RU2714004C1 - Лист из текстурированной электрической стали и способ его изготовления - Google Patents

Лист из текстурированной электрической стали и способ его изготовления Download PDF

Info

Publication number
RU2714004C1
RU2714004C1 RU2019121852A RU2019121852A RU2714004C1 RU 2714004 C1 RU2714004 C1 RU 2714004C1 RU 2019121852 A RU2019121852 A RU 2019121852A RU 2019121852 A RU2019121852 A RU 2019121852A RU 2714004 C1 RU2714004 C1 RU 2714004C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
sheet
steel
annealing
concentration
steel substrate
Prior art date
Application number
RU2019121852A
Other languages
English (en)
Inventor
Такэси ОМУРА
Хиротака ИНОЭ
Кунихиро СЭНДА
Сэйдзи ОКАБЭ
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 RU2714004C1 publication Critical patent/RU2714004C1/ru

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/34—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates
    • C23C28/345—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer
    • C23C28/3455—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer with a refractory ceramic layer, e.g. refractory metal oxide, ZrO2, rare earth oxides or a thermal barrier system comprising at least one refractory oxide layer
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/68—Temporary coatings or embedding materials applied before or during heat treatment
    • C21D1/72—Temporary coatings or embedding materials applied before or during heat treatment during chemical change of surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
    • C21D3/02—Extraction of non-metals
    • C21D3/04—Decarburising
    • 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
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—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
    • C21D8/1266—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest between cold rolling steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
    • C21D8/1283—Application of a separating or insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D8/1288—Application of a tension-inducing coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C22/00—Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive liquid, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14791—Fe-Si-Al based alloys, e.g. Sendust
    • 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
    • H01F27/00—Details of transformers or inductances, in general
    • H01F27/24—Magnetic cores
    • H01F27/245—Magnetic cores made from sheets, e.g. grain-oriented
    • 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
    • H01F41/0206—Manufacturing of magnetic cores by mechanical means
    • H01F41/0233—Manufacturing of magnetic circuits made from sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic

Landscapes

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

Abstract

Изобретение относится к области металлургии. Для обеспечения стойкости отслаивания покрытия и уменьшения потерь в железе лист из текстурированной электротехнической стали содержит стальную подложку, плёнку форстерита на поверхности стальной подложки и обеднённый по Cr слой на границе между стальной подложкой и плёнкой форстерита, причём обеднённый по Cr слой имеет концентрацию Cr, которая составляет 0,70-0,90 концентрации Cr в стальной подложке. 2 н. и 4 з.п. ф-лы, 10 табл., 5 ил.

Description

Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее раскрытие относится к листу из текстурированной электротехнической стали и способу его изготовления. Настоящее раскрытие, в частности, относится к листу из текстурированной электротехнической стали, подходящему для материала железного ленточного сердечника трансформатора и к способу его изготовления.
Известный уровень техники
Потери в железе (потери в железе трансформатора) листа из текстурированной электротехнической стали в виде сборки в трансформаторе неизбежно выше, чем потери в железе (потери в железе листового проката) листа из текстурированной электротехнической стали в форме листового проката. Доля такого увеличения потерь в железе называется коэффициентом заполнения. Увеличение потерь в железе вызвано технологической деформацией, возникающей во время сборки трансформатора, вращающимся магнитным потоком, который не возникает при оценке потерь в железе листового проката и т.п.
Для устранения технологических напряжений изготовление трансформатора с ленточным сердечником включает отжиг для снятия напряжений. Температура отжига при отжиге для снятия напряжений предпочтительно выше для снятия напряжений. Атмосфера отжига предпочтительно представляет собой атмосферу Ar или H2, которая не реагирует со стальным листом с образованием оксида, карбида, нитрида или т.п. Однако, поскольку использование Ar или H2 является дорогостоящим, во многих случаях используется газообразный N2 или экзотермический газ, содержащий CO или CO2. В случае использования газообразного N2 или экзотермического газа, если температура отжига слишком высока, происходит азотирование, окисление или науглероживание, что ухудшает магнитные свойства. Температура отжига, таким образом, имеет существенный верхний предел. Это делает удаление технологического напряжения недостаточным и препятствует максимальному использованию подходящих характеристик листового проката в некоторых случаях.
На листе из текстурированной электротехнической стали, как описано в JP S48-39338 A (PTL 1), обычно формируют покрытие, создающее натяжение, в основном состоящее из коллоидного диоксида кремния, фосфата и хромовой кислоты. Такое покрытие, создающее натяжение, обладает высокой степенью защиты от атмосферного газа и подавляет проникновение газа, как описано в JP 2003-301271 A (PTL 2), и, следовательно, в некоторой степени способствует предотвращению азотирования/окисления/науглероживания при отжиге для снятия напряжений.
Список цитированных источников
Патентная литература
PTL 1: JP S48-39338 A
PTL 2: JP 2003-301271 A
Раскрытие сущности изобретения
Техническая проблема
Однако степень подавления азотирования/окисления/науглероживания недостаточна, и необходимо дополнительно подавлять азотирование/окисление/науглероживание.
Следовательно, может быть полезным предложить лист из текстурированной электротехнической стали, обладающий более подходящими характеристиками потерь в железе трансформатора, чем обычные листы из текстурированной электротехнической стали, в результате подавления азотирования/окисления/науглероживании даже в температурном диапазоне, в котором напряжение полностью устраняется отжигом для снятия напряжений, выполняемый при изготовлении трансформатора с ленточным сердечником, и способ его изготовления.
Решение проблемы
Типичный лист из текстурированной электротехнической стали имеет сформированную на нем плёнку форстерита. Хотя эта плёнка считалась также эффективной для подавления азотирования/окисления/науглероживания при отжиге для снятия напряжений, SEM-исследование поверхности плёнки форстерита показало, что плёнка форстерита имеет много трещин на своей поверхности, и азотирующий/окисляющий/науглероживающий газ достигает поверхность стального листа сквозь трещины и вызывает реакцию азотирования/окисления/науглероживания. Трещины плёнки форстерита вызваны растяжением, применяемым для корректировки формы при отжиге-правке или напряжением в рулоне, возникающем из-за неоднородной температуры в рулоне во время охлаждения при отжиге вторичной рекристаллизации. Трещины, вызванные такими факторами, не могут быть полностью устранены существующими способами изготовления листа из текстурированной электротехнической стали.
В связи с этим мы изучили, могут ли трещины плёнки форстерита использоваться для подачи источника окислителя к границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой, чтобы вновь образовать плотную оксидную плёнку на основе Cr на границе раздела и подавить азотирование/окисление/науглероживание оксидной плёнкой. Следовательно, мы установили, что, выполняя соответствующую окислительную обработку для образования оксидной плёнки на границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой после окончательного отжига и удаления всего непрореагировавшего сепаратора и перед формированием покрытия, создающего растяжение, на стальном листе, может быть подавлено окисление/азотирование/науглероживание при отжиге для снятия напряжений без ухудшения других свойств.
Таким образом, основными признаками листа из текстурированной электротехнической стали, который устойчив к окислению/азотированию/науглероживанию при отжиге для снятия напряжений, и способа его изготовления, которые были установлены из описанных ниже экспериментальных результатов, являются следующими:
1) Обеднённый по Cr слой присутствует на границе между плёнкой форстерита и стальной подложкой, и концентрация Cr в обеднённом слое и концентрация Cr в стальной подложке удовлетворяют следующей формуле:
0,70 ≤ (концентрация в обеднённом по Cr слое)/(концентрация Cr в стальной подложке) ≤ 0,90.
2) Стальная подложка содержит в % масс. Cr: 0,02% или более и 0,20% или менее.
3) Для получения слоя, обеднённого по Cr, без ухудшения других свойств, непрерывный процесс прокатки листа выполняется с соответствующей комбинацией температуры и окислительной способности атмосферы, после окончательного отжига и удаления всего непрореагировавшего сепаратора и до формирования покрытия, создающего натяжение.
4) В частности, чтобы подавить изменение соответствующей окислительной способности атмосферы в зависимости от условий изготовления, непрерывный процесс прокатки листа выполняется по линии прокатки, включающей, по меньшей мере, один участок, который придаёт изгиб в направлении, противоположном деформации рулона (остаточное искривление), которое возникает в стальном листе при отжиге в форме рулона между окончательным отжигом и формированием обеднённого по Cr слоя.
Как мы разработали раскрытую далее технологию, будет подробно описано ниже. Во-первых, мы посчитали, что эффективным способом подавления азотирования/окисления/науглероживания при отжиге для снятия напряжений является формирование плотной оксидной плёнки между плёнкой форстерита и стальной подложкой. Мы исследовали формирование плотной оксидной плёнки после формирования плёнки форстерита.
Эксперимент 1
Стальной сляб, имеющий состав, содержащий в % масс. С: 0,075%, Si: 3,45%, Mn: 0,020%, Р: 0,01%, S: 0,004%, Al: 0,026%, Se: 0,022%, N: 0,0070% и Cr: 0,10%, остальное Fe и неизбежные примеси, нагревают при 1400°C, затем подвергают горячей прокатке для формирования горячекатаного листа с толщиной листа 2,3 мм и затем подвергают отжигу в зоне горячих состояний при 1100°C в течение 80 с. Стальной лист затем подвергают холодной прокатке до толщины листа 0,20 мм и подвергают обезуглероживающему отжигу в окислительной атмосфере: PH2O/PH2 = 0,35 при 850°C в течение 2 минут. После этого MgO в виде суспензии наносят на поверхность стального листа в качестве отжигового сепаратора. Стальной лист затем подвергают окончательному отжигу, предназначенному для вторичной рекристаллизации и очистки, при 1250°C в течение 30 часов в атмосфере H2.
После этого для формирования оксидной плёнки на границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой весь непрореагировавший сепаратор удаляют и на воздухе проводят непрерывный отжиг при 200 - 700°C. При непрерывном отжиге стальной лист прокатывают при приложении натяжения (линейного натяжения) от 0,5 кгс/мм2 до 3,0 кгс/мм2 (4,9 - 29,4 МПа). Хотя была предпринята попытка прокатки листа при натяжении менее 0,5 кгс/мм2 (4,9 МПа), прокатка листа оказалась неудачной из-за низкой возможности корректировки формы. Наконец, для получения листового проката было нанесено изоляционное покрытие, содержащее 50% коллоидного диоксида кремния и фосфат магния. Листовой прокат затем использовали для изготовления ленточного сердечника и ленточный сердечник подвергали отжигу для снятия напряжений в атмосфере N2 при 865°C в течение 3 часов. Оценивали отношение между потерями в железе ленточного сердечника W17/50 (1,7 Тл, 50 Гц) и потерями в железе листового проката W17/50, степень азотирования, стойкость к отслаиванию покрытия, пригодность листа к прокатке и характеристики листового проката.
Подробно содержание азота в стальной подложке до и после отжига для снятия напряжений измеряли спектрофотометрически в соответствии с методикой в «Железо и сталь-Методы определения содержания азота» в JIS G 1228-1997, и разницу между до и после отжига для снятия напряжений принимали за степень азотирования.
Отношение потерь в железе между листовым прокатом и ленточным сердечником рассчитывали путём деления потерь в железе ленточного сердечника на потери в железе листового проката. Для потерь в железе листового проката образцы Эпштейна отбирали из листового проката и измеряли в соответствии с JIS C 2550. Для потерь в железе ленточного сердечника первичную катушку и вторичную катушку наматывают на полученном сердечнике для формирования ненагруженного трансформатора и магнитные свойства с использованием переменного тока ненагруженного трансформатора измеряли тем же методом, что и в испытании Эпштейна в соответствии с JIS C 2550.
В случае стойкости к отслаиванию покрытия стальной лист наматывают вокруг стержня и определяли, произошло ли отслаивание покрытия. Диаметр стержня постепенно уменьшался, и диаметр непосредственно перед тем, как происходило отслаивание (диаметр отслоения покрытия), принимался за параметр оценки стойкости к отслаиванию покрытия. Меньшее значение указывает на более высокую стойкость к отслаиванию покрытия. Диаметр стержня изменяли с шагом 5 мм.
Характеристики прокатки листа оценивали на основании величины меандра, где 10 мм или менее оценивались как «высокие», более 10 мм и менее 30 мм оценивались как «соответствующие», и 30 мм или более «низкие».
Характеристики листового проката оценивали по двум параметрам: отношение потерь в железе и стойкость к отслаиванию покрытия. Каждый параметр из отношения потерь в железе и стойкости к отслаиванию покрытия был оценен как «высокий», «соответствующий» или «низкий», как описано ниже, и один из двух параметров с более низким рейтингом использовался для определения характеристик листового проката.
Результаты оценки показаны в таблице 1. Если стойкость к отслаиванию покрытия составляла 30 мм φ или менее, оценивали как «высокую», более 30 мм φ и менее 50 мм φ оценивали как «соответствующую» и 50 мм φ или более оценивали как «низкую». Что касается отношения потерь в железе, 1,05 или менее оценивали как «высокое», более 1,05 и менее 1,10 оценивали как «соответствующее» и 1,10 или более оценивали как «низкое». Характеристики листового проката варьировались в зависимости от условий непрерывного отжига (температура, растяжение). Например, №№ 6, 8, 10, 11 и 13 имели подходящие как характеристики потерь в железе, так и стойкость к отслаиванию покрытия. Номера 1, 2, 3, 4, 5 и 7 имели подходящую стойкость к отслаиванию покрытия, но уступали в свойствах потерь в железе. № 9, 12, 14, 15, 16, 17 и 18 имели подходящие характеристики потерь в железе, но хуже стойкость к отслаиванию покрытия.
Таблица 1
Образец
No.		 Температура отжига
(°C)		 Линейное натяжение
(кгс/мм2)		 Степень азотирования
(ч/млн)		 Отношение потерь в железе (потери в железе ленточного сердечника/потери в железе листового проката) Стойкость к отслаиванию покрытия
(ммφ)		 Характеристики прокатки листа Характеристики листового проката
1 200 0,5 60 1,15 20 Соответствующие Низкие
2 200 1,5 60 1,15 20 Высокие Низкие
3 200 2,5 60 1,15 20 Высокие Низкие
4 300 0,5 60 1,15 20 Соответствующие Низкие
5 300 1,5 30 1,08 20 Высокие Соответствующие
6 300 2,5 2 1,03 30 Высокие Высокие
7 400 0,6 30 1,08 20 Соответствующие Соответствующие
8 400 1,6 5 1,04 20 Высокие Высокие
9 400 2,6 5 1,03 40 Высокие Соответствующие
10 500 0,6 15 1,04 20 Соответствующие Высокие
11 500 1,8 10 1,03 30 Высокие Высокие
12 500 3,0 5 1,03 40 Высокие Соответствующие
13 600 0,6 10 1,04 20 Соответствующие Высокие
14 600 1,3 2 1,03 40 Высокие Соответствующие
15 600 2,4 2 1,03 50 Высокие Низкие
16 700 0,7 2 1,03 60 Высокие Низкие
17 700 1,5 2 1,04 70 Высокие Низкие
18 700 2,8 2 1,03 80 Высокие Низкие
Затем, чтобы исследовать, присутствует ли оксидная плёнка на границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой, мы провели анализ поверхности вышеуказанного образца с использованием прибора эмиссионной спектроскопии тлеющего разряда (GDS). В результате поиска параметра GDS, который коррелирует со степенью азотирования и отношением потерь в железе, была установлена корреляция между отношением концентраций Cr в обеднённом по Cr слое и стальной подложке и для каждой степени азотирования, отношением потерь в железе и стойкостью к отслаиванию покрытия, как показано на фиг. 1 - 3. Подробно, когда отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое и стальной подложке составляло более 0,9, степень азотирования увеличивалась, и отношение потерь в железе увеличивалось соответственно, как показано на фиг. 1 и 2. Между тем, стойкость к отслаиванию покрытия имела тенденцию к увеличению диаметра отслаивания, когда отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое и стальной подложке было менее 0,7, как показано на фиг. 3.
Отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое и стальной подложке определяется следующим образом.
Фиг. 4 иллюстрирует пример профиля интенсивности Cr в GDS. Как показано на фиг., существует область (внутри стальной подложки), в которой интенсивность профиля принимает постоянное значение B, и область (слой, обеднённый по Cr), в которой интенсивность Cr ниже, чем постоянное значение B. Отношение наименьшей интенсивности Cr A в слое, обеднённом по Cr, к интенсивности B Cr внутри стальной подложки рассматривается отношением концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке. Причиной того, что отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое поверхностного слоя стальной подложки к концентрации в стальной подложке коррелирует с каждым из параметров степени азотирования, отношения потерь в железе и стойкости к отслоению покрытия, является следующее.
Как показано на фиг. 4, Cr претерпевает реакцию окисления во время образования форстерита при отжиге вторичной рекристаллизации и присутствует в виде оксида в форстерите. Следовательно, интенсивность увеличивается с переходом от стальной подложки к плёнке форстерита. В случае, когда отжиг вторичной рекристаллизации, который образует плёнку форстерита, выполняется при периодическом отжиге, время отжига составляет несколько десятков часов, так что диффузия Cr изнутри стальной подложки возможна в полной мере, и слой, обеднённый по Cr, вероятно не будет формироваться. В случае, когда отжиг выполняется непрерывно в течение короткого времени, как в настоящем случае, с другой стороны, время диффузии является коротким, так что образуется обеднённый по Cr слой. Таким образом, обеднённый по Cr слой можно рассматривать как показатель для определения того, образуется ли плотный оксидный слой на основе хрома на границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой.
Следовательно, причина, по которой степень азотирования была уменьшена и отношение потерь в железе снизилось, когда отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке составляло 0,9 или менее, объясняется тем, что плотная оксидная плёнка на основе Cr была вновь сформирована на границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой в результате обработки непрерывным отжигом. Между тем, причина того, что диаметр отслоения увеличился, когда отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке было менее 0,7, объясняется тем, что оксидная плёнка была слишком толстой и адгезия на границе раздела между стальной подложкой и оксидной плёнкой уменьшилась, что привело к отслаиванию.
Считается, что причина, по которой отношение потерь в железе изменяется в зависимости от линейного натяжения, заключается в том, что атмосферный газ, достигающий границы раздела со стальной подложкой, изменяется из-за разницы в количестве возникающих трещин в плёнку форстерита. Считается, что причиной изменения отношения потерь в железе в зависимости от температуры отжига является то, что реакция окисления (скорость, продукт) изменяется в зависимости от температуры.
Температура отжига менее 300°C и более 600°C не является подходящим условием. Считается, что это связано с тем, что, учитывая, что окисление затрудняется при низких температурах и облегчается при высоких температурах, слой, обеднённый по Cr, не может контролироваться в требуемом диапазоне, даже когда регулируются условия, отличные от температуры отжига. Соответственно, температура обработки для формирования плотной оксидной плёнки на границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой устанавливается в диапазоне 300 - 600°C.
Результаты, представленные на фиг. 1 – 4, демонстрируют, что существуют подходящие условия для новой оксидной плёнки, образованной на границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой. В частности, отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке должно составлять 0,7 или более и 0,9 или менее.
Таким образом, мы установили, что (1) использование оксида Cr очень эффективно, (2) линейное натяжение влияет на формирование обеднённого по Cr слоя, и (3) температура отжига также является важным фактором контроля, Кроме того, мы дополнительно изучили влияние содержания Cr, содержания Si и окислительной способности атмосферы при обезуглероживающем отжиге, который контролирует состояние формирования плёнки форстерита, как факторов, которые могут влиять на реакцию окисления.
Эксперимент 2
Стальной сляб, имеющий состав в % масс. C: 0,075%, Si: 2,85 - 3,45%, Mn: 0,020%, P: 0,01%, S: 0,004%, Al: 0,026%, Se: 0,022%, N: 0,0075% и Cr: 0,01 - 0,10%, остальное Fe и неизбежные примеси, нагревают при 1450°C, затем подвергают горячей прокатке для формирования горячекатаного листа с толщиной листа 2,6 мм и затем подвергают отжигу в зоне горячих состояний при 1100°C в течение 80 с. Затем стальной лист подвергают холодной прокатке до толщины листа 0,25 мм и подвергают обезуглероживающему отжигу в окислительной атмосфере: PH2O/PH2 = 0,25 - 0,45 при 850°C в течение 2 минут.
После этого MgO в виде суспензии наносят на поверхность стального листа в качестве отжигового сепаратора. Стальной лист затем подвергают окончательному отжигу, предназначенному для вторичной рекристаллизации и очистки, при 1200°C в течение 15 часов в атмосфере Н2. После полного удаления непрореагировавшего сепаратора проводят прокаливание покрытия, создающего натяжение, также служащее в качестве отжига-правки. В температурном интервале 400 - 550°C в качестве температуры нагрева в процессе нагрева при этом прокаливании покрытия, создающего натяжение, то есть в процессе сушки и прокаливания после нанесения жидкого покрытия, используют атмосферу H2-N2 и точку росы контролируют так, чтобы поддерживать парциальное давление кислорода 0,1 атм. Линейное натяжение при прокатке листа в интервале температур 400 - 550°C составляет 0,7 кгс/мм2 (6,9 МПа).
Листовой прокат, полученный вышеописанным способом, затем используют для изготовления ленточного сердечника и ленточный сердечник подвергают отжигу для снятия напряжений в атмосфере N2 при 850°C в течение 10 часов. Оценивают отношение потерь в железе ленточного сердечника W17/50 (1,7 Тл, 50 Гц) и потерь в железе листового проката W17/50, отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке, степень азотирования, стойкость к отслаиванию покрытия и характеристики прокатки листа. Результаты показаны в таблице 2. Стойкость к отслаиванию покрытия, отношение потерь в железе, характеристики листового проката и характеристики прокатки листа оценивают так же, как в эксперименте 1.
Как можно видеть из номеров 1 - 4 в таблице 2, даже в случае, когда условия окислительной обработки были одинаковыми, отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке варьировалось, если содержание Si было разным. Считается, что причина того, что отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке увеличивается с увеличением содержания Si, заключается в том, что кислород также используется в реакции с Si и, соответственно, его взаимодействие с Cr ослабляется. Как видно из №№ 5 - 8 в таблице 2, отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке также варьировалось в зависимости от содержания Cr. Когда содержание Cr было выше, отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке было ниже, и легко образовывался обеднённый по Cr слой с более низкой концентрацией Cr. Как видно из №№ 9 - 12 в таблице 2, отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке варьировалось, если окислительная атмосфера при обезуглероживающем отжиге была различной.
Здесь, чтобы подавить азотирование/окисление/науглероживание путём подачи окислителя к границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой и вновь формировать плотную оксидную плёнку на границе раздела, мы сосредоточили внимание на Cr, который может образовывать плотную пассивную плёнку и значительно улучшить коррозионную стойкость.
Окислительная атмосфера при обезуглероживающем отжиге является фактором, который влияет на образование плёнки форстерита. Существует тенденция в том, что толщина плёнки меньше, а качество ниже, когда окислительная способность атмосферы ниже. Таким образом считается, что в зависимости от окислительной способности атмосферы изменяется качество плёнки форстерита и количество трещин плёнки форстерита, вызванных линейным натяжением или аналогичными изменениями, что приводит к разнице в отношении концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке.
Как видно из этих результатов, факторы, которые влияют на образование форстерита, и факторы, которые влияют на реакцию окисления, влияют на отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке. Таким образом, было установлено, что условия отжига для формирования плотной оксидной плёнки (отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке: 0,7 или более и 0,9 или менее) на границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой без влияния на другие свойства не имеют конкретного подходящего диапазона, но их необходимо каждый раз корректировать в соответствии с условиями изготовления (комбинацией влияющих факторов).
Figure 00000001
Далее мы изучили влияние окислительной атмосферы при формировании плотной оксидной плёнки.
Эксперимент 3
Стальной сляб, имеющий состав, содержащий в % масс. C: 0,02%, Si: 3,0%, Mn: 0,050%, P: 0,07%, S: 0,002%, Al: 0,007%, Se: 0,001%, N: 0,0050% и Cr: 0,06%, остальное Fe и неизбежные примеси, нагревают при 1200°C, затем подвергают горячей прокатке для формирования горячекатаного листа с толщиной листа 2,6 мм, и затем подвергают отжигу в зоне горячих состояний при 1050°C в течение 80 с. Затем стальной лист подвергают холодной прокатке до толщины листа 0,23 мм и подвергают обезуглероживающему отжигу в окислительной атмосфере: PH2O/PH2 = 0,40 при 850°C в течение 2 минут. После этого MgO в виде суспензии наносят на поверхность стального листа в качестве отжигового сепаратора. Стальной лист затем подвергают окончательному отжигу, предназначенному для вторичной рекристаллизации и очистки, при 1180°C в течение 75 часов в атмосфере H2.
После этого удаляют весь непрореагировавший сепаратор и выполняют прокаливание покрытия, создающего натяжение, также служащее в качестве отжига-правки. В каждом из температурных диапазонов: (1) 350°C или менее, (2) более 350°C и 450°C или менее, (3) более 450°C и 600°C или менее и (4) более 600°C и 800°C или менее в качестве температуры нагрева в процессе нагрева при этом прокаливании покрытия, создающего натяжение, то есть в процессе сушки и прокаливания после нанесения жидкого покрытия, парциальное давление каждого компонента газа в атмосфере экзотермического газа (CO2, CO, H2, H2O и остальное N2) контролируют для изменения парциального давления кислорода в диапазоне 0,005 - 0,4. Линейное натяжение при прокатке листа в каждом из диапазонов температур составляет 0,7 кгс/мм2 (6,9 МПа).
Листовой прокат, полученный вышеописанным способом, затем используют для изготовления ленточного сердечника, и ленточный сердечник подвергают отжигу для снятия напряжений в атмосфере экзотермического газа (CO2: 15%, CO: 3%, H2: 0,5% и остальное N2, точка росы: 30°C) при 860°C в течение 5 часов. Оценивают отношение потерь в железе ленточного сердечника W17/50 (1,7 Тл, 50 Гц) и потерь в железе листового проката W17/50, отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке, степень азотирования, степень науглероживания, стойкость к отслаиванию покрытия, характеристики прокатки листа и характеристики листового проката. Подробно содержание углерода в стальной подложке до и после отжига для снятия напряжений измеряют методом инфракрасного поглощения, представленным в «Определении содержания углерода в стали и железе» в JIS G 1211-2011, и разницу между до и после отжига для снятия напряжений принимают за степень науглероживания. Стойкость к отслаиванию покрытия, отношение потерь в железе, характеристики листового проката и характеристики прокатки листа оценивают так же, как в эксперименте 1.
Результаты представлены в таблице 3. Как можно понять из таблицы 3, подходящее отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке изменяется в зависимости от температуры и окислительной способности атмосферы, которые являются условиями обработки для получения плотной оксидной плёнки и отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке можно регулировать до соответствующих условий путём регулирования окислительной способности атмосферы в соответствии с конкретными условиями изготовления. При температуре более 600°C отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке не может контролироваться. Считается, что это связано с тем, что при температуре более 600°C формирование изолирующего покрытия было близко к завершению и поэтому кислород не смог достичь границы раздела между стальной подложкой и плёнкой форстерита.
Figure 00000002
Путём формирования нового плотного оксидного слоя на границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой после выполнения окончательного отжига и удаления всего непрореагировавшего сепаратора и перед нанесением покрытия, создающего натяжение, при отжиге для снятия напряжений, который выполняется при изготовлении многих ленточных сердечников, процессы азотирования/науглероживания/окисления атмосферой отжига могут быть подавлены. Контролем состояния образовавшейся здесь оксидной плёнки, можно предотвратить ухудшение характеристики потерь в железе ленточного сердечника без ухудшения других свойств.
Эти результаты демонстрируют, что отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке можно регулировать до соответствующего диапазона путём регулирования окислительной способности атмосферы в соответствии с конкретными условиями изготовления. Поскольку условия изготовления неизбежно изменяются, очень важно при регулировании окислительной способности атмосферы уменьшить зависимость окислительной способности атмосферы от условий изготовления для стабильного изготовления листа из текстурированной электротехнической стали. Вышеизложенные исследования показывают, что важно подавать достаточное количество кислорода с поверхности стального листа к границе раздела между стальной подложкой и плёнкой форстерита, чтобы формировать плотный оксидный слой на границе раздела. В случае, когда количество подаваемого кислорода низкое, реакция с Cr протекает недостаточно при низкой температуре, и искомая плёнка не образуется. В случае, когда количество подаваемого кислорода велико, реакция протекает даже при низкой температуре, и формируется искомая плёнка.
Затем мы изучили, как обеспечить стабильное поступление количества кислорода с поверхности. Кислород проходит через плёнку форстерита и достигает границы раздела. Соответственно, плотность плёнки форстерита является очень важным параметром. Плотность в значительной степени зависит от условий изготовления, таких как окислительная способность атмосферы при обезуглероживающем отжиге, и количество MgO, нанесённого в виде суспензии, и, следовательно, его состояние после завершения окончательного отжига значительно варьируется. Мы провели исследование того, как уменьшить эти изменения. Окончательный отжиг выполняется в форме рулона и, соответственно, после отжига происходит деформация рулона (остаточная кривизна). Когда стальной лист изгибается в направлении, противоположном деформации рулона, растягивающее напряжение прикладывается к одной стороне стального листа, а сжимающее напряжение прикладывается к другой стороне стального листа. Мы попытались ввести соответствующие трещины в плёнку форстерита такими растягивающими и сжимающими напряжениями.
Эксперимент 4
Стальной сляб, имеющий состав, содержащий в % масс. C: 0,075%, Si: 2,85 - 3,45%, Mn: 0,020%, P: 0,01%, S: 0,004%, Al: 0,026%, Se: 0,022%, N: 0,0075% и Cr: 0,01 - 0,10%, остальное Fe и неизбежные примеси, нагревают при 1450°C, затем подвергают горячей прокатке для формирования горячекатаного листа с толщиной листа 2,6 мм и затем подвергают отжигу в зоне горячих состояний при 1100°C в течение 80 с. Затем стальной лист подвергают холодной прокатке до толщины листа 0,25 мм и подвергают обезуглероживающему отжигу в окислительной атмосфере: PH2O/PH2 = 0,25 - 0,45 при 850°C в течение 2 минут.
После этого MgO в виде суспензии наносят на поверхность стального листа в качестве отжигового сепаратора. Стальной лист затем подвергают окончательному отжигу, предназначенному для вторичной рекристаллизации и очистки, при 1200°C в течение 15 часов в атмосфере Н2. Проводят окончательный отжиг стального листа, смотанного в рулон. Впоследствии, после удаления всего непрореагировавшего сепаратора выполняют прокаливание покрытия, создающего натяжение, также служащее в качестве отжига-правки. В диапазоне температур 400 - 550°C в качестве температуры нагрева в процессе нагрева при этом прокаливании покрытия, создающего натяжение, то есть в процессе сушки и прокаливания после нанесения жидкого покрытия, прокатку листа выполняют в атмосфере экзотермического газа (CO2, CO, H2, H2O и остаток N2) с парциальным давлением кислорода 0,1 атм. Линейное натяжение при прокатке листа в интервале температур 400 - 550°C составляет 0,7 кгс/мм2 (6,9 МПа).
Как показано на фиг. 5, прокатку листа выполняют по каждой из схемы I, включающей участок, который придаёт изгиб в направлении, противоположном деформации рулона, после окончательного отжига, и схемы II, в которой отсутствует участок изгиба, при натяжении 0,7 кгс/мм2 (6,9 МПа). В частности, на схеме I установлены два ролика 700 мм φ, и второй ролик придаёт изгиб в направлении, противоположном деформации рулона, как показано на фиг. 5.
Листовой прокат, полученный вышеописанным способом, затем используют для изготовления ленточного сердечника и ленточный сердечник подвергают отжигу для снятия напряжений в атмосфере N2 при 850°C в течение 10 часов. Оценивают отношение потерь в железе ленточного сердечника W17/50 (1,7 Тл, 50 Гц) и потерь в железе листового проката W17/50, отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке, степень азотирования, стойкость к отслаиванию покрытия и характеристики прокатки листа. Результаты показаны в таблице 4. Стойкость к отслаиванию покрытия, отношение потерь в железе, характеристики листового проката и характеристики прокатки листа оценивают так же, как в эксперименте 1.
В случае листа, прокатываемого по схеме I, отсутствует зависимость отношения концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке от условий изготовления. В случае прокатки листа по схеме II наблюдалась зависимость от условий изготовления. Считается, что причиной отсутствия зависимости от условий изготовления по схеме I является то, что в результате приложения высоких растягивающих и сжимающих напряжений к поверхности стального листа до образования оксидной плёнки различие в плотности плёнки форстерита, которая изменяется в зависимости от условий изготовления, уменьшается и подаётся достаточное количество кислорода.
Figure 00000003
Затем мы определили такое парциальное давление кислорода, при котором доля обеднённого по Cr слоя находится в диапазоне в соответствии с настоящим изобретением, в состоянии, в котором уменьшается изменение плотности в зависимости от условий изготовления.
Эксперимент 5
Стальной сляб, имеющий состав, содержащий в % масс. C: 0,02%, Si: 3,0%, Mn: 0,050%, P: 0,07%, S: 0,002%, Al: 0,007%, Se: 0,001%, N: 0,0050% и Cr: 0,06%, остальное Fe и неизбежные примеси, нагревают при 1200°C, затем подвергают горячей прокатке для формирования горячекатаного листа с толщиной листа 2,6 мм, и затем подвергают отжигу в зоне горячих состояний при 1050°C в течение 80 с. Затем стальной лист подвергают холодной прокатке до толщины листа 0,23 мм и подвергают обезуглероживающему отжигу в окислительной атмосфере: PH2O/PH2 = 0,40 при 850°C в течение 2 минут. После этого MgO в виде суспензии наносят на поверхность стального листа в качестве отжигового сепаратора. Стальной лист затем подвергают окончательному отжигу, предназначенному для вторичной рекристаллизации и очистки, при 1180°C в течение 75 часов в атмосфере H2.
После этого весь непрореагировавший сепаратор удаляют и проводят прокаливание покрытия, создающего натяжение, также служащее в качестве отжига-правки. В каждом из температурных диапазонов: (1) 350°C или менее, (2) 450°C или менее, (3) 600°C или менее и (4) 600 - 800°C в качестве температуры нагрева в процесс нагрева в этом прокаливании покрытия, создающего натяжение, то есть процесс сушки и прокаливания после нанесения жидкого покрытия, прокатки листа выполняют при контроле парциального давления каждого компонента газа в атмосфере экзотермического газа (CO2, CO, H2, H2O и остаток N2) для изменения парциального давления кислорода в диапазоне 0,005 - 0,45. В качестве схемы прокатки листа используют схему I, включающую участок, который придаёт изгиб в направлении, противоположном деформации рулона, после окончательного отжига, показанный на фиг. 5. Натяжение при прокатке листа составляет 1,2 кгс/мм2 (11,8 МПа).
Листовой прокат, полученный вышеописанным способом, затем используют для изготовления ленточного сердечника и ленточный сердечник подвергают отжигу для снятия напряжений в атмосфере экзотермического газа (CO2: 15%, CO: 3%, H2: 0,5% и остальное N2, точка росы: 30°C) при 860°C в течение 5 часов. Оценивают отношение потерь в железе ленточного сердечника W17/50 (1,7 Тл, 50 Гц) и потерь в железе листового проката W17/50, отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке, степень науглероживания, степень азотирования, стойкость к отслаиванию покрытия и характеристики прокатки. Результаты показаны в таблице 5. Стойкость к отслаиванию покрытия, отношение потерь в железе, характеристики листового проката и характеристики прокатки листа оценивают так же, как в эксперименте 1.
В интервале температур 300 - 600°C, который можно найти в предыдущем эксперименте 1, были представлены соответствующие характеристики, когда парциальное давление кислорода составляло 0,01 - 0,25 атм. С другой стороны, когда парциальное давление кислорода составляет менее 0,01 атм, обеспечен путь переноса кислорода, но образование оксидной плёнки на основе Cr было недостаточным из-за недостаточного содержания кислорода. Когда парциальное давление кислорода было более 0,25 атм, был обеспечен путь достаточного переноса кислорода и также было высокое содержание кислорода, что привело к чрезмерному образованию оксидной плёнки на основе Cr и привело к ухудшению свойств продукта.
Figure 00000004
Затем мы изучили условия изгиба при прокатке листа, чтобы уменьшить изменение плотности плёнки форстерита.
Эксперимент 6
Этот эксперимент основан на условиях 17 в предыдущем эксперименте 4, при которых, когда прокатку листа выполняют по схеме II, показанной на фиг. 5, доля обеднённого по Cr слоя составляет около 1, и подача кислорода, вероятно, будет наиболее затруднена. Стальной сляб, имеющий состав, содержащий в % масс. С: 0,075%, Si: 3,55%, Mn: 0,020%, Р: 0,01%, S: 0,004%, Al: 0,026%, Se: 0,022%, N: 0,0075% и Cr: 0,01%, остальное Fe и неизбежные примеси, нагревают при 1450°C, затем подвергают горячей прокатке для формирования горячекатаного листа с толщиной листа 2,6 мм, и затем подвергают отжигу в зоне горячих состояний при 1100°C в течение 80 с. Стальной лист затем подвергают холодной прокатке до толщины листа 0,25 мм и подвергают обезуглероживающему отжигу в окислительной атмосфере: PH2O/PH2 = 0,30 при 850°C в течение 2 минут. Затем образец шириной 100 мм и длиной 300 мм вырезают из обезуглероженного отожжённого листа в форме рулона. Используя образец, последующие процессы выполняют отдельно. MgO в виде суспензии наносят на образец. Образец переводят в плоское состояние и подвергают окончательному отжигу, предназначенному для вторичной рекристаллизации и очистки, при 1200°C в течение 15 часов в атмосфере Н2.
Затем, после удаления всего непрореагировавшего сепаратора, образец наматывают один раз вокруг каждого валика, различного по размеру, указанного в таблице 6, и затем подвергают прокаливанию покрытия, создающего натяжение, также служащего в качестве отжига-правки. В диапазоне температур 400 - 550°C в качестве температуры нагрева в процессе нагрева при этом прокаливании покрытия, создающего натяжение, то есть в процессе сушки и прокаливания после нанесения жидкого покрытия, прокатку листа выполняют в атмосфере экзотермического газа (CO2, CO, H2, H2O и остальное N2) с парциальным давлением кислорода 0,1 атм. Намотку и прокаливание покрытия, создающего натяжение, проводят без натяжения. После этого образцы для испытания по Эпштейну отбирают из образца и подвергают отжигу для снятия напряжений в атмосфере N2 при 850°C в течение 10 часов. Оценивают отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке, степень азотирования и отношение потерь в железе до и после отжига для снятия напряжений.
Результаты оценки показаны в таблице 6. Как можно понять из таблицы 6, путём придания каждого из различных изгибов, соответствующих изгибу, противоположному деформации рулона, отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке ограничено диапазоном согласно настоящему раскрытию, и ухудшение потерь в железе из-за отжига для снятия напряжений понижено. Здесь, поскольку радиус кривизны стального листа, смотанного в рулон, непрерывно изменяется, даже когда стальной лист, смотанный в рулон, наматывается с использованием одного и того же ролика в направлении, противоположном деформации рулона, приложенное напряжение в рулоне не является равномерным (приложенное напряжение меньше, когда диаметр катушки больше). Конечным условием, при котором приложенное напряжение является наименьшим, является изгиб плоского листа. Следовательно, если изменение плотности уменьшается изгибом даже в случае, когда плёнка формируется в плоском состоянии, как в этом эксперименте, это означает, что изменение плотности может быть уменьшено во всех условиях. В частности, очень эффективно придавать изгиб с помощью ролика диаметром Φ1500 мм или менее. Хотя также возможно реализовать раскрытую в настоящее время технологию, регулируя условия изготовления на основе изменения, это требует времени, и регулирование путём придания изгиба легче. В прокатке листа предпочтительнее использовать ролик Φ1500 мм или менее.
Эти результаты показывают, что важно придать изгиб в направлении, противоположном деформации рулона. Предпочтительно изгиб придаётся с радиусом кривизны 750 мм или менее. Придание изгиба не ограничивается схемой I на фиг. 5, и может быть в любой различной форме, например, выполнение заданного многократного изгиба множеством роликов.
Таблица 6
Образец No. Содержание Si (% масс.) Содержание Cr (% масс.) Окислительная способность атмосферы в обезуглероживающем отжиге Диаметр ролика Отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке Степень азотирования
(ч/млн)		 Отношение потерь в железе до и после отжига для снятия напряжений
1 Нет 0,98 55 1,12
2 2200 0,90 15 1,06
3 2000 0,90 15 1,06
4 1750 0,89 11 1,05
5 3,55 0,01 0,30 1600 0,89 11 1,05
6 1500 0,83 2 1,02
7 1000 0,78 1 1,02
8 750 0,75 0 1,01
9 500 0,75 0 1,01
10 250 0,75 0 1,01
Настоящее раскрытие основано на этих новых данных. Таким образом, мы предлагаем:
1. Лист из текстурированной электротехнической стали, включающий:
стальную подложку;
плёнку форстерита на поверхности стальной подложки; и
обеднённый по Cr слой на границе между стальной подложкой и плёнкой форстерита, обеднённый по Cr слой имеет концентрацию Cr, которая составляет 0,70 - 0,90 концентрации хрома в стальной подложке.
2. Лист из текстурированной электротехнической стали по п. 1, в котором стальная подложка содержит Cr: 0,02% масс. или более и 0,20% масс. или менее.
3. Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали, включающий:
горячую прокатку сляба из текстурированной электротехнической стали для получения горячекатаного стального листа;
однократную, двукратную или многократную холодную прокатку с промежуточным отжигом, выполняемым между ними, горячекатаного стального листа для получения холоднокатаного стального листа, имеющего конечную толщину листа;
обезуглероживающий отжиг холоднокатаного стального листа для получения обезуглероженного отожжённого стального листа;
нанесение отжигового сепаратора, состоящего в основном из MgO, на обезуглероженный отожжённый стальной лист;
после этого окончательный отжиг обезуглероженного отожжённого стального листа в форме рулона для получения окончательно отожжённого стального листа, включающего стальную подложку и плёнку форстерита, на поверхности стальной подложки; и
после этого формируют покрытие, создающее натяжение, на окончательно отожжённом стальном листе,
причём окислительная способность атмосферы, по меньшей мере, в диапазоне температур 300 - 600°C в процессе прокатки листа после окончательного отжига до прокаливания покрытия, создающего натяжение, контролируется для образования на границе между стальной подложкой и плёнкой форстерита обеднённого по Cr слоя, имеющего концентрацию Cr, которая составляет 0,70 - 0,90 концентрации Cr в стальной подложке.
4. Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали по п. 3, в котором после окончательного отжига и перед формированием обеднённого по Cr слоя окончательно отожжённый стальной лист прокатывают на линии прокатки, включающую, по меньшей мере, один участок, который придаёт изгиб в направлении, противоположном деформации рулона, остающейся в окончательно отожжённом стальном листе, и окислительная способность атмосферы при формировании обеднённого по Cr слоя регулируется до парциального давления кислорода PO2 0,01 - 0,25 атм.
5. Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали по п. 4, в котором радиус кривизны изгиба составляет 750 мм или менее.
6. Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали по пп. 3 - 5, в котором сляб из текстурированной электротехнической стали содержит Cr: 0,02% масс. или более и 0,20% масс. или менее.
Преимущественный эффект
Таким образом, можно получить лист из текстурированной электротехнической стали, имеющий более подходящие характеристики потерь в железе трансформатора, чем обычные листы из текстурированной электротехнической стали. То есть коэффициент заполнения может быть дополнительно уменьшен.
Краткое описание чертежей
На прилагаемых чертежах:
Фиг. 1 представляет график, иллюстрирующий соотношение между отношением концентрации Cr в обеднённом по Cr слое поверхностного слоя стальной подложки к концентрации в стальной подложке и отношением потерь в железе;
Фиг. 2 представляет график, иллюстрирующий соотношение между отношением концентрации Cr в обеднённом по Cr слое поверхностного слоя стальной подложки к концентрации в стальной подложке и степенью азотирования;
Фиг. 3 представляет график, иллюстрирующий соотношение между отношением концентрации Cr в обеднённом по Cr слое поверхностного слоя стальной подложки к концентрации в стальной подложке и стойкостью к отслаиванию покрытия;
Фиг. 4 представляет график, иллюстрирующий пример профиля интенсивности Cr; и
Фиг. 5 является схемой, иллюстрирующей схему прокатки листа после окончательного отжига.
Осуществление изобретения
Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали будет подробно описан ниже.
Химический состав
Химический состав сляба для листа из текстурированной электротехнической стали в соответствии с настоящим изобретением представляет собой химический состав, способный к вторичной рекристаллизации. В случае использования ингибитора, например, Al и N добавляют в соответствующих количествах при использовании ингибитора на основе AlN, а Mn и Se и/или S добавляют в соответствующих количествах при использовании ингибитора на основе MnS/MnSe. Оба ингибитора могут использоваться совместно. Предпочтительными содержаниями Al, N, Mn, S и Se в этом случае являются Al: 0,010 - 0,065% масс., N: 0,0050 - 0,0120% масс., S: 0,005 - 0,030% масс. и Se. : 0,005 - 0,030% масс.
В настоящем изобретении может использоваться лист из текстурированной электротехнической стали без ингибиторов, в котором содержание Al, N, S и Se ограничено. В таком случае содержание Al, N, S и Se предпочтительно ограничивается Al: 100 ч/млн. масс. или менее, N: 50 ч/млн. масс. или менее, S: 50 ч/млн. масс. или менее и Se: 50 ч/млн. масс. или менее.
Основные компоненты и необязательно добавленные компоненты сляба для листа из текстурированной электротехнической стали согласно настоящему раскрытию будут подробно описаны ниже.
С: 0,08% масс. или менее
C добавляют для улучшения микроструктуры горячекатаного листа. Если содержание С составляет более 0,08% масс., трудно снизить содержание С до 50 ч/млн. масс. или менее, при котором магнитное старение не происходит в процессе изготовления. Поэтому содержание C предпочтительно составляет 0,08% масс. или менее. Нижний предел особо не ограничен, поскольку материал, не содержащий С, всё ещё может быть подвергнут вторичной рекристаллизации. То есть содержание C может быть 0%.
Si: 2,0 - 8,0% масс.
Si является элементом, эффективным в повышении электрического сопротивления стали и улучшении потерь в железе. Если содержание Si составляет менее 2,0% масс., эффект снижения потерь в железе недостаточен. Если содержание Si составляет более 8,0.% масс., обрабатываемость значительно снижается и уменьшается плотность магнитного потока. Поэтому содержание Si предпочтительно составляет 2,0 - 8,0% масс.
Mn: 0,005 – 1,000% масс.
Mn является элементом, необходимым для достижения подходящей обрабатываемости в горячем состоянии. Если содержание Mn составляет менее 0,005% масс., добавление Mn неэффективно. Если содержание Mn составляет более 1,000% масс., плотность магнитного потока в листовом прокате уменьшается. Поэтому содержание Mn предпочтительно составляет 0,005 – 1,000% масс.
Cr: 0,02 - 0,20% масс.
Cr является элементом, который облегчает образование плотной оксидной плёнки на границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой. Хотя образование оксидной плёнки возможно без Cr, расширение подходящего диапазона и т.п. можно ожидать путём добавления Cr. Если содержание Cr составляет более 0,20%, оксидная плёнка является чрезмерно толстой, что снижает устойчивость к отслаиванию покрытия. Поэтому содержание Cr предпочтительно находится в вышеуказанном диапазоне.
В дополнение к базовым компонентам, описанным выше, следующие элементы могут содержаться при необходимости.
По меньшей мере, один элемент выбран из группы, состоящей из Ni: 0,03 - 1,50% масс., Sn: 0,010 - 1,500: масс., Sb: 0,005 - 1,500% масс., Cu: 0,02 - 0,20% масс., P 0,03 - 0,50% масс. и Мо 0,005 - 0,100% масс.
Ni пригоден для улучшения микроструктуры горячекатаного листа и улучшения магнитных свойств. Если содержание Ni составляет менее 0,03% масс., эффект улучшения магнитных свойств является низким. Если содержание Ni превышает 1,50% масс., вторичная рекристаллизация является нестабильной, и магнитные свойства ухудшаются. Поэтому содержание Ni предпочтительно находится в диапазоне 0,03 - 1,50% масс.
Sn, Sb, Cu, P и Мо каждый является элементом, подходящим для улучшения магнитных свойств. Если содержание каждого из этих компонентов менее соответствующего нижнего предела, эффект улучшения магнитных свойств является низким. Если содержание каждого из этих компонентов превышает соответствующий верхний предел, блокируется рост зерна вторичной рекристаллизации. Поэтому содержание каждого из этих компонентов предпочтительно находится в вышеуказанном диапазоне.
Остальное, кроме компонентов, описанных выше, представляет собой Fe и неизбежные примеси, возникающие в процессе изготовления.
Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали согласно настоящему раскрытию будет описан ниже.
Нагрев
Сляб, имеющий химический состав, описанный выше, нагревают в соответствии с обычным способом. Температура нагрева предпочтительно составляет 1150 - 1450°C.
Горячая прокатка
После нагрева проводят горячую прокатку сляба. Альтернативно, сляб может быть подвергнут горячей прокатке без нагрева после разливки. В случае тонкого сляба или более тонкой литой стали горячая прокатка может быть осуществлена или нет.
В случае горячей прокатки сляба предпочтительно температура прокатки в конечном проходе черновой прокатки равна 900°C или более, и температура прокатки в конечном проходе чистовой прокатки равна 700°C или более.
Отжиг горячекатаного листа
После этого горячекатаный лист необязательно подвергают отжигу. Для высокой степени развития текстуры Госса в листовом прокате температура отжига горячекатаного листа предпочтительно находится в диапазоне 800 - 1100°C. Если температура отжига горячекатаного листа составляет менее 800°C, полосчатая текстура полосы при горячей прокатке остаётся, что затрудняет реализацию гомогенизированной микроструктуры первичной рекристаллизации и ингибирует вторичную рекристаллизацию зерна. Если температура отжига горячекатаного листа составляет более 1100°C, размер зерна после отжига горячекатаного листа является чрезмерно грубым, что затрудняет реализацию гомогенизированной микроструктуры первичной рекристаллизации.
Холодная прокатка
После этого горячекатаный лист подвергают однократной или двукратной, или многократной холодной прокатке с промежуточным отжигом, выполняемым между ними. Температура промежуточного отжига предпочтительно составляет 800°C или более и 1150°C или менее. Время промежуточного отжига предпочтительно составляет около 10 - 100 с.
Обезуглероживающий отжиг
Затем холоднокатаный лист подвергают обезуглероживающему отжигу для получения обезуглероженного отожжённого листа. Обезуглероживающий отжиг предпочтительно проводят при температуре отжига 750 - 900°C, окислительной атмосфере PH2O/PH2 0,25- 0,60 и времени отжига около 50 - 300 с.
Нанесение отжигового сепаратора
После этого отжиговый сепаратор наносят на обезуглероженный отожжённый лист. Отжиговой сепаратор предпочтительно состоит в основном из MgO и наносится в количестве около 8 - 15 г/м2.
Окончательный отжиг
Отожжённый после обезуглероживания лист подвергают окончательному отжигу, предназначенному для вторичной рекристаллизации и формирования плёнки форстерита. Предпочтительно температура отжига составляет 1100°C или более, и время отжига составляет 30 мин или более. Кроме того, предпочтительно после окончательного отжига прокатать стальной лист на линии прокатка, включающую, по меньшей мере, один участок, который придаёт изгиб в направлении, противоположном деформации рулона (остаточная кривизна), остающейся в стальном листе.
Дополнительная окислительная обработка
Затем непрерывный отжиг для дополнительной окислительной обработки проводят после удаления всего непрореагировавшего сепаратора и перед нанесением изолирующего покрытия. В качестве альтернативы прокаливание, также служащее дополнительной окислительной обработкой, выполняется после нанесения изолирующего покрытия. В результате любого из этих процессов на границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой образуется дополнительная оксидная плёнка.
В частности, при дополнительной окислительной обработке, контролируя окислительную способность атмосферы, по меньшей мере, в одной части процесса выполнения непрерывного отжига или прокаливания изоляционного покрытия в интервале температур 300 - 600°C, обеднённый по Cr слой, имеющий концентрацию Cr, которая составляет 0,70 - 0,90 концентрации Cr в стальной подложке, формируется на границе между стальной подложкой и плёнкой форстерита. Окислительная способность атмосферы при формировании обеднённого по Cr слоя предпочтительно дополнительно регулируется до парциального давления кислорода PO2 0,01 - 0,25 атм.
Правка и изоляционное покрытие
В вышеупомянутом нанесении изоляционного покрытия и прокаливании, правка может выполняться одновременно для корректировки формы. Отжиг-правку предпочтительно проводят при температуре отжига 750 - 950°C и времени отжига 10 - 200 с.
В настоящем раскрытии на поверхности стального листа формируется изолирующее покрытие до или после отжига-правки. Это изолирующее покрытие представляет собой такое покрытие (покрытие, создающее натяжение), которое придаёт натяжение стальному листу для уменьшения потерь в железе. Примеры покрытия, создающего натяжение, включают неорганическое покрытие, содержащее диоксид кремния, и керамическое покрытие путём физического осаждения из паровой фазы, химического осаждения из паровой фазы или т.п.
Полученный стальной лист может быть облучён лазером, плазмой, электронным пучком или т.п., чтобы выполнить модификацию магнитного домена для дальнейшего уменьшения потерь в железе. Кроме того, кислотоупорный резист может быть нанесён на стальной лист после окончательной холодной прокатки с помощью печати или т.п., и затем область без кислотоупорного резиста может быть подвергнута обработке, такой как электролитическое травление, для формирования линейных канавок.
Другие условия изготовления могут соответствовать обычным способам изготовления листа из текстурированной электротехнической стали.
Примеры
Пример 1
Стальные слябы, имеющие состав, содержащий компоненты, показанные в таблице 7, остальное по существу является Fe, каждый изготавливают путём непрерывной разливки, нагревают до 1420°C и затем подвергают горячей прокатке, чтобы получить горячекатаный лист с толщиной листа 1,8 мм. Горячекатаный лист затем подвергают отжигу в зоне горячих состояний при 1000°C в течение 100 с. После этого горячекатаный лист подвергают холодной прокатке до промежуточной толщины листа 0,45 мм и подвергают промежуточному отжигу в окислительных условиях: PH2O/PH2 = 0,40, температура: 1000°C и время: 70 с. Затем, после удаления окалины с поверхности хлористоводородной кислотой, стальной лист снова подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаного листа с толщиной листа 0,23 мм.
Затем холоднокатаный лист подвергают обезуглероживающему отжигу, в котором холоднокатаный лист выдерживают при температуре выдержки 830°C в течение 300 с. После этого наносят отжиговой сепаратор, состоящий в основном из MgO, и окончательный отжиг, предназначенный для вторичной рекристаллизации, формирования плёнки форстерита и очистки, проводят при 1200°C в течение 30 часов. После удаления всего непрореагировавшего сепаратора холоднокатаный лист подвергают непрерывному отжигу для формирования плотной оксидной плёнки на границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой. Конечная температура, атмосфера и линейное натяжение при непрерывном отжиге показаны в таблице 8. Наконец наносят изоляционное покрытие, содержащее 60% коллоидного диоксида кремния и фосфат алюминия, и прокаливают при 800°C. Этот процесс нанесения покрытия также служит в качестве отжига-правки. Полученный продукт затем используют для получения ленточного сердечника и ленточный сердечник подвергают отжигу для снятия напряжений в атмосфере N2 при 860°C в течение 10 часов.
Таблица 7
Сталь No. Химический состав (% масс.)
C Si Mn Ni Cr P Mo Sb Sn Al N Se S O
A 0,08 3,4 0,030 0,01 0,08 0,03 0,030 0,030 0,001 0,030 0,0100 0,001 0,002 0,0015
Результаты выполнения тех же измерений, что и в предыдущем эксперименте 1, показаны в таблице 8. Как видно из №№ 1 - 12 в таблице 8, даже в случае, когда продукты изготовлены с использованием того же листового проката и в тех же условиях изготовления, если условия обработки при формировании плотной оксидной плёнки на границе раздела между плёнкой форстерита и стальной подложкой изменились, отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке (состояние формирования оксидной плёнки) изменяется. В случае, когда количество образовавшейся оксидной плёнки чрезмерно низкое (отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке чрезмерно высокое), азотирование при отжиге для снятия напряжений не подавлялось. В случае, когда количество образовавшейся оксидной плёнки чрезмерно высокое (отношение концентрации Cr в обеднённом по Cr слое к концентрации в стальной подложке чрезмерно низкое), увеличение толщины плёнки оксидной плёнки привело к снижению адгезии стальной подложки, тем самым вызывая снижение стойкости к отслаиванию покрытия. Эти результаты демонстрируют, что важно контролировать два параметра, то есть совместно температуру формирования оксидной плёнки и атмосферу обработки (парциальное давление кислорода).
№№ 13 - 24 соответствуют результатам, когда стальной лист прокатывают на линии прокатки (схема I на фиг. 5), включающей, по меньшей мере, один участок, который придаёт изгиб роликом Φ1000 мм в направлении, противоположном направлению деформации рулона (остаточная кривизна), которая возникает в стальном листе при отжиге в форме рулона. В №№ 1 - 12 два параметра, то есть температуру образования оксидной плёнки и парциальное давление кислорода при обработке, необходимо совместно контролировать в диапазоне согласно настоящему раскрытию. В №№ 13 – 24, даже когда конечная температура была различной, подходящее парциальное давление кислорода было одинаковым (сравнение №№ 16, 17, 18, 19, 20 и 21), и положительные результаты получены при контроле только парциального давления кислорода.
№№ 25 - 30 соответствуют результатам оценки продуктов с различными условиями изготовления. Даже в случае, когда условия формирования оксидной плёнки были одинаковыми, если другие условия изготовления были различными, доля обеднения по Cr варьировалась. Это указывает на необходимость совместного контроля нескольких параметров, то есть нормальных условий, таких как окислительная атмосфера при обезуглероживающем отжиге, количество нанесенного MgO и парциальное давление кислорода при формировании оксидной плёнки. №№ 31 - 36 соответствуют результатам при прокатке стального листа на линии прокатки, включающей, по меньшей мере, один участок, который придаёт изгиб роликом диаметром Φ500 мм в направлении, противоположном деформации рулона (остаточная кривизна), которая возникает в стальном листе после отжига в форме рулона. При этом не было установлено зависимости от других условий изготовления, и получены подходящие свойства, если условия формирования оксидной плёнки удовлетворяли условиям согласно настоящему раскрытию.
Figure 00000005
Figure 00000006
Пример 2
Стальные слябы, имеющие состав, содержащий компоненты, показанные в таблице 9, с остатком по существу являющимся Fe, каждый изготавливают путём непрерывной разливки, нагревают до 1400°C и затем подвергают горячей прокатке, чтобы получить горячекатаный лист с толщиной листа 2,6 мм. Горячекатаный лист затем подвергают отжигу в зоне горячих состояний при 950°C в течение 10 секунд. После этого горячекатаный лист подвергают холодной прокатке до промежуточной толщины листа 0,80 мм и подвергают промежуточному отжигу в окислительных условиях: PH2O/PH2 = 0,35, температура: 1070°C и время: 200 с. Затем, после удаления окалины с поверхности путём травления хлористоводородной кислотой, стальной лист снова подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаного листа с толщиной листа 0,20 мм.
Затем холоднокатаный лист подвергают обезуглероживающему отжигу, в котором холоднокатаный лист выдерживают при температуре выдержки 860°C в течение 30 секунд. После этого наносят отжиговый сепаратор, состоящий в основном из MgO, и окончательный отжиг, предназначенный для вторичной рекристаллизации, формирования плёнки форстерита и очистки, выполняют при 1150°C в течение 10 часов. После удаления всего непрореагировавшего сепаратора наносят жидкое покрытие, содержащее 50% коллоидного диоксида кремния и фосфат алюминия, и проводят прокаливание покрытия, создающего натяжение (температура прокаливания: 850°C), также служащие в качестве отжига-правки. В температурном интервале в процессе нагрева при этом прокаливании покрытия, создающего натяжение, используют газовую экзотермическую атмосферу (CO2: 15%, CO: 3%, H2: 0,5% и остальное N2, точка росы: 30°C), выполняя таким образом формирование оксидной плёнки. Условия обработки при формировании оксидной плёнки и другие условия изготовления показаны в таблице 9. Наконец наносят жидкое покрытие, содержащее 50% коллоидного диоксида кремния и фосфат алюминия, и прокаливают при 800°C. Этот процесс нанесения покрытия также служит в качестве отжига-правки. Полученный листовой прокат затем используют для изготовления ленточного сердечника и ленточный сердечник подвергают отжигу для снятия напряжений в атмосфере экзотермического газа (CO2: 15%, CO: 3%, H2: 0,5% и остальное N2, точка росы: 30°C) при 860°C в течение 10 часов.
Таблица 9
Образец No. Химический состав (% масс.)
C Si Mn Ni Cr P Mo Sb Sn Al N Se S O
A 0,08 3,4 0,030 0,01 0,01 0,03 0,030 0,030 0,001 0,030 0,0100 0,001 0,002 0,0015
B 0,05 3,4 0,030 0,07 0,08 0,05 0,001 0,020 0,001 0,025 0,0080 0,013 0,004 0,0010
C 0,07 3 0,050 0,01 0,08 0,01 0,001 0,001 0,030 0,007 0,0040 0,001 0,001 0,0010
D 0,02 2,5 0,010 0,05 0,15 0,02 0,010 0,001 0,014 0,008 0,0038 0,008 0,001 0,0013
Результаты выполнения тех же измерений, что и в предыдущем эксперименте 1, показаны в таблице 10. Как видно из №№ 1 - 16 в таблице 10, даже в случае, когда условия изготовления были одинаковыми, доля слоя, обеднённого по Cr, варьируется, если состав стали был другим. Таким образом, не существует конкретного подходящего диапазона для контроля доли слоя, обеднённого по Cr, в диапазоне в соответствии с настоящим раскрытием, но долю необходимо каждый раз корректировать в соответствии с условиями изготовления (комбинация влияющих факторов). Даже при различных условиях достигнуты подходящие свойства продукта, если доля обеднённого по Cr слоя ограничена диапазоном согласно настоящему раскрытию.
№;№ 16 - 32 соответствуют результатам при прокатке стального листа на линии прокатки, включающей, по меньшей мере, один участок, который придаёт изгиб в направлении, противоположном деформации рулона (остаточная кривизна), которая возникает в стальном листе при отжиге в форме рулона , В случае, когда парциальное давление кислорода находится в диапазоне 0,01 - 0,25 атм, доля обеднённого по Cr слоя является подходящей независимо от состава стали (№№ 21 - 28), и достигнуты соответствующие свойства продукта.
Figure 00000007
Figure 00000008

Claims (16)

1. Лист из текстурированной электротехнической стали, содержащий
стальную подложку,
плёнку форстерита на поверхности стальной подложки и
обеднённый по Cr слой на границе между стальной подложкой и плёнкой форстерита, при этом обеднённый по Cr слой имеет концентрацию хрома, которая составляет 0,70-0,90 концентрации Cr в стальной подложке.
2. Лист стали по п. 1, в котором стальная подложка содержит Cr 0,02 или более и 0,20 или менее, мас.%.
3. Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали, включающий
горячую прокатку сляба из текстурированной электротехнической стали для получения горячекатаного стального листа,
по меньшей мере, однократную холодную прокатку горячекатаного стального листа с промежуточным отжигом, выполняемым между ними, для получения холоднокатаного стального листа, имеющего конечную толщину листа,
обезуглероживающий отжиг холоднокатаного стального листа для получения обезуглероженного отожжённого стального листа,
нанесение отжигового сепаратора, состоящего в основном из MgO, на обезуглероженный отожжённый стальной лист,
окончательный отжиг обезуглероженного отожжённого стального листа в рулоне для получения окончательно отожжённого стального листа, имеющего стальную подложку и плёнку форстерита на поверхности стальной подложки, и
формирование создающего натяжение покрытия на окончательно отожжённом стальном листе,
при этом окислительная способность атмосферы, по меньшей мере, в диапазоне температур 300-600°C в процессе прохождения листа после окончательного отжига до процесса прокаливания для получения создающего натяжение покрытия контролируется для формирования на границе между стальной подложкой и плёнкой форстерита слоя, обеднённого по Cr, имеющего концентрацию Cr, которая составляет 0,70-0,90 концентрации Cr в стальной подложке.
4. Способ по п. 3, в котором после окончательного отжига и перед формированием обеднённого по Cr слоя окончательно отожжённый стальной лист пропускают через линию прокатки, содержащую по меньшей мере один участок, обеспечивающий изгиб листа в направлении, противоположном деформации рулона, остающейся в окончательно отожжённом стальном листе, при этом окислительная способность атмосферы при формировании обеднённого по Cr слоя регулируется до парциального давления кислорода PO2 на уровне 0,01-0,25 атм.
5. Способ по п. 4, в котором радиус кривизны изгиба составляет 750 мм или менее.
6. Способ по любому из пп. 3-5, в котором сляб текстурированной электротехнической стали содержит Cr 0,02 или более и 0,20 или менее, мас.%.
RU2019121852A 2016-12-14 2017-12-14 Лист из текстурированной электрической стали и способ его изготовления RU2714004C1 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016242451 2016-12-14
JP2016-242451 2016-12-14
PCT/JP2017/044989 WO2018110676A1 (ja) 2016-12-14 2017-12-14 方向性電磁鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
RU2714004C1 true RU2714004C1 (ru) 2020-02-11

Family

ID=62558811

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2019121852A RU2714004C1 (ru) 2016-12-14 2017-12-14 Лист из текстурированной электрической стали и способ его изготовления

Country Status (9)

Country Link
US (1) US11566302B2 (ru)
EP (1) EP3556877B1 (ru)
JP (1) JP6508437B2 (ru)
KR (1) KR102263869B1 (ru)
CN (1) CN110073019B (ru)
CA (1) CA3046434C (ru)
MX (1) MX2019006991A (ru)
RU (1) RU2714004C1 (ru)
WO (1) WO2018110676A1 (ru)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102542693B1 (ko) * 2018-09-27 2023-06-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전기 강판과 그 제조 방법
US11591668B2 (en) 2019-01-08 2023-02-28 Nippon Steel Corporation Grain-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing same and annealing separator
WO2022250156A1 (ja) * 2021-05-28 2022-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000355717A (ja) * 1999-06-15 2000-12-26 Kawasaki Steel Corp 被膜特性と磁気特性に優れた方向性けい素鋼板およびその製造方法
JP2013057119A (ja) * 2011-08-18 2013-03-28 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
RU2569273C1 (ru) * 2011-10-20 2015-11-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Лист текстурованной электротехнической стали и способ его производства
RU2570691C1 (ru) * 2014-11-18 2015-12-10 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Московский государственный технологический университет "СТАНКИН" (ФГБОУ ВПО МГТУ "СТАНКИН") Способ получения нанокомпозита графена и карбида вольфрама
RU2580778C2 (ru) * 2010-10-07 2016-04-10 Тиссенкрупп Илектрикел Стил Гмбх Способ изготовления плоского изделия из электротехнической стали и плоское изделие из электротехнической стали

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE789262A (fr) 1971-09-27 1973-01-15 Nippon Steel Corp Procede de formation d'un film isolant sur un feuillard d'acierau silicium oriente
US5421911A (en) 1993-11-22 1995-06-06 Armco Inc. Regular grain oriented electrical steel production process
DE69913624T2 (de) * 1998-09-18 2004-06-09 Jfe Steel Corp. Kornorientieres Siliziumstahlblech und Herstellungsverfahren dafür
JP3537339B2 (ja) * 1999-01-14 2004-06-14 新日本製鐵株式会社 皮膜特性と磁気特性に優れた方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2001123239A (ja) * 1999-10-21 2001-05-08 Daiki Aluminium Industry Co Ltd 高強度鋳造用アルミニウム合金及び同アルミニウム合金鋳物
JP3885428B2 (ja) * 1999-10-28 2007-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP4203238B2 (ja) * 2001-12-03 2008-12-24 新日本製鐵株式会社 一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2003301271A (ja) 2002-04-10 2003-10-24 Nippon Steel Corp 耐焼付雰囲気性に優れた方向性電磁鋼板の絶縁皮膜形成方法
JP4259061B2 (ja) * 2002-07-31 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2006126660A1 (ja) 2005-05-23 2006-11-30 Nippon Steel Corporation 被膜密着性に優れる方向性電磁鋼板およびその製造方法
US7857915B2 (en) * 2005-06-10 2010-12-28 Nippon Steel Corporation Grain-oriented electrical steel sheet extremely excellent in magnetic properties and method of production of same
JP4784347B2 (ja) * 2006-03-08 2011-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2009185324A (ja) * 2008-02-05 2009-08-20 Nippon Mining & Metals Co Ltd プレス加工用Ｃｕ−Ｃｒ−Ｓｎ−Ｚｎ系合金
JP5501795B2 (ja) * 2010-02-24 2014-05-28 新日鐵住金ステンレス株式会社 溶接部の耐食性に優れた低クロム含有ステンレス鋼
JP6084351B2 (ja) * 2010-06-30 2017-02-22 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5923881B2 (ja) * 2010-06-30 2016-05-25 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5077470B2 (ja) * 2010-08-06 2012-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板
JP5853352B2 (ja) 2010-08-06 2016-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP6115935B2 (ja) 2013-01-25 2017-04-19 セイコーインスツル株式会社 二相ステンレス鋼からなる時効熱処理加工材とそれを用いたダイヤフラムと圧力センサとダイヤフラムバルブ及び二相ステンレス鋼の製造方法
CN105492634B (zh) * 2013-08-27 2018-12-14 Ak钢铁产权公司 具有改善的镁橄榄石涂层特性的晶粒取向电工钢

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000355717A (ja) * 1999-06-15 2000-12-26 Kawasaki Steel Corp 被膜特性と磁気特性に優れた方向性けい素鋼板およびその製造方法
RU2580778C2 (ru) * 2010-10-07 2016-04-10 Тиссенкрупп Илектрикел Стил Гмбх Способ изготовления плоского изделия из электротехнической стали и плоское изделие из электротехнической стали
JP2013057119A (ja) * 2011-08-18 2013-03-28 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
RU2569273C1 (ru) * 2011-10-20 2015-11-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Лист текстурованной электротехнической стали и способ его производства
RU2570691C1 (ru) * 2014-11-18 2015-12-10 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Московский государственный технологический университет "СТАНКИН" (ФГБОУ ВПО МГТУ "СТАНКИН") Способ получения нанокомпозита графена и карбида вольфрама

Also Published As

Publication number Publication date
KR20190093614A (ko) 2019-08-09
WO2018110676A1 (ja) 2018-06-21
JP6508437B2 (ja) 2019-05-08
CN110073019A (zh) 2019-07-30
CN110073019B (zh) 2021-08-17
KR102263869B1 (ko) 2021-06-11
US20200087746A1 (en) 2020-03-19
EP3556877A1 (en) 2019-10-23
US11566302B2 (en) 2023-01-31
EP3556877B1 (en) 2021-01-20
CA3046434A1 (en) 2018-06-21
CA3046434C (en) 2021-03-23
JPWO2018110676A1 (ja) 2019-04-11
MX2019006991A (es) 2019-08-29
EP3556877A4 (en) 2019-10-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US7981223B2 (en) Ultra-high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet excellent in iron loss at a high magnetic flux density and film properties and method for producing the same
RU2537059C2 (ru) Лист из текстурированной электротехнической стали и способ его изготовления
CA2808774C (en) Grain oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same
RU2532539C2 (ru) Способ изготовления листа текстурированной электротехнической стали
RU2524026C1 (ru) Лист из текстурированной электротехнической стали и способ его изготовления
RU2736566C2 (ru) Горячекатаный стальной лист для листа из текстурированной электротехнической стали и способ его изготовления и способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали
RU2688348C2 (ru) Лист из текстурированной электротехнической стали и способ его изготовления
RU2765976C1 (ru) Лист из текстурированной электротехнической стали и способ его изготовления
RU2714004C1 (ru) Лист из текстурированной электрической стали и способ его изготовления
CN111868272B (zh) 方向性电磁钢板的制造方法以及方向性电磁钢板
US11189407B2 (en) Grain-oriented electrical steel sheet
JP4276547B2 (ja) 高磁場鉄損と被膜特性に優れる超高磁束密度一方向性電磁鋼板
US11952646B2 (en) Grain-oriented electrical steel sheet having excellent insulation coating adhesion without forsterite coating
CN115066508B (zh) 方向性电磁钢板的制造方法
WO2024204623A1 (ja) 方向性電磁鋼板および巻鉄心
EP4053296A1 (en) Grain-oriented electromagnetic steel sheet and method for manufacturing same
JP4184755B2 (ja) 一方向性電磁鋼板
CN118176311A (zh) 取向性电磁钢板的制造方法和取向性电磁钢板