. Таким образом, предпочтительный диапазон содержания P составляет от 0,0050% до 0,50%.
Mo: от 0,01% до 0,50%, Nb: от 0,0005% до 0,0100%
Как Mo, так и Nb создают эффект подавления образования плен после горячей прокатки, например, подавляя образование трещин вследствие изменения температуры при нагревании сляба. Однако при содержании Mo ниже 0,01% или более, и при содержании Nb ниже 0,0005% или более, эти элементы становятся менее эффективными в предотвращении образования плен. С другой стороны, если содержание Mo превышает 0,50%, и содержание Nb превышает 0,0100%, то это приводит к увеличению потерь в сердечнике, если данные элементы остаются в конечном продукте, например, в виде карбида или нитрида. Таким образом, содержание каждого из вышеупомянутых элементов должно находиться в вышеуказанных диапазонах.
Далее будет рассмотрен способ, предлагаемый настоящим изобретением.
Стальной сляб, содержание вышеназванных компонентов которого соответствует их предпочтительным диапазонам, подвергают горячей прокатке без повторного отжига или после проведения повторного отжига. При проведении повторного отжига предпочтительная температура нагрева сляба составляет от 1000°C до 1300°C. Это обусловлено тем, что нагрев сляба до температур выше 1300°C является неэффективным с точки зрения настоящего изобретения, при котором в слябе содержится мало ингибиторов, и его нагревание приведет только к повышению затрат, а при нагревании сляба до температуры ниже 1000°C возрастает прокатная нагрузка, что затрудняет прокатку.
Затем при необходимости горячекатаный лист подвергают отжигу в зоне горячих состояний и последующей однократной, двухкратной или более холодной прокатке с промежуточным отжигом между ними, для получения холоднокатаного листа.
Холодная прокатка может производиться при комнатной температуре. Как вариант, возможно проведение теплой прокатки, при которой сталь нагревают до температуры выше комнатной, например, приблизительно до 250°C.
После этого полученный холоднокатаный лист подвергают первичному рекристаллизационному отжигу.
Цель первичного рекристаллизационного отжига заключается в отжиге холоднокатаного листа с прокатанной микроструктурой до состояния первичной рекристаллизации, чтобы скорректировать размер первично ректисталлизованных зерен и сделать его оптимальным для вторичной рекристаллизации. Для этого температуру первичного рекристаллизационного отжига желательно установить в диапазоне приблизительно от 800°C до менее 950°C. Кроме того, выбирая в качестве атмосферы первичного рекристаллизационного отжига влажную водородно-азотную газовую смесь или влажную водородно-аргонную газовую смесь, первичный рекристаллизационный отжиг можно совместить с декарбонизационным отжигом.
Далее азотирование может производиться в процессе проведения первичного рекристаллизационного отжига или после него. При условии, что степень азотирования контролируется, могут использоваться любые средства азотирования, и здесь нет никаких конкретных ограничений. Например, как делалось ранее, может производиться газовое азотирование непосредственно холоднокатаного рулона с использованием атмосферного аммиака NH3, или же может выполняться непрерывное газовое азотирование перемещающейся холоднокатаной ленты. Кроме того, можно применять технологию азотирования в соляной ванне, которая обеспечивает более высокие возможности азотирования, чем технология газового азотирования. Предпочтительным способом азотирования в соляной ванне является азотирование в растворе, состоящем в основном из цианата.
Важным моментом вышеупомянутой азотирующей обработки является образование нитридного слоя на поверхности металла. С целью подавления диффузии в сталь азотирование предпочтительно производить при температуре 800°C или ниже, однако, путем сокращения продолжительности обработки (например, приблизительно до 30 секунд) можно обеспечить образование нитридного слоя только на поверхности стали, даже при проведении обработки при более высокой температуре. Далее увеличение содержания азота по окончании азотирования должно составлять от 50 ч./млн. по массе или более до 1000 ч./млн. по массе или менее. При увеличении содержания азота менее 50 ч./млн. по массе достаточный эффект получить невозможно, в то время как при увеличении содержания азота более 1000 ч./млн. по массе происходит выделение избыточного количества нитрида кремния, и вторичная рекристаллизация практически не происходит. Предпочтительное увеличение содержания азота составляет от 200 ч./млн. по массе до менее 1000 ч./млн. по массе.
В NPL 1 (Sai Ramudu Meka и др.: журнал "Philos Mag" том 92, №11, 11 апреля 2012, 1435-1455) указано, что азотирование выполняется после прокатки и перед рекристаллизацией, чтобы обеспечить выделение нитрида кремния внутри зерен. Однако если азотирование выполняется после прокатки, происходит диффузия азота по дислокациям, и, следовательно, невозможно получить селективное выделение нитрида кремния на границах зерен, что является целью настоящего изобретения. Таким образом, важным условием является выполнение азотирования, по меньшей мере, во время первичного рекристаллизационного отжига, или после него, по окончании рекристаллизации.
После того как стальной лист подвергнут вышеуказанному первичному рекристаллизационному отжигу и азотированию, производится нанесение отжигового сепаратора на поверхность стального листа. Для образования форстеритовой пленки на поверхности стального листа после вторичного рекристаллизационного отжига необходимо использовать отжиговый сепаратор, основным компонентом которого является окись магния (MgO). Однако, если нет необходимости в формировании форстеритовой пленки, в качестве основного компонента отжигового сепаратора можно использовать любые оксиды, температура плавления которых выше температуры вторичного рекристаллизационного отжига, такие как оксид алюминия (Al2O3) или оксид кальция (CaO).
Далее выполняется вторичный рекристаллизационный отжиг. При проведении данного вторичного рекристаллизационного отжига продолжительность выдерживания в температурном диапазоне от 300°C до 800°C на этапе нагревания должна составлять от 5 часов или более до 150 часов или менее. В течение этого периода в поверхностном слое стали происходит разложение нитридного слоя с диффундированием N в сталь. Что касается химического состава настоящего изобретения, то Al, который способен образовывать AlN, не остается, и, следовательно, N как элемент межзеренной сегрегации, диффундирует в сталь, используя границы зерен в качестве диффузионных путей.
Нитрид кремния обладает плохой совместимостью кристаллической решеткой стали (т.е. имеет высокий коэффициент несовместимости), и, следовательно, скорость выделения является очень низкой. Тем не менее, поскольку задачей выделения нитрида кремния является торможение нормальной скорости роста зерен, необходимо иметь достаточное количество нитрида кремния для селективного выделения на границах зерен на этапе нагрева до температуры 800°C, при которой происходит процесс нормального роста зерен. Учитывая это обстоятельство, следует отметить, что нитрид кремния не может выделяться в зернах, однако, при продолжительности термообработки при температуре от 300°C до 800°C, равной 5 часам или более, можно обеспечить селективное выделение нитрида кремния на границах зерен, позволяя кремнию связываться с N, диффундируя по границам зерен. Несмотря на то что верхний предел продолжительности термообработки не ограничен, следует отметить, что отжиг на протяжении более 150 часов вряд ли будет способствовать увеличению эффекта. Таким образом, в настоящем изобретении верхний предел продолжительности отжига установлен равным 150 часам. Кроме того, в качестве атмосферы отжига следует выбирать N2, Ar или H2, или же смесь указанных газов.
Как было указано выше, в текстурированном листе из электротехнической стали, полученном с помощью описанного выше способа обработки сляба, содержащего ограниченное количество Al в стали, при избыточном количестве N относительно выделяющегося количества AlN, и содержащего небольшое количество ингибирующих компонентов, таких как MnS или MnSe, можно обеспечить селективное выделение крупнозернистого нитрида кремния (с размером частиц 100 нм или более), по сравнению с обычными ингибиторами, на границах зерен на этапе нагревания в ходе вторичного рекристаллизационного отжига, перед началом вторичной рекристаллизации. Несмотря на то что конкретного предела по максимальному размеру выделившихся частиц нитрида кремния не существует, их предпочтительный размер составляет 5 мкм или менее.
На фиг. 1 представлены полученные с помощью электронного микроскопа фотографии, выполненные с целью исследования и идентификации микроструктуры стального листа, подвергнутого декарбонизационному отжигу с последующим азотированием с увеличением содержания азота от 100 ч./млн. по массе (фиг. 1а) до 500 ч./млн. по массе (фиг. 1b), после чего было произведено его нагревание до температуры 800°C со скоростью нагревания, обеспечивающей продолжительность пребывания в температурном диапазоне от 300°C до 800°C, равную 8 часам, после чего было произведено его немедленное охлаждение водой; исследование микроструктуры производилось с помощью электронного микроскопа. Далее на фиг. 1c показаны результаты идентификации частиц в вышеуказанной микроструктуре стального листа посредством ЭДС (энергодисперсионной рентгеновской спектрометрии).
Из фиг. 1 видно, что, в отличие от обычно используемых тонких частиц (размером менее 100 нм), даже самая маленькая частица грубого выделения нитрида кремния, образующаяся на границе зерна, имеет размер более 100 нм.
Затем образцы в лаборатории были подвергнуты обработке в соответствии с описанной технологией вплоть до этапа первичного рекристаллизационного отжига в сочетании с декарбонизацией; при этом использовались изготовленные на сталелитейном производстве стальной слиток A, содержащий в качестве компонентов стали: Si: 3,2%, sol. Al<5 ч./млн. и N: 10 ч./млн., и стальной слиток B, содержащий: Si: 3,2%, sol. Al: 150 ч./млн. и N: 10 ч./млн. Затем данные образцы были подвергнуты газовому азотированию с помощью газовой смеси NH3-N2, с увеличением содержания азота на 200 ч./млн. Микроструктуры полученных таким образом образцов после азотирования были исследованы с помощью электронного микроскопа. Затем образцы после азотирования были нагреты до температуры 800°C с такой же скоростью нагревания, что и при вторичном рекристаллизационном отжиге, после чего они были подвергнуты водяному охлаждению. Микроструктуры полученных таким образом образцов были исследованы с помощью электронного микроскопа.
Результаты исследований показаны на фиг. 2. На фиг. 2, A-1 и B-1 представляют собой полученные с помощью электронного микроскопа фотографии стальных слитков A и B после азотирования, а А-2 и В-2 представляет собой полученные с помощью электронного микроскопа фотографии стальных слитков А и В после нагревания.
Можно заметить, что в стальном слитке A, не содержащем Al, наблюдается малое количество выделений после азотирования (А-1), в то время как после нагревания и водяного охлаждения (А-2), на границах зерен произошло выделение частиц размером 100 нм или более. С другой стороны, в стальном слитке B, содержащем Al, несмотря на то, что выделения после азотирования едва различимы (В-1), как и в случае со стальным слитком A, после нагревания в зернах произошло выделение частиц (Al,Si)N обычного типа (В-2).
Использование чистого нитрида кремния, который не выделяется совместно с Al, что является отличительным признаком настоящего изобретения, обеспечивает значительно более высокую стабильность с точки зрения эффективности использования Si, который присутствует в стали в количестве порядка нескольких %, и обеспечивает эффект уменьшения потерь в сердечнике. В то же время такие компоненты, как Al или Ti, которые применялись в стандартной технологии, имеют высокое химическое сродство к азоту и обеспечивают образование частиц, которые все еще остаются стабильными при высокой температуре. Следовательно, эти компоненты имеют тенденцию в конечном итоге оставаться в стали и остальные компоненты могут послужить причиной ухудшения магнитных свойств.
Однако использование нитрида кремния дает возможность удаления выделений, ухудшающих магнитные свойства, просто путем удаления одного лишь азота, который диффундирует сравнительно быстро.
Кроме того, при использовании Al или Ti необходим контроль на уровне ч./млн., поскольку в конечном итоге потребуется рафинирование, и действие ингибитора, несомненно, нужно будет обеспечить. Однако при использовании Si такой контроль в процессе выплавки стали не является необходимым, что также является важным отличительным признаком настоящего изобретения.
С точки зрения производства ясно, что использование этапа нагревания вторичной рекристаллизации является наиболее эффективным для выделения нитрида кремния в плане эффективности использования энергии, хотя возможно также селективно выделять нитрид кремния на границах зерен, используя для этого аналогичный цикл нагревания. Таким образом, при производстве можно также производить отжиг с целью дисперсии нитрида кремния перед требующей много времени вторичной рекристаллизацией.
После вышеуказанного вторичного рекристаллизационного отжига можно также производить нанесение на поверхность стального листа изолирующего покрытия и его спекание. В качестве такого изолирующего покрытия можно использовать покрытие любого типа из известных на данный момент. Предпочтительные способы раскрываются, например, в патентных документах JPS 5079442 A и JPS 4839338 A, в которых предлагается наносить фосфатно-хроматно коллоидальный кремнезем на стальной лист и производить его спекание при температуре приблизительно 800°C.
Форму стального листа можно откорректировать посредством сглаживающего отжига, а также путем проведения сглаживающего отжига совместно со спеканием изолирующего покрытия.
ПРИМЕРЫ
Пример 1
Стальной сляб, в состав которого входят: C: 0,06%, Si: 3,3%, Mn: 0,08%, S: 0,001%, Se: 5 ч./млн. или менее, O: 10 ч./млн., Al: 0,002%, N: 0,002%, Cu: 0,05% и Sb: 0,01%, остальное Fe и случайные примеси, был подвергнут нагреванию до температуры 1100°C в течение 30 минут, а затем была произведена горячая прокатка с целью получения горячекатаного листа толщиной 2,2 мм. Затем был произведен отжиг стального листа при температуре 1000°C в течение 1 минуты с последующей холодной прокаткой с целью получения окончательной толщины листа 0,23 мм. Затем были взяты образцы размером 100 мм × 400 мм из центральной части рулона холоднокатаной полосы, и в лаборатории был произведен их первичный рекристаллизационный отжиг в сочетании с декарбонизацией. Для некоторых образцов был выполнен первичный рекристаллизационный отжиг в сочетании с декарбонизацией и азотирование (непрерывное азотирование в газовой смеси NH3, N2 и H2). Затем неазотированные образцы были подвергнуты азотированию при условиях, указанных в таблице 1 (периодический процесс, т.е. азотирование в соляной ванне с использованием солевого раствора, состоящего в основном из цианата, и азотирование в газовой смеси из NH3 и N2) с целью увеличения содержания азота в стали. Количественное определение содержания азота определялось посредством химического анализа образцов полной толщины, а также образцов с удаленным с обеих сторон поверхностным слоем толщиной 3 мкм; удаление поверхностного слоя производилось путем шлифования наждачной бумагой.
В каждом из условий был подготовлен 21 образец стального листа; был приготовлен водный раствор отжигового сепаратора, состоящий, в основном, из MgO и содержащий 5% TiO2, который был нанесен на поверхность образцов, высушен, и произведено его спекание. Из этого количества образцов 20 образцов были подвергнуты конечному отжигу при условиях, указанных в таблице 1, затем на них было нанесено фосфатное напрягающее изолирующее покрытие и произведено его спекание с целью получения конечного продукта.
После этого была произведена оценка плотности магнитного потока B8 (T) полученных изделий при напряженности магнитного поля 800 A/м.
Оценка магнитных свойств для всех условий производилась по средней величине для двадцати образцов. Оставшийся один образец был подвергнут нагреву до температуры 800°C с такой же скоростью, что и при конечном отжиге, затем извлечен и подвергнут непосредственно водяной закалке. Был произведен анализ данных образцов, при котором с помощью электронного микроскопа исследовали нитрид кремния в микроструктуре и определяли средний размер пятидесяти выделившихся частиц нитрида кремния.
Figure 00000001
Как видно из таблицы 1, образцы, выполненные по технологии согласно настоящему изобретению, обладают лучшими магнитными свойствами по сравнению с образцами, полученными по традиционной технологии без применения ингибиторов.
Пример 2
Стальной сляб, содержащий компоненты, указанные в таблице 2 (содержание каждого из элементов S, Se, и O менее 50 ч./млн.), был нагрет до температуры 1200°C в течение 20 минут и подвергнут горячей прокатке для получения горячекатаного листа толщиной 2,0 мм Полученный горячекатаный лист был подвергнут отжигу при температуре 1000°C в течение 1 минуты, а затем была произведена холодная прокатка с целью получения листа толщиной 1,5 мм, после этого произведен промежуточный отжиг при температуре 1100°C в течение 2 минут, и затем холодная прокатка для получения листа конечной толщины 0,27 мм, и после этого выполнен декарбонизационный отжиг, при котором холоднокатаный лист выдерживался при температуре 820°C в течение 2 минут в атмосфере P(H2O)/P(H2)=0,3. Затем некоторые рулоны были подвергнуты периодическому азотированию (в атмосфере NH3) с целью увеличения содержания N в стали на 70 ч./млн. или на 550 ч./млн. Затем отжиговые сепараторы, состоящие в основном из оксида магния MgO с добавленным к нему TiO2 в количестве 10%, были смешаны с водой и в виде суспензии нанесены на соответствующие стальные листы, которые, в свою очередь, были свернуты в рулоны и затем подвергнуты конечному отжигу со скоростью нагрева, при которой продолжительность пребывания при температуре от 300°C до 800°C составляла 30 часов. После этого на стальные листы было нанесено фосфатное напрягающее изолирующее покрытие, произведено его спекание и выполнен сглаживающий отжиг с целью сглаживания полученных стальных листов с целью получения конечного продукта.
Затем из полученных рулонов были взяты образцы для испытаний магнитных материалов по методу Эпштейна, и произведено измерение их плотности магнитного потока B8. Результаты измерений приведены в таблице 2.
Figure 00000002
Из таблицы 2 видно, что все образцы, полученные по технологии, предлагаемой настоящим изобретением, обладают более высокой плотностью магнитного потока.

Claims (12)

1. Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали, в котором
проводят горячую прокатку после необязательного повторного отжига стального сляба для получения горячекатаного стального листа, при этом сляб содержит состав, в мас.% или ч./млн. по мас., С 0,08% или менее, Si от 2,0% до 4,5%, Mn 0,5% или менее, S менее 50 ч./млн., Se менее 50 ч./млн., О менее 50 ч./млн., sol. Al менее 100 ч./млн., N в диапазоне, удовлетворяющем условию sol. Аl/(26,98/14,00) ч./млн. ≤N≤80 ч./млн., остальное Fe и случайные примеси, затем производят отжиг и холодную прокатку горячекатаного листа для получения холоднокатаного листа требуемой толщины,
затем производят азотирование холоднокатаного листа с увеличением содержания азота на величину от 50 ч./млн. или более до 1000 ч./млн. или менее во время первичного рекристаллизационного отжига или после него,
затем производят нанесение отжигового сепаратора на холоднокатаный лист и
проводят вторичный рекристаллизационный отжиг, при этом продолжительность выдержки в температурном диапазоне от 300°C до 800°C на этапе нагрева составляет от 5 часов или более до 150 часов или менее.
2. Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали, в котором
проводят горячую прокатку после необязательного повторного отжига стального сляба для получения горячекатаного стального листа, при этом сляб содержит состав, в мас.% или ч./млн. по мас., С 0,08% или менее, Si от 2,0% до 4,5%, Mn 0,5% или менее, S менее 50 ч./млн., Se менее 50 ч./млн., О менее 50 ч./млн., sol. Al менее 100 ч./млн., N в диапазоне, удовлетворяющем условию sol. Al/(26,98/14,00) ч./млн. ≤N≤80 ч./млн., остальное Fe и случайные примеси, затем производят отжиг и прокатку горячекатаного листа для получения холоднокатаного листа требуемой толщины,
затем производят азотирование холоднокатаного листа с увеличением содержания азота на величину от 50 ч./млн. или более до 1000 ч./млн. или менее во время первичного рекристаллизационного отжига или после него,
затем производят нанесение отжигового сепаратора на холоднокатаный лист и создают возможность диффузии N в стальную подложку после первичного рекристаллизационного отжига и перед началом вторичной рекристаллизации для обеспечения селективного выделения частиц нитрида кремния размером 100 нм или более на границах зерен, для использования его в качестве ингибитора нормального роста зерен.
3. Способ по п. 1 или 2, отличающийся тем, что состав стального сляба дополнительно содержит, в мас.%, один или несколько из: Ni от 0,005 до 1,50, Sn от 0,01 до 0,50, Sb от 0,005 до 0,50, Cu от 0,01 до 0,50, Cr от 0,01 до 1,50, Р от 0,0050 до 0,50, Мо от 0,01 до 0,50 и Nb от 0,0005 до 0,0100.
4. Текстурированный лист из электротехнической стали, подвергнутый первичной рекристаллизации, состав которого содержит, в мас.% или ч./млн. по массе, С 0,08% или менее, Si от 2,0% до 4,5% и Mn 0,5% или менее, S, Se, О каждого менее 50 ч./млн., sol. Al менее 100 ч./млн, N от 50 ч./млн. или более до 1080 ч./млн. или менее, остальное Fe и случайные примеси.
5. Текстурированный лист из электротехнической стали по п. 4, отличающийся тем, что состав данного первично-рекристаллизованного листа дополнительно содержит, в мас.% один или несколько из: Ni от 0,005 до 1,50, Sn от 0,01 до 0,50, Sb от 0,005 до 0,50, Cu от 0,01 до 0,50, Cr от 0,01 до 1,50, Р от 0,0050 до 0,50, Мо от 0,01 до 0,50 и Nb от 0,0005 до 0,0100.
RU2015131086A 2012-12-28 2013-12-25 Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали и первично-рекристаллизованный стальной лист для производства текстурированного листа из электротехнической стали RU2608250C1 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012288881 2012-12-28
JP2012-288881 2012-12-28
PCT/JP2013/085317 WO2014104391A1 (ja) 2012-12-28 2013-12-25 方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板

Publications (1)

Publication Number Publication Date
RU2608250C1 true RU2608250C1 (ru) 2017-01-17

Family

ID=51021446

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2015131086A RU2608250C1 (ru) 2012-12-28 2013-12-25 Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали и первично-рекристаллизованный стальной лист для производства текстурированного листа из электротехнической стали

Country Status (7)

Country Link
US (1) US9905343B2 (ru)
EP (1) EP2940158B1 (ru)
JP (1) JP5983776B2 (ru)
KR (2) KR101949626B1 (ru)
CN (1) CN104870666B (ru)
RU (1) RU2608250C1 (ru)
WO (1) WO2014104391A1 (ru)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2718438C1 (ru) * 2017-05-12 2020-04-06 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Текстурированная электротехническая листовая сталь и способ ее производства

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104870665B (zh) 2012-12-28 2018-09-21 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板的制造方法和方向性电磁钢板制造用的一次再结晶钢板
KR101751526B1 (ko) 2015-12-21 2017-06-27 주식회사 포스코 방향성 전기강판의 제조방법
KR101850133B1 (ko) * 2016-10-26 2018-04-19 주식회사 포스코 방향성 전기강판용 소둔 분리제 조성물, 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법
KR101906962B1 (ko) * 2016-12-22 2018-10-11 주식회사 포스코 방향성 전기강판용 소둔 분리제 조성물, 방향성 전기강판 및 방향성 전기강판의 제조방법
EP4026921A4 (en) * 2019-09-06 2023-11-01 JFE Steel Corporation CORNO-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF
KR102326327B1 (ko) * 2019-12-20 2021-11-12 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
CN112635147B (zh) * 2020-12-09 2022-07-05 横店集团东磁股份有限公司 一种软磁性粉末及其制备方法和用途

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05171291A (ja) * 1991-06-26 1993-07-09 Nippon Steel Corp 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2000129356A (ja) * 1998-10-28 2000-05-09 Kawasaki Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2001107147A (ja) * 1999-10-12 2001-04-17 Kawasaki Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
RU2285730C2 (ru) * 2000-12-18 2006-10-20 Тиссенкрупп Аччаи Спечали Терни С.П.А. Способ производства полос из электротехнической стали с ориентированными зернами
RU2378394C1 (ru) * 2006-05-24 2010-01-10 Ниппон Стил Корпорейшн Способ производства листа текстурированной электротехнической стали с высокой магнитной индукцией
RU2465348C1 (ru) * 2008-09-10 2012-10-27 Ниппон Стил Корпорейшн Способ производства листа из электротехнической стали с ориентированным зерном

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US1965559A (en) 1933-08-07 1934-07-03 Cold Metal Process Co Electrical sheet and method and apparatus for its manufacture and test
JPS5113469B2 (ru) 1972-10-13 1976-04-28
AT329358B (de) 1974-06-04 1976-05-10 Voest Ag Schwingmuhle zum zerkleinern von mahlgut
JP2782086B2 (ja) 1989-05-29 1998-07-30 新日本製鐵株式会社 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
KR960010811B1 (ko) * 1992-04-16 1996-08-09 신니뽄세이데스 가부시끼가이샤 자성이 우수한 입자배향 전기 강 시트의 제조방법
US5643370A (en) * 1995-05-16 1997-07-01 Armco Inc. Grain oriented electrical steel having high volume resistivity and method for producing same
IT1290172B1 (it) * 1996-12-24 1998-10-19 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato, con elevate caratteristiche magnetiche.
KR19990088437A (ko) 1998-05-21 1999-12-27 에모또 간지 철손이매우낮은고자속밀도방향성전자강판및그제조방법
JP3456415B2 (ja) * 1998-05-26 2003-10-14 Ｊｆｅスチール株式会社 極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
JP3357603B2 (ja) * 1998-05-21 2002-12-16 川崎製鉄株式会社 極めて鉄損の低い高磁束密度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
JP4258349B2 (ja) * 2002-10-29 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP4604827B2 (ja) * 2005-05-12 2011-01-05 Ｊｆｅスチール株式会社 一方向性電磁鋼板の製造方法
JP4714637B2 (ja) 2006-05-24 2011-06-29 新日本製鐵株式会社 磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法
JP5994981B2 (ja) * 2011-08-12 2016-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
ITFI20110194A1 (it) 2011-09-08 2013-03-09 Menarini Int Operations Lu Sa Dispositivo autoiniettore di dosi di farmaco
CN104870665B (zh) 2012-12-28 2018-09-21 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板的制造方法和方向性电磁钢板制造用的一次再结晶钢板

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05171291A (ja) * 1991-06-26 1993-07-09 Nippon Steel Corp 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2000129356A (ja) * 1998-10-28 2000-05-09 Kawasaki Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2001107147A (ja) * 1999-10-12 2001-04-17 Kawasaki Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
RU2285730C2 (ru) * 2000-12-18 2006-10-20 Тиссенкрупп Аччаи Спечали Терни С.П.А. Способ производства полос из электротехнической стали с ориентированными зернами
RU2378394C1 (ru) * 2006-05-24 2010-01-10 Ниппон Стил Корпорейшн Способ производства листа текстурированной электротехнической стали с высокой магнитной индукцией
RU2465348C1 (ru) * 2008-09-10 2012-10-27 Ниппон Стил Корпорейшн Способ производства листа из электротехнической стали с ориентированным зерном

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2718438C1 (ru) * 2017-05-12 2020-04-06 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Текстурированная электротехническая листовая сталь и способ ее производства

Also Published As

Publication number Publication date
KR20170055564A (ko) 2017-05-19
EP2940158A4 (en) 2016-01-20
CN104870666A (zh) 2015-08-26
JPWO2014104391A1 (ja) 2017-01-19
US9905343B2 (en) 2018-02-27
EP2940158B1 (en) 2017-04-19
KR101949626B1 (ko) 2019-02-18
JP5983776B2 (ja) 2016-09-06
US20150318092A1 (en) 2015-11-05
KR101980940B1 (ko) 2019-05-21
WO2014104391A1 (ja) 2014-07-03
CN104870666B (zh) 2017-05-10
EP2940158A1 (en) 2015-11-04
KR20150099575A (ko) 2015-08-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2617308C2 (ru) Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали и первично-рекристаллизованный стальной лист для производства текстурированного листа из электротехнической стали
RU2608258C1 (ru) Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали
RU2608250C1 (ru) Способ производства текстурированного листа из электротехнической стали и первично-рекристаллизованный стальной лист для производства текстурированного листа из электротехнической стали
EP3128028A1 (en) Primary recrystallization annealed sheet for oriented electromagnetic steel sheet, and method for producing oriented electromagnetic steel sheet
WO2019181945A1 (ja) 一方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP5907202B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP5857983B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法および焼鈍分離剤用ＭｇＯ
JP5853968B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP6209999B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP5904151B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP6036587B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板
JP5999040B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2014148723A (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法および方向性電磁鋼板製造用の一次再結晶鋼板