WO2018074531A1 - 電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2018074531A1
WO2018074531A1 PCT/JP2017/037753 JP2017037753W WO2018074531A1 WO 2018074531 A1 WO2018074531 A1 WO 2018074531A1 JP 2017037753 W JP2017037753 W JP 2017037753W WO 2018074531 A1 WO2018074531 A1 WO 2018074531A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
hot
less
steel sheet
rolled
rolling
Prior art date
Application number
PCT/JP2017/037753
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
有衣子 江橋
雅紀 竹中
今村　猛
稔 ▲高▼島
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to KR1020197013818A priority Critical patent/KR102254943B1/ko
Priority to RU2019115144A priority patent/RU2706268C1/ru
Priority to EP17862115.7A priority patent/EP3530770B1/en
Priority to BR112019007801-0A priority patent/BR112019007801B1/pt
Priority to US16/342,015 priority patent/US11577291B2/en
Priority to CN201780063606.1A priority patent/CN109844156B/zh
Publication of WO2018074531A1 publication Critical patent/WO2018074531A1/ja

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B45/00—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • B21B45/04—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills for de-scaling, e.g. by brushing
    • B21B45/08—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills for de-scaling, e.g. by brushing hydraulically
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—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

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet (hereinafter, also referred to as a hot-rolled sheet) for producing an electromagnetic steel sheet having a uniform surface property in a hot-rolled coil.
  • a grain-oriented electrical steel sheet is a soft magnetic material used as a core material for transformers and generators, and has a crystal structure in which the ⁇ 001> orientation, which is the easy axis of iron, is highly aligned in the rolling direction of the steel sheet. .
  • Such a texture preferentially grows grains of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation, so-called Goss orientation, during secondary recrystallization annealing during the production process of grain-oriented electrical steel sheets. Formed through secondary recrystallization.
  • Patent Document 1 discloses a method using AlN and MnS
  • Patent Document 2 discloses a method using MnS and MnSe, both of which are industrially put into practical use.
  • Patent Document 3 discloses a method using Pb, Sb, Nb, Te
  • Patent Document 4 discloses Zr, Ti, B, Nb, Ta, V, Cr, Each method of using Mo is disclosed.
  • Patent Document 5 discloses that the slab component contains acid-soluble Al in an amount of 0.010 to 0.060% and suppresses the N content, thereby suppressing the slab heating to a low temperature and under a proper nitriding atmosphere in the decarburization annealing process.
  • a method has been proposed in which (Al, Si) N is precipitated and used as an inhibitor during secondary recrystallization by nitriding. Numerous methods have been proposed in which nitriding is performed in the middle of the process and (Al, Si) N or AlN is used as an inhibitor. Recently, a manufacturing method in which the slab heating temperature exceeds 1300 ° C. has also been disclosed. .
  • Patent Document 6 discloses a technique for preferentially recrystallizing Goss-oriented crystal grains in a material that does not contain an inhibitor component. Since this method does not require fine dispersion of the inhibitor in steel, it does not require slab heating at a high temperature, which has been inevitable until then, and has great advantages both in terms of cost and maintenance. However, in a component system having no inhibitor component, it is extremely important to control the annealing temperature during hot-rolled sheet annealing. This is because the temperature dependency of the steel sheet structure is greater than that of the component system having an inhibitor because it has no inhibitor component.
  • the slab for manufacturing electrical steel sheets contains a lot of Si
  • a scale called Si scale is often locally generated on the steel sheet surface during hot rolling. Therefore, in hot-rolled sheet annealing, the amount of heat given by radiant heat or the like is changed by the Si scale on the surface of the steel sheet, so the surface properties of the hot-rolled sheet may change. As described above, when the surface property of the hot-rolled sheet changes, there are variations in the hot-rolled sheet annealing temperature in the coil, and overheating or insufficient heating is promoted by feedback control.
  • Patent Document 7 proposes a technique for producing a hot-rolled steel sheet that is excellent in surface properties of Si: 0.40 to 2.0 mass%, although it is a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet.
  • Si 0.40 to 2.0 mass%
  • Japanese Patent Publication No.40-15644 Japanese Patent Publication No.51-13469 Japanese Patent Publication No.38-8214 JP-A-52-24116 Japanese Patent No. 2782086 JP 2000-129356 JP Japanese Patent No. 2689810
  • the present invention advantageously solves the above problem, and effectively suppresses changes in surface properties (color tone) in the hot-rolled coil due to the Si scale, thereby reducing variations in characteristics within the product coil.
  • An object is to propose a reduced hot-rolled steel sheet for manufacturing electrical steel sheets together with its advantageous manufacturing method.
  • a steel sheet with a scale thickness of 10 to 70 ⁇ m was hot-rolled sheet annealed at 1050 ° C. for 100 seconds, and then cold-rolled to a final sheet thickness of 0.23 mm by one cold rolling.
  • a board was used.
  • primary recrystallization annealing was performed in a humid atmosphere of 55 vol% H 2 -45 vol% N 2 , which also served as decarburization at 860 ° C. for 100 seconds. Thereafter, an annealing separator mainly composed of MgO was applied to the steel sheet surface, dried, and then subjected to finish annealing including purification at 1200 ° C. for 5 hours and secondary recrystallization in a hydrogen atmosphere.
  • FIG. 1 shows the result of examining the transition of the average value of the magnetic flux density B 8 with the scale thickness after hot rolling as the horizontal axis. As shown in FIG. 1, it was found that the magnetic flux density B 8 was uniform and good when the scale thickness after hot rolling was in the range of 30 to 50 ⁇ m.
  • Table 1 shows the results of measuring the lightness L * , chromaticity a * and b * specified in JIS Z 8729 for the surface scale after hot rolling.
  • the lightness L * is 30 ⁇ L * ⁇ 50 and the chromaticities a * and b * are ⁇ 1 ⁇ a * ⁇ 2 and ⁇ 5 ⁇ b, respectively.
  • * ⁇ 3 and the color difference ⁇ E ab * with a scale thickness of 40 ⁇ m as a reference is within the range of ⁇ E ab * ⁇ 8, and it has been found that the color of the surface scale affects the variation of the magnetic flux density B 8 . .
  • the reason why the variation in the magnetic flux density B 8 in the product plate is reduced by reducing the color difference of the surface scale of the hot-rolled plate is not necessarily clear, but the present inventors consider as follows. That is, the color of the surface scale of the hot rolled sheet affects the amount of radiant heat obtained by the steel sheet in the hot rolled sheet annealing. Therefore, when steel plates with different surface colors are annealed in a continuous furnace under the same conditions, the amount of heat obtained is locally different, resulting in a difference in soaking temperature, which leads to variations in the magnetic flux density B 8 on the product plate. It was.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1.
  • a hot-rolled steel sheet having a scale layer on the surface, the lightness L * defined in JIS Z 8781-4: 2013 of the steel sheet surface is 30 ⁇ L * ⁇ 50, and the chromaticities a * and b * are respectively Satisfies the range of ⁇ 1 ⁇ a * ⁇ 2, ⁇ 5 ⁇ b * ⁇ 3, Furthermore, the color difference ⁇ E ab * defined in JIS Z 8781-4: 2013 satisfies ⁇ E ab * ⁇ 8 at the center and the opposite end of the coil with respect to one end in the longitudinal direction of the hot-rolled coil. Hot rolled steel sheet for manufacturing electrical steel sheets.
  • the composition of the hot-rolled steel sheet includes, by mass, C: 0.02 to 0.08%, Si: 2.0 to 5.0%, Mn: 0.02 to 1.0%, acid-soluble Al: 0.01% or less, and S: 0.0015 to 0.01% And N is suppressed to less than 0.006%, and the hot rolled steel sheet for producing the electrical steel sheet according to 1 above, comprising the remainder Fe and inevitable impurities.
  • the hot-rolled steel sheet is further mass%, Ni: 1.5% or less, Cu: 1.0% or less, Cr: 0.5% or less, P: 0.5% or less, Sb: 0.5% or less, Sn: 0.5% or less, Bi: 0.5 % Or less, Mo: 1.0% or less, Ti: 0.05% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, B: 0.0025% or less, Te: 0.01% or less and Ta: 0.01% or less 1
  • the hot-rolled steel sheet for producing the electrical steel sheet according to 2 above containing seeds or two or more kinds.
  • the outlet temperature in the first stage of rolling to a thickness of 100mm or less is set to 950 ° C or higher, and the second rolling is continued to a thickness of 3.0mm or lower.
  • the surface scale of the steel sheet after the second stage rolling is based on one end in the longitudinal direction of the hot rolled coil, and the difference in the thickness of the surface scale at the center and the opposite end of the coil is suppressed to less than 25 ⁇ m, respectively.
  • a method for manufacturing a hot-rolled steel sheet for manufacturing an electromagnetic steel sheet In hot rolling after slab heating in the range of 1180 ° C or higher and 1300 ° C or lower, the outlet temperature in the first stage of rolling to a thickness of 100mm or less is set to 950 ° C or higher, and the second rolling is continued to a thickness of 3.0mm or lower.
  • the surface scale of the steel sheet after the second stage rolling is based on one end in the longitudinal direction of the
  • the present invention by controlling the color of the surface scale of the hot-rolled sheet, it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet for manufacturing an electromagnetic steel sheet with reduced temperature non-uniformity in the longitudinal direction in hot-rolled sheet annealing. it becomes possible to variation of the magnetic flux density B 8 of the inner obtain a small grain-oriented electrical steel sheet.
  • C 0.02 to 0.08% If C is less than 0.02%, ⁇ - ⁇ phase transformation does not occur, and the carbide itself is reduced, making it difficult to achieve the effect of carbide control. On the other hand, if it exceeds 0.08%, it will be difficult to reduce it to 0.005% or less which does not cause magnetic aging by decarburization annealing. Therefore, C is preferably in the range of 0.02 to 0.08%. More preferably, it is in the range of 0.02 to 0.05%.
  • Si 2.0-5.0% Si is an element necessary for increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. If the effect is less than 2.0%, it is not sufficient. On the other hand, if it exceeds 5.0%, the workability is lowered and it is difficult to roll and manufacture. Therefore, Si is preferably in the range of 2.0 to 5.0%. More preferably, it is in the range of 2.5 to 4.5%.
  • Mn 0.02 to 1.0% Mn is an element necessary for improving the hot workability of steel. If the effect is less than 0.02%, it is not sufficient. On the other hand, if it exceeds 1.0%, the magnetic flux density of the product plate decreases. Therefore, Mn is preferably in the range of 0.02 to 1.0%. More preferably, it is in the range of 0.05 to 0.7%.
  • Acid-soluble Al 0.01% or less Since Al forms a dense oxide film on the surface and may inhibit decarburization, Al is preferably suppressed to 0.01% or less in terms of acid-soluble Al. Desirably, it is 0.008% or less.
  • S 0.0015-0.01% S forms MnS and Cu 2 S, and at the same time, suppresses grain growth as solute S and Se and contributes to stabilization of magnetic properties. If S is less than 0.0015%, the amount of dissolved S becomes insufficient and the magnetic properties become unstable. On the other hand, if it exceeds 0.01%, the solid solution of the precipitate in the slab heating before hot rolling becomes insufficient, resulting in poor magnetic properties.
  • S is preferably in the range of 0.0015 to 0.01%. Further, S has an effect of improving descaling property, and is desirably in the range of 0.002 to 0.01%.
  • N Less than 0.006% Since N may cause defects such as blisters during slab heating, it is preferably suppressed to less than 0.006%.
  • Ni 1.5% or less
  • Cu 1.0% or less
  • Cr 0.5% or less
  • P 0.5% or less
  • Sb 0.5% or less
  • Sn for the purpose of improving magnetic properties : 0.5% or less
  • Bi 0.5% or less
  • Mo 1.0% or less
  • Ti 0.05% or less
  • Nb 0.1% or less
  • V 0.1% or less
  • B 0.0025% or less
  • Te 0.01% or less
  • Ta 0.01 % Or less selected from 1% or less.
  • Ni 0.5% or less
  • Cu 0.8% or less
  • Cr 0.15% or less
  • P 0.15% or less
  • Sb 0.15% or less
  • Sn 0.15% or less
  • Bi 0.2% or less
  • Mo 0.1% or less
  • Ti 0.01% or less
  • Nb 0.05% or less
  • V 0.05% or less
  • B 0.0020% or less
  • Te 0.005% or less
  • Ta 0.005% or less.
  • the molten steel having the above-described composition is melted by a conventional refining process, and then made into a steel material (slab) by a conventionally known ingot-bundling rolling method or continuous casting method. Alternatively, it may be a thin cast piece having a thickness of 100 mm or less by a direct casting method.
  • the slab is heated to a temperature of 1180 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower according to a conventional method, and then subjected to hot rolling. In addition, you may use for hot rolling immediately, without heating, if it is not falling from the temperature range after casting.
  • Hot rolling is divided into two stages, and it is essential to perform descaling between them. This descaling is performed with high-pressure water, and it is important to keep the scale thickness after hot rolling to a scale thickness difference of less than 25 ⁇ m in the longitudinal direction. At this time, by performing the first stage rolling at a delivery temperature of 950 ° C. or higher, it is easy to obtain uniform surface properties by descaling. Although the exact reason is not clear, it is considered that the releasability is improved by the presence of S added in the steel in the surface scale. In the case of a thin slab having a thickness of 100 mm or less, hot rolling is performed in one stage, and descaling is performed before the hot rolling.
  • a hot-rolled steel sheet for producing electromagnetic steel sheets can be obtained.
  • the process for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet is as follows. That is, hot-rolled sheet annealing is performed on the hot-rolled sheet obtained by hot rolling.
  • the annealing temperature of this hot-rolled sheet annealing should be in the range of 1000 to 1150 ° C for the cold rolling method and 800 to 1200 ° C for the cold rolling method. Is preferred.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature is less than 800 ° C., the band structure formed by hot rolling remains, and it becomes difficult to obtain a primary recrystallized structure of sized particles, and the development of secondary recrystallization is inhibited.
  • the hot-rolled sheet annealing is performed immediately before the final cold rolling, so that the temperature is preferably 1000 ° C. or higher.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature exceeds 1200 ° C., the crystal grains after the hot-rolled sheet annealing are excessively coarsened, so that it becomes difficult to obtain a primary recrystallized structure of sized particles. For this reason, it is desirable to set it as 1200 degrees C or less.
  • the hot-rolled sheet annealing is performed immediately before the final cold rolling, so it is desirable to set the temperature to 1100 ° C. or less.
  • the holding time in this temperature range requires 10 seconds or more to make the structure uniform after hot-rolled sheet annealing, but even if held for a long time, there is no effect of improving the magnetic properties. From the point of view, it is desirable to use up to 300 seconds.
  • hot-rolled sheet annealing in a continuous annealing furnace by connecting hot-rolled sheets with similar color tone and thickness of the hot-rolled sheet, not only for one coil but also for multiple coils, a precise temperature Control becomes possible.
  • cold-rolled sheet with the final thickness is obtained by cold-rolling once or cold-rolling two or more times with intermediate annealing.
  • the annealing temperature of the intermediate annealing is preferably in the range of 900 to 1200 ° C.
  • the temperature is lower than 900 ° C.
  • the recrystallized grains after intermediate annealing become finer, and the Goss nuclei in the primary recrystallized structure tend to decrease and the magnetic properties of the product plate tend to deteriorate.
  • the temperature exceeds 1200 ° C. the crystal grains become excessively coarse as in the case of hot-rolled sheet annealing, and it becomes difficult to obtain a primary recrystallized structure of sized grains.
  • the intermediate annealing before the final cold rolling is desirably in the temperature range of 1000 to 1150 ° C, and the holding time is 10 seconds or more for homogenizing the structure after the hot-rolled sheet annealing, but it is held for a long time.
  • the time since there is no effect of improving the magnetic properties, it is desirable that the time be up to 300 seconds from the viewpoint of operation cost.
  • the rolling reduction is 80 to 95% in order to sufficiently develop the ⁇ 111> // ND orientation in the structure of the primary recrystallization annealed sheet. It is preferable.
  • the cold-rolled sheet with the final thickness is then subjected to primary recrystallization annealing.
  • This primary recrystallization annealing may also serve as decarburization annealing.
  • the annealing temperature is preferably in the range of 800 to 900 ° C.
  • the atmosphere is preferably a humid atmosphere.
  • the recrystallized nuclei of Goss orientation grains can be increased and the iron loss can be reduced. This makes it possible to manufacture grain-oriented electrical steel sheets having both magnetic flux density and low iron loss.
  • the heating rate at this time exceeds 400 ° C./s, randomization of the texture occurs and the magnetic properties are deteriorated. Therefore, the heating rate is set to 30 ° C./s or more and 400 ° C./s or less. It is preferable. Desirably, it is 50 ° C./s or more and 300 ° C./s or less.
  • Steel sheets that have undergone primary recrystallization annealing are coated with MgO-based annealing separator on the steel sheet surface, dried, and then subjected to finish annealing to develop a secondary recrystallized structure that is highly integrated in the Goss orientation.
  • a forsterite film is formed.
  • the annealing temperature of the finish annealing is preferably 800 ° C. or higher for the purpose of secondary recrystallization, and is preferably maintained at a temperature of 800 ° C. or higher for 20 hours or more to complete the secondary recrystallization.
  • the steel sheet is then subjected to water washing, brushing, pickling, etc. to remove the unreacted annealing separator adhering to the steel sheet surface, and then flattening annealing to correct the shape.
  • This is effective in reducing the loss.
  • finish annealing is generally performed in a coil state, so that the coil has wrinkles, which may cause deterioration in characteristics when measuring iron loss.
  • it is effective to form an insulating film on the surface of the steel plate before or after the flattening annealing.
  • a method of applying a tension film through a binder or a method of depositing an inorganic substance on the surface of a steel sheet by a physical vapor deposition method or a chemical vapor deposition method has excellent film adhesion and remarkably iron. Insulating film with large loss reduction effect can be formed
  • thermal strain is formed linearly or in a sequence of dots by forming grooves in the final product plate, or by electron beam irradiation, laser irradiation, plasma irradiation, etc.
  • a method of introducing impact strain a method of forming a groove by etching the steel plate surface in an intermediate process, such as a steel plate cold-rolled to the final plate thickness, or the like can be used.
  • Example 1 A plurality of steel slabs containing C: 0.06%, Si: 2.8%, Mn: 0.08%, acid-soluble Al: 0.005%, N: 0.004% and S: 0.01%, comprising the balance Fe and inevitable impurities, After heating to 1230 ° C., a hot-rolled sheet having a thickness of 2.2 mm was obtained by hot rolling.
  • the conditions for hot rolling are as described in Table 2.
  • the scale thickness was adjusted by descaling with high-pressure water before the second stage of hot rolling. Next, after hot-rolled sheet annealing at 1000 ° C. for 100 seconds, intermediate rolling for 10 seconds at 1060 ° C.
  • the primary recrystallization annealing was performed at 850 ° C. for 100 seconds in a humid atmosphere of ⁇ 45 vol% N 2 . Thereafter, an annealing separator mainly composed of MgO was applied to the surface of the steel sheet, dried, and then subjected to finish annealing including purification treatment and secondary recrystallization at 1200 ° C. for 5 hours in a hydrogen atmosphere.
  • Example 2 A steel slab having the component composition shown in Table 3 was heated to 1300 ° C. to form a hot-rolled sheet having a thickness of 2.2 mm by two-stage hot rolling.
  • the outlet temperature in the first stage of hot rolling was 1050 ° C.
  • VSB vertical scale breaker
  • the scale thickness of the hot-rolled sheet was controlled in the range of 30 to 50 ⁇ m.
  • a cold-rolled sheet having a final sheet thickness of 0.23 mm was obtained by one cold rolling.

Landscapes

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

Abstract

表面にスケール層を有する電磁鋼板製造用の熱延鋼板において、該鋼板表面のJIS Z 8781-4:2013に規定される明度Ｌ*を30≦Ｌ*≦50、かつ色度ａ*、ｂ*をそれぞれ－１≦ａ*≦２、－５≦ｂ*≦３とし、さらにコイル長手方向の一端部を基準として、中央部および反対側端部におけるJIS Z 8781-4:2013に規定される色差ΔＥab *をΔＥab *≦８とすることにより、製品コイル内での特性のバラツキが小さい方向性電磁鋼板を得る。

Description

電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、熱延コイル内での表面性状が均一な電磁鋼板製造用の熱延鋼板（以下、熱延板ともいう）に関するものである。
　方向性電磁鋼板は、変圧器や発電機の鉄心材料として用いられる軟磁性材料で、鉄の磁化容易軸である＜００１＞方位が鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有するものである。このような集合組織は、方向性電磁鋼板の製造工程中、二次再結晶焼鈍の際にいわゆるゴス（Goss）方位と称される｛１１０｝＜００１＞方位の結晶粒を優先的に巨大成長させる、二次再結晶を通じて形成される。
　かかる方向性電磁鋼板については、インヒビターと呼ばれる微細な析出物を利用して仕上焼鈍中にGoss方位を有する結晶粒を二次再結晶させる技術が、一般的な技術として使用されている。
　例えば、特許文献１にはAlN、MnSを使用する方法が、また特許文献２にはMnS、MnSeを使用する方法がそれぞれ開示され、いずれも工業的に実用化されている。これらのインヒビターを用いる方法は、1300℃以上の高温でのスラブ加熱を必要とするが、安定して二次再結晶粒を発達させるのには極めて有用な方法であった。さらに、これらのインヒビターの働きを強化するために、特許文献３にはPb、Sb、Nb、Teを利用する方法が、特許文献４にはZr、Ti、Ｂ、Nb、Ta、Ｖ、Cr、Moを利用する方法がそれぞれ開示されている。
　また、特許文献５には、スラブ成分に酸可溶性Alを0.010～0.060％含有させつつＮの含有量を抑制することで、スラブ加熱を低温に抑え、脱炭焼鈍工程で適正な窒化雰囲気下で窒化を行うことにより、二次再結晶時に(Al,Si)Ｎを析出させてインヒビターとして用いる方法が提案されている。このような途中工程で窒化処理を行い、(Al,Si)ＮあるいはAlＮをインヒビターとして利用する方法は数多く提案されており、最近ではスラブ加熱温度も1300℃を超える製造方法等も開示されている。
　一方、インヒビター成分を含有しない素材において、ゴス方位結晶粒を優位に二次再結晶させる技術が特許文献６等に開示されている。この方法は、インヒビターの鋼中微細分散が必要ではないため、それまで不可避であった高温でのスラブ加熱を必要としないことなど、コスト面でもメンテナンス面でも大きなメリットを有する方法である。ただし、インヒビター成分を有しない成分系では、熱延板焼鈍時に焼鈍温度の制御が極めて重要となる。インヒビター成分を有しない故に、鋼板組織の温度依存性が、インヒビターを有する成分系に比べ大きいためである。
　しかしながら、電磁鋼板製造用スラブはSiを多く含むため、熱間圧延中に鋼板表面にSiスケールと呼ばれるスケールが局所的に生成されることが多い。そのため、熱延板焼鈍では、鋼板表面のSiスケールによって輻射熱等により与えられる熱量が変化するため、熱延板の表面性状が変化する場合がある。このように、熱延板の表面性状が変化すると、コイル内で熱延板焼鈍温度のバラつきが生じ、またフィードバック制御によって過加熱あるいは加熱不足が助長されてしまうという問題があった。
　なお、特許文献７には、高強度熱延鋼板の製造方法ではあるが、Si：0.40～2.0質量％の表面性状に優れる熱延鋼板の製造技術が提案されている。しかしながら、Si：2.0質量％以上の電磁鋼板の熱間圧延板の製造では、表面性状を均一化することは難しく、未だ問題を残していた。
特公昭40-15644号公報 特公昭51-13469号公報 特公昭38-8214号公報 特開昭52-24116号公報 特許第2782086号公報 特開2000-129356号公報 特許第2689810号公報
　本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、Siスケールに起因した熱延コイル内での表面性状（色調）の変化を効果的に抑制して、製品コイル内での特性のバラツキを軽減した電磁鋼板製造用の熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
　以下、本発明を想到するに至った実験について説明する。
＜実験＞
　質量％で、Ｃ：0.05％、Si：3.0％、Mn：0.1％、酸可溶性Al：0.005％、Ｎ：0.002％およびＳ：0.005％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、1270℃に加熱し、第一段階の熱間圧延で80mm厚とし、ついで第二段階の熱間圧延で板厚2.5mmの熱延板とした。このとき、第一段階の熱延後に高圧水によるデスケーリングを行い、その水圧を変化させることでスケール厚を変更した。
　次いで、連続式の焼鈍炉で、スケール厚が10～70μmの鋼板について1050℃、100秒の条件で熱延板焼鈍を施したのち、１回の冷間圧延により最終板厚0.23mmの冷延板とした。次いで、55vol%H2-45vol%N2の湿潤雰囲気下で860℃、100秒の脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した。その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、水素雰囲気下で1200℃、５時間の純化と二次再結晶とを含む仕上げ焼鈍を施した。
　かくして得られた方向性電磁鋼板について、幅100ｍｍの試験片をコイル長手方向の両端部と中央部とからそれぞれ10枚ずつ採取して、各々JIS C 2556に記載の方法で磁束密度Ｂ8を測定した。
　熱間圧延後のスケール厚を横軸にして磁束密度Ｂ8の平均値の推移について調べた結果を、図１に示す。
　図１に示したとおり、熱延後のスケール厚が30～50μmの範囲で磁束密度Ｂ8が均一で良好であることが分かった。
　また、表１に、熱延後の表面スケールについて、JIS Z 8729に規定される明度Ｌ*、色度ａ*、ｂ*を測定した結果を示す。
　表１に示したとおり、磁束密度のバラつきが小さい範囲では、明度Ｌ*が30≦Ｌ*≦50で、かつ色度ａ*、ｂ*がそれぞれ－１≦ａ*≦２、－５≦ｂ*≦３で、さらにスケール厚40μmを基準とした色差ΔＥab *は、ΔＥab *≦８の範囲に収まっており、表面スケールの色が磁束密度Ｂ8のバラツキに影響を及ぼすことが判明した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　熱延板の表面スケールの色差を小さくすることで、製品板における磁束密度Ｂ8のバラツキが小さくなる理由については必ずしも明らかでないが、本発明者らは次のように考えている。
　すなわち、熱延板の表面スケールの色は、熱延板焼鈍において鋼板が得る輻射熱量に影響を与える。そのため同じ条件の連続炉で、表面の色が異なる鋼板を焼鈍した場合、得られる熱量が局所的に異なるため、均熱温度に差が生じ、これが製品板における磁束密度Ｂ8のバラツキにつながっていた。この点、今回のように熱間圧延中にスケール厚を制御して、熱延板の表面スケールの色を均一に保つことで、熱延板焼鈍において精密な温度制御が可能となり、これにより製品板における磁束密度Ｂ8のバラツキが小さくなったものと考えられた。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を重ねた末に完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．表面にスケール層を有する熱延鋼板であって、該鋼板表面のJIS Z 8781-4:2013に規定される明度Ｌ*が30≦Ｌ*≦50で、かつ色度ａ*、ｂ*がそれぞれ－１≦ａ*≦２、－５≦ｂ*≦３の範囲を満足し、
　さらに、熱延コイルの長手方向の一端部を基準とし、該コイルの中央部および反対側端部におけるJIS Z 8781-4:2013に規定される色差ΔＥab *がΔＥab *≦８をそれぞれ満足する電磁鋼板製造用の熱延鋼板。
２．前記熱延鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.02～0.08％、Si：2.0～5.0％、Mn：0.02～1.0％、酸可溶性Al：0.01％以下およびＳを0.0015～0.01％を含有し、かつＮを0.006％未満に抑制し、残部Feおよび不可避的不純物からなる前記１に記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板。
３．前記熱延鋼板が、さらに質量％で、Ni：1.5％以下、Cu：1.0％以下、Cr：0.5％以下、Ｐ：0.5％以下、Sb：0.5％以下、Sn：0.5％以下、Bi：0.5％以下、Mo：1.0％以下、Ti：0.05％以下、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.0025％以下、Te：0.01％以下およびTa：0.01％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記２に記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板。
４．前記１～３のいずれかに記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板の製造方法であって、
　1180℃以上1300℃以下の範囲でのスラブ加熱後の熱間圧延において、厚み100mm以下まで圧延する第一段階の圧延における出側温度を950℃以上とし、引き続く厚み3.0mm以下まで圧延する第二段階の圧延の前に、高圧水によるデスケーリングを行い、
  前記第二段階の圧延後における鋼板の表面スケールが、熱延コイルの長手方向の一端部を基準とし、該コイルの中央部および反対側端部における表面スケールの厚みの差を25μm未満にそれぞれ抑制する電磁鋼板製造用の熱延鋼板の製造方法。
５．前記スラブ加熱後、第一段階の熱間圧延に先立ち、スケール・ブレーカーによる一次スケールの破壊を行う前記４に記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、熱延板の表面スケールの色を制御することで、熱延板焼鈍における長手方向の温度ムラを低減した電磁鋼板製造用の熱延鋼板を得ることができ、ひいては製品コイル内の磁束密度Ｂ8のバラツキが小さい方向性電磁鋼板を得ることが可能となる。
熱間圧延後の熱延板表面におけるスケール厚と製品板における磁束密度Ｂ8との関係を示した図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明を鋼素材（スラブ）として好適な成分組成について説明する。なお、成分組成を表す％は、とくに断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.02～0.08％
　Ｃは、0.02％に満たないと、α－γ相変態が起きず、また炭化物そのものが減少して炭化物制御による効果が表れにくくなる。一方、0.08％を超えると、脱炭焼鈍で磁気時効の起こらない0.005％以下に低減することが困難となる。よって、Ｃは0.02～0.08％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは0.02～0.05％の範囲である。
Si：2.0～5.0％
　Siは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに必要な元素である。上記効果は、2.0％未満では十分ではなく、一方5.0％を超えると加工性が低下し、圧延して製造することが困難となる。よって、Siは2.0～5.0％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは2.5～4.5％の範囲である。
Mn：0.02～1.0％
　Mnは、鋼の熱間加工性を改善するために必要な元素である。上記効果は、0.02％未満では十分ではなく、一方1.0％を超えると製品板の磁束密度が低下するようになる。よって、Mnは0.02～1.0％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは0.05～0.7％の範囲である。
酸可溶性Al：0.01％以下
　Alは、表面に緻密な酸化膜を形成し、脱炭を阻害することがあるため、Alは酸可溶性Al量で0.01％以下に抑制することが好ましい。望ましくは0.008％以下である。
Ｓ：0.0015～0.01％
　Ｓは、MnS、Cu2Sを形成すると同時に、固溶Ｓ、Seとして粒成長を抑制し、磁気特性の安定化に寄与する。Ｓが0.0015％未満であると固溶Ｓ量が不足して磁気特性が不安定になり、一方0.01％を超えると熱延前スラブ加熱における析出物の固溶が不十分になり磁気特性が不安定となるので、Ｓは0.0015～0.01％の範囲とすることが好ましい。さらに、Ｓはデスケーリング性を高める効果があり、望ましくは0.002～0.01％の範囲である。
Ｎ：0.006％未満
　Ｎは、スラブ加熱時にフクレなどの欠陥の原因となることがあるため、0.006％未満に抑制することが好ましい。
　本発明では、上記した成分以外に、磁気特性の改善を目的として、さらにNi：1.5％以下、Cu：1.0％以下、Cr：0.5％以下、Ｐ：0.5％以下、Sb：0.5％以下、Sn：0.5％以下、Bi：0.5％以下、Mo：1.0％以下、Ti：0.05％以下、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.0025％以下、Te：0.01％以下およびTa：0.01％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有させることができる。
　これらの成分について、特に好ましくは、Ni：0.5％以下、Cu：0.8％以下、Cr：0.15％以下、Ｐ：0.15％以下、Sb：0.15％以下、Sn：0.15％以下、Bi：0.2％以下、Mo：0.1％以下、Ti：0.01％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.05％以下、Ｂ：0.0020％以下、Te：0.005％以下、Ta：0.005％以下である。
　次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
　前述した成分組成を有する溶鋼を、常法の精錬プロセスで溶製した後、従来公知の造塊－分塊圧延法または連続鋳造法で鋼素材（スラブ）とする。または、直接鋳造法で100mm以下の厚さの薄鋳片としてもよい。
　上記スラブは、常法に従い、1180℃以上1300℃以下の温度に加熱した後、熱間圧延に供する。なお、鋳造後、その温度域より降温していなければ加熱することなく直ちに熱間圧延に供してもよい。
　熱間圧延は２段階に分け、その間にデスケーリングを行うことを必須とする。このデスケーリングは高圧水により行い、熱延後のスケール厚は長手方向で25μm未満のスケール厚差に抑えることが肝要である。この時、第一段階の圧延を出側温度：950℃以上で行うことにより、デスケーリングで均一な表面性状とし易い。この正確な理由は明らかではないが、鋼中に添加したＳが表面スケール中に存在することにより、剥離性が向上するためと考えられる。なお、100mm以下の厚さの薄鋳片の場合には、熱間圧延を一段階で行い、その熱間圧延よりも前にデスケーリングを行う。
　また、第一段階の熱間圧延後に、高圧水によるデスケーリングのみでスケール厚の調整を行う場合には、鋼板の温度が下がり過ぎて、組織制御の点で不利になる場合がある。
　このような場合には、第一段階の熱間圧延の前にスケール・ブレーカーによってスラブ表面の１次スケールを破壊することが有効である。これにより、熱間圧延の第一段階後のデスケーリングが容易となり、また新たに生成したスケールも剥離しやすくなる。
　かくして、電磁鋼板製造用の熱延鋼板を得ることができる。
　その後、方向性電磁鋼板を製造するための工程は、以下のとおりである。
　すなわち、熱間圧延して得た熱延板に熱延板焼鈍を施す。この熱延板焼鈍の焼鈍温度は、良好な磁気特性を得るためには、冷延１回法の場合は1000～1150℃、冷延２回法の場合は800～1200℃の範囲とするのが好ましい。熱延板焼鈍温度が800℃未満では、熱間圧延で形成されたバンド組織が残留し、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなり、二次再結晶の発達が阻害される。冷延１回法の場合には熱延板焼鈍が最終冷間圧延直前の焼鈍であるため、1000℃以上であることが望ましい。一方、熱延板焼鈍温度が1200℃を超えると、熱延板焼鈍後の結晶粒が過度に粗大化して、やはり整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。このため、1200℃以下とすることが望ましい。特に冷延１回法の場合には熱延板焼鈍が最終冷間圧延直前の焼鈍であるため、1100℃以下とすることが望ましい。この温度範囲での保持時間は、熱延板焼鈍後の組織の均一化のためには10秒以上を必要とするが、長時間保持しても磁気特性向上の効果はないため、操業コストの観点から300秒までとすることが望ましい。
　ここで、熱延板焼鈍を連続焼鈍炉で実施する場合、熱延板の色調・板厚が近い熱延板を繋げることで、コイル１つ分だけでなく、複数のコイルについても精密な温度制御が可能となる。
　熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延をして最終板厚の冷延板とする。上記中間焼鈍の焼鈍温度は、900～1200℃の範囲とするのが好ましい。900℃未満では、中間焼鈍後の再結晶粒が細かくなり、しかも一次再結晶組織におけるGoss核が減少して製品板の磁気特性が低下する傾向がある。一方、1200℃を超えると、熱延板焼鈍のときと同様、結晶粒が過度に粗大化して、整粒の一次再結晶組織を得ることが難しくなる。特に最終冷間圧延前の中間焼鈍は1000～1150℃の温度範囲が望ましく、保持時間は、熱延板焼鈍後の組織の均一化のために10秒以上必要であるが、長時間保持しても磁気特性向上の効果はないため、操業コストの観点から300秒までとすることが望ましい。
　また、最終板厚とする冷間圧延（最終冷間圧延）は、一次再結晶焼鈍板の組織中に＜111＞//ND方位を十分に発達させるため、圧下率を80～95％とすることが好ましい。
　最終板厚とした冷延板は、その後、一次再結晶焼鈍を施す。この一次再結晶焼鈍は、脱炭焼鈍を兼ねてもよく、脱炭性の観点からは焼鈍温度は800～900℃の範囲とするのが好ましく、また雰囲気は湿潤雰囲気とするのが好ましい。さらに、一次再結晶焼鈍の昇温過程における500～700℃の温度域を30℃/ｓ以上で急速加熱することにより、Goss方位粒の再結晶核が増加して、低鉄損化でき、高磁束密度と低鉄損を兼ね備えた方向性電磁鋼板の製造を可能とする。ただし、この時の昇温速度が400℃/ｓを超えると、集合組織のランダム化が生じ、磁気特性の劣化を招くため、昇温速度は30℃/ｓ以上、400℃/ｓ以下とすることが好ましい。望ましくは50℃/ｓ以上、300℃/ｓ以下である。
　一次再結晶焼鈍を施した鋼板は、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布、乾燥した後、仕上焼鈍を施して、Goss方位に高度に集積させた二次再結晶組織を発達させるとともに、フォルステライト被膜を形成させる。仕上焼鈍の焼鈍温度は、二次再結晶発現のためには800℃以上で行うことが、また二次再結晶を完了させるためには800℃以上の温度で20時間以上保持することが好ましい。さらに、良好なフォルステライト被膜を形成させるためには1200℃程度の温度まで昇温し、１時間以上保定するのが好ましい。
　仕上焼鈍後の鋼板は、その後、鋼板表面に付着した未反応の焼鈍分離剤を除去するための水洗やブラッシング、酸洗等を行った後、平坦化焼鈍を施して形状矯正することが、鉄損の低減には有効である。これは、仕上焼鈍は一般的にコイル状態で行うため、コイルの巻き癖が付き、それが原因で鉄損測定時に特性が劣化する場合があるためである。さらに、鋼板を積層して使用する場合には、上記平坦化焼鈍の前もしくは後で、鋼板表面に絶縁被膜を形成することが有効である。特に鉄損の低減を図るためには、絶縁被膜として、鋼板に張力を付与することができる張力付与被膜を適用するのが好ましい。なお、張力付与被膜の形成には、バインダーを介して張力被膜を塗布する方法や、物理蒸着法や化学蒸着法により無機物を鋼板表面に蒸着させる方法を採用すると、被膜密着性に優れかつ著しく鉄損低減効果が大きい絶縁被膜を形成することができる
　さらに、鉄損をより低減するために、磁区細分化処理を施すことができる。この磁区細分化処理方法としては、一般的に実施されているような、最終製品板に溝を形成したり、電子ビーム照射やレーザー照射、プラズマ照射等により、線状または点列状に熱歪や衝撃歪を導入する方法、最終板厚に冷間圧延した鋼板等、中間工程の鋼板表面にエッチング加工を施して溝を形成する方法等を用いることができる。
（実施例１）
　Ｃ：0.06％、Si：2.8％、Mn：0.08％、酸可溶性Al：0.005％、Ｎ：0.004％およびＳ：0.01％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを複数用意し、1230℃に加熱後、熱間圧延により板厚2.2mmの熱延板とした。熱間圧延の条件は表２に記載したとおりである。スケール厚の調整は、熱間圧延第二段階前の高圧水によるデスケーリングにより行った。次いで、1000℃、100秒の熱延板焼鈍後、1060℃、100秒の中間焼鈍を挟む、２回の冷間圧延により最終板厚の0.23mmの冷延板としたのち、55vol%H2-45vol%N2の湿潤雰囲気下で850℃、100秒の脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍をした。その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、水素雰囲気下で1200℃、５時間の純化処理と二次再結晶とを含む仕上げ焼鈍を施した。
　かくして得られた方向性電磁鋼板のコイル両端部および中央部から幅100ｍｍの試験片をそれぞれ10枚ずつ採取し、各々JIS C 2556に記載の方法で磁束密度Ｂ8を測定し、その平均値を求めた。
　得られた結果を、表２に併記する。
　また、表２には、熱延鋼板について、JIS Z 8781-4:2013に規定される明度Ｌ*、色度ａ*、ｂ*および色差ΔＥab *について調べた結果も併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２より、熱延板の色調（明度、色度）および色差が、本発明の範囲を満足する場合は、製品板において磁気特性のバラツキが小さいことが分かる。
（実施例２）
　表３に示す成分組成になる鋼スラブを、1300℃に加熱し、２段階の熱間圧延により板厚2.2mmの熱延板とした。熱間圧延の第一段階の圧延における出側温度は1050℃とした。また、スラブ加熱後にＶＳＢ（バーティカル・スケール・ブレーカー）を適用し、かつ第一段階の圧延後に高圧水のデスケーリングを行うことによって、熱延板のスケール厚を30～50μmの範囲に制御した。次いで1030℃、100秒の熱延板焼鈍後、１回の冷間圧延により最終板厚：0.23mmの冷延板とした。次いで、55vol%H2-45vol%N2の湿潤雰囲気下で870℃、100秒の脱炭焼鈍を兼ねた一次再結晶焼鈍をした。表３中に、窒素増量(ΔＮ)欄に記載がある成分系については、一次再結晶焼鈍後にNH3雰囲気ガス中にて窒化を行った。その後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布し、乾燥した後、水素雰囲気下で1200℃、５時間の純化処理と二次再結晶とを含む仕上げ焼鈍を施した
　かくして得られた方向性電磁鋼板のコイル両端部および中央部から幅100ｍｍの試験片をそれぞれ10枚ずつ採取し、各々JIS C 2556に記載の方法で磁束密度Ｂ8を測定し、その平均値を求めた。
　得られた結果を、熱延鋼板の明度Ｌ*、色度ａ*、ｂ*および色差ΔＥab *について調べた結果と共に、表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４より、本発明の好適成分組成、熱延条件で熱間圧延を実施し、熱延板の色調・色差が本発明の適正範囲を満足したものは、製品板において磁気特性のバラツキが小さいことが分かる。

Claims (5)

  1. 　表面にスケール層を有する熱延鋼板であって、該鋼板表面のJIS Z 8781-4:2013に規定される明度Ｌ*が30≦Ｌ*≦50で、かつ色度ａ*、ｂ*がそれぞれ－１≦ａ*≦２、－５≦ｂ*≦３の範囲を満足し、
    　さらに、熱延コイルの長手方向の一端部を基準とし、該コイルの中央部および反対側端部におけるJIS Z 8781-4:2013に規定される色差ΔＥab *がΔＥab *≦８をそれぞれ満足する電磁鋼板製造用の熱延鋼板。
  2. 　前記熱延鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：0.02～0.08％、Si：2.0～5.0％、Mn：0.02～1.0％、酸可溶性Al：0.01％以下およびＳを0.0015～0.01％を含有し、かつＮを0.006％未満に抑制し、残部Feおよび不可避的不純物からなる請求項１に記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板。
  3. 　前記熱延鋼板が、さらに質量％で、Ni：1.5％以下、Cu：1.0％以下、Cr：0.5％以下、Ｐ：0.5％以下、Sb：0.5％以下、Sn：0.5％以下、Bi：0.5％以下、Mo：1.0％以下、Ti：0.05％以下、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1％以下、Ｂ：0.0025％以下、Te：0.01％以下およびTa：0.01％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項２に記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板の製造方法であって、
    　1180℃以上1300℃以下の範囲でのスラブ加熱後の熱間圧延において、厚み100mm以下まで圧延する第一段階の圧延における出側温度を950℃以上とし、引き続く厚み3.0mm以下まで圧延する第二段階の圧延の前に、高圧水によるデスケーリングを行い、
    　前記第二段階の圧延後における鋼板の表面スケールが、熱延コイルの長手方向の一端部を基準とし、該コイルの中央部および反対側端部における表面スケールの厚みの差を25μm未満にそれぞれ抑制する電磁鋼板製造用の熱延鋼板の製造方法。
  5. 　前記スラブ加熱後、第一段階の熱間圧延に先立ち、スケール・ブレーカーによる一次スケールの破壊を行う請求項４に記載の電磁鋼板製造用の熱延鋼板の製造方法。
PCT/JP2017/037753 2016-10-18 2017-10-18 電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法 WO2018074531A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020197013818A KR102254943B1 (ko) 2016-10-18 2017-10-18 전자 강판 제조용의 열연 강판 및 그의 제조 방법
RU2019115144A RU2706268C1 (ru) 2016-10-18 2017-10-18 Горячекатаный стальной лист для изготовления листа из электротехнической стали и способ его изготовления
EP17862115.7A EP3530770B1 (en) 2016-10-18 2017-10-18 Hot-rolled steel sheet for electrical steel sheet production and method of producing same
BR112019007801-0A BR112019007801B1 (pt) 2016-10-18 2017-10-18 Chapa de aço laminada a quente para fabricação de chapa de aço elétrica e métodos para fabricação da mesma
US16/342,015 US11577291B2 (en) 2016-10-18 2017-10-18 Hot-rolled steel sheet for electrical steel sheet production and method of producing same
CN201780063606.1A CN109844156B (zh) 2016-10-18 2017-10-18 用于制造电磁钢板的热轧钢板及其制造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016-204686 2016-10-18
JP2016204686A JP6572864B2 (ja) 2016-10-18 2016-10-18 電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018074531A1 true WO2018074531A1 (ja) 2018-04-26

Family

ID=62019419

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2017/037753 WO2018074531A1 (ja) 2016-10-18 2017-10-18 電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US11577291B2 (ja)
EP (1) EP3530770B1 (ja)
JP (1) JP6572864B2 (ja)
KR (1) KR102254943B1 (ja)
CN (1) CN109844156B (ja)
BR (1) BR112019007801B1 (ja)
RU (1) RU2706268C1 (ja)
WO (1) WO2018074531A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023190645A1 (ja) * 2022-03-31 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼帯の焼鈍方法

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019013348A1 (ja) * 2017-07-13 2019-01-17 新日鐵住金株式会社 方向性電磁鋼板
KR102223864B1 (ko) * 2018-11-30 2021-03-04 주식회사 포스코 전기강판 및 그 제조 방법
KR102142512B1 (ko) * 2018-11-30 2020-08-10 주식회사 포스코 전기강판 및 그 제조 방법
KR102176346B1 (ko) * 2018-11-30 2020-11-09 주식회사 포스코 전기강판 및 그 제조 방법
KR102268494B1 (ko) * 2019-06-26 2021-06-22 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조 방법
KR102255111B1 (ko) * 2019-07-31 2021-05-24 주식회사 포스코 내식성이 우수한 배기계용 페라이트계 강판
KR102276234B1 (ko) * 2019-12-18 2021-07-12 주식회사 포스코 전기강판 및 그 제조 방법
KR102405173B1 (ko) * 2019-12-20 2022-06-02 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5113469B2 (ja) 1972-10-13 1976-04-28
JPS5224116A (en) 1975-08-20 1977-02-23 Nippon Steel Corp Material of high magnetic flux density one directionally orientated el ectromagnetic steel and its treating method
JPS59193216A (ja) * 1983-04-15 1984-11-01 Kawasaki Steel Corp 方向性珪素鋼板の製造方法
US4898628A (en) * 1989-01-19 1990-02-06 Armco Advanced Materials Corporation Hot working method for producing grain oriented silicon steel with improved glass film formation
JPH0443905A (ja) * 1990-06-12 1992-02-13 Nippon Steel Corp 鋼帯の酸化膜厚測定方法及びその装置
JPH04301035A (ja) * 1991-03-28 1992-10-23 Kawasaki Steel Corp 長手方向の磁気特性が均一な方向性けい素鋼板の製造方法
JPH0550106A (ja) * 1991-08-19 1993-03-02 Nippon Steel Corp 方向性電磁鋼スラブの熱間圧延方法
JPH07252530A (ja) * 1994-03-17 1995-10-03 Nippon Steel Corp 超高珪素電磁鋼板の製造方法
JP2689810B2 (ja) 1992-04-01 1997-12-10 住友金属工業株式会社 表面性状に優れる高強度熱延鋼板の製造方法
JP2782086B2 (ja) 1989-05-29 1998-07-30 新日本製鐵株式会社 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2000129356A (ja) 1998-10-28 2000-05-09 Kawasaki Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法

Family Cites Families (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AT329358B (de) 1974-06-04 1976-05-10 Voest Ag Schwingmuhle zum zerkleinern von mahlgut
JP2814437B2 (ja) * 1987-07-21 1998-10-22 川崎製鉄 株式会社 表面性状に優れた方向性けい素鋼板の製造方法
JP2952266B2 (ja) * 1990-01-30 1999-09-20 日新製鋼株式会社 屋根・外装用材料
JPH06279923A (ja) * 1993-03-25 1994-10-04 Sumitomo Metal Ind Ltd デスケーリング性の良好な鋼材およびスケール疵のない熱延鋼板の製造方法
JPH09271806A (ja) * 1996-04-02 1997-10-21 Nippon Steel Corp 密着性の良い均一なスケールを有する厚鋼板およびその製造方法
JPH1161464A (ja) * 1997-08-19 1999-03-05 Daihatsu Motor Co Ltd 鉄製ワークの防錆方法
JP2996245B2 (ja) * 1998-02-23 1999-12-27 住友金属工業株式会社 酸化スケ―ル層付きマルテンサイト系ステンレス鋼材およびその製造方法
JP2000034537A (ja) * 1998-07-16 2000-02-02 Nippon Steel Corp 被切削加工性の良好な高強度熱延鋼板およびその製造方法
US6309473B1 (en) 1998-10-09 2001-10-30 Kawasaki Steel Corporation Method of making grain-oriented magnetic steel sheet having low iron loss
JP3872609B2 (ja) 1999-03-10 2007-01-24 新日本製鐵株式会社 高Ｓｉ鋼の熱間圧延方法
JP3673483B2 (ja) * 2001-05-01 2005-07-20 新日本製鐵株式会社 暗紫色熱延鋼板及びその製造方法
JP3802848B2 (ja) * 2002-06-28 2006-07-26 新日本製鐵株式会社 Ｓｉ含有鋼板の熱間圧延方法
JP4373798B2 (ja) * 2004-01-09 2009-11-25 株式会社神戸製鋼所 表面性状に優れた熱延鋼板の製造方法
DE102007005015A1 (de) * 2006-06-26 2008-01-03 Sms Demag Ag Verfahren und Anlage zur Herstellung von Warmband-Walzgut aus Siliziumstahl auf der Basis von Dünnbrammen
JP4702254B2 (ja) * 2006-10-13 2011-06-15 住友金属工業株式会社 レーザー切断用厚鋼板とその製造方法
CN101294268B (zh) * 2007-04-24 2010-12-08 宝山钢铁股份有限公司 一种取向硅钢的渗氮方法
BRPI0912658B1 (pt) * 2008-05-13 2020-01-07 Nippon Steel Corporation Método de produção de chapa de aço laminada a quente
AT507475B1 (de) * 2008-10-17 2010-08-15 Siemens Vai Metals Tech Gmbh Verfahren und vorrichtung zur herstellung von warmband-walzgut aus siliziumstahl
JP5521482B2 (ja) * 2009-01-30 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
PL2455498T3 (pl) * 2009-07-17 2019-09-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Sposób wytwarzania blachy cienkiej ze stali magnetycznej o ziarnach zorientowanych
JP5287641B2 (ja) * 2009-09-28 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
BR112012011694B1 (pt) * 2009-11-18 2021-11-16 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a quente e método para a produção da mesma
DE102011054004A1 (de) * 2011-09-28 2013-03-28 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten, für elektrotechnische Anwendungen bestimmten Elektrobands oder -blechs
US10161023B2 (en) * 2012-03-07 2018-12-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamping, method for production thereof, and hot stamping steel material
JP5949167B2 (ja) * 2012-05-31 2016-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 レーザー切断性に優れた鋼板の製造方法およびレーザー切断性に優れた鋼板
WO2014020369A1 (en) * 2012-07-31 2014-02-06 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Method of production of grain-oriented silicon steel sheet grain oriented electrical steel sheet and use thereof
CN102787278B (zh) * 2012-08-31 2015-04-22 宝山钢铁股份有限公司 一种含硼耐候薄带钢及其制造方法
CN104870665B (zh) * 2012-12-28 2018-09-21 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板的制造方法和方向性电磁钢板制造用的一次再结晶钢板
JP6260513B2 (ja) 2014-10-30 2018-01-17 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5113469B2 (ja) 1972-10-13 1976-04-28
JPS5224116A (en) 1975-08-20 1977-02-23 Nippon Steel Corp Material of high magnetic flux density one directionally orientated el ectromagnetic steel and its treating method
JPS59193216A (ja) * 1983-04-15 1984-11-01 Kawasaki Steel Corp 方向性珪素鋼板の製造方法
US4898628A (en) * 1989-01-19 1990-02-06 Armco Advanced Materials Corporation Hot working method for producing grain oriented silicon steel with improved glass film formation
JP2782086B2 (ja) 1989-05-29 1998-07-30 新日本製鐵株式会社 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH0443905A (ja) * 1990-06-12 1992-02-13 Nippon Steel Corp 鋼帯の酸化膜厚測定方法及びその装置
JPH04301035A (ja) * 1991-03-28 1992-10-23 Kawasaki Steel Corp 長手方向の磁気特性が均一な方向性けい素鋼板の製造方法
JPH0550106A (ja) * 1991-08-19 1993-03-02 Nippon Steel Corp 方向性電磁鋼スラブの熱間圧延方法
JP2689810B2 (ja) 1992-04-01 1997-12-10 住友金属工業株式会社 表面性状に優れる高強度熱延鋼板の製造方法
JPH07252530A (ja) * 1994-03-17 1995-10-03 Nippon Steel Corp 超高珪素電磁鋼板の製造方法
JP2000129356A (ja) 1998-10-28 2000-05-09 Kawasaki Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3530770A4

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023190645A1 (ja) * 2022-03-31 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼帯の焼鈍方法

Also Published As

Publication number Publication date
BR112019007801B1 (pt) 2023-04-04
BR112019007801A2 (pt) 2019-07-09
US20190247902A1 (en) 2019-08-15
KR20190071745A (ko) 2019-06-24
JP6572864B2 (ja) 2019-09-11
CN109844156B (zh) 2021-02-09
JP2018066036A (ja) 2018-04-26
KR102254943B1 (ko) 2021-05-21
EP3530770A4 (en) 2019-10-09
EP3530770A1 (en) 2019-08-28
CN109844156A (zh) 2019-06-04
RU2706268C1 (ru) 2019-11-15
US11577291B2 (en) 2023-02-14
EP3530770B1 (en) 2022-12-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6572864B2 (ja) 電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法
JP5417936B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
US9214275B2 (en) Method for manufacturing grain oriented electrical steel sheet
JP6617827B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
EP3214188B1 (en) Production method for oriented grain-electromagnetic steel sheet
JPWO2018084198A1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2018151296A1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
US10889880B2 (en) Grain-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing same
JP6947147B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP4432789B2 (ja) 磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法
JPWO2018084203A1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2023157938A1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP6544344B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP6866869B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2004285402A (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2022210504A1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2023508027A (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2003277830A (ja) 板幅方向に均一な磁気特性を有する方向性電磁鋼板の製造方法
JP2018090851A (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17862115

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112019007801

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20197013818

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017862115

Country of ref document: EP

Effective date: 20190520

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112019007801

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20190417