RU2676199C2 - Способ изготовления текстурированной листовой электротехнической стали - Google Patents
Способ изготовления текстурированной листовой электротехнической стали Download PDFInfo
- Publication number
- RU2676199C2 RU2676199C2 RU2017118524A RU2017118524A RU2676199C2 RU 2676199 C2 RU2676199 C2 RU 2676199C2 RU 2017118524 A RU2017118524 A RU 2017118524A RU 2017118524 A RU2017118524 A RU 2017118524A RU 2676199 C2 RU2676199 C2 RU 2676199C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- annealing
- stage
- temperature
- ppm
- steel
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 33
- 229910000976 Electrical steel Inorganic materials 0.000 title claims description 18
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 14
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 130
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 87
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 87
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims abstract description 47
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 claims abstract description 30
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims abstract description 8
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 7
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 5
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 claims description 28
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 8
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 abstract description 21
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 14
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 5
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 abstract description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 2
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical group [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 52
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 23
- 239000003112 inhibitor Substances 0.000 description 18
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 12
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 12
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 12
- 239000000463 material Substances 0.000 description 7
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 5
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 5
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 5
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 5
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 230000005284 excitation Effects 0.000 description 4
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 4
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 4
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 4
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 3
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 3
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 2
- 229910052839 forsterite Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 2
- HCWCAKKEBCNQJP-UHFFFAOYSA-N magnesium orthosilicate Chemical compound [Mg+2].[Mg+2].[O-][Si]([O-])([O-])[O-] HCWCAKKEBCNQJP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005121 nitriding Methods 0.000 description 2
- 239000012299 nitrogen atmosphere Substances 0.000 description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000000746 purification Methods 0.000 description 2
- 229910052711 selenium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000004936 stimulating effect Effects 0.000 description 2
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 1
- 239000011230 binding agent Substances 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005229 chemical vapour deposition Methods 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011162 core material Substances 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 230000001687 destabilization Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 1
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 210000003608 fece Anatomy 0.000 description 1
- 230000005764 inhibitory process Effects 0.000 description 1
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 230000005381 magnetic domain Effects 0.000 description 1
- 239000000696 magnetic material Substances 0.000 description 1
- 230000005415 magnetization Effects 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 238000010422 painting Methods 0.000 description 1
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 1
- 238000005240 physical vapour deposition Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052714 tellurium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005406 washing Methods 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
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
- C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
- C21D8/1222—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
- C21D8/1233—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
- C21D8/1255—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
- C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- 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
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/34—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
-
- 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
-
- 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
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)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии. Для уменьшения рассеивания магнитных свойств в рулоне получают сляб из стали, содержащей, мас.% или ч./млн (мас.): С от 0,002 до 0,08, Si от 2,0 до 8,0, Mn от 0,005 до 1,0, N менее 50 ч./млн, S менее 50 ч./млн, Se менее 50 ч./млн и раствор Al менее 100 ч./млн, по меньшей мере один из: Sn от 0,010 до 0,200, Sb от 0,010 до 0,200, Mo от 0,010 до 0,150 и Р от 0,010 до 0,150, Fe и неизбежные примеси - остальное, нагревают сляб до температуры 1300°С или менее, подвергают горячей прокатке, холодной прокатке, затем осуществляют обезуглероживающе - рекристаллизационный отжиг с нагревом на первой стадии от 800°С до 900°С, а на второй стадии от 850°С до 950°С, которая выше температуры отжига на первой стадии, нанесение отжигового сепаратора и окончательный отжиг с нагревом на первой стадии при температуре от 800°С до 950°С в течение 20 часов или более, а на второй стадии при температуре, которая выше температуры конечного отжига на первой стадии, причем удовлетворяется соотношение Td ≥ Tf, где Td (°С) - наибольшая температура, при которой листовую сталь отжигают на второй стадии обезуглероживающего отжига, а Tf (°C) - наибольшая температура до начала вторичной рекристаллизации листовой стали на первой стадии конечного отжига. 4 з.п. ф-лы, 2 ил., 2 табл.
Description
Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к способу изготовления текстурированной листовой электротехнической стали, подходящей для использования в качестве материала железного сердечника трансформатора.
Уровень техники
Текстурированная листовая электротехническая сталь представляет собой магнитно-мягкий материал, использующийся в качестве материала железного сердечника трансформатора или генератора, и характеризуется наличием кристаллической структуры, в которой ориентация <001>, которая соответствует оси легкого намагничивания железа, в значительной степени выравнивается по отношению к направлению прокатки листовой стали. Такая структура, характеризующаяся выровненной ориентацией кристаллов, образуется в результате вторичной рекристаллизации, предпочтительно вызывающей гигантский рост кристаллических зерен при ориентации (110)[001], которую называют ориентацией Госса, при отжиге вторичной рекристаллизации в способе изготовления текстурированной листовой электротехнической стали.
Обычная методика, использующаяся для такой текстурированной листовой электротехнической стали, вызывает прохождение для зерен, характеризующихся ориентацией Госса, вторичной рекристаллизации во время конечного отжига при использовании выделений, называемых ингибиторами. Например, известны и введены в промышленное употребление способ, использующий AlN и MnS и описанный в публикации JP S40-15644 B2, и способ, использующий MnS и MnSe и описанный в публикации JP S51-13469 B2.
Данные способы, использующие ингибиторы, требуют нагревания сляба при высокой температуре, составляющей 1300°С и более, но являются очень хорошо подходящими для использования при стабильном проявлении зерен вторичной рекристаллизации.
Для усиления функции таких ингибиторов в публикации JP S38-8214 B2 раскрывается способ, использующий Pb, Sb, Nb и Те, а в публикации JP S52-24116 A раскрывается способ, использующий Zr, Ti, B, Nb, Ta, V, Cr и Мо.
В публикации JP 2782086 B2 предлагается способ задания уровня содержания растворимого в кислотах Al (раств. Al) в диапазоне от 0,010% до 0,060% и при одновременном ограничении нагревания сляба низкой температурой проведения азотирования в надлежащей атмосфере азотирования на стадии обезуглероживающего отжига в целях выделения (Al,Si)N и использования его в качестве ингибитора при вторичной рекристаллизации.
С другой стороны, в публикации JP 2000-129356 А и тому подобном раскрывается методика проявления кристаллических зерен, характеризующихся ориентацией Госса, в результате вторичной рекристаллизации при использовании материала исходного сырья, не содержащего ингибиторного компонента. Данная методика исключает примеси, такие как ингибиторный компонент, в как можно большей степени и выявляет зависимость зернограничной энергии зерен первичной рекристаллизации от угла разориентации границ зерен, что, таким образом, вызывает вторичную рекристаллизацию зерен, характеризующихся ориентацией Госса, без использования ингибиторов. Эффект стимулирования вторичной рекристаллизации данным образом называется эффектом ингибирования текстуры.
Данная методика не требует распределения мелких частиц ингибитора в стали и, таким образом, не требует проведения высокотемпературного нагревания сляба, существенного для распределения мелких частиц. Кроме того, данная методика не требует наличия стадии очистки ингибитора и, таким образом, не требует проведения очищающего отжига при высокой температуре. Таким образом, данная методика не только упрощает способ, но также и обеспечивает получение значительного стоимостного преимущества с точки зрения потребления энергии.
Раскрытие сущности изобретения
Техническая проблема
Однако использованию материала исходного сырья, не содержащего ингибиторного компонента, свойственна проблема стимулирования значительного рассеивания магнитных свойств в рулоне. Заявители провели интенсивное исследование причины и в качестве результата обнаружили нижеследующее.
В случае листовой стали, не использующей ингибитора, кристаллические зерна претерпевают нормальный рост зерен до начала вторичной рекристаллизации при конечном отжиге, что создает препятствия для роста зерен вторичной рекристаллизации, которые выравниваются по отношению к ориентации Госса. Помимо этого, при одновременном проведении конечного отжига для текстурированной листовой электротехнической стали в форме рулона неизбежная вариация температуры в рулоне во время конечного отжига приводит к вариации нормального роста зерен, что вызывает рассеивание магнитных свойств в рулоне.
Поэтому могло бы быть полезным предложение способа стабильного с точки зрения промышленности изготовления текстурированной листовой электротехнической стали, обладающей благоприятными магнитными свойствами при незначительном рассеивании магнитных свойств в рулоне, при использовании материала исходного сырья, не содержащего ингибиторного компонента.
Разрешение проблемы
Заявители провели следующие далее эксперименты.
Эксперимент 1
Стальной сляб, содержащий в % (масс.) или ч./млн. (масс.) С: 0,038%, Si: 3,15%, Mn: 0,09%, S: 27 ч./млн, N: 29 ч./млн, раств. Al: 78 ч./млн и Sb: 0,045%, изготавливали в результате непрерывного литья, нагревали при 1200°С, а после этого подвергали горячей прокатке для получения горячекатаной листовой стали с толщиной 2,3 мм.
Горячекатаную листовую сталь подвергали отжигу горячей полосы при 1030°С в течение 60 секунд, а после этого холодной прокатке для получения холоднокатаной листовой стали с толщиной листа 0,23 мм. Кроме того, холоднокатаную листовую сталь подвергали обезуглероживающему отжигу в условиях 820°С в течение 80 секунд в атмосфере 50% Н2-50% N2 с точкой росы 60°С на первой ступени и в условиях температуры, различным образом изменяющейся в диапазоне от 825°С до 1000°С, и времени томления 10 секунд в атмосфере 50% Н2-50% N2 с точкой росы 20°С на последующей ступени.
После этого для листовой стали использовали отжиговый сепаратор, в основном содержащий MgO. Затем листовую сталь свертывали в рулон и подвергали конечному отжигу при температуре в диапазоне от 800°С до 1000°С в течение времени томления 60 часов в атмосфере N2 на первой ступени и при 1200°С в течение 5 часов в атмосфере водорода на последующей ступени.
При конечном отжиге было выявлено начало вторичной рекристаллизации при выдерживании в течение 60 часов на первой ступени отжига.
Потери в железе W17/50 (потери в железе в случае проведения возбуждения при 1,7 Тл и частоте 50 Гц) для полученного образца измеряли при использовании метода, описанного в документе JIS-C-2550. Оценку потерь в железе проводили индивидуально для совокупности из пяти частей на обоих продольных концах, в центре и в промежуточных позициях между соответствующими концами и центром рулона и среднее значение для пяти частей устанавливали в качестве представительных магнитных свойств рулона, а разницу ΔW между максимальным и минимальным значениями для пяти частей устанавливали в качестве показателя рассеивания магнитных свойств в рулоне.
На фиг. 1 проиллюстрированы результаты, полученные в результате измерения, при выражении в виде соотношения между температурой последующей ступени обезуглероживающего отжига и температурой первой ступени конечного отжига.
Как это с ясностью следует исходя из результатов, рассеивание магнитных свойств подавлялось в случае более высокой температуры последующей ступени обезуглероживающего отжига в сопоставлении с температурой первой ступени конечного отжига.
Эксперимент 2
Стальной сляб А, содержащий в % (масс.) или ч./млн. (масс.) С: 0,029%, Si: 3,42%, Mn: 0,11%, S: 15 ч./млн, N: 45 ч./млн, раств. Al: 43 ч./млн и Sb: 0,071%, и стальной сляб В, содержащий в % (масс.) или ч./млн. (масс.) С: 0,030%, Si: 3,40%, Mn: 0,11%, S: 18 ч./млн, N: 42 ч./млн и раств. Al: 40 ч./млн, в каждом случае изготавливали в результате непрерывного литья, нагревали при 1230°С, а после этого подвергали горячей прокатке для получения горячекатаной листовой стали с толщиной 2,0 мм.
Горячекатаную листовую сталь подвергали отжигу горячей полосы при 1050°С в течение 30 секунд, а после этого холодной прокатке для получения холоднокатаной листовой стали с толщиной листа 0,20 мм. Кроме того, холоднокатаную листовую сталь подвергали обезуглероживающему отжигу в условиях 840°С в течение 120 секунд в атмосфере 45% Н2-55% N2 с точкой росы 55°С на первой ступени и в условиях 900°С в течение 10 секунд в атмосфере 45% Н2-55% N2 с точкой росы 10°С на последующей ступени.
После этого для листовой стали использовали отжиговый сепаратор, в основном содержащий MgO. Затем листовую сталь свертывали в рулон и подвергали конечному отжигу при 860°С в течение 40 часов в атмосфере N2 на первой ступени и при 1200°С в течение 10 часов в атмосфере водорода на последующей ступени.
При конечном отжиге для обеих листовых сталей заблаговременно было выявлено начало вторичной рекристаллизации после выдерживания в течение 40 часов на первой ступени отжига.
Потери в железе W17/50 (потери в железе в случае проведения возбуждения при 1,7 Тл и частоте 50 Гц) для полученного образца измеряли при использовании метода, описанного в документе JIS-C-2550. Оценку потерь в железе проводили для совокупности из пяти частей, выбираемых из обоих продольных концов, центра и промежуточных позиций между соответствующими концами и центром рулона, и разницу ΔW между максимальным и минимальным значениями для пяти частей устанавливали в качестве показателя рассеивания магнитных свойств в рулоне.
На фиг. 2 проиллюстрированы результаты, полученные в результате измерения, при сопоставлении стального сляба А и стального сляба В.
Как это с ясностью следует исходя из результатов, рассеивание магнитных свойств подавлялось в стальном слябе А, содержащем Sb, но стальной сляб В, не содержащий Sb, характеризовался значительным рассеиванием магнитных свойств.
Заявители посчитали причиной этого нижеследующее.
Материал исходного сырья, не содержащий ингибиторного компонента, содержит мало выделений, и их эффект подавления роста зерен является неудовлетворительным. Текстурированную листовую электротехническую сталь обычно поучают при использовании вторичной рекристаллизации. В данном случае до начала вторичной рекристаллизации при конечном отжиге имеет место индукционный период, при котором кристаллические зерна остаются в виде зерен первичной рекристаллизации. Данный индукционный период требует для себя от нескольких часов до нескольких десятков часов. В случае высокой температуры листовой стали во время индукционного периода, то есть, температуры листовой стали до начала вторичной рекристаллизации при конечном отжиге, кристаллические зерна будут претерпевать нормальный рост зерен, что дестабилизирует проявление зерен вторичной рекристаллизации, которые выравниваются по отношению к ориентации Госса. Помимо этого, вследствие проведения конечного отжига в форме рулона будет иметь место тенденция к появлению неизбежной вариации температуры в рулоне, что облегчает вариацию роста зерен.
Как это посчитали заявители, вышеупомянутые дестабилизация вторичной рекристаллизации и вариация роста зерен непосредственно приводят к получающемуся в конечном счете рассеиванию магнитных свойств в рулоне.
С учетом этого заявители предположили то, что нормальный рост зерен во время конечного отжига, возможно, может быть подавлен в результате задания более высокой температуры при первичной рекристаллизации, то есть, температуры при обезуглероживающем отжиге, в сопоставлении с температурой до начала вторичной рекристаллизации при конечном отжиге в целях стимулирования достаточного нормального роста зерен во время первичной рекристаллизации.
Как это также предположили заявители, при том условии, что конечный отжиг занимает продолжительный период времени в соответствии с вышеупомянутым изложением, одно только данное контролируемое выдерживание температуры является недостаточным для осуществления эффекта подавления нормального роста зерен, но нормальный рост зерен во время конечного отжига, возможно, может быть подавлен в результате дополнительного использования элемента сегрегации на границах зерен, такого как Sb.
В частности, сегрегация на границах зерен протекает в большей степени при конечном отжиге в сопоставлении с обезуглероживающим отжигом, так что дополнительное использование элемента сегрегации на границах зерен во время конечного отжига улучшает эффект подавления нормального роста зерен при использовании элемента сегрегации на границах зерен. Другими словами, использование элемента сегрегации на границах зерен представляет собой методику, при которой эффективно используют признак способа изготовления текстурированной листовой электротехнической стали, заключающийся в том, что обезуглероживающий отжиг занимает короткий период времени, а конечный отжиг занимает продолжительный период времени.
Таким образом, заявители сумели эффективно подавить обычно проблематичный нормальный рост зерен для кристаллических зерен во время конечного отжига и уменьшить вариацию магнитных свойств в рулоне при использовании материала исходного сырья, не содержащего ингибиторного компонента, в результате добавления элемента сегрегации на границах зерен, а также задания наибольшей температуры при обезуглероживающем отжиге, более высокой в сопоставлении с температурой до вторичной рекристаллизации при конечном отжиге.
Настоящее раскрытие изобретения базируется на вышеупомянутых открытиях.
Методика увеличения температуры на последующей стадии обезуглероживающего отжига уже была раскрыта в публикации JP S54-24686 B2. Однако, в соответствии с публикацией JP S54-24686 B2 рассеивание магнитных свойств в рулоне составляет, по меньшей мере, 0,04 Вт/кг, а в худшем случае имеет место значительное рассевание магнитных свойств, такое как 0,12 Вт/кг.
Помимо этого, несмотря на определение только Si в качестве компонента листовой стали все примеры содержат большое количество раств. Al, S или N за пределами диапазона, соответствующего настоящему раскрытию изобретения. Это предполагает то, что методика в публикации JP S54-24686 B2 относится к материалу исходного сырья, использующему ингибитор.
В публикации JP S57-1575 B2 описывается методика, подобная методике из публикации JP S54-24686 B2, но ее примеры равным образом содержат раств. Al, S, N или Se. Поэтому методика в публикации JP S57-1575 B2, по-видимому, также относится к материалу исходного сырья, использующему ингибитор. Помимо этого, рассеивание магнитных свойств составляет, по меньшей мере, 0,07 Вт/кг.
Заявители предлагают нижеследующее:
1. Способ изготовления текстурированной листовой электротехнической стали, при этом способ включает: подогревание стального сляба в температурном диапазоне, составляющем 1300°С и менее, причем стальной сляб имеет состав, который содержит нижеследующее (состоит из него) в % (масс.) или ч./млн. (масс.): С: от 0,002% до 0,08%, Si: от 2,0% до 8,0%, Mn: от 0,005% до 1,0%, N: менее, чем 50 ч./млн, S: менее, чем 50 ч./млн, Se: менее, чем 50 ч./млн и раств. Al: менее, чем 100 ч./млн, при этом балансовые компоненты представляют собой Fe и случайные примеси; горячую прокатку подогретого стального сляба для получения горячекатаной листовой стали; необязательно отжиг горячей полосы для горячекатаной листовой стали; холодную прокатку горячекатаной листовой стали однократно или двукратно или многократно при проведении в промежутке между операциями промежуточного отжига для получения холоднокатаной листовой стали, имеющей конечную толщину листа; проведение в отношении холоднокатаной листовой стали обезуглероживающего отжига, который также используется в качестве отжига первичной рекристаллизации; использование отжигового сепаратора для поверхности листовой стали после обезуглероживающего отжига; и проведение в отношении листовой стали конечного отжига при использовании отжигового сепаратора, где стальной сляб, кроме того, содержит в % (масс.) по меньшей мере один из компонентов, выбираемых из: Sn: от 0,010% до 0,200%; Sb: от 0,010% до 0,200%; Mo: от 0,010% до 0,150%; и Р: от 0,010% до 0,150%, и удовлетворяется соотношение Td ≥ Tf, где Td (°С) представляет собой наибольшую температуру, при которой листовую сталь подвергают отжигу при обезуглероживающем отжиге, а Tf (°C) представляет собой наибольшую температуру до начала вторичной рекристаллизации листовой стали при конечном отжиге.
2. Способ изготовления текстурированной листовой электротехнической стали, соответствующий вышеизложенной позиции 1, где листовую сталь выдерживают при температуре, составляющей Td (°С) и менее, в течение 20 часов и более при конечном отжиге.
3. Способ изготовления текстурированной листовой электротехнической стали, соответствующий вышеизложенным позициям 1 или 2, где листовая сталь находится в температурном диапазоне от 400°С до 700°С при конечном отжиге в течение времени пребывания, составляющего 10 часов и более.
4. Способ изготовления текстурированной листовой электротехнической стали, соответствующий любой одной из вышеизложенных позиций от 1 до 3, где атмосферой отжига до начала вторичной рекристаллизации при конечном отжиге является атмосфера N2.
5. Способ изготовления текстурированной листовой электротехнической стали, соответствующий любой одной из вышеизложенных позиций от 1 до 4, где стальной сляб, кроме того, содержит в % (масс.) или ч./млн. (масс.), по меньшей мере, одного представителя, выбираемого из: Ni: от 0,010% до 1,50%; Cr: от 0,01% до 0,50%; Cu: от 0,01% до 0,50%; Bi: от 0,005% до 0,50%; Те: от 0,005% до 0,050%; и Nb: от 10 ч./млн. до 100 ч./млн.
Технический результат
Таким образом, возможным является получение текстурированной листовой электротехнической стали, характеризующейся значительно уменьшенным рассеиванием магнитных свойств в рулоне, без использования ингибиторного компонента.
Поскольку во время обезуглероживающего отжига стимулируется достаточный нормальный рост зерен, рост зерен не происходит до вторичной рекристаллизации при конечном отжиге даже при наличии вариации температуры в рулоне. Таким образом, подавляется вариация роста зерен.
Краткое описание чертежей
Фиг. 1 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую влияние температуры последующей ступени обезуглероживающего отжига и температуры первой ступени конечного отжига на рассеивание магнитных свойств в рулоне; и
Фиг. 2 представляет собой диаграмму, иллюстрирующую влияние разницы в содержании компонентов материалов исходного сырья на рассеивание магнитных свойств в рулоне.
Осуществление изобретения
Вначале описываются причины ограничений, накладываемых на состав в соответствии с настоящим раскрытием изобретения.
С: от 0,002% (масс.) до 0,08% (масс.)
В случае уровня содержания С, меньшего, чем 0,002% (масс.), эффект зернограничного упрочнения при использовании С будет неудовлетворительным, и появятся дефекты, которые создадут препятствия для изготовления, такие как растрескивание сляба. В случае уровня содержания С, большего, чем 0,08% (масс.), трудно будет уменьшить в результате обезуглероживающего отжига уровень содержания до 0,005% (масс.) и менее, что не вызывает магнитного старения. Поэтому уровень содержания С находится в диапазоне от 0,002% (масс.) до 0,08% (масс.). Уровень содержания С предпочтительно составляет 0,010% (масс.) и более. Уровень содержания С предпочтительно составляет 0,08% (масс.) и менее.
Si: от 2,0% (масс.) до 8,0% (масс.)
Si представляет собой элемент, необходимый для увеличения удельного активного сопротивления стали и уменьшения потерь в железе. Данный эффект будет недостаточным в случае уровня содержания Si, меньшего, чем 2,0% (масс.). В случае уровня содержания Si, большего, чем 8,0% (масс.), перерабатываемость уменьшится, и изготовление в результате прокатки будет затруднительным. Поэтому уровень содержания Si находится в диапазоне от 2,0% (масс.) до 8,0% (масс.). Уровень содержания Si предпочтительно составляет 2,5% (масс.) и более. Уровень содержания Si предпочтительно составляет 4,5% (масс.) и менее.
Mn: от 0,005% (масс.) до 1,0% (масс.)
Mn представляет собой элемент, необходимый для улучшения перерабатываемости в горячем состоянии для стали. Данный эффект будет недостаточным в случае уровня содержания Mn, меньшего, чем 0,005% (масс.). В случае уровня содержания Mn, большего, чем 1,0% (масс.), плотность магнитного потока для листовой продукции уменьшится. Поэтому уровень содержания Mn находится в диапазоне от 0,005% (масс.) до 1,0% (масс.). Уровень содержания Mn предпочтительно составляет 0,02% (масс.) и более. Уровень содержания Mn предпочтительно составляет 0,20% (масс.) и менее.
Настоящее раскрытие изобретения относится к методике, не использующей ингибитора, в соответствии с упомянутым выше изложением. В соответствии с этим, в материале исходного сырья для стали в настоящем раскрытии изобретения уровень содержания каждого представителя, выбираемого из N, S и Se, в качестве компонента, образующего ингибитор, ограничивается значением, меньшим, чем 50 ч./млн. (масс.), а уровень содержания раств. Al в качестве компонента, образующего ингибитор, ограничивается значением, составляющим 100 ч./млн. (масс.) и менее.
В настоящем раскрытии изобретения существенным является содержание в качестве элемента сегрегации на границах зерен, по меньшей мере, одного представителя, выбираемого из: Sn: от 0,010% (масс.) до 0,200% (масс.); Sb: от 0,010% (масс.) до 0,200% (масс.); Мо: от 0,010% (масс.) до 0,150% (масс.); и Р: от 0,010% (масс.) до 0,150% (масс.), в целях улучшения эффекта подавления нормального роста зерен при использовании элемента сегрегации на границах зерен во время конечного отжига.
В случае уровня содержания любого представителя, выбираемого из Sn, Sb, Mo и Р, меньшего, чем вышеупомянутое нижнее предельное значение, эффект уменьшения рассеивания магнитных свойств будет неудовлетворительным. В случае уровня содержания любого представителя, выбираемого из Sn, Sb, Mo и Р, большего, чем вышеупомянутое верхнее предельное значение, уменьшится плотность магнитного потока, и магнитные свойства ухудшатся.
Балансовые компоненты, отличные от вышеупомянутых компонентов, в текстурированной листовой электротехнической стали в настоящем раскрытии изобретения представляют собой Fe и случайные примеси, но по мере целесообразности могут содержаться и следующие далее другие элементы.
Может быть добавлен, по меньшей мере, один представитель, выбираемый из: Ni: от 0,010% (масс.) до 1,50% (масс.); Cr: от 0,01% (масс.) до 0,50% (масс.); Cu: от 0,01% (масс.) до 0,50% (масс.); Bi: от 0,005% (масс.) до 0,50% (масс.); Те: от 0,005% (масс.) до 0,050% (масс.); и Nb: от 10 ч./млн. (масс.) до 100 ч./млн. (масс.). В случае уровня содержания любого из данных элементов, меньшего, чем нижнее предельное значение, эффект уменьшения потерь в железе будет неудовлетворительным. В случае уровня содержания любого из данных элементов, большего, чем верхнее предельное значение, уменьшится плотность магнитного потока, и магнитные свойства ухудшатся.
В следующем далее изложении описывается способ изготовления текстурированной листовой электротехнической стали, соответствующей настоящему раскрытию изобретения.
В настоящем раскрытии изобретения расплавленная сталь, полученная при содержании вышеупомянутых предварительно определенных компонентов, может быть преобразована в сляб при использовании обычных разливки в слитки или непрерывного литья или преобразована в тонкий сляб или утонченную стальную отливку, имеющие толщину, составляющую 100 мм и менее, при использовании бесслиткового литья. В числе вышеупомянутых компонентов компоненты, трудно добавляемые на промежуточной стадии, в желательном случае добавляют на ступени расплавленной ступени.
Сляб нагревают и подвергают горячей прокатке при использовании обычного способа. Поскольку в данном случае химический состав в настоящем раскрытии изобретения не требует проведения высокотемпературного отжига для растворения ингибитора низкая температура, составляющая 1300°C и менее, демонстрирует стоимостные преимущества. Желательная температура нагревания сляба составляет 1250°С и менее.
После этого в желательном случае проводят отжиг горячей полосы для достижения благоприятных магнитных свойств. Температура отжига горячей полосы предпочтительно составляет 800°С и более. Температура отжига горячей полосы предпочтительно составляет 1100°С и менее. В случае температуры отжига горячей полосы, большей, чем 1200°С, размер зерен избыточно укрупнится, что является в значительной степени невыгодным при реализации текстуры первичной рекристаллизации для зерен однородного размера. Отжиг горячей полосы может быть опущен.
После этого проводят холодную прокатку однократно или двукратно или многократно при проведении в промежутке между операциями промежуточного отжига для получения холоднокатаной листовой стали.
Температура промежуточного отжига предпочтительно составляет 900°С и более. Температура промежуточного отжига предпочтительно составляет 1200°С и менее. В случае данной температуры, меньшей, чем 900°С, рекристаллизованные зерна станут мелкими, что уменьшит зародыши Госса в текстуре первичной рекристаллизации и ухудшит магнитные свойства. В случае температуры, большей, чем 1200°С, размер зерен избыточно укрупнится, как и при отжиге горячей полосы, что является в значительной степени невыгодным при реализации текстуры первичной рекристаллизации для зерен однородного размера.
При конечной холодной прокатке эффективными являются увеличение температуры холодной прокатки до значения в диапазоне от 100°С до 300°С, а также проведение обработки, вызывающей старение, в диапазоне от 100°С до 300°С однократно или многократно во время холодной прокатки в целях изменения рекристаллизованной текстуры и улучшения магнитных свойств.
После холодной прокатки проводят обезуглероживающий отжиг.
В качестве обезуглероживающего отжига в настоящем раскрытии изобретения эффективным с точки зрения действенного обезуглероживания является отжиг в температурном диапазоне от 800°С и более до 900°С и менее. Кроме того, в настоящем раскрытии изобретения температура обезуглероживающего отжига должна быть большей в сопоставлении с температурой до вторичной рекристаллизации при конечном отжиге в соответствии с упомянутым выше изложением. Однако, для реализации действенного обезуглероживания желательным является разделение обезуглероживающего отжига на две ступени, на которых отжиг проводят в температурном диапазоне, который облегчает обезуглероживание, на первой ступени, и отжиг проводят при более высокой температуре на последующей ступени. В данном случае отжиг при большей температуре предназначается для контролируемого выдерживания размера зерен первичной рекристаллизации, и, таким образом, атмосферу отжига особенным образом не определяют. Атмосферой могут быть влажная атмосфера или сухая атмосфера. В настоящем раскрытии изобретения наибольшую температуру, при которой листовую сталь подвергают отжигу при обезуглероживающем отжиге, определяют символом Td (°C).
После этого для листовой стали используют отжиговый сепаратор, в основном содержащий MgO, а затем листовую сталь подвергают конечному отжигу для проявления текстуры вторичной рекристаллизации, а также получения пленки форстерита. В настоящем раскрытии изобретения температура до начала вторичной рекристаллизации при конечном отжиге должна быть меньшей в сопоставлении с наибольшей температурой Td (°C) при обезуглероживающем отжиге. Поскольку в данном случае обычно имеет место надлежащая температура для вторичной рекристаллизации, эффективным является контролируемое выдерживание температуры обезуглероживающего отжига, а не контролируемое выдерживание температуры конечного отжига. В настоящем раскрытии изобретения наибольшую температуру до начала вторичной рекристаллизации для листовой стали при конечном отжиге определяют символом Tf (°С).
Основной признак в настоящем раскрытии изобретения заключается в проведении обезуглероживающего отжига и конечного отжига в условиях, когда значения Td (°C) и Tf (°С) удовлетворяют соотношению Td ≥ Tf.
Конечный отжиг в желательном случае проводят при 800°С и более для проявления вторичной рекристаллизации. Кроме того, желательным является выдерживание в течение 20 часов и более в температурном диапазоне, надлежащем для вторичной рекристаллизации, поскольку отсутствует какая-либо потребность в принятии во внимание вариации индукционного периода вторичной рекристаллизации.
В настоящем раскрытии изобретения листовая сталь находится в температурном диапазоне от 400°С до 700°С в особенности во время увеличения температуры при конечном отжиге в течение времени пребывания, в желательном случае составляющего 10 часов и более, для облегчения сегрегации на границах зерен. В дополнение к этому, атмосфера отжига до начала вторичной рекристаллизации в желательном случае является атмосферой N2, поскольку в стали образуется незначительное количество нитрида, что ингибирует нормальный рост зерен.
Атмосфера N2, упоминаемая в данном случае, может быть любой атмосферой, у которой основной компонент представляет собой N2. Говоря подробно, применимой является любая атмосфера, содержащая 60% (об.) и более N2 при выражении в виде доли парциального давления. Для получения пленки форстерита температуру конечного отжига после начала вторичной рекристаллизации в желательном случае увеличивают до приблизительно 1200°С.
После конечного отжига, промывания, крацевания или травления подходящим для использования является удаление подключенного отжигового сепаратора.
Эффективным, кроме того, является проведение правильного отжига для подстраивания профиля в целях уменьшения потерь в железе. В случае использования листовой стали в состоянии при укладке в стопку эффективным будет нанесение на поверхность листовой стали изолирующего покрытия до или после правильного отжига в целях улучшения потерь в железе. Подходящим для использования при уменьшении потерь в железе также является нанесение такого покрытия, которое придает листовой стали натяжение.
Желательным является способ получения покрытия при осаждении неорганического вещества на поверхностный слой листовой стали в результате нанесения покрытия, придающего натяжение, при использовании связующего, физического осаждения из паровой фазы или химического осаждения из паровой фазы, поскольку адгезия покрытия является превосходной, и достигается эффект значительного уменьшения потерь в железе.
В дополнение к этому, в целях дополнительного уменьшения потерь в железе может быть проведена обработка для рафинирования магнитных доменов. Может быть использован обычный способ, такой как прорезание бороздок на листовой стали после конечного отжига, введение линейной термической деформации или ударной деформации при использовании лазера, электронного пучка, плазмы и тому подобного или заблаговременное прорезание бороздок для полуфабриката, такого как холоднокатаная листовая сталь, которая достигла конечной толщины листа.
Пример 1
Стальной сляб, содержащий в % (масс.) или ч./млн. (масс.) С: 0,063%, Si: 3,33%, Mn: 0,23%, раств. Al: 84 ч./млн, S: 33 ч./млн, Se: 15 ч./млн, N: 14 ч./млн и Sn: 0,075%, при этом балансовые компоненты представляют собой Fe и случайные примеси, изготавливали в результате непрерывного литья, нагревали при 1200°С, а после этого подвергали горячей прокатке для получения толщины 2,7 мм. Горячекатаную листовую сталь подвергали отжигу горячей полосы при 1000°С в течение 30 секунд, а после этого холодной прокатке для получения толщины листа 0,27 мм. Кроме того, холоднокатаную листовую сталь подвергали обезуглероживающему отжигу при 830°С в течение 120 секунд во влажной атмосфере 45% Н2-55% N2 с точкой росы 60°С на первой ступени и при различных температурах в диапазоне от 820°С до 940°С в течение 10 секунд в сухой атмосфере 45% Н2-55% N2 с точкой росы - 20°С на последующей ступени. После этого для листовой стали использовали отжиговый сепаратор, в основном содержащий MgO. После этого листовую сталь свертывали в рулон и подвергали конечному отжигу. При конечном отжиге первую ступень осуществляли при 850°С в течение 50 часов в атмосфере N2 для начала вторичной рекристаллизации, а после этого последующую ступень осуществляли при 1200°С в течение 10 часов в атмосфере водорода. В данном случае время пребывания в температурном диапазоне от 400°С до 700°С во время увеличения температуры на первой ступени контролируемо выдерживали на уровне 15 часов в целях облегчения сегрегации для элемента сегрегации на границах зерен.
Потери в железе W17/50 (потери в железе в случае проведения возбуждения при 1,7 Тл и частоте 50 Гц) для полученного образца измеряли при использовании метода, описанного в документе JIS-C-2550. Оценку потерь в железе проводили для совокупности из пяти частей, выбираемых из обоих продольных концов, центра и промежуточных позиций между соответствующими концами и центром рулона, и разницу ΔW между максимальным и минимальным значениями для пяти частей устанавливали в качестве показателя рассеивания магнитных свойств в рулоне.
Результаты продемонстрированы в таблице 1.
Таблица 1
Температура последующей ступени обезуглероживающего отжига | Потери в железе W17/50 |
Рассеивание DW |
Примечания |
°С | Вт/кг | Вт/кг | |
820 | 0,933 | 0,047 | Сравнительный пример |
840 | 0,846 | 0,034 | Сравнительный пример |
860 | 0,832 | 0,016 | Пример |
880 | 0,839 | 0,009 | Пример |
900 | 0,829 | 0,011 | Пример |
920 | 0,841 | 0,014 | Пример |
940 | 0,845 | 0,011 | Пример |
Как это с ясностью следует исходя из таблицы, достигались благоприятные характеристики потерь в железе при незначительном рассеивании магнитных свойств в диапазоне, в котором в соответствии с настоящим раскрытием изобретения удовлетворялось соотношение Td ≥ Tf.
Пример 2
Каждый из стальных слябов, имеющих соответствующие химические составы, продемонстрированные в таблице 2, при этом балансовые компоненты представляют собой Fe и случайные примеси, изготавливали в результате непрерывного литья, нагревали при 1180°С, а после этого подвергали горячей прокатке для получения толщины 2,7 мм. Горячекатаную листовую сталь подвергали отжигу горячей полосы при 950°С в течение 30 секунд, а после этого холодной прокатке для получения толщины листа 1,8 мм. Холоднокатаную листовую сталь подвергали промежуточному отжигу при 1100°С в течение 100 секунд, а после этого теплой прокатке при 100°С для получения толщины листа 0,23 мм. Кроме того, листовую сталь подвергали обезуглероживающему отжигу при 840°С в течение 100 секунд во влажной атмосфере 60% Н2-40% N2 с точкой росы 60°С на первой ступени и при 900°С в течение 10 секунд во влажной атмосфере 60% Н2-40% N2 с точкой росы 60°С на последующей ступени. После этого для листовой стали использовали отжиговый сепаратор, в основном содержащий MgO. Затем листовую сталь свертывали в рулон и подвергали конечному отжигу. При конечном отжиге первую ступень осуществляли при 875°С в течение 50 часов в атмосфере N2 для начала вторичной рекристаллизации, а после этого последующую ступень осуществляли при 1220°С в течение 5 часов в атмосфере водорода. В данном случае время пребывания в температурном диапазоне от 400°С до 700°С во время увеличения температуры на первой ступени контролируемо выдерживали на уровне 20 часов в целях облегчения сегрегации для элемента сегрегации на границах зерен.
Потери в железе W17/50 (потери в железе в случае проведения возбуждения при 1,7 Тл и частоте 50 Гц) для полученного образца измеряли при использовании метода, описанного в документе JIS-C-2550. Оценку потерь в железе проводили для совокупности из пяти частей, выбираемых из обоих продольных концов, центра и промежуточных позиций между соответствующими концами и центром рулона, и разницу ΔW между максимальным и минимальным значениями для пяти частей устанавливали в качестве показателя рассеивания магнитных свойств в рулоне.
Результаты продемонстрированы в таблице 2.
Как это с ясностью следует исходя из таблицы, в диапазоне химического состава, соответствующего настоящему раскрытию изобретения, достигались благоприятные характеристики потерь в железе при незначительном рассеивании магнитных свойств.
Claims (15)
1. Способ изготовления текстурированной листовой электротехнической стали, включающий:
повторный нагрев стального сляба в температурном диапазоне, составляющем 1300°С или менее, причем стальной сляб имеет состав, содержащий, мас.% или ч./млн (мас.): С от 0,002 до 0,08, Si от 2,0 до 8,0, Mn от 0,005 до 1,0, N менее 50 ч./млн, S менее 50 ч./млн, Se менее 50 ч./млн и раств. Al менее 100 ч./млн, по меньшей мере один из компонентов: Sn от 0,010 до 0,200, Sb от 0,010 до 0,200, Mo от 0,010 до 0,150 и Р от 0,010 до 0,150, Fe и неизбежные примеси - остальное,
горячую прокатку повторно нагретого стального сляба для получения горячекатаной листовой стали,
необязательно отжиг в горячем состоянии горячекатаной листовой стали,
холодную прокатку горячекатаной листовой стали однократно, или двукратно, или многократно с промежуточным отжигом между ними для получения холоднокатаной листовой стали, имеющей конечную толщину листа;
обезуглероживающий отжиг холоднокатаной листовой стали, используемый в качестве первичного рекристаллизационного отжига, который
разделяют на первую и вторую стадии, причем отжиг на первой стадии проводят в температурном диапазоне, составляющем 800°С или выше и 900°С или менее, для облегчения обезуглероживания, а отжиг на второй стадии проводят при температуре, которая находится в диапазоне температур, составляющем 850°С или выше и 950°С или ниже, и которая выше температуры обезуглероживающего отжига на первой стадии,
нанесение отжигового сепаратора на поверхность листовой стали после обезуглероживающего отжига и
проведение конечного отжига листовой стали с нанесенным отжиговым сепаратором,
при этом конечный отжиг разделяют на первую и вторую стадии, причем отжиг на первой стадии проводят в интервале температур то 800°С или выше до 950°С или менее в течение 20 часов или более, а отжиг на второй стадии проводят при температуре, которая выше температуры конечного отжига на первой стадии,
при этом устанавливают соотношение Td ≥ Tf, где Td (°С) - наибольшая температура, при которой листовую сталь отжигают на второй стадии обезуглероживающего отжига, а Tf (°C) - наибольшая температура до начала вторичной рекристаллизации листовой стали на первой стадии конечного отжига.
2. Способ по п. 1, в котором листовую сталь выдерживают в температурном диапазоне от 400 до 700°С во время нагрева на первой стадии конечного отжига в течение 10 часов или более.
3. Способ по п. 1 или 2, в котором атмосферой отжига до начала вторичной рекристаллизации при конечном отжиге является атмосфера N2.
4. Способ по п. 1 или 2, в котором состав стального сляба дополнительно содержит, мас.% или ч./млн (мас.): по меньшей мере один компонент, выбранный из: Ni от 0,010 до 1,50, Cr от 0,01 до 0,50, Cu от 0,01 до 0,50, Bi от 0,005 до 0,50, Те от 0,005 до 0,050 и Nb от 10 ч./млн до 100 ч./млн.
5. Способ по п. 3, в котором состав стального сляба дополнительно содержит, мас.% или ч./млн (мас.): по меньшей мере один компонент, выбранный из: Ni от 0,010 до 1,50, Cr от 0,01 до 0,50, Cu от 0,01 до 0,50, Bi от 0,005 до 0,50, Те от 0,005 до 0,050 и Nb от 10 ч./млн до 100 ч./млн.
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2014-221910 | 2014-10-30 | ||
JP2014221910A JP6260513B2 (ja) | 2014-10-30 | 2014-10-30 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
PCT/JP2015/005486 WO2016067636A1 (ja) | 2014-10-30 | 2015-10-30 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2017118524A RU2017118524A (ru) | 2018-12-03 |
RU2017118524A3 RU2017118524A3 (ru) | 2018-12-03 |
RU2676199C2 true RU2676199C2 (ru) | 2018-12-26 |
Family
ID=55856999
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2017118524A RU2676199C2 (ru) | 2014-10-30 | 2015-10-30 | Способ изготовления текстурированной листовой электротехнической стали |
Country Status (8)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20170240988A1 (ru) |
EP (1) | EP3214188B1 (ru) |
JP (1) | JP6260513B2 (ru) |
KR (1) | KR101980172B1 (ru) |
CN (1) | CN107075603B (ru) |
BR (1) | BR112017008589B1 (ru) |
RU (1) | RU2676199C2 (ru) |
WO (1) | WO2016067636A1 (ru) |
Families Citing this family (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
MX2018006621A (es) * | 2015-12-04 | 2018-08-01 | Jfe Steel Corp | Metodo para producir lamina de acero electrico de grano orientado. |
JP6572864B2 (ja) * | 2016-10-18 | 2019-09-11 | Jfeスチール株式会社 | 電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法 |
KR101919527B1 (ko) * | 2016-12-23 | 2018-11-16 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 이의 제조방법 |
US11718889B2 (en) * | 2017-12-22 | 2023-08-08 | Jfe Steel Corporation | Method for producing hot-dip galvanized steel sheet and continuous hot-dip galvanizing apparatus |
KR102142511B1 (ko) * | 2018-11-30 | 2020-08-07 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 그의 제조방법 |
KR102579761B1 (ko) * | 2019-01-16 | 2023-09-19 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 방향성 전자 강판의 제조 방법 |
EP4365319A1 (en) * | 2022-11-03 | 2024-05-08 | Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh | Grain-oriented electrical steel strip and method for its production |
Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0219611B1 (en) * | 1985-08-15 | 1990-05-16 | Nippon Steel Corporation | Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet |
JP2001107147A (ja) * | 1999-10-12 | 2001-04-17 | Kawasaki Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP2007302999A (ja) * | 2007-06-07 | 2007-11-22 | Jfe Steel Kk | Eiコア用の方向性電磁鋼板 |
JP2009228117A (ja) * | 2008-03-25 | 2009-10-08 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
RU2407807C2 (ru) * | 2005-08-03 | 2010-12-27 | Тиссенкрупп Стил Аг | Способ изготовления структурно-ориентированной стальной магнитной полосы |
RU2465348C1 (ru) * | 2008-09-10 | 2012-10-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | Способ производства листа из электротехнической стали с ориентированным зерном |
Family Cites Families (27)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
AT329358B (de) | 1974-06-04 | 1976-05-10 | Voest Ag | Schwingmuhle zum zerkleinern von mahlgut |
JPS5224116A (en) | 1975-08-20 | 1977-02-23 | Nippon Steel Corp | Material of high magnetic flux density one directionally orientated el ectromagnetic steel and its treating method |
JPS5424686A (en) | 1977-07-26 | 1979-02-24 | Fujitsu Ltd | Visual field angle variable tyep infrared ray detector |
JPS54160514A (en) * | 1978-06-09 | 1979-12-19 | Nippon Steel Corp | Decarburization and annealing method for directional electromagnetic steel plate |
DE3017215C2 (de) | 1980-05-06 | 1983-06-01 | Mayer, Karl, 8050 Freising | Schweißschutzanordnung |
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 |
WO1995013401A1 (en) * | 1993-11-09 | 1995-05-18 | Pohang Iron & Steel Co., Ltd. | Production method of directional electromagnetic steel sheet of low temperature slab heating system |
DE69706388T2 (de) * | 1996-10-21 | 2002-02-14 | Kawasaki Steel Corp., Kobe | Kornorientiertes elektromagnetisches Stahlblech |
JP3707268B2 (ja) | 1998-10-28 | 2005-10-19 | Jfeスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
DE60231581D1 (de) * | 2001-01-19 | 2009-04-30 | Jfe Steel Corp | Korngerichtetes elektomagnetisches stahlblech mit hervorragenden magnetischen eigenschaften ohne untergrundfilm mit forsterit als primärkomponente und herstellungsverfahren dafür. |
EP1279747B1 (en) * | 2001-07-24 | 2013-11-27 | JFE Steel Corporation | A method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheets |
JP4239457B2 (ja) * | 2001-12-26 | 2009-03-18 | Jfeスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
US20050000596A1 (en) * | 2003-05-14 | 2005-01-06 | Ak Properties Inc. | Method for production of non-oriented electrical steel strip |
JP4823719B2 (ja) * | 2006-03-07 | 2011-11-24 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP5031934B2 (ja) * | 2010-03-17 | 2012-09-26 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
CN102443736B (zh) * | 2010-09-30 | 2013-09-04 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高磁通密度取向硅钢产品的生产方法 |
JP5772410B2 (ja) * | 2010-11-26 | 2015-09-02 | Jfeスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP5988027B2 (ja) * | 2011-07-28 | 2016-09-07 | Jfeスチール株式会社 | 極薄方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP5672273B2 (ja) * | 2012-07-26 | 2015-02-18 | Jfeスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
US9953752B2 (en) * | 2012-12-28 | 2018-04-24 | Jfe Steel Corporation | Production method for grain-oriented electrical steel sheet and primary recrystallized steel sheet for production of grain-oriented electrical steel sheet |
JP5854233B2 (ja) * | 2013-02-14 | 2016-02-09 | Jfeスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP5857983B2 (ja) * | 2013-02-14 | 2016-02-10 | Jfeスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法および焼鈍分離剤用MgO |
US10431359B2 (en) * | 2013-02-27 | 2019-10-01 | Jfe Steel Corporation | Method for producing grain-oriented electrical steel sheet |
JP5839204B2 (ja) * | 2013-02-28 | 2016-01-06 | Jfeスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP5949813B2 (ja) * | 2013-03-07 | 2016-07-13 | Jfeスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP5904151B2 (ja) * | 2013-03-28 | 2016-04-13 | Jfeスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP6171887B2 (ja) * | 2013-11-20 | 2017-08-02 | Jfeスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
2014
- 2014-10-30 JP JP2014221910A patent/JP6260513B2/ja active Active
-
2015
- 2015-10-30 BR BR112017008589-5A patent/BR112017008589B1/pt active IP Right Grant
- 2015-10-30 US US15/519,909 patent/US20170240988A1/en not_active Abandoned
- 2015-10-30 WO PCT/JP2015/005486 patent/WO2016067636A1/ja active Application Filing
- 2015-10-30 EP EP15853850.4A patent/EP3214188B1/en active Active
- 2015-10-30 CN CN201580058552.0A patent/CN107075603B/zh active Active
- 2015-10-30 RU RU2017118524A patent/RU2676199C2/ru active
- 2015-10-30 KR KR1020177014053A patent/KR101980172B1/ko active IP Right Grant
Patent Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0219611B1 (en) * | 1985-08-15 | 1990-05-16 | Nippon Steel Corporation | Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet |
JP2001107147A (ja) * | 1999-10-12 | 2001-04-17 | Kawasaki Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
RU2407807C2 (ru) * | 2005-08-03 | 2010-12-27 | Тиссенкрупп Стил Аг | Способ изготовления структурно-ориентированной стальной магнитной полосы |
JP2007302999A (ja) * | 2007-06-07 | 2007-11-22 | Jfe Steel Kk | Eiコア用の方向性電磁鋼板 |
JP2009228117A (ja) * | 2008-03-25 | 2009-10-08 | Jfe Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
RU2465348C1 (ru) * | 2008-09-10 | 2012-10-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | Способ производства листа из электротехнической стали с ориентированным зерном |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
BR112017008589A2 (pt) | 2017-12-19 |
EP3214188A1 (en) | 2017-09-06 |
KR20170070240A (ko) | 2017-06-21 |
EP3214188A4 (en) | 2017-09-06 |
JP2016089194A (ja) | 2016-05-23 |
RU2017118524A (ru) | 2018-12-03 |
KR101980172B1 (ko) | 2019-05-20 |
CN107075603A (zh) | 2017-08-18 |
US20170240988A1 (en) | 2017-08-24 |
JP6260513B2 (ja) | 2018-01-17 |
CN107075603B (zh) | 2019-06-18 |
RU2017118524A3 (ru) | 2018-12-03 |
EP3214188B1 (en) | 2019-06-26 |
WO2016067636A8 (ja) | 2017-02-23 |
BR112017008589B1 (pt) | 2021-06-08 |
WO2016067636A1 (ja) | 2016-05-06 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
RU2676199C2 (ru) | Способ изготовления текстурированной листовой электротехнической стали | |
EP2878687B1 (en) | Method for producing grain-oriented electrical steel sheet | |
CA2900111C (en) | Method for producing grain-oriented electrical steel sheet | |
KR101921401B1 (ko) | 방향성 전기 강판의 제조 방법 | |
US9214275B2 (en) | Method for manufacturing grain oriented electrical steel sheet | |
KR102254943B1 (ko) | 전자 강판 제조용의 열연 강판 및 그의 제조 방법 | |
RU2697115C1 (ru) | Способ производства текстурированного стального листа из электротехнической стали | |
JP2015200002A (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
WO2018084198A1 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
RU2716052C1 (ru) | Способ изготовления текстурированных листов из электротехнической стали | |
JP6418226B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
WO2018084203A1 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP5754115B2 (ja) | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
JP6866869B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP6544344B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP6607176B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP2018090851A (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP2011111653A (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 |