СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ЛИСТА ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ СТАЛИ С ОРИЕНТИРОВАННОЙ ЗЕРЕННОЙ СТРУКТУРОЙ И ЛИСТ ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ СТАЛИ С ОРИЕНТИРОВАННОЙ ЗЕРЕННОЙ СТРУКТУРОЙ
METHOD FOR PRODUCING ELECTRICAL STEEL SHEET WITH ORIENTED GRAIN STRUCTURE AND ELECTRICAL STEEL SHEET WITH ORIENTED GRAIN STRUCTURE

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
[0001]
Настоящее изобретение относится к листу электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, а также к способу производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой.
ПРЕДПОСЫЛКИ СОЗДАНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0002]
Лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой представляет собой стальной лист, содержащий 2-5 мас.% Si и имеющий ориентации кристаллических зерен, выровненные к ориентации {110}<001>, называемой ориентацией Госса. Лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой обладает превосходными магнитными свойствами и используется, например, в качестве материала металлических сердечников трансформаторов и других статических индукторов.
[0003]
Для такого листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой предпринимаются различные попытки улучшить магнитные свойства. В частности, наряду с потребностью в энергосбережении, в последние годы востребовано дополнительное уменьшение потерь в стали в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой. Чтобы понизить потери в стали в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, эффективно повысить степень интеграции ориентаций кристаллических зерен стального листа к ориентации Госса, чтобы улучшить плотность магнитного потока и снизить гистерезисные потери.
[0004]
Здесь при производстве листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой ориентация кристаллов регулируется с помощью явления катастрофического роста зерна, называемого «вторичной рекристаллизацией». Однако, для того, чтобы подходящим образом управлять кристаллическими ориентациями с помощью вторичной рекристаллизации, важно улучшить термостойкость мелких выделений в стали, называемых «ингибиторами».
[0005]
Например, можно упомянуть способ полного растворения ингибиторов во время нагрева стального сляба перед горячей прокаткой, а затем их тонкого выделения в процессе горячей прокатки и последующего отжига. В частности, могут быть упомянуты проиллюстрированный в следующем PTL 1 способ использования MnS и AlN в качестве ингибиторов и прокатки с обжатием более 80% в процессе конечной холодной прокатки, и проиллюстрированный в следующем PTL 2 способ использования MnS и MnSe в качестве ингибиторов и выполнения холодной прокатки два раза.
[0006]
2
4
В качестве способа дальнейшего улучшения плотности потока, например, следующий PTL 3 раскрывает способ добавления в расплавленную сталь от 100 до 5000 г/т Bi. Раскрыта технология повышения плотности магнитного потока в листе конечного продукта путем добавления Bi к расплавленной стали. Однако, при этом существует проблема, заключающаяся в том, что адгезия первичного покрытия, содержащего MgSiO (форстерит) в качестве основного компонента, и стального листа ухудшается, и покрытие отслаивается при сгибании листа конечного продукта. Следующие PTL 4-6 раскрывают технологию добавления соединения редкоземельного металла и соединения щелочноземельного металла к отжиговому сепаратору для улучшения адгезии между первичным покрытием и стальным листом.
[0007]
Кроме того, в нижеследующем PTL 7 раскрыт способ изготовления листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой с уменьшенными магнитными потерями по всей длине рулона путем управления термическим профилем в процессе повышения температуры при отжиге первичной рекристаллизации. Кроме того, в нижеследующем PTL 8 раскрывается способ уменьшения потерь в стали в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой путем тщательного контроля среднего размера частиц и угла отклонения от идеальной ориентации кристаллических зерен после вторичной рекристаллизации.
СПИСОК ЦИТИРУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ
ПАТЕНТНАЯ ЛИТЕРАТУРА
[0008]
[PTL 1] Японская проверенная опубликованная патентная заявка № 40-15644
[PTL 2] Японская проверенная опубликованная патентная заявка № 51-13469
[PTL 3] Японская непроверенная опубликованная патентная заявка № 6-88171
[PTL 4] Японский патент № 5419459
[PTL 5] Японский патент № 5230194
[PTL 6] Японская непроверенная опубликованная патентная заявка № 2012-214902
[PTL 7] WO2014/049770
[PTL 8] Японская непроверенная опубликованная патентная заявка № 7-268567
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
ТЕХНИЧЕСКАЯ ПРОБЛЕМА
[0009]
В последние годы в связи с ужесточением требований к эффективности трансформаторов в мире возросла потребность в снижении потерь в стали в листах электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой. Чем больше увеличивается количество добавляемого Bi к расплавленной стали, тем больше улучшается плотность магнитного потока и тем ниже магнитные потери, но существует проблема, заключающаяся в ухудшении адгезии первичного покрытия и стального листа. Кроме того, из-за необходимости экономии места на подстанции, сердечники трансформаторов становятся все меньше и меньше, поэтому степень изгиба листов конечного продукта становится больше, и адгезия первичного покрытия и стального листа должна быть улучшена.
[0010]
Однако, в тех случаях, которые описаны в вышеупомянутых PTL 4-6, при увеличении количества добавляемого Bi или, когда степень изгиба листов конечного продукта становится больше, была обнаружена проблема, заключающаяся в том, что первичное покрытие в конечном итоге отслаивалось от стального листа. Таким образом, стала необходимой технология для улучшения адгезии первичного покрытия и стального листа.
[0011]
Кроме того, как раскрыто в вышеупомянутом PTL 7, подтверждается, что в процессе повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге быстрое повышение температуры на 100°C/с или более между 500°C и 600°C оказывает большое влияние на магнитные свойства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой. PTL 8 раскрывает установку скорости повышения температуры до 850°C в процессе первичного рекристаллизационного отжига равной 300°C/с.
[0012]
Однако, в вышеупомянутых PTL 7 и 8 не было изучено подробно, как влияет на магнитные свойства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой дополнительное повышение скорости увеличения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге.
[0013]
Кроме того, быстрое повышение температуры при первичном рекристаллизационном отжиге приводит к увеличению флуктуации плотности магнитного потока B8 в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой для каждого рулона. Следовательно, даже при быстром повышении температуры, в зависимости от состава отжигового сепаратора иногда не удается получить лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой с низкими магнитными потерями.
[0014]
Соответственно, настоящее изобретение сделано с учетом вышеописанной проблемы. Задачей настоящего изобретения является предложить новый и улучшенный способ производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, обеспечивающий производство листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой с более высокой плотностью магнитного потока и превосходной адгезией первичного покрытия и стального листа путем добавления Bi к расплавленной стали для повышения термостойкости ингибитора и одновременно быстрого повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге, а также предложить лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, производимый с помощью этого способа производства.
РЕШЕНИЕ ПРОБЛЕМЫ
[0015]
Для решения этой проблемы в соответствии с одним аспектом настоящего изобретения предлагается способ производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, содержащий процесс нагревания до 1280°C или больше и горячей прокатки сляба, содержащего, в мас.%, C: 0,02% или больше и 0,10% или меньше, Si: 2,5% или больше и 4,5% или меньше, Mn: 0,01% или больше и 0,15% или меньше, суммарное количество S и Se: 0,001% или больше и 0,050% или меньше, кислоторастворимый Al: 0,01% или больше и 0,05% или меньше, N: 0,002% или больше и 0,015% или меньше, и Bi: 0,0005% или больше и 0,05% или меньше, с остатком из Fe и примесей для получения горячекатаного стального листа, после горячего отжига горячекатаного стального листа процесс однократной или многократной холодной прокатки горячекатаного стального листа с промежуточным отжигом между проходами прокатки для получения холоднокатаного стального листа, процесс первичного рекристаллизационного отжига холоднокатаного стального листа, процесс покрытия поверхности холоднокатаного стального листа после первичного рекристаллизационного отжига отжиговым сепаратором, содержащим MgO, затем выполнение финишного отжига и процесс покрытия стального листа после финишного отжига изоляционным покрытием с последующим выполнением выравнивающего отжига, где
в процессе повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге средняя скорость повышения температуры Va1 (°C/с) между началом повышения температуры и 550°C, средняя скорость повышения температуры Va2 (°C/с) между 550°C и 700°C, и средняя скорость повышения температуры Va3 (°C/с) между 700°C и концом повышения температуры удовлетворяют условиям
Va1≤Va2, 400≤Va2, Va3≤Va2,
2
в отжиговом сепараторе, когда содержание MgO в отжиговом сепараторе составляет100 м.ч., TiO содержится в количестве 0,5 м.ч. или больше и 10 м.ч. или меньше, одно или более соединений из оксидов, сульфидов, сульфатов, силицидов, фосфатов, гидроксидов, карбонатов, боридов, хлоридов и фторидов редкоземельных металлов содержатся, в пересчете на редкоземельные металлы, в количестве 0,1 м.ч. или больше и 10 м.ч. или меньше, одно или более соединений из сульфатов, карбонатов, гидроксидов, хлоридов и оксидов щелочноземельных металлов, выбираемых из группы, состоящей из Ca, Sr и Ba, содержатся, в пересчете на щелочноземельные металлы, в количестве 0,1 м.ч. или больше и 10 м.ч. или меньше, и сульфаты или сульфиды содержатся, в пересчете на элементарную серу, в количестве А м.ч., где A удовлетворяет следующей формуле:
(0,00025ЧVa2)≤A≤1,5
и
в процессе повышения температуры при финишном отжиге доля высвобождения влаги из отжигового сепаратора от комнатной температуры до 700°C составляет 0,5% или больше и 6,0% или меньше, а средняя скорость повышения температуры Vf (°C/час) от 900°C до 1100°C удовлетворяет следующей формуле:
5≤Vf≤(21-4ЧA).
[0016]
2
4
Кроме того, для решения этой проблемы в соответствии с другим аспектом настоящего изобретения предлагается лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, содержащий основной стальной лист, включающий в свой химический состав, в мас.%, C: 0,005 мас.% или меньше, Si: 2,5-4,5%, и Mn: от 0,01 до 0,15%, с остатком из железа и неизбежных примесей; и первичное покрытие, сформированное на поверхности основного стального листа и содержащее MgSiO в качестве основного компонента, причем в этом листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
Al
положение пика D интенсивности эмиссии Al, получаемого при анализе элементов с помощью оптической эмиссионной спектрометрии тлеющего разряда с поверхности первичного покрытия в направлении толщины листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, находится в диапазоне от поверхности первичного покрытия до 2,0-12,0 мкм в направлении толщины,
2
численная плотность ND оксидов Al составляет 0,02-0,20/мкм,
S
положение пика D интенсивности эмиссии S, получаемого при анализе элементов с помощью оптической эмиссионной спектрометрии тлеющего разряда с поверхности первичного покрытия в направлении толщины листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, находится в диапазоне от поверхности первичного покрытия до 1,0-10,0 мкм в направлении толщины,
S
Al
D<D, и
значение плотности магнитного потока B8 равно 1,92 Тл или больше.
[0017]
В листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой основной стальной лист может дополнительно содержать, в мас.%, один или более элементов из Cu: 0,01 мас.% или больше и 0,30 мас.% или меньше, Sn: 0,01 мас.% или больше и 0,30% или меньше, Ni: 0,01 мас.% или больше и 0,30 мас.% или меньше, Cr: 0,01 мас.% или больше и 0,30 мас.% или меньше, или Sb: 0,01% или больше и 0,30% или меньше.
ПОЛЕЗНЫЕ ЭФФЕКТЫ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0018]
В соответствии с настоящим изобретением возможно обеспечить способ производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, добавляя Bi к расплавленной стали для повышения термостойкости ингибитора и одновременно подходящим образом добавляя соединения редкоземельных металлов и соединения щелочноземельных металлов к отжиговому сепаратору для улучшения адгезии первичного покрытия и стального листа, делая скорость повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге высокой, чтобы тем самым увеличить количество ориентированных по Госсу зерен около поверхностного слоя, и подходящим образом контролируя содержание элементарной серы в отжиговом сепараторе и скорость повышения температуры и количество выделения влаги из отжигового сепаратора при финишном отжиге, чтобы затруднить исчезновение ориентированных по Госсу зерен в процессе вторичной рекристаллизации для улучшения плотности магнитного потока.
[0019]
Кроме того, в соответствии с настоящим изобретением возможно обеспечить лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой с высокой плотностью магнитного потока и превосходной адгезией первичного покрытия и стального листа.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
[0020]
Фиг. 1 представляет собой график, отображающий результаты, показанные в таблице 1, где ось абсцисс показывает среднюю скорость повышения температуры Va2 (°C/с) между 550°C и 700°C в процессе первичного рекристаллизационного отжига, а ось ординат показывает содержание А (%) сульфатов или сульфидов в отжиговом сепараторе в пересчете на элементарную серу.
ОПИСАНИЕ ВАРИАНТОВ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ
[0021]
Далее будут подробно объяснены предпочтительные варианты осуществления настоящего изобретения. Следует отметить, что если не указано иное, для значений A и B выражение «от A до B» будет означать «A или больше и B или меньше». В таком выражении, если единицы указаны только для значения B, эти же единицы также будут считаться применимыми к значению A.
[0022]
Способ производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
Авторы настоящего изобретения интенсивно изучали способ производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой для улучшения адгезии первичного покрытия и стального листа в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой при одновременном улучшении магнитных свойств, и в результате обнаружили следующее:
[0023]
В частности, авторы настоящего изобретения обнаружили, что в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой при добавлении Bi к расплавленной стали повышается термостойкость ингибитора и ожидается улучшение плотности магнитного потока, но адгезия первичного покрытия и стального листа ухудшается, и что для решения этой проблемы адгезия первичного покрытия и стального листа может быть улучшена путем добавления в отжиговый сепаратор соединений редкоземельных металлов и соединений щелочноземельных металлов.
[0024]
С другой стороны, если сульфаты или сульфиды содержатся в отжиговом сепараторе, возникает проблема, заключающаяся в том, что в зависимости от условий скорости повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге, скорости повышения температуры при финишном отжиге и выделения влаги из отжигового сепаратора невозможно получить высокую плотность магнитного потока в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой. Поэтому авторы настоящего изобретения провели интенсивные исследования с точки зрения затруднения исчезновения в процессе вторичной рекристаллизации ориентированных по Госсу зерен вблизи поверхностного слоя, полученных путем увеличения скорости повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге, и обнаружили, что подходящим образом управляя содержанием элементарной серы в отжиговом сепараторе, скоростью повышения температуры при финишном отжиге, и количеством влаги, выделяемой из отжигового сепаратора, можно улучшить плотность магнитного потока.
[0025]
Авторы настоящего изобретения рассмотрели вышеупомянутые факты и создали настоящее изобретение. Один вариант осуществления настоящего изобретения представляет собой способ производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, заключающийся в следующем.
[0026]
Способ содержит процесс нагревания до 1280°C или больше и горячей прокатки сляба, содержащего, в мас.%, C: 0,02% или больше и 0,10% или меньше, Si: 2,5% или больше и 4,5% или меньше, Mn: 0,01% или больше и 0,15% или меньше, суммарное количество S и Se: 0,001% или больше и 0,050% или меньше, кислоторастворимый Al: 0,01% или больше и 0,05% или меньше, N: 0,002% или больше и 0,015% или меньше, и Bi: 0,0005% или больше и 0,05% или меньше, с остатком из Fe и примесей для получения горячекатаного стального листа, процесс однократной или многократной холодной прокатки горячекатаного стального листа после горячего отжига с промежуточным отжигом между проходами прокатки для получения холоднокатаного стального листа, процесс первичного рекристаллизационного отжига холоднокатаного стального листа, процесс покрытия поверхности холоднокатаного стального листа после первичного рекристаллизационного отжига отжиговым сепаратором, содержащим MgO, затем выполнение финишного отжига и процесс покрытия стального листа после финишного отжига изоляционным покрытием с последующим выполнением выравнивающего отжига, где
в процессе повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге средняя скорость повышения температуры Va1 (°C/с) между началом повышения температуры и 550°C, средняя скорость повышения температуры Va2 (°C/с) между 550°C и 700°C, и средняя скорость повышения температуры Va3 (°C/с) между 700°C и концом повышения температуры удовлетворяют условиям
Va1≤Va2, 400≤Va2, Va3≤Va2,
2
в отжиговом сепараторе, когда содержание MgO в отжиговом сепараторе составляет, 100 м.ч.,  TiO содержится в количестве 0,5 м.ч. или больше и 10 м.ч. или меньше, одно или более соединений из оксидов, сульфидов, сульфатов, силицидов, фосфатов, гидроксидов, карбонатов, боридов, хлоридов и фторидов редкоземельных металлов содержатся, в пересчете на редкоземельные металлы, в количестве 0,1 м.ч. или больше и 10 м.ч. или меньше, одно или более соединений из сульфатов, карбонатов, гидроксидов, хлоридов и оксидов щелочноземельных металлов, выбираемых из группы, состоящей из Ca, Sr и Ba, содержатся, в пересчете на щелочноземельные металлы, в количестве 0,1 м.ч. или больше и 10 м.ч. или меньше, и сульфаты или сульфиды содержатся, в пересчете на элементарную серу, в количестве А м.ч., где A удовлетворяет следующей формуле:
(0,00025ЧVa2)≤A≤1,5
и
в процессе повышения температуры при финишном отжиге доля высвобождения влаги из отжигового сепаратора от комнатной температуры до 700°C составляет 0,5% или больше и 6,0% или меньше, а средняя скорость повышения температуры Vf (°C/час) от 900°C до 1100°C удовлетворяет следующей формуле:
5≤Vf≤(21-4ЧA).
[0027]
Далее будет конкретно объяснен способ производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления.
[0028]
Состав сляба
Сначала будет объяснен состав сляба, используемого для листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления. Следует отметить, что в дальнейшем, если явно не указано иное, выражение «%» означает «мас.%». Кроме того, остаток в составе сляба, кроме описанных ниже элементов, состоит из Fe и примесей.
[0029]
Содержание C (углерода) составляет 0,02% или больше и 0,10% или меньше. C выполняет различные функции, но, если содержание C составляет менее 0,02%, размер кристаллического зерна становится чрезмерно большим во время нагрева сляба, что приводит к увеличению значения потерь в стали финишного листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, и поэтому это нежелательно. Если содержание C составляет более 0,10%, во время обезуглероживания после холодной прокатки время обезуглероживания увеличивается, соответственно увеличиваются производственные затраты, и поэтому это нежелательно. Кроме того, если содержание C составляет более 0,10%, обезуглероживание легко становится неполным, и появляется вероятность возникновения магнитного старения в финишном листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, и поэтому это нежелательно. Следовательно, содержание C составляет 0,02% или больше и 0,10% или меньше, предпочтительно 0,05% или больше и 0,09% или меньше.
[0030]
Содержание Si (кремния) составляет 2,5% или больше и 4,5% или меньше. Si увеличивает электрическое сопротивление стального листа, уменьшая тем самым потери на токи Фуко, составляющие часть потерь в стали. Если содержание Si составляет менее 2,5%, становится трудно в достаточной степени подавить потери на токи Фуко в финишном листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, и поэтому это нежелательно. Если содержание Si составляет более 4,5%, обрабатываемость листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой ухудшается, и поэтому это нежелательно. Следовательно, содержание Si составляет 2,5% или больше и 4,5% или меньше, предпочтительно 2,7% или больше и 4,0% или меньше.
[0031]
Содержание Mn (марганца) составляет 0,01% или больше и 0,15% или меньше. Mn формирует MnS и MnSe и т.д., которые являются ингибиторами, управляющими вторичной рекристаллизацией. Если содержание Mn составляет менее 0,01%, абсолютное количество MnS и MnSe, вызывающих вторичную рекристаллизацию, становится недостаточным, и поэтому это нежелательно. Если содержание Mn составляет более 0,15%, растворение Mn во время нагревания сляба затрудняется, и поэтому это нежелательно. Кроме того, если содержание Mn составляет более 0,15%, размер выделений ингибиторов MnS и MnSe легко становится более грубым, и оптимальное распределение размера ингибиторов теряется, и поэтому это нежелательно. Следовательно, содержание Mn составляет 0,01% или больше и 0,15% или меньше, предпочтительно 0,03% или больше и 0,13% или меньше.
[0032]
Содержания S (серы) и Se (селена) составляют в сумме 0,001% или больше и 0,050% или меньше. S и Se формируют ингибиторы вместе с вышеупомянутым Mn. S и Se могут оба содержаться в слябе, но достаточно, чтобы по меньшей мере один из них содержался в слябе. Если суммарное количество S и Se находится за пределами вышеупомянутого диапазона, достаточный эффект ингибитора не может быть получен, и поэтому это нежелательно. Следовательно, количество S и Se в сумме составляет 0,001% или больше и 0,050% или меньше, предпочтительно 0,001% или больше и 0,040% или меньше.
[0033]
Содержание кислоторастворимого Al составляет 0,01% или больше и 0,05% или меньше. Кислоторастворимый Al формирует ингибитор, требуемый для производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой с высокой плотностью магнитного потока. Если содержание кислоторастворимого Al составляет менее 0,01%, кислоторастворимого Al становится недостаточно, и сила ингибитора становится недостаточной, так что это является нежелательным. Если содержание кислоторастворимого Al составляет более 0,05%, AlN, выделяющийся в качестве ингибитора, становится крупнозернистым и вызывает снижение силы ингибитора, так что это является нежелательным. Следовательно, содержание кислоторастворимого Al составляет 0,01% или больше и 0,05% или меньше, предпочтительно 0,01% или больше и 0,04% или меньше.
[0034]
Содержание N (азота) составляет 0,002% или больше и 0,015% или меньше. N формирует ингибитор AlN с вышеупомянутым кислоторастворимым Al. Если содержание N находится за пределами вышеупомянутого диапазона, достаточный эффект ингибитора не получается, так что это является нежелательным. Следовательно, содержание N составляет 0,002% или больше и 0,015% или меньше, предпочтительно 0,002% или больше и 0,012% или меньше.
[0035]
Содержание Bi (висмута) составляет 0,0005% или больше и 0,05% или меньше. Считается, что Bi обладает эффектом усиления термостойкости ингибиторов MnS и AlN, повышая температуру вторичной рекристаллизации и улучшая плотность магнитного потока. Если содержание Bi составляет менее 0,0005%, достаточный эффект усиления термостойкости ингибитора не получается, так что это является нежелательным. Если содержание Bi составляет более 0,05%, стальной лист становится хрупким при горячей прокатке, что вызывает снижение производительности, так что это является нежелательным. Следовательно, содержание Bi составляет 0,0005% или больше и 0,05% или меньше, предпочтительно 0,0010% или больше и 0,02% или меньше.
[0036]
Кроме того, сляб, используемый для производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления, в дополнение к вышеупомянутым элементам может содержать один или более элементов из Cu, Sn, Ni, Cr и Sb в качестве элементов для стабилизации вторичной рекристаллизации. Если сляб содержит вышеупомянутые элементы, плотность магнитного потока произведенного листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой может быть дополнительно улучшена.
[0037]
Следует отметить, что содержание этих элементов может также составлять 0,01% или больше и 0,3% или меньше. Если содержание этих элементов составляет менее 0,01%, эффект стабилизации вторичной рекристаллизации становится трудно получить в достаточной степени, так что это является нежелательным. Если содержание этих элементов составляет более 0,3%, эффект стабилизации вторичной рекристаллизации насыщается, так что это является нежелательным с точки зрения производственных затрат.
[0038]
Сляб формируется путем литья расплавленной стали с вышеописанным компонентным составом. Следует отметить, что способ отливки сляба особенно не ограничивается. Кроме того, даже если стальной слиток формируется в вакуумной плавильной печи и т.д. в лабораторных условиях, может быть получен эффект, аналогичный случаю, когда этот сляб был сформирован из тех же компонентов.
[0039]
Процесс формирования горячекатаного стального листа
Затем сляб нагревается и подвергается горячей прокатке для того, чтобы получить горячекатаный стальной лист. При нагреве сляба до 1280°C или выше элементы ингибитора в слябе полностью растворяются. Если температура нагрева сляба составляет менее 1280°C, становится трудно в достаточной степени растворить MnS, MnSe, AlN и другие ингибиторы, так что это является нежелательным. Следует отметить, что верхнее предельное значение температуры нагрева сляба особенно не устанавливается, но с точки зрения защиты оборудования оно предпочтительно составляет 1450°C. Например, температура нагрева сляба может составлять 1300°C или больше и 1450°C или меньше.
[0040]
Затем нагретый сляб подвергается горячей прокатке для того, чтобы получить горячекатаный стальной лист. Толщина горячекатаного стального листа составляет, например, 1,8 мм или больше и 3,5 мм или меньше. Если толщина горячекатаного стального листа составляет менее 1,8 мм, температура стального листа после горячей прокатки становится более низкой, и количество AlN, выделяющегося в стальном листе, увеличивается, в результате чего вторичная рекристаллизация становится нестабильной, а в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой с окончательной толщиной 0,23 мм или меньше ухудшаются магнитные свойства, что является нежелательным. Если толщина горячекатаного стального листа составляет более 3,5 мм, давление при прокатке в процессе холодной прокатки становится больше, что является нежелательным.
[0041]
Процесс формирования холоднокатаного стального листа
Затем горячекатаный стальной лист подвергается отжигу в горячем состоянии, а затем одному или нескольким проходам холодной прокатки с промежуточным отжигом между ними, чтобы получить холоднокатаный стальной лист. Следует отметить, что если выполняется несколько проходов холодной прокатки с промежуточным отжигом между ними, предшествующий отжиг в горячем состоянии может быть опущен. Однако, при выполнении отжига в горячем состоянии форма стального листа становится лучше, так что вероятность разрушения стального листа во время холодной прокатки может быть уменьшена.
[0042]
Кроме того, между проходами холодной прокатки, между клетями прокатного стана или во время прокатки может выполняться нагревание стального листа при температуре приблизительно 300°C или ниже. В таком случае можно улучшить магнитные свойства окончательного листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой. Следует отметить, что горячекатаный стальной лист может подвергаться холодной прокатке три раза или более, но это увеличивает производственные затраты, так что горячекатаный стальной лист предпочтительно подвергается холодной прокатке один или два раза. При выполнении холодной прокатки реверсивным образом, например на стане Сендзимира, количество проходов холодной прокатки особо не ограничивается, но с точки зрения производственных затрат оно предпочтительно составляет девять или меньше.
[0043]
Процесс первичного рекристаллизационного отжига
Затем холоднокатаный стальной лист быстро нагревается и подвергается обезуглероживающему отжигу. Эти процессы называются «первичным рекристаллизационным отжигом» и предпочтительно выполняются последовательно. Благодаря первичному рекристаллизационному отжигу в холоднокатаном стальном листе зерна с ориентировкой по Госсу увеличиваются перед вторичной рекристаллизацией, поэтому в процессе вторичной рекристаллизации можно ожидать, что зерна, близкие к идеальной ориентации по Госсу, будут вторично рекристаллизованы, так что можно улучшить плотность магнитного потока в окончательном листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой.
Первичный рекристаллизационный отжиг обычно выполняется путем повышения температуры от близкой к комнатной с последующим повышением до температуры обезуглероживающего отжига. Скорость повышения температуры в течение этого времени изменяется. С другой стороны, в настоящем изобретении, как поясняется ниже, средняя скорость повышения температуры Va1 (°C/с) между началом повышения температуры и 550°C, средняя скорость повышения температуры Va2 (°C/с) между 550°C и 700°C, и средняя скорость повышения температуры Va3 (°C/с) между 700°C и концом повышения температуры удовлетворяют условиям Va1≤Va2, 400≤Va2, Va3≤Va2. Температура начала повышения температуры и пиковая температура первичного рекристаллизационного отжига особенно не ограничиваются.
[0044]
В способе производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления быстрое повышение температуры холоднокатаного стального листа при первичном рекристаллизационном отжиге является средней скоростью повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C, и составляет 400°C/с или больше. Благодаря этому в настоящем варианте осуществления можно дополнительно увеличить зерна с ориентацией Госса перед вторичной рекристаллизацией холоднокатаного стального листа, а также улучшить плотность магнитного потока в окончательном листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой. Диапазон температур быстрого повышения температуры составляет 550°C - 700°C. Если температура начала быстрого нагрева превышает 550°C, восстановление дислокаций в стальном листе значительно ускоряется, и первичная рекристаллизация зерен с ориентацией, отличающейся от ориентации Госса, не начинается, так что эффект увеличения ориентированных по Госсу зерен уменьшается, что является нежелательным. Если температура конца быстрого повышения температуры составляет менее 700°C, первичная рекристаллизация зерен с ориентацией, отличающейся от ориентации Госса, заканчивается прежде, чем закончится первичная рекристаллизация ориентированных по Госсу зерен, так что эффект увеличения ориентированных по Госсу зерен уменьшается, что является нежелательным.
[0045]
Кроме того, если сделать среднюю скорость повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C равной 700°C/с или больше, можно дополнительно увеличить ориентированные по Госсу зерна перед вторичной рекристаллизацией, и дополнительно улучшить плотность магнитного потока в окончательном листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, так что это более предпочтительно. С другой стороны, если средняя скорость повышения температуры Va2 составляет менее 400°C/с, ориентированных по Госсу зерен становится недостаточно, так что в процессе вторичной рекристаллизации зерна с ориентацией, отличающейся от ориентации, близкой к идеальной ориентации Госса, например, зерна с качающейся ориентацией Госса и т.д., прекращают аномально увеличиваться в размере, так что плотность магнитного потока в окончательном листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой ухудшается, что является нежелательным.
Кроме того, стало ясно, что, если средняя скорость повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C составляет 400°C/с или больше, проникновение серы, содержащейся в отжиговом сепараторе, в стальной лист усиливается в процессе повышения температуры финишного отжига, формируется MnS, и аномальный рост зерен, отличных от зерен, ориентированных по Госсу, подавляется, в результате чего стимулируется аномальный рост зерен, ориентированных по Госсу.
[0046]
Механизм, благодаря которому, если средняя скорость повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C составляет 400°C/с или больше в процессе повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге, проникновение серы, содержащейся в отжиговом сепараторе, в стальной лист усиливается в процессе повышения температуры финишного отжига, неясен, но предположительно является следующим: Во-первых, если средняя скорость повышения температуры между 550°C и 700°C составляет 400°C/с или больше в процессе повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге, время выдержки при температуре от 550°C до 700°C будет коротким, поэтому образование оксидного слоя, в частности образование внешней оксидной пленки подавляется. Затем, при последующем обезуглероживающем отжиге, количество образующейся внешней оксидной пленки уменьшается, так что формирование внутреннего оксидного слоя стимулируется. Наконец, предполагается, что граница внутреннего оксидного слоя и основного стального листа формирует путь для диффузии серы, и проникновение серы из отжигового сепаратора ускоряется в процессе повышения температуры при финишном отжиге.
[0047]
Следует отметить, что средняя скорость повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C является средней скоростью повышения температуры, когда температура стального листа повышается от 550°C до 700°C.
[0048]
Такое быстрое повышение температуры, например, может быть выполнено с использованием омического нагрева или индукционного нагрева.
[0049]
Средняя скорость повышения температуры Va1 (°C/с) между началом повышения температуры и 550°C составляет Va1≤Va2. Если Va1>Va2, температура стального листа становится неравномерной перед быстрым повышением температуры между 550°C и 700°C, эффект быстрого нагревания становится неоднородным, и иногда магнитные свойства окончательно полученного листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой не улучшаются, что является нежелательным.
[0050]
Средняя скорость повышения температуры Va3 (°C/с) между 700°C и концом повышения температуры составляет Va3 ≤ Va2. Если Va3>Va2, иногда оксидная пленка после обезуглероживающего отжига изменяется, ожидаемый эффект проникновения серы из отжигового сепаратора в процессе повышения температуры при финишном отжиге не получается, и магнитные свойства окончательно полученного листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой не улучшаются. Хотя этот механизм не совсем ясен, предполагается, что если Va3 > Va2, оксидная пленка после обезуглероживающего отжига становится слишком толстой, проникновение серы из отжигового сепаратора в процессе повышения температуры при финишном отжиге уменьшается, и эффект увеличения ориентированных по Госсу зерен благодаря процессу повышения температуры при первичной рекристаллизации не может быть использован в достаточной степени.
[0051]
Здесь процесс повышения температуры может выполняться несколькими устройствами. Например, восстановление стального листа, то есть его выдержка или постепенное охлаждение при температуре ниже чем 550°C, при которой происходит уменьшение плотности дислокаций в стали, также может улучшать однородность температуры стального листа перед повышением температуры, поэтому также может выполняться. Кроме того, процесс повышения температуры, включая повышение температуры от 550°C до 700°C, может выполняться одним или более устройствами.
[0052]
Точка, в которой начинается повышение температуры, является точкой на стороне низкой температуры 550°C или ниже, где происходит переход от состояния, в котором температура стального листа падает, к состоянию, при котором температура стального листа повышается (т.е. является точкой, в которой изменение температуры становится минимальным). Кроме того, точка, в которой заканчивается повышение температуры, является точкой на стороне высокой температуры 700°C или выше, где происходит переход от состояния, в котором температура стального листа повышается, к состоянию, при котором температура стального листа падает (т.е. является точкой, в которой изменение температуры становится максимальным).
[0053]
Здесь способ оценки точки начала повышения температуры и конечной точки быстрого повышения температуры особенно не ограничивается, но, например, оценка может выполняться с использованием дистанционного термометра и т.д. для измерения температуры стального листа. Следует отметить, что способ измерения температуры стального листа особенно не ограничивается. Кроме того, независимо от того, является ли температура конца повышения температуры первичной рекристаллизации более низкой или более высокой, чем температура последующего обезуглероживающего отжига, эффект настоящего изобретения не ухудшается. Если температура конца повышения температуры первичной рекристаллизации является более низкой, чем температура обезуглероживающего отжига, стальной лист может быть нагрет в процессе обезуглероживающего отжига. Если температура конца повышения температуры первичной рекристаллизации является более высокой, чем температура обезуглероживающего отжига, для охлаждения стального листа может быть проведена обработка теплового сброса, обработка охлаждения газом и т.д. Кроме того, стальной лист может быть охлажден до температуры ниже температуры обезуглероживающего отжига, а затем повторно нагрет в процессе обезуглероживающего отжига.
[0054]
Однако, измерить температуру стального листа сложно. Если трудно оценить точные положения начальной точки повышения температуры и конечной точки быстрого повышения температуры, можно сравнить тепловые характеристики процесса повышения температуры и процесса охлаждения, чтобы оценить эти положения. Кроме того, можно сделать температуру стального листа на входе в устройство повышения температуры в процессе повышения температуры и на выходе из него начальной точкой повышения температуры и конечной точкой быстрого повышения температуры.
[0055]
H2O
H2
H2O
H2
Здесь атмосфера в процессе повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге может иметь парциальное давление кислорода, то есть отношение P/P парциального давления водяного пара P к парциальному давлению водорода P, равное, например, 0,1 или меньше, чтобы не затруднять обезуглероживание при последующем обезуглероживающем отжиге.
[0056]
Затем холоднокатаный стальной лист подвергается обезуглероживающему отжигу. Обезуглероживающий отжиг выполняется при температуре 900°C или меньше в содержащей водород и азот влажной атмосфере. Следует отметить, что в процессе первичного рекристаллизационного отжига может выполняться восстановительный отжиг холоднокатаного стального листа после обезуглероживающего отжига с целью улучшения магнитных свойств и свойств покрытия.
[0057]
Процесс финишного отжига
Затем холоднокатаный стальной лист после первичного рекристаллизационного отжига подвергается финишному отжигу. При этом для предотвращения слипания между стальными листами, формирования первичного покрытия, управления поведением вторичной рекристаллизации и т.д. отжиговый сепаратор, содержащий MgO в качестве основного компонента, наносится перед финишным отжигом. Отжиговый сепаратор обычно наносится и сушится на поверхности стального листа в состоянии водной суспензии, но также может использоваться электростатическое нанесение покрытия и т.д. Здесь добавки в отжиговом сепараторе оказывают главное влияние, в частности, на адгезию первичного покрытия и стального листа и поведение вторичной рекристаллизации. Далее будут описаны содержания добавок в отжиговом сепараторе и их эффекты. Здесь содержания являются содержаниями (в мас.%) добавок, когда содержание основного компонента отжигового сепаратора MgO принимается за 100%. «Основной компонент» означает компонент, содержащийся в некотором веществе в количестве 50 мас.% или больше, предпочтительно 70 мас.% или больше, и более предпочтительно 90 мас.% или больше.
[0058]
2
2
2
2
Количество отжигового сепаратора, наносимое на одну сторону стального листа, предпочтительно составляет, например, 2 г/м или больше и 10 г/м или меньше. Если количество наносимого на стальной лист отжигового сепаратора будет меньше чем 2 г/м, при финишном отжиге стальные листы будут слипаться друг с другом, так что это является нежелательным. Если количество наносимого на стальной лист отжигового сепаратора будет больше чем 10 г/м, увеличатся производственные затраты, и поэтому это нежелательно.
[0059]
2
2
2
В отжиговом сепараторе, на 100 м.ч. MgO, содержание TiO составляет 0,5 м.ч. или больше и 10 м.ч. или меньше. TiO оказывает сильное влияние на адгезию первичного покрытия и стального листа. Если его содержание будет меньше чем 0,5 м.ч., эффект улучшения адгезии будет недостаточным. Кроме того, если его содержание будет больше чем 10 м.ч., в процессе финишного отжига Ti растворится в стальном листе, а затем образует TiC и другие тонкие выделения, что приведет к ухудшению магнитных свойств (магнитному старению), так что это является нежелательным. Следовательно, содержание TiO составляет 0,5 м.ч.% или больше и 10 м.ч.или меньше, более предпочтительно 1,0 м.ч. или больше и 8 м.ч. или меньше.
[0060]
В отжиговом сепараторе, на 100 м.ч. MgO, содержание соединений редкоземельных металлов, в пересчете на редкоземельные металлы, составляет 0,1 м.ч. или больше и 10 м.ч. или меньше. Если оно составляет менее 0,1 м.ч., эффект улучшения адгезии является недостаточным, а если оно составляет более 10 м.ч., увеличиваются производственные затраты, и поэтому это нежелательно. Следовательно, содержание соединений редкоземельных металлов, в пересчете на редкоземельные металлы, составляет 0,1 м.ч. или больше и 10 м.ч. или меньше, более предпочтительно 0,2 м.ч. или больше и 8 м.ч. или меньше. Соединения редкоземельных металлов особенно не ограничиваются. Один или более из оксидов, сульфидов, сульфатов, силицидов, фосфатов, гидроксидов, карбонатов, боридов, хлоридов и фторидов могут быть смешаны. В качестве соединений редкоземельных металлов более предпочтительно использовать соединения La, Ce и Y с точки зрения доступности и стоимости. То есть в настоящем изобретении редкоземельные металлы более предпочтительно выбираются из группы, состоящей из La, Ce и Y.
[0061]
В отжиговом сепараторе, на 100 м.ч. MgO, содержание соединений щелочноземельных металлов, в пересчете на щелочноземельные металлы, составляет 0,1 м.ч. или больше и 10 м.ч. или меньше. Если оно составляет менее 0,1 м.ч., эффект улучшения адгезии является недостаточным, а если оно составляет более 10 м.ч., ухудшается укрывистость суспензии отжигового сепаратора, так что это является нежелательным. Следовательно, содержание соединений щелочноземельных металлов, в пересчете на щелочноземельные металлы, составляет 0,1 м.ч. или больше и 10 м.ч. или меньше, более предпочтительно 0,2 м.ч. или больше и 8 м.ч. или меньше. Следует отметить, что, соединения щелочноземельных металлов особенно не ограничиваются, но предпочтительно являются сульфатами, карбонатами, гидроксидами, хлоридами и оксидами щелочноземельных металлов, выбираемых из группы, состоящей из Ca, Sr и Ba. Кроме того, одно или более из этих соединений могут быть смешаны.
[0062]
В отжиговом сепараторе, на 100 м.ч. MgO, содержание сульфатов или сульфидов, выраженное как А м.ч.% в пересчете на элементарную серу, удовлетворяет условию (0,00025ЧVa2)≤А≤1,5. Если А<(0,00025ЧVa2), невозможно использовать эффект увеличения скорости повышения температуры первичного рекристаллизационного отжига для увеличения ориентированных по Госсу зерен, и эффект улучшения плотности магнитного потока становится меньше, так что это является нежелательным. Если 1,5<A, вторичная рекристаллизация становится недостаточной, так что это является нежелательным. Следовательно, содержание сульфатов или сульфидов А% в пересчете на элементарную серу удовлетворяет условию (0,00025ЧVa2)≤А≤1,5.
[0063]
Подробная причина, почему происходит такое явление, неясна, но предположительно это происходит потому, что сульфаты или сульфиды, содержащиеся в отжиговом сепараторе, оказывают влияние на поведение силы ингибитора в процессе вторичной рекристаллизации. Таким образом, при скорости повышения температуры первичного рекристаллизационного отжига, равной 400°C/с или больше, главным образом ориентированные по Госсу зерна увеличиваются около поверхностного слоя. С другой стороны, если отжиговый сепаратор содержит соединения серы, в процессе вторичной рекристаллизации сера проникает в стальной лист, образуя MnS в стали, и в результате сила ингибиторов около поверхностного слоя улучшается. Здесь поведение при формировании MnS также сильно зависит от скорости повышения температуры при финишном отжиге и от коэффициента выделения влаги из отжигового сепаратора. Предполагается, что при подходящем управлении содержанием соединений серы в отжиговом сепараторе и скорости повышения температуры при финишном отжиге и коэффициентом выделения влаги из отжигового сепаратора подавляющий рост зерна слой MnS формируется около поверхностного слоя, поверхностный слой ориентированных по Госсу зерен становится более трудно заместить другими ориентированными зернами в процессе вторичной рекристаллизации, и плотность магнитного потока улучшается.
[0064]
Кроме того, что касается механизма, из-за которого ухудшается адгезия первичного покрытия и стального листа, если компоненты сляба содержат Bi, хотя детали этого неясны, предполагается, что межфазная структура первичного покрытия и стального листа легче становится более плоской, эффект закрепления (якорный эффект) уменьшается, и адгезия ухудшается. Предполагается, что если соединения редкоземельных металлов и соединения щелочноземельных металлов надлежащим образом содержатся в отжиговом сепараторе, межфазная структура первичного покрытия и стального листа усложняется, и проявляется эффект закрепления, в результате чего адгезия первичного покрытия и стального листа улучшается.
[0065]
Затем выполняется финишный отжиг с целью формирования первичного покрытия и вторичной рекристаллизации. Финишный отжиг, например, может выполняться с использованием нагревательной печи периодического действия и т.д. для термообработки стального листа в форме рулона. Кроме того, чтобы уменьшить величину потерь в стали в окончательном листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, можно нагревать смотанный в рулон стальной лист до температуры приблизительно 1200°C, а затем выдерживать при этой температуре для очистки.
Финишный отжиг обычно выполняется путем повышения температуры от комнатной температуры. Кроме того, скорость повышения температуры при финишном отжиге изменяется. С другой стороны, настоящее изобретение, как объясняется ниже, характеризуется тем, что коэффициент выделения влаги из отжигового сепаратора от комнатной температуры до 700°C составляет 0,5% или больше и 6,0% или меньше, а средняя скорость Vf повышения температуры между 900°C и 1100°C находится в предопределенном диапазоне.
[0066]
Коэффициент выделения влаги из отжигового сепаратора от комнатной температуры до 700°C в процессе повышения температуры при финишном отжиге чрезвычайно важен для того, чтобы подходящим образом поддерживать состояние внутреннего оксидного слоя, формируемого обезуглероживающим отжигом, до тех пор, пока сера не начнет проникать из отжигового сепаратора в стальной лист. Коэффициент выделения влаги из отжигового сепаратора от комнатной температуры до 700°C в процессе повышения температуры при финишном отжиге составляет 0,5% или больше и 6,0% или меньше. Если коэффициент выделения влаги составляет менее 0,5%, количество дополнительного окисления в процессе повышения температуры при финишном отжиге становится недостаточным, внутренний оксидный слой становится прерывистым в процессе агрегирования, и путь диффузии серы от поверхности внутрь слоя исчезает, так что это является нежелательным. С другой стороны, если коэффициент выделения влаги составляет более 6,0%, количество дополнительного окисления в процессе повышения температуры при финишном отжиге становится чрезмерным, и разложение AlN слишком сильно ускоряется вместе с прогрессом окисления Al в стали. В частности, иногда сила ингибитора в поверхностном слое падает, и зерна с качающейся ориентацией Госса и другие зерна аномально растут, так что это является нежелательным.
Коэффициент выделения влаги из отжигового сепаратора от комнатной температуры до 700°C в процессе повышения температуры при финишном отжиге может, например, быть измерен как коэффициент уменьшения веса от момента сразу после покрытия и до момента высыхания отжигового сепаратора, пока не начался финишный отжиг, путем извлечения отжигового сепаратора с поверхности стального листа и повышения температуры от комнатной до 700°C. Атмосфера при повышении температуры от комнатной до 700°C может состоять из азота или аргона. Коэффициент уменьшения веса может быть вычислен путем помещения отжигового сепаратора в тигель и измерения веса до и после повышения температуры или может быть измерен с помощью термогравиметрического анализатора.
[0067]
Средняя скорость Vf повышения температуры (°C/час) между 900°C и 1100°C в процессе повышения температуры при финишном отжиге составляет 5≤Vf≤(21-4ЧA). Если Vf<5, время термической обработки становится слишком большим, и производительность ухудшается, так что это является нежелательным. Если (21-4ЧA)<Vf, скорость повышения температуры является слишком быстрой для разложения сульфатов или сульфидов в отжиговом сепараторе, так что количество серы, проникающей в сталь, становится недостаточным, и слой, подавляющий рост зерна благодаря MnS около поверхностного слоя формируется в недостаточной степени, так что это является нежелательным. Следовательно, средняя скорость Vf повышения температуры (°C/час) между 900°C и 1100°C в процессе повышения температуры при финишном отжиге составляет 5≤Vf≤(21-4ЧA). Следует отметить, что, средняя скорость Vf повышения температуры представляет собой среднюю скорость повышения температуры, когда температура стального листа повышается от 900°C до 1100°C, но при выполнении финишного отжига с использованием нагревательной печи периодического действия для термообработки смотанного в рулон стального листа, например, также можно вычислить среднюю скорость Vf повышения температуры из температуры нагревательной печи или температуры поверхности рулона. Диапазон температур средней скорости Vf повышения температуры составляет 900°C - 1100°C. Если начальная температура для средней скорости Vf повышения температуры превышает 900°C, то это уже температурная область, допускающая аномальный рост зерен с ориентацией, отличающейся от ориентации Госса, так что эффект приоритетного роста ориентированных по Госсу зерен за счет средней скорости Vf повышения температуры, заданной исходя из скорости быстрого повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге, и количество серы в отжиговом сепараторе в пересчете на элементарную серу уменьшаются, так что это является нежелательным. Если температура конца средней скорости Vf повышения температуры составляет менее 1100°C, существует вероятность незавершения вторичной рекристаллизации зерен, ориентированных по Госсу, и возникает аномальный рост зерен с другими ориентациями, так что эффект приоритетного роста ориентированных по Госсу зерен за счет средней скорости Vf повышения температуры уменьшается, что является нежелательным.
[0068]
Термический профиль температурной области 1100°C или больше в процессе повышения температуры при финишном отжиге особенно не ограничивается. Могут быть использованы условия обычного финишного отжига. Например, с точки зрения производительности и общих ограничений на оборудование скорость повышения температуры в этой области может составлять 5-100°C/час. Кроме того, отжиг также может выполняться с помощью другого известного термического профиля. В процессе охлаждения термический профиль также особенно не ограничивается.
[0069]
Состав атмосферного газа при финишном отжиге особенно не ограничивается. В процессе вторичной рекристаллизации это может быть газовая смесь азота и водорода. Это также может быть сухая атмосфера или влажная атмосфера. Очистительный отжиг может также выполняться в сухом газообразном водороде.
[0070]
Процесс выравнивающего отжига
Затем с целью придания изоляции и натяжения стальному листу после финишного отжига на поверхность стального листа наносится, например, изоляционное покрытие, содержащее фосфат алюминия или коллоидный кремнезем и т.д. в качестве его основного компонента. После этого с целью запекания изоляционного покрытия и выравнивания формы стального листа, деформированного финишным отжигом, выполняется выравнивающий отжиг. Следует отметить, что если изоляция и натяжение придаются стальному листу, то компоненты изоляционного покрытия особенно не ограничиваются. Следует отметить, что в настоящем варианте осуществления, в зависимости от требований потребителя, лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой также может быть обработан для управления магнитными доменами.
[0071]
Благодаря вышеописанным процессам может быть произведен окончательный лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой. В соответствии со способом производства по настоящему варианту осуществления можно произвести лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, обладающий превосходными магнитными свойствами и превосходной адгезией первичного покрытия и стального листа.
[0072]
Полученный таким образом лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой при его использовании в трансформаторе, например, в трансформаторе с ленточным сердечником, наматывается до предопределенного размера, затем корректируется по форме с помощью штампа и т.д. Здесь, в частности с внутренней стороны окружности металлического сердечника, стальной лист обрабатывается с чрезвычайно малым радиусом кривизны. Для того, чтобы в достаточной степени предотвратить отслаивание первичного покрытия от стального листа даже при такой обработке, предпочтительно, чтобы доля площади отслаивания покрытия составляла 10% или меньше при адгезионном испытании на изгиб с диаметром 10 мм.
Адгезионное испытание на изгиб с диаметром 10 мм (тест на изгиб с диаметром 10 мм) означает испытание на изгиб, в котором образец стального листа испытывается на испытательном приборе с цилиндрическим шпинделем. Поверхность образца стального листа наблюдается после испытания на изгиб. Доля площади отслаивания покрытия означает долю площади областей, в которых первичное покрытие отслоилось, в общей площади образца стального листа.
[0073]
Лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой
2
4
Лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления включает основной стальной лист, содержащий предопределенные элементы, и первичное покрытие, сформированное на поверхности основного стального листа и содержащее MgSiO в качестве основного компонента.
[0074]
Химический состав основного стального листа
В листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления для увеличения плотности магнитного потока и уменьшения потерь в стали важно управлять содержаниями следующих элементов в составе основного стального листа в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой.
[0075]
C является эффективным элементом для управления микроструктурой до завершения обезуглероживающего отжига в производственном процессе. Однако, если содержание C составляет более 0,005%, происходит магнитное старение, и магнитные характеристики ухудшаются. Следовательно, содержание C составляет 0,005% или меньше, предпочтительно 0,003% или меньше.
С другой стороны, чем ниже содержание C, тем лучше, но, если уменьшать содержание C ниже 0,0001%, эффект управления микроструктурой насыщается, а производственные затраты увеличиваются. Следовательно, содержание C может составлять 0,0001% или больше.
[0076]
Si увеличивает электрическое сопротивление стального листа, уменьшая тем самым потери на токи Фуко, составляющие часть потерь в стали. Si предпочтительно содержится в основном стальном листе, в мас.%, в диапазоне 2,5% или больше и 4,5% или меньше, более предпочтительно 2,7% или больше и 4,0% или меньше. Если содержание Si составляет менее 2,5%, становится трудно подавить потери на токи Фуко в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, и поэтому это нежелательно. Если содержание Si составляет более 4,5%, обрабатываемость листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой ухудшается, и поэтому это нежелательно.
[0077]
Mn образует MnS или MnSe, которые являются ингибиторами, управляющими вторичной рекристаллизацией. Mn предпочтительно содержится в основном стальном листе, в мас.%, в диапазоне 0,01% или больше и 0,15% или меньше, более предпочтительно 0,03% или больше и 0,13% или меньше. Если содержание Mn составляет менее 0,01%, абсолютное количество MnS и MnSe, вызывающих вторичную рекристаллизацию, становится недостаточным, и поэтому это нежелательно. Если содержание Mn составляет более 0,15%, формирование твердого раствора Mn становится затруднительным во время нагревания сляба, размер выделений ингибитора огрубляется, и таким образом оптимальное распределение ингибитора по размеру ухудшается, так что это является нежелательным.
[0078]
Остаток химического состава основного стального листа в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим изобретением состоит из Fe и примесей. Здесь примеси включают в себя примеси, которые неизбежно попадают из сырьевой руды, лома, производственной среды и т.д. при промышленном производстве основного стального листа, не ограничиваясь преднамеренно добавленными или следующими элементами и т.д. остающимися в стали, не будучи полностью удаленными при очищающем отжиге, и допускаются в диапазоне, не оказывающем неблагоприятного влияния на лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой по настоящему изобретению. В качестве целевого верхнего предела общего содержания примесей можно указать приблизительно 5%.
[0079]
Кроме того, основной стальной лист листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления может содержать один элемент или более из Cu, Sn, Ni, Cr и Sb в качестве элементов для стабилизации вторичной рекристаллизации. Если основной стальной лист содержит вышеупомянутые элементы, можно дополнительно уменьшить значение потерь в стали, так что можно получить еще более превосходные магнитные свойства.
[0080]
Содержание этих элементов может составлять, в мас.%, 0,01% или больше и 0,3% или меньше. Если содержание этих элементов составляет менее 0,01%, эффект стабилизации вторичной рекристаллизации становится трудно получить в достаточной степени, так что это является нежелательным. Если содержание этих элементов составляет более 0,3%, эффект стабилизации вторичной рекристаллизации насыщается, так что это является нежелательным с точки зрения производственных затрат.
[0081]
Первичное покрытие
Al
Кроме того, авторы настоящего изобретения обнаружили, что существует тесная связь между адгезией первичного покрытия и стального листа и распределением оксидов Al в первичном покрытии. Таким образом, в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим изобретением положение пика D интенсивности эмиссии Al, получаемого при анализе элементов с помощью оптической эмиссионной спектрометрии тлеющего разряда с поверхности первичного покрытия в направлении толщины листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, находится в диапазоне 2,0-12,0 мкм от поверхности первичного покрытия в направлении толщины.
[0082]
В листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой граница первичного покрытия и стального листа (основного металла) имеет закрепляющие (якорные) структуры. В частности, части первичного покрытия проникают от поверхности стального листа внутрь стального листа. Части первичного покрытия проникают от поверхности внутрь стального листа, проявляя эффект закрепления, так называемый «якорный эффект», и повышают адгезию первичного покрытия и стального листа. Далее в данном описании части первичного покрытия, проникающие от поверхности стального листа внутрь стального листа, определяются как «корни первичного покрытия».
[0083]
2
4
В областях, в которых корни первичного покрытия глубоко проникают внутрь стального листа, главным компонентом корней первичного покрытия является шпинель (MgAlO), один из видов оксидов Al. Предполагается, что пик интенсивности излучения Al, получаемый при анализе элементов с помощью оптической эмиссионной спектрометрии тлеющего разряда, отражает присутствие шпинели.
[0084]
Al
Al
Al
Положение глубины пика интенсивности излучения Al от поверхности первичного покрытия определяется как положение пика Al D (мкм). Если положение пика Al D составляет менее 2,0 мкм, это означает, что шпинель формируется неглубоко от поверхности стального листа. Таким образом это означает, что корни первичного покрытия являются неглубокими. В этом случае адгезия первичного покрытия является низкой, так что это является нежелательным. С другой стороны, если положение пика Al D составляет более 12,0 мкм, корни первичного покрытия развиваются чрезмерно и проникают далеко вглубь стального листа. В этом случае корни первичного покрытия затрудняют движение доменной стенки. В результате магнитные свойства ухудшаются, так что это является нежелательным.
[0085]
Al
Al
Если положение пика Al D составляет 2,0-12,0 мкм, возможно сохранить превосходные магнитные свойства при улучшении адгезии покрытия. Положение пика Al D более предпочтительно составляет 3,0-10 мкм.
[0086]
Al
Положение пика Al D может быть измерено следующим способом. Для анализа элементов используется известная оптическая эмиссионная спектрометрия тлеющего разряда (GDS). В частности, область над поверхностью листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой делается атмосферой аргона. К листу электротехнической стали с ориентированными зернами прикладывается напряжение для создания тлеющей плазмы, и поверхностный слой стального листа распыляется для анализа в направлении толщины.
[0087]
Al
На основании спектральных длин волн излучения, характерных для элементов, генерируемых при возбуждении атомов в тлеющей плазме, идентифицируется Al, содержащийся в поверхностном слое стального листа. Кроме того, строится график интенсивности эмиссии идентифицированного Al в зависимости от расстояния в направлении глубины. На основе этого графика находится положение пика Al D.
[0088]
Al
Al
Положение глубины первичного покрытия от поверхности при элементном анализе может быть вычислено на основе времени распыления. В частности, заранее определяется соотношение между временем распыления и глубиной распыления в эталонных образцах (упоминаемых ниже как калибровочные результаты). Калибровочные результаты используются для преобразования времени распыления в глубину распыления. Преобразованная глубина распыления определяется как положение глубины элементного анализа (анализа Al) (положение глубины от поверхности первичного покрытия). В способе GDS в настоящем изобретении может использоваться коммерчески высокочастотный доступный спектрометр GDS. Следует отметить, что, окончательная глубина распыления во время измерения образца предпочтительно в 1,5-3 раза больше положения пика Al D для оценки положения пика Al D без флуктуации. Следует отметить, что это измерение может быть выполнено после погружения стального листа с нанесенным и запеченным изоляционным покрытием в раствор щелочи и т.д. с высокой температурой для удаления изоляционного покрытия с последующей промывкой.
[0089]
Al
2
Кроме того, в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим изобретением численная плотность ND оксидов Al в положении пика Al D составляет 0,02-0,20/мкм.
[0090]
Al
2
4
Al
Как было объяснено выше, положение пика Al D соответствует частям корней первичного покрытия. На корнях первичного покрытия присутствует большое количество оксидов Al в виде шпинели (MgAlO). Следовательно, при определении численной плотности оксидов Al в любой области в положении пика Al D (например, в нижней части отметок тлеющего разряда) как численной плотности ND оксидов Al, численная плотность ND оксидов Al становится индикатором, показывающим состояние дисперсности корней первичного покрытия (шпинели) в поверхностном слое стального листа.
[0091]
2
2
2
2
Если численная плотность ND оксидов Al составляет менее 0,02/мкм, корни первичного покрытия формируются в недостаточной степени. По этой причине адгезия первичного покрытия и стального листа становится низкой, так что это является нежелательным. С другой стороны, если численная плотность ND оксидов Al превышает 0,20/мкм, корни первичного покрытия чрезмерно развиваются и проникают далеко вглубь стального листа. В этом случае корни первичного покрытия затрудняют вторичную рекристаллизацию и движение доменной стенки, и магнитные свойства ухудшаются, так что это является нежелательным. Следовательно, численная плотность ND оксидов Al составляет 0,02-0,20/мкм. Численная плотность ND оксидов Al более предпочтительно составляет 0,03-0,15/мкм.
[0092]
Al
Al
2
Численная плотность ND оксидов Al может быть найдена следующим способом. Спектрометр оптической эмиссии тлеющего разряда используется для тлеющего разряда вплоть до положения пика Al D. В отметках разряда в положении пика Al D любая область размером 30 мкм Ч 50 мкм или больше (наблюдаемая область) анализируется на наличие элементов с помощью энергодисперсионного рентгеновского спектрометра (EDS) для идентификации оксидов Al в наблюдаемой области. В частности, области, в которых, интенсивность характеристического рентгеновского излучения O составляет 50% или более от максимальной интенсивности характеристического рентгеновского излучения O в наблюдаемой области, идентифицируются как оксиды. В идентифицированных оксидных областях область, в которой интенсивность характеристического рентгеновского излучения Al составляет 30% или более от максимальной интенсивности характеристического рентгеновского излучения Al, идентифицируется как оксид алюминия. Идентифицированный оксид Al представляет собой главным образом шпинель. В дополнение к этому, существует вероятность того, что это силикат, включающий другие щелочноземельные металлы и Al в высоких концентрациях. Подсчитывается количество идентифицированных оксидов Al, и следующая формула используется для определения численной плотности ND оксидов Al (/мкм).
ND=количество идентифицированных оксидов Al/площадь наблюдаемой области
[0093]
S
S
Al
S
S
Al
Кроме того, авторы настоящего изобретения обнаружили, что часть серы, содержащейся в сульфате или сульфиде, используемом для управления ингибитором в процессе вторичной рекристаллизации, реагирует с редкоземельными металлами или щелочноземельными металлами и т.д., содержащимися в отжиговом сепараторе, и остается в первичном покрытии, или в стальном листе, или на их границе даже после финишного отжига. Таким образом, в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим изобретением при анализе элементов с поверхности первичного покрытия в направлении толщины листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой с помощью оптической эмиссионной спектрометрии тлеющего разряда полученное положение пика D интенсивности эмиссии серы располагается в диапазоне 1,0-10,0 мкм от поверхности первичного покрытия в направлении толщины, и D<D. Предпочтительно положение пика D интенсивности эмиссии серы располагается в диапазоне 1,0-6,0 мкм от поверхности первичного покрытия в направлении толщины, и D<D.
[0094]
S
S
Al
Соединения серы, содержащиеся в отжиговом сепараторе, разлагаются в процессе вторичной рекристаллизации, и сера проникает в стальной лист и формирует MnS в стали, и в результате сила ингибитора около поверхностного слоя улучшается. В процессе повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге, если средняя скорость повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C составляет 400°C/с или больше, и средняя скорость повышения температуры Va3 между 700°C и концом повышения температуры удовлетворяет условию Va3≤Va2, при последующем обезуглероживающем отжиге стимулируется формирование внутреннего оксидного слоя, граница внутреннего оксидного слоя и основного железа формирует путь для диффузии серы, и соответственно в процессе повышения температуры при финишном отжиге стимулируется проникновение серы из отжигового сепаратора. Кроме того, коэффициент выделения влаги из отжигового сепаратора от комнатной температуры до 700°C в процессе повышения температуры при финишном отжиге также влияет на сульфуризацию. Предполагается, что за счет подходящего дополнительного окисления в процессе повышения температуры при финишном отжиге сохраняется путь для диффузии серы от поверхности внутрь стального листа. Однако, образующаяся при разложении сера неполностью проникает в стальной лист. Часть ее остается в первичном покрытии или на границе первичного покрытия и стального листа, или в части крайнего поверхностного слоя стального листа, где образует сульфиды. Эти сульфиды неизбежно образуются при сульфуризации в процессе вторичной рекристаллизации. Положение, в котором образуется наибольшее количество сульфидов, находится на стороне поверхностного слоя от «корней первичного покрытия». Следовательно, при анализе элементов от поверхности первичного покрытия в направлении толщины листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой с помощью оптической эмиссионной спектрометрии тлеющего разряда положение пика D интенсивности эмиссии серы располагается в диапазоне 1,0-10,0 мкм от поверхности первичного покрытия в направлении толщины, и D<D.
[0095]
Кроме того, в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления можно также управлять значением плотности магнитного потока B8. В частности, в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления значение плотности магнитного потока B8 предпочтительно составляет 1,92 Тл или больше, и более предпочтительно 1,93 Тл или больше. Здесь значение плотности магнитного потока B8 является плотностью магнитного потока при приложении к листу электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой магнитного поля с напряженностью 800 А/м и частотой 50 Гц. Если значение плотности магнитного потока B8 составляет менее 1,92 Тл, значение потерь в стали в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой (в частности гистерезисных потерь) увеличивается, так что это является нежелательным. Верхний предел значения плотности магнитного потока B8 особенно не ограничивается, но на практике может составлять, например, 2,0 Тл. Следует отметить, что плотность магнитного потока и другие магнитные свойства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой могут быть измерены известными способами. Например, магнитные свойства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой могут быть измерены с использованием способа, основанного на тесте Эпштейна, в соответствии со стандартом JIS C2550, способа однолистового тестера (SST) в соответствии со стандартом JIS C2556 и т.п. Следует отметить, что в том случае, когда стальной слиток формируется в печи вакуумной плавки и т.п. в лабораторных условиях, трудно получить тестовый образец, имеющий тот же самый размер, что и тестовый образец из реального производства. В этом случае, например, можно взять образец с шириной 60 мм и длиной 300 мм, и измерить его на основе способа испытания магнитных свойств одиночного листа. Кроме того, полученный результат можно умножить на корректирующий коэффициент, чтобы можно было получить то же значение измерения, что и в способе, основанном на эпштейновском тесте. В настоящем варианте осуществления измерение проводилось с помощью способа измерения, основанного на способе испытания магнитных свойств одиночного листа.
[0096]
Выше был объяснен лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления. Лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления может быть произведен с помощью способа производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой по настоящему варианту осуществления. Однако, он не ограничивается только этим способом.
ПРИМЕРЫ
[0097]
Ниже с помощью примеров более конкретно будет объяснен способ производства листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой и лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой согласно одному варианту осуществления настоящего изобретения. Следует отметить, что показанные ниже примеры являются просто иллюстрациями листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления. Лист электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с настоящим вариантом осуществления не ограничивается примерами, показанными ниже.
[0098]
Пример 1
Сначала был произведен стальной слиток, содержащий, в мас.%, С: 0,08%, Si: 3,3%, Mn: 0,08%, S: 0,024%, кислоторастворимый Al: 0,03%, N: 0,009%, и Bi: 0,03%, с остатком из Fe и примесей. Стальной слиток отжигался при 1350°C в течение 1 час, а затем был подвергнут горячей прокатке, чтобы тем самым получить горячекатаный стальной лист с толщиной 2,3 мм. Полученный горячекатаный стальной лист отжигался при пиковой температуре 1100°C в течение 140 с, травился, а затем был подвергнут холодной прокатке, чтобы получить холоднокатаный стальной лист с толщиной 0,23 мм.
[0099]
2
2
2
3
Затем полученный холоднокатаный стальной лист был нагрет при условиях средней скорости повышения температуры Va1 между 25°C и 550°C, средней скорости повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C, средней скорости повышения температуры Va3 между 700°C и конечной температурой, а также конечной температуры, показанных в Таблице 1, а затем подвергнут первичному рекристаллизационному отжигу во влажной водородной атмосфере при 850°C в течение 180 с. Затем поверхность стального листа после первичного рекристаллизационного отжига была покрыта отжиговым сепаратором, содержащим MgO в состоянии водной суспензии, и высушена. Количество нанесенного отжигового сепаратора на поверхности стального листа после высыхания составляло 8 г/м на сторону стального листа. После этого стальной лист был финишно отожжен и промыт. Здесь компонентами отжигового сепаратора, отличающимися от MgO, были TiO в количестве 5 м.ч. и LaO в количестве 2 м.ч. в пересчете на La, при принятии содержания MgO за 100 м.ч. (мас.%), с остатком из соединений, показанных в Таблице 1. Коэффициент выделения влаги из отжигового сепаратора между 25°C и 700°C в процессе повышения температуры финишного отжига составлял 3,0%, средняя скорость повышения температуры между 25°C и 600°C в процессе финишного отжига составляла 100°C/час, средняя скорость повышения температуры между 600°C и 900°C составляла 20°C/час, средняя скорость повышения температуры Vf между 900°C и 1100°C составляла 5°C/час, средняя скорость повышения температуры между 1100°C и 1200°C составляла 10°C/час, и очистительный отжиг выполнялся при 1200°C в течение 30 час. После этого поверхность стального листа была покрыта изоляционным покрытием с фосфатом алюминия и коллоидным кремнеземом в качестве главных компонентов, и выравнивающий отжиг был выполнен с целью запекания изоляционного покрытия и выравнивания стального листа.
[0100]
Образцы листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, полученной выше, вырезались и отжигались для снятия напряжений, затем способ измерения магнитных свойств одиночного листа для образца с размером 60 мм x 300 мм (основанный на способе, описанном в стандарте JIS C2556) использовался для измерения значения плотности магнитного потока B8 листов электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с примерами по настоящему изобретению и сравнительными примерами. Здесь значение B8 представляет собой плотность магнитного потока в стальном листе при возбуждении листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой при 50 Гц и 800 А/м. В настоящем изобретении использовалось среднее значение для пяти образцов.
[0101]
Кроме того, вышеописанные образцы резались на ширину 30 мм и подвергались тесту на изгиб с диаметром 10 мм. Здесь три образца подвергались тесту на изгиб для того, чтобы найти среднее значение доли площади отслаивания.
Метод испытаний был следующим. Каждый тестовый образец подвергался испытанию на изгиб с диаметром 10 мм. Испытание на изгиб выполнялось с использованием прибора для испытания на изгиб с цилиндрической оправкой путем установки образец так, чтобы осевое направление оправки соответствовало направлению ширины тестового образца, и сгибания тестового образца на 180°. Поверхность тестового образца после испытания на изгиб исследовалась, и определялась суммарная площадь областей, с которых отслоилось первичное покрытие. Следующая формула использовалась для вычисления доли площади отслаивания.
Доля площади отслаивания=суммарная площадь областей, с которых отслоилось первичное покрытие/площадь поверхности тестового образца Ч 100
[0102]
Здесь, условия, при которых значение плотности магнитного потока B8 листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой составляло 1,92 Тл или больше, а доля площади отслаивания в тесте на изгиб с диаметром 10 мм составляла 10% или меньше, оценивались как хорошие (B). Кроме того, условия, при которых выполнялись условия B, и значение плотности магнитного потока B8 составляло 1,93 Тл или больше, оценивались как превосходные (A). Кроме того, условия, отличающиеся от вышеперечисленных, оценивались как неудовлетворительные (C).
[0103]
Производственные условия, результаты измерения и оценки вышеупомянутых примеров настоящего изобретения и сравнительных примеров показаны в Таблице 1. Кроме того, содержания Si и Mn в основном стальном листе после окончательного процесса были проанализированы с помощью высокочастотного ICP-ES. В результате во всех образцах, описанных в Примере 1, содержание Si в основном стальном листе после окончательного процесса составило 3,2%, а содержание Mn в основном стальном листе после окончательного процесса составило 0,08%. Кроме того, содержание C в основном стальном листе после окончательного процесса было измерено с использованием анализатора углерода/серы. В результате во всех образцах, описанных в Примере 1, содержание углерода в основном стальном листе после окончательного процесса составило 0,002%.
[0104]
[Таблица 1]
Таблица 1
Условие
Средняя скорость повышения температуры при отжиге первичной рекристаллизации
Конечная температура (°C)
Соединение щелочноземельного металла в отжиговом сепараторе
Содержание преобразованного щелочноземельного металла в отжиговом сепараторе(%)
Содержание преобразованной S в отжиговом сепараторе (%)
Плотность магнитного потока B8 (Тл)
Доля площади отслаивания (%)
Оценка
Примечания
Va1(°C/с)
Va2(°C/с)
Va3(°C/с)
Соединение
Содержание(%)
A1
400
400
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
0,4
0,11
0,09
1,905
9
C
Сравнительный пример
A2
400
400
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
1
0,28
0,22
1,924
8
B
Пример по настоящему изобретению
A3
400
400
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
1,2
0,33
0,27
1,925
8
B
Пример по настоящему изобретению
A4
400
400
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
2
0,55
0,44
1,927
7
B
Пример по настоящему изобретению
A5
400
400
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
3
0,83
0,66
1,928
6
B
Пример по настоящему изобретению
A6
400
400
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
6
1,66
1,33
1,929
5
B
Пример по настоящему изобретению
A7
400
400
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
7
1,93
1,55
1,894
5
C
Сравнительный пример
A8
700
700
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
0,4
0,11
0,09
1,903
9
C
Сравнительный пример
A9
700
700
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
1
0,28
0,22
1,931
8
A
Пример по настоящему изобретению
A10
700
700
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
1,2
0,33
0,27
1,932
7
A
Пример по настоящему изобретению
A11
700
700
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
2
0,55
0,44
1,932
7
A
Пример по настоящему изобретению
A12
700
700
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
3
0,83
0,66
1,934
6
A
Пример по настоящему изобретению
A13
700
700
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
6
1,66
1,33
1,935
5
A
Пример по настоящему изобретению
A14
700
700
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
7
1,93
1,55
1,898
5
C
Сравнительный пример
A15
1000
1000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
0,4
0,11
0,09
1,903
9
C
Сравнительный пример
A16
1000
1000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
1
0,28
0,22
1,903
8
C
Сравнительный пример
A17
1000
1000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
1,2
0,33
0,27
1,933
7
A
Пример по настоящему изобретению
A18
1000
1000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
2
0,55
0,44
1,934
7
A
Пример по настоящему изобретению
A19
1000
1000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
3
0,83
0,66
1,934
6
A
Пример по настоящему изобретению
A20
1000
1000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
6
1,66
1,33
1,934
5
A
Пример по настоящему изобретению
A21
1000
1000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
7
1,93
1,55
1,899
5
C
Сравнительный пример
A22
2000
2000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
0,4
0,11
0,09
1,897
9
C
Сравнительный пример
A23
2000
2000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
1
0,28
0,22
1,901
8
C
Сравнительный пример
A24
2000
2000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
1,2
0,33
0,27
1,911
7
C
Сравнительный пример
A25
2000
2000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
2
0,55
0,44
1,915
6
C
Сравнительный пример
A26
2000
2000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
3
0,83
0,66
1,936
6
A
Пример по настоящему изобретению
A27
2000
2000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
6
1,66
1,33
1,936
5
A
Пример по настоящему изобретению
A28
2000
2000
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
7
1,93
1,55
1,893
5
C
Сравнительный пример
A29
100
100
100
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
3
0,83
0,66
1,909
6
C
Сравнительный пример
A30
400
700
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
3
0,83
0,66
1,934
6
A
Пример по настоящему изобретению
A31
1000
700
400
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
3
0,83
0,66
1,915
6
C
Сравнительный пример
A32
400
700
700
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
3
0,83
0,66
1,936
6
A
Пример по настоящему изобретению
A33
400
700
1000
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
3
0,83
0,66
1,908
6
C
Сравнительный пример
A34
1000
700
1000
850
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
3
0,83
0,66
1,906
6
C
Сравнительный пример
A35
700
700
400
800
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
3
0,83
0,66
1,932
6
A
Пример по настоящему изобретению
A36
700
700
400
900
CaSO<sub>4</sub>⋅0,5H<sub>2</sub>O
3
0,83
0,66
1,935
6
A
Пример по настоящему изобретению
[0105]
Из результатов Таблицы 1 видно, что листы электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, удовлетворяющие условиям настоящего варианта осуществления, были оценены как хорошие. Кроме того, можно видеть, что в примерах настоящего изобретения, использующих условия средней скорости повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C в процессе повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге 700°C/с или больше, значение плотности магнитного потока B8 становится равным 1,93 Тл или больше, и таким образом они оцениваются как превосходные.
[0106]
Здесь на Фиг. 1 показан график, изображающий результаты, показанные для условий A1 - A28 в Таблице 1, на котором ось абсцисс показывает среднюю скорость повышения температуры Va2 (°C/с) между 550°C и 700°C в процессе повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге, а ось ординат показывает количество А (%) сульфатов или сульфидов в отжиговом сепараторе в пересчете на элементарную серу. Как показано на Фиг. 1, при нанесении на график примеров настоящего изобретения белыми кружками и сравнительных примеров крестиками было обнаружено, что существует соотношение следующей формулы 1, предписанной в условиях в соответствии с настоящим вариантом осуществления, между средней скоростью повышения температуры Va2 (°C/с) между 550°C и 700°C в процессе повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге и количеством А (%) сульфатов или сульфидов в отжиговом сепараторе в пересчете на элементарную серу;
[0107]
(0,00025ЧVa2)≤A≤1,5 формула 1
[0108]
Пример 2
Сначала был произведен стальной слиток, содержащий, в мас.%, С: 0,08%, Si: 3,2%, Mn: 0,08%, S: 0,003%, Se: 0,0019%, кислоторастворимый Al: 0,03%, N: 0,009%, и Bi: 0,02%, с остатком из Fe и примесей. Стальной слиток был отожжен при 1380°C в течение 1 часа, а затем был подвергнут горячей прокатке, чтобы тем самым получить горячекатаный стальной лист с толщиной 2,3 мм. Полученный горячекатаный стальной лист отжигался при пиковой температуре 1100°C в течение 140 с, травился, а затем был подвергнут холодной прокатке, чтобы получить холоднокатаный стальной лист с толщиной 0,23 мм.
[0109]
2
2
2
Затем полученный холоднокатаный стальной лист был нагрет при условиях средней скорости повышения температуры Va1 между 25°C и 550°C, равной 100°C/с, и средней скорости повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C, показанной в Таблице 2, затем был нагрет со средней скоростью повышения температуры Va3 между 700°C и 850°C, равной 100°C/с, и подвергнут первичному рекристаллизационному отжигу во влажной водородной атмосфере при 850°C в течение 180 с. Затем поверхность стального листа после первичного рекристаллизационного отжига была покрыта отжиговым сепаратором, содержащим MgO в состоянии водной суспензии, и высушена. Количество нанесенного отжигового сепаратора на поверхности стального листа после высыхания составляло 5 г/м на сторону стального листа. После этого стальной лист был финишно отожжен и промыт. Здесь компонентами отжигового сепаратора, отличающимися от MgO, были TiO в количестве 5 м.ч. и CeO в количестве 2 м.ч. в пересчете на Ce, при принятии содержания MgO за 100 м.ч. (мас.%), с остатком из соединений, показанных в Таблице 2. Коэффициент выделения влаги из отжигового сепаратора между 25°C и 700°C в процессе повышения температуры финишного отжига составлял 1,5%, средняя скорость повышения температуры между 25°C и 600°C в процессе финишного отжига составляла 100°C/час, средняя скорость повышения температуры между 600°C и 900°C составляла 15°C/час, средняя скорость повышения температуры Vf между 900°C и 1100°C соответствовала условиям, показанным в Таблице 2, средняя скорость повышения температуры между 1100°C и 1200°C составляла 15°C/час, и очистительный отжиг выполнялся при 1200°C в течение 30 час. После этого поверхность стального листа была покрыта изоляционным покрытием с фосфатом алюминия и коллоидным кремнеземом в качестве главных компонентов, и выравнивающий отжиг был выполнен с целью запекания изоляционного покрытия и выравнивания стального листа.
[0110]
Образцы листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, полученной выше, вырезались и отжигались для снятия напряжений, затем способ измерения магнитных свойств одиночного листа для образца с размером 60 мм x 300 мм (основанный на способе, описанном в стандарте JIS C2556) использовался для измерения значения плотности магнитного потока B8 листов электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с примерами по настоящему изобретению и сравнительными примерами. Здесь значение B8 представляет собой плотность магнитного потока в стальном листе при возбуждении листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой при 50 Гц и 800 А/м. В настоящем изобретении использовалось среднее значение для пяти образцов.
[0111]
Кроме того, вышеописанные образцы резались на ширину 30 мм и подвергались тесту на изгиб с диаметром 10 мм. Здесь три образца подвергались тесту на изгиб для того, чтобы найти среднее значение доли площади отслаивания. Метод испытаний был аналогичен Примеру 1.
[0112]
Здесь условия, при которых значение плотности магнитного потока B8 листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой составляло 1,92 Тл или больше, а доля площади отслаивания в тесте на изгиб с диаметром 10 мм составляла 10% или меньше, оценивались как хорошие (B). Кроме того, условия, при которых выполнялись условия B, и дополнительно значение плотности магнитного потока B8 составляло 1,93 Тл или больше, оценивались как превосходные (A). Кроме того, условия, отличающиеся от вышеперечисленных, оценивались как неудовлетворительные (C).
[0113]
Производственные условия, результаты измерения и оценки вышеупомянутых примеров настоящего изобретения и сравнительных примеров показаны в Таблице 2. Кроме того, содержания Si и Mn в основном стальном листе после окончательного процесса были проанализированы с помощью высокочастотного ICP-ES. В результате во всех образцах, описанных в Примере 2, содержание Si в основном стальном листе после окончательного процесса составило 3,1%, а содержание Mn в основном стальном листе после окончательного процесса составило 0,08%. Кроме того, содержание C в основном стальном листе после окончательного процесса было измерено с использованием анализатора углерода/серы. В результате во всех образцах, описанных в Примере 2, содержание углерода в основном стальном листе после окончательного процесса составило 0,002%.
[0114]
[Таблица 2]
Таблица 2
Условие
Средняя скорость Va повышения температуры при отжиге первичной рекристаллизации (°C/с)
Соединения в отжиговом сепараторе
Содержание преобразованного щелочноземельного металла в отжиговом сепараторе (%)
Содержание преобразованной S в отжиговом сепараторе (%)
Средняя скорость Vf повышения температуры при финишном отжиге (°C/час)
Плотность магнитного потока B8 (Тл)
Доля площади отслаивания(%)
Оценка
Примечания
CaSO<sub>4</sub>∙0,5H<sub>2</sub>OСодержание(%)
MgSO<sub>4</sub>Содержание(%)
B1
400
1
0
0,28
0,22
5
1,924
8
B
Пример по настоящему изобретению
B2
400
1
1
0,28
0,49
5
1,925
8
B
Пример по настоящему изобретению
B3
400
1
2
0,28
0,75
5
1,925
7
B
Пример по настоящему изобретению
B4
400
1
4
0,28
1,29
5
1,926
7
B
Пример по настоящему изобретению
B5
400
1
0
0,28
0,22
7,5
1,925
8
B
Пример по настоящему изобретению
B6
400
1
1
0,28
0,49
7,5
1,926
7
B
Пример по настоящему изобретению
B7
400
1
2
0,28
0,75
7,5
1,926
7
B
Пример по настоящему изобретению
B8
400
1
4
0,28
1,29
7,5
1,927
7
B
Пример по настоящему изобретению
B9
400
1
0
0,28
0,22
15
1,925
7
B
Пример по настоящему изобретению
B10
400
1
1
0,28
0,49
15
1,926
7
B
Пример по настоящему изобретению
B11
400
1
2
0,28
0,75
15
1,926
7
B
Пример по настоящему изобретению
B12
400
1
4
0,28
1,29
15
1,926
6
B
Пример по настоящему изобретению
B13
400
1
0
0,28
0,22
20
1,923
7
B
Пример по настоящему изобретению
B14
400
1
1
0,28
0,49
20
1,917
7
C
Сравнительный пример
B15
400
1
2
0,28
0,75
20
1,917
6
C
Сравнительный пример
B16
400
1
4
0,28
1,29
20
1,918
6
C
Сравнительный пример
B17
700
1
0
0,28
0,22
5
1,93
8
A
Пример по настоящему изобретению
B18
700
1
1
0,28
0,49
5
1,931
7
A
Пример по настоящему изобретению
B19
700
1
2
0,28
0,75
5
1,931
7
A
Пример по настоящему изобретению
B20
700
1
4
0,28
1,29
5
1,932
7
A
Пример по настоящему изобретению
B21
700
1
0
0,28
0,22
7,5
1,931
7
A
Пример по настоящему изобретению
B22
700
1
1
0,28
0,49
7,5
1,932
7
A
Пример по настоящему изобретению
B23
700
1
2
0,28
0,75
7,5
1,933
7
A
Пример по настоящему изобретению
B24
700
1
4
0,28
1,29
7,5
1,933
6
A
Пример по настоящему изобретению
B25
700
1
0
0,28
0,22
15
1,932
7
A
Пример по настоящему изобретению
B26
700
1
1
0,28
0,49
15
1,932
7
A
Пример по настоящему изобретению
B27
700
1
2
0,28
0,75
15
1,933
6
A
Пример по настоящему изобретению
B28
700
1
4
0,28
1,29
15
1,934
6
A
Пример по настоящему изобретению
B29
700
1
0
0,28
0,22
20
1,931
7
A
Пример по настоящему изобретению
B30
700
1
1
0,28
0,49
20
1,916
7
C
Сравнительный пример
B31
700
1
2
0,28
0,75
20
1,917
6
C
Сравнительный пример
B32
700
1
4
0,28
1,29
20
1,917
6
C
Сравнительный пример
B33
1000
1
0
0,28
0,22
5
1,917
8
C
Сравнительный пример
B34
1000
1
1
0,28
0,49
5
1,933
7
A
Пример по настоящему изобретению
B35
1000
1
2
0,28
0,75
5
1,934
7
A
Пример по настоящему изобретению
B36
1000
1
4
0,28
1,29
5
1,934
6
A
Пример по настоящему изобретению
B37
1000
1
0
0,28
0,22
7,5
1,912
7
C
Сравнительный пример
B38
1000
1
1
0,28
0,49
7,5
1,934
7
A
Пример по настоящему изобретению
B39
1000
1
2
0,28
0,75
7,5
1,934
6
A
Пример по настоящему изобретению
B40
1000
1
4
0,28
1,29
7,5
1,935
6
A
Пример по настоящему изобретению
B41
1000
1
0
0,28
0,22
15
1,913
7
C
Сравнительный пример
B42
1000
1
1
0,28
0,49
15
1,934
7
A
Пример по настоящему изобретению
B43
1000
1
2
0,28
0,75
15
1,935
6
A
Пример по настоящему изобретению
B44
1000
1
4
0,28
1,29
15
1,935
5
A
Пример по настоящему изобретению
B45
1000
1
0
0,28
0,22
20
1,912
7
C
Сравнительный пример
B46
1000
1
1
0,28
0,49
20
1,913
6
C
Сравнительный пример
B47
1000
1
2
0,28
0,75
20
1,913
6
C
Сравнительный пример
B48
1000
1
4
0,28
1,29
20
1,914
6
C
Сравнительный пример
B49
2000
1
0
0,28
0,22
5
1,901
8
C
Сравнительный пример
B50
2000
1
1
0,28
0,49
5
1,905
7
C
Сравнительный пример
B51
2000
1
2
0,28
0,75
5
1,936
7
A
Пример по настоящему изобретению
B52
2000
1
4
0,28
1,29
5
1,936
6
A
Пример по настоящему изобретению
B53
2000
1
0
0,28
0,22
7,5
1,897
7
C
Сравнительный пример
B54
2000
1
1
0,28
0,49
7,5
1,907
7
C
Сравнительный пример
B55
2000
1
2
0,28
0,75
7,5
1,937
6
A
Пример по настоящему изобретению
B56
2000
1
4
0,28
1,29
7,5
1,937
6
A
Пример по настоящему изобретению
B57
2000
1
0
0,28
0,22
15
1,897
7
C
Сравнительный пример
B58
2000
1
1
0,28
0,49
15
1,909
7
C
Сравнительный пример
B59
2000
1
2
0,28
0,75
15
1,937
6
A
Пример по настоящему изобретению
B60
2000
1
4
0,28
1,29
15
1,937
5
A
Пример по настоящему изобретению
B61
2000
1
0
0,28
0,22
20
1,896
7
C
Сравнительный пример
B62
2000
1
1
0,28
0,49
20
1,905
6
C
Сравнительный пример
B63
2000
1
2
0,28
0,75
20
1,912
6
C
Сравнительный пример
B64
2000
1
4
0,28
1,29
20
1,913
6
C
Сравнительный пример
[0115]
Из результатов Таблицы 2 видно, что листы электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, удовлетворяющие условиям настоящего варианта осуществления, были оценены как хорошие. Кроме того, в примерах настоящего изобретения, в которых средняя скорость повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C в процессе повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге составляла 700°C/с или больше, значение плотности магнитного потока B8 стало равным 1,93 Тл или больше, так что эти примеры были оценены как превосходные.
[0116]
Здесь тот факт, что средняя скорость повышения температуры Va2 (°C/с) между 550°C и 700°C в процессе повышения температуры при первичном рекристаллизационном отжиге и количество А (%) сульфатов или сульфидов в отжиговом сепараторе в пересчете на элементарную серу соответствуют следующей формуле 1, предписанной условиями в соответствии с настоящим вариантом осуществления, следует из Примера 1. Очевидно, что это условие также удовлетворяется в Примере 2 настоящего изобретения. Кроме того, было установлено, что количество А (м.ч.) сульфатов или сульфидов в отжиговом сепараторе в пересчете на элементарную серу и средняя скорость Vf повышения температуры (°C/час) между 900°C и 1100°C в процессе повышения температуры при финишном отжиге соответствуют следующей формуле 2, предписанной условиями в соответствии с настоящим вариантом осуществления.
[0117]
(0,00025ЧVa2)≤A≤1,5 формула 1
5≤Vf≤(21-4ЧA) формула 2
[0118]
Пример 3
Сначала был произведен стальной слиток, содержащий, в мас.%, С: 0,08%, Si: 3,3%, Mn: 0,08%, S: 0,025%, кислоторастворимый Al: 0,03%, N: 0,008%, и Bi: 0,02%, с остатком из Fe и примесей. Стальной слиток был отожжен при 1380°C в течение 1 часа, а затем был подвергнут горячей прокатке, чтобы тем самым получить горячекатаный стальной лист с толщиной 2,3 мм. Полученный горячекатаный стальной лист отжигался при пиковой температуре 1100°C в течение 140 с, травился, а затем был подвергнут холодной прокатке, чтобы получить холоднокатаный стальной лист с толщиной 0,23 мм.
[0119]
2
4
2
4
Затем полученный холоднокатаный стальной лист был нагрет при условиях средней скорости повышения температуры Va1 между 25°C и 550°C, равной 200°C/с, и средней скорости повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C, показанной в Таблице 3, затем был нагрет со средней скоростью повышения температуры Va3 между 700°C и 850°C, равной 200°C/с, и подвергнут первичному рекристаллизационному отжигу во влажной водородной атмосфере при 850°C в течение 180 с. Затем поверхность стального листа после первичного рекристаллизационного отжига была покрыта отжиговым сепаратором, содержащим MgO в состоянии водной суспензии, и высушена. Количество нанесенного отжигового сепаратора на поверхности стального листа после высыхания составляло 7 г/м на сторону стального листа. После этого стальной лист был финишно отожжен и промыт. Здесь компонентами отжигового сепаратора, отличающимися от MgO, были соединение редкоземельного металла Ce(ОН), соединение щелочноземельного металла Sr(OH), и содержащее серу (S) соединение MgSO, добавляемые для создания условий, показанных в Таблице 3, где содержание MgO принимается за 100 м.ч. (мас.%). Коэффициент выделения влаги из отжигового сепаратора между 25°C и 700°C в процессе повышения температуры финишного отжига составлял 2,5%, средняя скорость повышения температуры между 25°C и 700°C в процессе финишного отжига составляла 100°C/час, средняя скорость повышения температуры между 700°C и 900°C составляла 10°C/час, средняя скорость повышения температуры Vf между 900°C и 1100°C соответствовала условиям, показанным в Таблице 3, средняя скорость повышения температуры между 1100°C и 1200°C составляла 15°C/час, и отжиг выполнялся при 1200°C в течение 20 час. После этого поверхность стального листа была покрыта изоляционным покрытием с фосфатом алюминия и коллоидным кремнеземом в качестве главных компонентов, и выравнивающий отжиг был выполнен с целью запекания изоляционного покрытия и выравнивания стального листа.
[0120]
Образцы листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, полученной выше, вырезались и отжигались для снятия напряжений, затем способ измерения магнитных свойств одиночного листа для образца с размером 60 мм x 300 мм (основанный на способе, описанном в стандарте JIS C2556) использовался для измерения значения плотности магнитного потока B8 листов электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с примерами по настоящему изобретению и сравнительными примерами. Здесь значение B8 представляет собой плотность магнитного потока в стальном листе при возбуждении листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой при 50 Гц и 800 А/м. В настоящем изобретении использовалось среднее значение для пяти образцов.
[0121]
2
17/50
17/50
Кроме того, образцы листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой обрабатывались лазером для управления магнитными доменами. Интервал облучения в продольном направлении стального листа составлял 5 мм, направление облучения лазером было перпендикулярным к продольному направлению стального листа, а плотность энергии облучения Ua составляла 2,0 мДж/мм. Обработанные лазером образцы были измерены на предмет потерь в стали W с использованием способа измерения магнитных свойств одиночного листа для образца размером 60 мм x 300 мм (основанного на способе, описанном в стандарте JIS C2556). Здесь W представляет собой значение потерь в стали при возбуждении листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой при 50 Гц до 1,7 Тл. В настоящем изобретении использовалось среднее значение для пяти образцов.
[0122]
Кроме того, вышеописанные образцы резались на ширину 30 мм и подвергались тесту на изгиб с диаметром 10 мм. Здесь три образца подвергались тесту на изгиб для того, чтобы найти среднее значение доли площади отслаивания. Метод испытаний был аналогичен Примеру 1.
[0123]
Al
S
Здесь стальные листы, промытые после финишного отжига, были измерены c использованием оптической эмиссионной спектрометрии тлеющего разряда (GDS) для определения положения пика Al D, численной плотности ND оксидов Al, и положения пика S D.
[0124]
Al
S
Al
S
Способ измерения положения D пика Al и положения D пика S был следующим. Поверхностный слой (первичное покрытие) листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой был проанализирован на элементы с использованием GDS от поверхностного слоя в направлении глубины в диапазоне 100 мкм, чтобы идентифицировать Al и S, содержащиеся в различных положениях глубины в поверхностном слое. Интенсивности эмиссии идентифицированных Al и S в зависимости от расстояния от поверхности в направлении глубины были нанесены на график. Положение пика Al D и положение пика S D были найдены на основании графика интенсивности эмиссии Al и интенсивности эмиссии S.
Al
Al
2
Численная плотность ND оксидов Al была найдена следующим образом: Спектрометр оптической эмиссии тлеющего разряда использовался для тлеющего разряда вплоть до положения пика Al D. В отметках разряда в положении пика Al D любая область размером 30 мкм Ч 50 мкм или больше (наблюдаемая область) анализировалась на наличие элементов с помощью энергодисперсионного рентгеновского спектрометра (EDS) для идентификации оксидов Al в наблюдаемой области. В выделениях в наблюдаемой области выделения, содержащие Al и O, идентифицировались как оксиды Al. Подсчитывалось количество идентифицированных оксидов Al, и следующая формула использовалась для определения численной плотности ND оксидов Al (/мкм).
ND=количество идентифицированных оксидов Al/площадь наблюдаемой области
[0125]
17/50
Al
S
S
Al
2
Здесь условия, при которых значение плотности магнитного потока B8 в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой составляло 1,92 Тл или больше, магнитные потери W после лазерного управления магнитными доменами составляли 0,850 Вт/кг или меньше, доля площади отслаивания в тесте на изгиб с диаметром 10 мм составляла 10% или меньше, положение пика Al D находилось в диапазоне 2,0-12,0 мкм, численная плотность ND оксидов Al составляла 0,02-0,20/мкм, положение пика S D находилось в диапазоне 1,0-10,0 мкм, и D < D, оценивались как хорошие (B). Кроме того, условия, при которых выполнялись условия B, и дополнительно значение плотности магнитного потока B8 составляло 1,93 Тл или больше, оценивались как превосходные (A). Кроме того, условия, отличающиеся от вышеперечисленных, оценивались как неудовлетворительные (C).
[0126]
Производственные условия, результаты измерения и оценки вышеупомянутых примеров настоящего изобретения и сравнительных примеров показаны в Таблице 4. Кроме того, содержания Si и Mn в основном стальном листе после окончательного процесса были проанализированы с помощью высокочастотного ICP-ES. В результате во всех образцах, описанных в Примере 3, содержание Si в основном стальном листе после окончательного процесса составило 3,2%, а содержание Mn в основном стальном листе после окончательного процесса составило 0,08%. Кроме того, содержание C в основном стальном листе после окончательного процесса было измерено с использованием анализатора углерода/серы. В результате во всех образцах, описанных в Примере 3, содержание углерода в основном стальном листе после окончательного процесса составило 0,002%.
[0127]
[Таблица 3]
Таблица 3
Условие
Средняя скорость Va повышения температуры при отжиге первичной рекристаллизации (°C/с)
Отжиговый сепаратор
Средняя скорость Vf повышения температуры при финишном отжиге (°C/час)
Содержание TiO<sub>2</sub>(%)
Содержание преобразованного редкоземельного металла (%)
Содержание преобразованного щелочноземельного металла (%)
Содержание преобразованной S(%)
C1
400
0,2
0,05
0,05
0,8
7,5
C2
400
0,5
0,05
0,05
0,8
7,5
C3
400
0,5
0,1
0,05
0,8
7,5
C4
400
0,5
0,05
0,1
0,8
7,5
C5
400
0,5
0,1
0,1
0,8
7,5
C6
400
5
2
1,1
0,8
7,5
C7
400
5
10
10
0,8
7,5
C8
400
5
11
1,1
0,8
7,5
C9
400
5
2
11
0,8
7,5
C10
700
0,2
0,05
0,05
0,8
7,5
C11
700
0,5
0,05
0,05
0,8
7,5
C12
700
0,5
0,1
0,05
0,8
7,5
C13
700
0,5
0,05
0,1
0,8
7,5
C14
700
0,5
0,1
0,1
0,8
7,5
C15
700
5
2
1,1
0,8
7,5
C16
700
5
10
10
0,8
7,5
C17
700
5
11
1,1
0,8
7,5
C18
700
5
2
11
0,8
7,5
C19
1000
0,2
0,05
0,05
0,8
7,5
C20
1000
0,5
0,05
0,05
0,8
7,5
C21
1000
0,5
0,1
0,05
0,8
7,5
C22
1000
0,5
0,05
0,1
0,8
7,5
C23
1000
0,5
0,1
0,1
0,8
7,5
C24
1000
5
2
1,1
0,8
7,5
C25
1000
5
10
10
0,8
7,5
C26
1000
5
11
1,1
0,8
7,5
C27
1000
5
2
11
0,8
7,5
C28
2000
0,2
0,05
0,05
0,8
7,5
C29
2000
0,5
0,05
0,05
0,8
7,5
C30
2000
0,5
0,1
0,05
0,8
7,5
C31
2000
0,5
0,05
0,1
0,8
7,5
C32
2000
0,5
0,1
0,1
0,8
7,5
C33
2000
5
2
1,1
0,8
7,5
C34
2000
5
10
10
0,8
7,5
C35
2000
5
11
1,1
0,8
7,5
C36
2000
5
2
11
0,8
7,5
[0128]
[Таблица 4]
Таблица 4
Условие
Плотность магнитного потока B8 (Тл)
Магнитные потериW<sub>17/50</sub>(Вт/кг)
Доля площади отслаивания (%)
Положение D<sub>Al</sub> пика Al(мкм)
Численная плотность ND оксидов Al(/мкм<sup>2</sup>)
Положение D<sub>S</sub> пика S(мкм)
Оценка
Примечания
C1
1,926
0,787
46
0,9
0,01
1,4
C
Сравнительный пример
C2
1,926
0,788
35
0,9
0,01
1,3
C
Сравнительный пример
C3
1,926
0,787
24
1,3
0,02
1,3
C
Сравнительный пример
C4
1,926
0,786
22
2
0,01
1,5
C
Сравнительный пример
C5
1,926
0,787
10
2
0,02
1,5
B
Пример по настоящему изобретению
C6
1,928
0,784
7
4,5
0,11
3,2
B
Пример по настоящему изобретению
C7
1,924
0,838
6
11,5
0,19
4,8
B
Пример по настоящему изобретению
C8
1,923
0,876
6
6,7
0,23
4,7
C
Сравнительный пример
C9
1,925
0,864
6
13,3
0,14
4,9
C
Сравнительный пример
C10
1,933
0,771
44
1,1
0,01
1,4
C
Сравнительный пример
C11
1,934
0,769
35
1,2
0,01
1,4
C
Сравнительный пример
C12
1,934
0,769
23
1,4
0,02
1,3
C
Сравнительный пример
C13
1,934
0,767
19
2
0,01
1,5
C
Сравнительный пример
C14
1,935
0,767
9
2
0,02
1,5
A
Пример по настоящему изобретению
C15
1,936
0,765
7
4,6
0,12
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
C16
1,931
0,833
6
11,7
0,2
4,7
A
Пример по настоящему изобретению
C17
1,931
0,874
6
7,1
0,24
4,8
C
Сравнительный пример
C18
1,934
0,842
6
13,5
0,14
5
C
Сравнительный пример
C19
1,935
0,766
42
1,2
0,01
1,4
C
Сравнительный пример
C20
1,935
0,765
34
1,3
0,01
1,3
C
Сравнительный пример
C21
1,936
0,765
22
1,5
0,02
1,4
C
Сравнительный пример
C22
1,936
0,761
17
2
0,01
1,5
C
Сравнительный пример
C23
1,936
0,76
8
2
0,02
1,5
A
Пример по настоящему изобретению
C24
1,937
0,76
7
4,7
0,13
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
C25
1,933
0,831
6
11,8
0,2
4,8
A
Пример по настоящему изобретению
C26
1,934
0,868
6
7,4
0,25
4,8
C
Сравнительный пример
C27
1,936
0,855
6
13,6
0,15
4,9
C
Сравнительный пример
C28
1,936
0,761
42
1,2
0,01
1,3
C
Сравнительный пример
C29
1,937
0,759
34
1,3
0,01
1,3
C
Сравнительный пример
C30
1,937
0,758
22
1,5
0,02
1,4
C
Сравнительный пример
C31
1,937
0,759
17
2
0,01
1,5
C
Сравнительный пример
C32
1,938
0,756
8
2
0,02
1,5
A
Пример по настоящему изобретению
C33
1,938
0,755
7
4,7
0,13
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
C34
1,935
0,827
6
11,8
0,2
4,9
A
Пример по настоящему изобретению
C35
1,935
0,859
6
7,4
0,25
4,9
C
Сравнительный пример
C36
1,937
0,855
6
13,6
0,15
5
C
Сравнительный пример
[0129]
Из результатов Таблицы 4 видно, что листы электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, удовлетворяющие условиям настоящего варианта осуществления, были оценены как хорошие.
[0130]
Пример 4
Сначала был произведен стальной слиток, содержащий, в мас.%, С: 0,08%, S: 0,025%, кислоторастворимый Al: 0,03%, N: 0,008%, и Bi: 0,02%, с остатком из Si и Mn, показанным в Таблице 5, а также Fe и примесей. Стальной слиток отжигался при 1350°C в течение 1 час, а затем был подвергнут горячей прокатке, чтобы тем самым получить горячекатаный стальной лист с толщиной 2,3 мм. Полученный горячекатаный стальной лист отжигался при пиковой температуре 1100°C в течение 140 с, травился, а затем был подвергнут холодной прокатке, чтобы получить холоднокатаный стальной лист с толщиной 0,23 мм.
[0131]
2
4
3
4
Затем полученный холоднокатаный стальной лист был нагрет при условиях средней скорости повышения температуры Va1 между 25°C и 550°C, равной 300°C/с, и средней скорости повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C, показанной в Таблице 5, затем был нагрет со средней скоростью повышения температуры Va3 между 700°C и 850°C, равной 100°C/с, и подвергнут первичному рекристаллизационному отжигу во влажной водородной атмосфере при 850°C в течение 180 с. Затем поверхность стального листа после первичного рекристаллизационного отжига была покрыта отжиговым сепаратором, содержащим MgO в состоянии водной суспензии, и высушена. Количество нанесенного отжигового сепаратора на поверхности стального листа после высыхания составляло 6 г/м на сторону стального листа. После этого стальной лист был финишно отожжен и промыт. Здесь компонентами отжигового сепаратора, отличающимися от MgO, были соединение редкоземельного металла Ce(ОН), соединение щелочноземельного металла CaCO, и содержащее серу (S) соединение MgSO, добавляемые для создания условий, показанных в Таблице 5, где содержание MgO принимается за 100 м.ч. (мас.%). Коэффициент выделения влаги из отжигового сепаратора между 25°C и 700°C в процессе повышения температуры финишного отжига составлял 4,0%, средняя скорость повышения температуры между 25°C и 700°C в процессе финишного отжига составляла 100°C/час, средняя скорость повышения температуры между 700°C и 900°C составляла 15°C/час, средняя скорость повышения температуры Vf между 900°C и 1100°C соответствовала условиям, показанным в Таблице 5, средняя скорость повышения температуры между 1100°C и 1200°C составляла 15°C/час, и очистительный отжиг выполнялся при 1200°C в течение 20 час. После этого поверхность стального листа была покрыта изоляционным покрытием с фосфатом алюминия и коллоидным кремнеземом в качестве главных компонентов, и выравнивающий отжиг был выполнен с целью запекания изоляционного покрытия и выравнивания стального листа.
[0132]
Образцы листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, полученной выше, вырезались и отжигались для снятия напряжений, затем способ измерения магнитных свойств одиночного листа для образца с размером 60 мм x 300 мм (основанный на способе, описанном в стандарте JIS C2556) использовался для измерения значения плотности магнитного потока B8 листов электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с примерами по настоящему изобретению и сравнительными примерами. Здесь значение B8 представляет собой плотность магнитного потока в стальном листе при возбуждении листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой при 50 Гц и 800 А/м. В настоящем изобретении использовалось среднее значение для пяти образцов.
[0133]
2
17/50
17/50
Кроме того, образцы листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой обрабатывались лазером для управления магнитными доменами. Интервал облучения в продольном направлении стального листа составлял 5 мм, направление облучения лазером было перпендикулярным к продольному направлению стального листа, а плотность энергии облучения Ua составляла 2,0 мДж/мм. Обработанные лазером образцы были измерены на предмет потерь в стали W с использованием способа измерения магнитных свойств одиночного листа для образца размером 60 мм x 300 мм (основанного на способе, описанном в стандарте JIS C2556). Здесь W представляет собой значение потерь в стали при возбуждении листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой при 50 Гц до 1,7 Тл. В настоящем изобретении использовалось среднее значение для пяти образцов.
[0134]
Кроме того, вышеописанные образцы резались на ширину 30 мм и подвергались тесту на изгиб с диаметром 10 мм. Здесь три образца подвергались тесту на изгиб для того, чтобы найти среднее значение доли площади отслаивания. Метод испытаний был аналогичен Примеру 1.
[0135]
Al
S
Здесь стальные листы, промытые после финишного отжига, были измерены c использованием оптической эмиссионной спектрометрии тлеющего разряда (GDS) для определения положения пика Al D, численной плотности ND оксидов Al, и положения пика S D. Метод испытаний был аналогичен Примеру 3.
[0136]
Кроме того, содержания Si и Mn в основном стальном листе после окончательного процесса были проанализированы с помощью высокочастотного ICP-ES. Кроме того, содержание C в основном стальном листе после окончательного процесса было измерено с использованием анализатора углерода/серы.
[0137]
17/50
Al
S
S
Al
2
Здесь условия, при которых значение плотности магнитного потока B8 в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой составляло 1,92 Тл или больше, магнитные потери W после лазерного управления магнитными доменами составляли 0,850 Вт/кг или меньше, доля площади отслаивания в тесте на изгиб с диаметром 10 мм составляла 10% или меньше, положение пика Al D находилось в диапазоне 2,0-12,0 мкм, численная плотность ND оксидов Al составляла 0,02-0,20/мкм, положение пика S D находилось в диапазоне 1,0-10,0 мкм, и D < D, оценивались как хорошие (B). Кроме того, условия, при которых выполнялись условия B, и дополнительно значение плотности магнитного потока B8 составляло 1,93 Тл или больше, оценивались как превосходные (A). Кроме того, условия, отличающиеся от вышеперечисленных, оценивались как неудовлетворительные (C).
[0138]
Производственные условия, результаты измерения и оценки вышеупомянутых примеров настоящего изобретения и сравнительных примеров показаны в Таблице 6. Кроме того, содержания Si и Mn в основном стальном листе после окончательного процесса показаны в Таблице 6. Кроме того, содержание C в основном стальном листе после окончательного процесса составляло 0,003% во всех образцах, описанных в Примере 4, за исключением D5.
[0139]
[Таблица 5]
Таблица 5
Условие
Компоненты сляба
Средняя скорость Va повышения температуры при отжиге первичной рекристаллизации (°C/с)
Отжиговый сепаратор
Средняя скорость Vf повышения температуры при финишном отжиге(°C/час)
Содержание Si(%)
Содержание Mn (%)
Содержание TiO<sub>2</sub> (%)
Содержание преобразованного редкоземельного металла(%)
Содержание преобразованного щелочноземельного металла(%)
Содержание преобразованной S (%)
D1
2
0,1
1000
5
2
1,1
0,8
7,5
D2
2,5
0,1
1000
5
2
1,1
0,8
7,5
D3
3,3
0,1
1000
5
2
1,1
0,8
7,5
D4
4,5
0,1
1000
5
2
1,1
0,8
7,5
D5
5
0,1
Не прокатывался
D6
3,3
<0,01
1000
5
2
1,1
0,8
7,5
D7
3,3
0,01
1000
5
2
1,1
0,8
7,5
D8
3,3
0,05
1000
5
2
1,1
0,8
7,5
D9
3,3
0,15
1000
5
2
1,1
0,8
7,5
D10
3,3
0,2
1000
5
2
1,1
0,8
7,5
D11
2,5
0,1
200
5
2
1,1
0,8
7,5
D12
2,5
0,1
400
5
2
1,1
0,8
7,5
D13
2,5
0,1
700
5
2
1,1
0,8
7,5
D14
2,5
0,1
2000
5
2
1,1
0,8
7,5
D15
4,5
0,1
200
5
2
1,1
0,8
7,5
D16
4,5
0,1
400
5
2
1,1
0,8
7,5
D17
4,5
0,1
700
5
2
1,1
0,8
7,5
D18
4,5
0,1
2000
5
2
1,1
0,8
7,5
[0140]
[Таблица 6]
Таблица 6
Условие
Плотность магнитного потока B8(Тл)
Магнитные потериW<sub>17/50</sub>(Вт/кг)
Доля площади отслаивания(%)
Положение D<sub>Al</sub> пика Al(мкм)
Численная плотность ND оксидов Al(/мкм<sup>2</sup>)
Положение D<sub>S</sub> пика S(мкм)
Компоненты после окончательного процесса
Оценка
Примечания
Содержание Si(%)
Содержание Mn(%)
D1
1,945
0,863
7
4,7
0,13
3,4
1,9
0,1
C
Сравнительный пример
D2
1,94
0,814
6
4,8
0,14
3,3
2,4
0,1
A
Пример по настоящему изобретению
D3
1,937
0,76
7
4,8
0,13
3,3
3,2
0,1
A
Пример по настоящему изобретению
D4
1,932
0,737
7
4,9
0,13
3,4
4,4
0,1
A
Пример по настоящему изобретению
D5
Не прокатывался
C
Сравнительный пример
D6
1,731
1,528
7
4,8
0,14
3,1
3,2
<0,01
C
Сравнительный пример
D7
1,932
0,772
7
4,6
0,13
3,2
3,2
0,01
A
Пример по настоящему изобретению
D8
1,935
0,766
7
4,8
0,13
3,4
3,2
0,05
A
Пример по настоящему изобретению
D9
1,934
0,77
7
4,7
0,13
3,5
3,2
0,15
A
Пример по настоящему изобретению
D10
1,695
1,686
7
4,7
0,13
3,6
3,2
0,2
C
Сравнительный пример
D11
1,918
0,862
8
4,3
0,1
3,1
2,4
0,1
C
Сравнительный пример
D12
1,928
0,841
8
4,5
0,12
3,2
2,4
0,1
B
Пример по настоящему изобретению
D13
1,937
0,82
7
4,7
0,13
3,3
2,4
0,1
A
Пример по настоящему изобретению
D14
1,937
0,822
6
4,9
0,14
3,4
2,4
0,1
A
Пример по настоящему изобретению
D15
1,912
0,795
8
4,2
0,11
3,1
4,4
0,1
C
Сравнительный пример
D16
1,922
0,759
7
4,5
0,12
3,3
4,4
0,1
B
Пример по настоящему изобретению
D17
1,931
0,737
7
4,7
0,13
3,3
4,4
0,1
A
Пример по настоящему изобретению
D18
1,933
0,733
6
4,8
0,15
3,4
4,4
0,1
A
Пример по настоящему изобретению
[0141]
Из результатов Таблицы 6 видно, что листы электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, удовлетворяющие условиям настоящего варианта осуществления, были оценены как хорошие.
[0142]
Пример 5
Сначала был произведен стальной слиток, содержащий, в мас.%, С: 0,08%, Si: 3,3%, Mn: 0,08%, S: 0,024%, кислоторастворимый Al: 0,03%, N: 0,009%, и Bi: 0,01%, с остатком из компонентов, показанных в Таблице 7, а также Fe и примесей. Стальной слиток отжигался при 1350°C в течение 1 час, а затем был подвергнут горячей прокатке, чтобы тем самым получить горячекатаный стальной лист с толщиной 2,3 мм. Полученный горячекатаный стальной лист отжигался при пиковой температуре 1100°C в течение 140 с, травился, а затем был подвергнут холодной прокатке, чтобы получить холоднокатаный стальной лист с толщиной 0,23 мм.
[0143]
2
2
2
3
2
4
Затем полученный холоднокатаный стальной лист был нагрет при условиях средней скорости повышения температуры Va1 между 25°C и 550°C, равной 50°C/с, и средней скорости повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C, равной 1000°C/с, затем был нагрет со средней скоростью повышения температуры Va3 между 700°C и 850°C, равной 100°C/с, и подвергнут первичному рекристаллизационному отжигу во влажной водородной атмосфере при 850°C в течение 180 с. Затем поверхность стального листа после первичного рекристаллизационного отжига была покрыта отжиговым сепаратором, содержащим MgO в состоянии водной суспензии, и высушена. Количество нанесенного отжигового сепаратора на поверхности стального листа после высыхания составляло 8 г/м на сторону стального листа. После этого стальной лист был финишно отожжен и промыт. Здесь компонентами отжигового сепаратора, отличающимися от MgO, были TiO в количестве 5%, YO в количестве 2% в пересчете на Y, Sr(OH) в количестве 1,1% в пересчете на Sr, и MgSO в количестве 0,8% в пересчете на S, при принятии содержания MgO за 100 м.ч. (мас.%). Коэффициент выделения влаги из отжигового сепаратора между 25°C и 700°C в процессе повышения температуры финишного отжига составлял 2,0%, средняя скорость повышения температуры между 25°C и 700°C в процессе финишного отжига составляла 100°C/час, средняя скорость повышения температуры между 700°C и 900°C составляла 15°C/час, средняя скорость повышения температуры Vf между 900°C и 1100°C составляла 7,5°C/час, средняя скорость повышения температуры между 1100°C и 1200°C составляла 15°C/час, и очистительный отжиг выполнялся при 1200°C в течение 20 час. После этого поверхность стального листа была покрыта изоляционным покрытием с фосфатом алюминия и коллоидным кремнеземом в качестве главных компонентов, и выравнивающий отжиг был выполнен с целью запекания изоляционного покрытия и выравнивания стального листа.
[0144]
Образцы листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, полученной выше, вырезались и отжигались для снятия напряжений, затем способ измерения магнитных свойств одиночного листа для образца с размером 60 мм x 300 мм (основанный на способе, описанном в стандарте JIS C2556) использовался для измерения значения плотности магнитного потока B8 листов электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с примерами по настоящему изобретению и сравнительными примерами. Здесь значение B8 представляет собой плотность магнитного потока в стальном листе при возбуждении листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой при 50 Гц и 800 А/м. В настоящем изобретении использовалось среднее значение для пяти образцов.
[0145]
2
17/50
17/50
Кроме того, образцы листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой обрабатывались лазером для управления магнитными доменами. Интервал облучения в продольном направлении стального листа составлял 5 мм, направление облучения лазером было перпендикулярным к продольному направлению стального листа, а плотность энергии облучения Ua составляла 2,0 мДж/мм. Обработанные лазером образцы были измерены на предмет потерь в стали W с использованием способа измерения магнитных свойств одиночного листа для образца размером 60 мм x 300 мм (основанного на способе, описанном в стандарте JIS C2556). Здесь W представляет собой значение потерь в стали при возбуждении листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой при 50 Гц до 1,7 Тл. В настоящем изобретении использовалось среднее значение для пяти образцов.
[0146]
Кроме того, вышеописанные образцы резались на ширину 30 мм и подвергались тесту на изгиб с диаметром 10 мм. Здесь три образца подвергались тесту на изгиб для того, чтобы найти среднее значение доли площади отслаивания. Метод испытаний был аналогичен Примеру 1.
[0147]
Al
S
Здесь стальные листы, промытые после финишного отжига, были измерены c использованием оптической эмиссионной спектрометрии тлеющего разряда (GDS) для определения положения пика Al D, численной плотности ND оксидов Al, и положения пика S D. Метод испытаний был аналогичен Примеру 3.
[0148]
Кроме того, содержания Cu, Sn, Ni, Cr и Sb в основном стальном листе после окончательного процесса были проанализированы с помощью высокочастотного ICP-ES. Было подтверждено, что содержания Cu, Sn, Ni, Cr и Sb были теми же самыми, что и значения, показанные в Таблице 7.
[0149]
17/50
Al
S
S
Al
2
Здесь условия, при которых значение плотности магнитного потока B8 в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой составляло 1,92 Тл или больше, магнитные потери W после лазерного управления магнитными доменами составляли 0,850 Вт/кг или меньше, доля площади отслаивания в тесте на изгиб с диаметром 10 мм составляла 10% или меньше, положение пика Al D находилось в диапазоне 2,0-12,0 мкм, численная плотность ND оксидов Al составляла 0,02-0,20/мкм, положение пика S D находилось в диапазоне 1,0-10,0 мкм, и D < D, оценивались как хорошие (B). Кроме того, условия, при которых выполнялись условия B, и дополнительно значение плотности магнитного потока B8 составляло 1,93 Тл или больше, оценивались как превосходные (A). Кроме того, условия, отличающиеся от вышеперечисленных, оценивались как неудовлетворительные (C).
[0150]
Производственные условия, результаты измерения и оценки вышеупомянутых примеров настоящего изобретения и сравнительных примеров показаны в Таблице 8. Кроме того, содержания Si и Mn в основном стальном листе после окончательного процесса были проанализированы с помощью высокочастотного ICP-ES. В результате во всех образцах, описанных в Примере 5, содержание Si в основном стальном листе после окончательного процесса составило 3,2%, а содержание Mn в основном стальном листе после окончательного процесса составило 0,08%. Кроме того, содержание C в основном стальном листе после окончательного процесса было измерено с использованием анализатора углерода/серы. В результате во всех образцах, описанных в Примере 5, содержание углерода в основном стальном листе после окончательного процесса составило 0,002%.
[0151]
[Таблица 7]
Таблица 7
Условие
Компоненты сляба
Содержание Cu (%)
Содержание Sn (%)
Содержание Ni (%)
Содержание Cr (%)
Содержание Sb (%)
E1
0,01
0
0
0
0
E2
0,1
0
0
0
0
E3
0,3
0
0
0
0
E4
0
0,01
0
0
0
E5
0
0,1
0
0
0
E6
0
0,3
0
0
0
E7
0
0
0,01
0
0
E8
0
0
0,1
0
0
E9
0
0
0,3
0
0
E10
0
0
0
0,01
0
E11
0
0
0
0,1
0
E12
0
0
0
0,3
0
E13
0
0
0
0
0,01
E14
0
0
0
0
0,1
E15
0
0
0
0
0,3
E16
0,1
0,1
0
0
0
E17
0,1
0
0,01
0,1
0
E18
0
0,1
0
0
0,1
E19
0
0
0
0,1
0,1
E20
0,3
0,3
0,3
0,3
0,3
[0152]
[Таблица 8]
Таблица 8
Условие
Плотность магнитного потока B8(Тл)
Магнитные потериW<sub>17/50</sub>(Вт/кг)
Доля площади отслаивания (%)
Положение D<sub>Al</sub> пика Al(мкм)
Численная плотность ND оксидов Al(/мкм<sup>2</sup>)
Положение D<sub>S</sub> пика S(мкм)
Оценка
Примечания
E1
1,945
0,741
6
4,8
0,13
3,4
A
Пример по настоящему изобретению
E2
1,946
0,738
7
4,7
0,13
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
E3
1,946
0,737
7
4,8
0,13
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
E4
1,947
0,736
7
4,8
0,12
3,4
A
Пример по настоящему изобретению
E5
1,949
0,731
7
4,6
0,1
3,2
A
Пример по настоящему изобретению
E6
1,95
0,729
7
4,5
0,09
3,2
A
Пример по настоящему изобретению
E7
1,944
0,744
7
4,8
0,13
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
E8
1,945
0,741
7
4,8
0,13
3,4
A
Пример по настоящему изобретению
E9
1,945
0,742
7
4,7
0,13
3,4
A
Пример по настоящему изобретению
E10
1,944
0,743
7
4,7
0,12
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
E11
1,944
0,744
7
4,8
0,13
3,4
A
Пример по настоящему изобретению
E12
1,945
0,741
7
4,8
0,13
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
E13
1,951
0,727
7
4,7
0,13
3,4
A
Пример по настоящему изобретению
E14
1,953
0,723
8
4,3
0,08
3,2
A
Пример по настоящему изобретению
E15
1,953
0,722
8
4,2
0,07
3,2
A
Пример по настоящему изобретению
E16
1,95
0,728
7
4,8
0,13
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
E17
1,946
0,739
7
4,7
0,13
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
E18
1,957
0,712
8
4,3
0,08
3,2
A
Пример по настоящему изобретению
E19
1,953
0,722
8
4,2
0,07
3,2
A
Пример по настоящему изобретению
E20
1,958
0,708
9
4,1
0,05
3,2
A
Пример по настоящему изобретению
[0153]
Из результатов Таблицы 8 видно, что даже при дополнительном включении, в мас.%, одного или более элементов из Cu: 0,01% или больше и 0,30% или меньше, Sn: 0,01% или больше и 0,30% или меньше, Ni: 0,01% или больше и 0,30% или меньше, Cr: 0,01% или больше и 0,30% или меньше, и Sb: 0,01% или больше и 0,30% или меньше, листы электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, удовлетворяющие условиям настоящего варианта осуществления, были оценены как превосходные.
[0154]
Пример 6
Сначала был произведен стальной слиток, содержащий, в мас.%, С: 0,08%, Si: 3,2%, Mn: 0,08%, S: 0,025%, кислоторастворимый Al: 0,03%, N: 0,008%, и Bi: 0,03%, с остатком из Fe и примесей. Стальной слиток отжигался при 1350°C в течение 1 час, а затем был подвергнут горячей прокатке, чтобы получить горячекатаный стальной лист с толщиной 2,3 мм. Полученный горячекатаный стальной лист отжигался при пиковой температуре 1100°C в течение 140 с, травился, а затем был подвергнут холодной прокатке, чтобы получить холоднокатаный стальной лист с толщиной 0,23 мм.
[0155]
2
2
2
3
4
2
Затем полученный холоднокатаный стальной лист был нагрет при условиях средней скорости повышения температуры Va1 между 25°C и 550°C, средней скорости повышения температуры Va2 между 550°C и 700°C, средней скорости повышения температуры Va3 между 700°C и конечной температурой, а также конечной температуры, показанных в Таблице 9, а затем подвергнут первичному рекристаллизационному отжигу во влажной водородной атмосфере при 850°C в течение 180 с. Затем поверхность стального листа после первичного рекристаллизационного отжига была покрыта отжиговым сепаратором, содержащим MgO в состоянии водной суспензии, и высушена. Количество нанесенного отжигового сепаратора на поверхности стального листа после высыхания составляло 8 г/м на сторону стального листа. После этого стальной лист был финишно отожжен и промыт. Здесь компонентами отжигового сепаратора, отличающимися от MgO, были TiO в количестве 5%, LaO в количестве 2% в пересчете на La, и CaSO∙0,5HO в количестве 3%, при принятии содержания MgO за 100 мас.%. Коэффициент выделения влаги из отжигового сепаратора между 25°C и 700°C поддерживался на уровне, показанном в Таблице 9, путем регулирования количества воды, температуры водной суспензии и времени перемешивая при подготовке водной суспензии отжигового сепаратора, а также температуры сушки после нанесения отжигового сепаратора. Средняя скорость увеличения температуры между 25°C и 600°C в процессе повышения температуры при финишном отжиге составляла 100°C/час, средняя скорость повышения температуры между 600°C и 900°C составляла 20°C/час, средняя скорость повышения температуры Vf между 900°C и 1100°C составляла 7,5°C/час, средняя скорость повышения температуры между 1100°C и 1200°C составляла 10°C/час, и очистительный отжиг выполнялся при 1200°C в течение 30 час. После этого поверхность стального листа была покрыта изоляционным покрытием с фосфатом алюминия и коллоидным кремнеземом в качестве главных компонентов, и выравнивающий отжиг был выполнен с целью запекания изоляционного покрытия и выравнивания стального листа.
[0156]
Образцы листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, полученной выше, вырезались и отжигались для снятия напряжений, затем способ измерения магнитных свойств одиночного листа для образца с размером 60 мм x 300 мм (основанный на способе, описанном в стандарте JIS C2556) использовался для измерения значения плотности магнитного потока B8 листов электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой в соответствии с примерами по настоящему изобретению и сравнительными примерами. Здесь значение B8 представляет собой плотность магнитного потока в стальном листе при возбуждении листа электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой при 50 Гц и 800 А/м. В настоящем изобретении использовалось среднее значение для пяти образцов.
[0157]
Кроме того, образцы резались на ширину 30 мм и подвергались тесту на изгиб с диаметром 10 мм. Здесь три образца подвергались тесту на изгиб для того, чтобы найти среднее значение доли площади отслаивания. Метод испытаний был аналогичен Примеру 1.
[0158]
Al
S
Здесь стальной лист, промытый после финишного отжига, использовался для измерения положение пика Al D, численной плотности ND оксидов Al и положения пика S D c помощью оптической эмиссионной спектрометрии тлеющего разряда (GDS). Метод испытаний был аналогичен Примеру 3.
[0159]
Кроме того, содержания Si и Mn в основном стальном листе после окончательного процесса были проанализированы с помощью высокочастотного ICP-ES. Кроме того, содержание C в основном стальном листе после окончательного процесса было измерено с использованием анализатора углерода/серы.
[0160]
Al
S
S
Al
2
Здесь условия, при которых значение плотности магнитного потока B8 в листе электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой составляло 1,92 Тл или больше, доля площади отслаивания в тесте на изгиб с диаметром 10 мм составляла 10% или меньше, положение пика Al D находилось в диапазоне 2,0-12,0 мкм, численная плотность ND оксидов Al составляла 0,02-0,20/мкм, положение пика S D находилось в диапазоне 1,0-10,0 мкм, и D < D, оценивались как хорошие (B). Кроме того, условия, при которых выполнялись условия B, и дополнительно значение плотности магнитного потока B8 составляло 1,93 Тл или больше, оценивались как превосходные (A). Кроме того, условия, отличающиеся от вышеперечисленных, оценивались как неудовлетворительные (C).
[0161]
Производственные условия, результаты измерения и оценки вышеупомянутых примеров настоящего изобретения и сравнительных примеров показаны в Таблице 9. Кроме того, содержание Si в основном стальном листе после окончательного процесса составляло 3,2% во всех образцах, описанных в Таблице 9, содержание Mn составляло 0,08% во всех образцах, описанных в Примере 9, и содержание C составляло 0,003% во всех образцах Примера 9.
[0162]
[Таблица 9]
Таблица 9
Условие
Средняя скорость повышения температуры при отжиге первичной рекристаллизации
Конечная температура (°C)
Доля высвобождения влаги из отжигового сепаратора (%)
Плотность магнитного потокаB8(Тл)
Доля площади отслаивания(%)
Положение D<sub>Al</sub> пика Al(мкм)
Численная плотность ND оксидов Al(/мкм<sup>2</sup>)
Положение пика SD<sub>S</sub>(мкм)
Оценка
Примечания
Va1(°C/с)
Va2(°C/с)
Va3(°C/с)
F1
400
400
400
850
0,3
1,908
6
3,8
0,06
1,8
C
Сравнительный пример
F2
400
400
400
850
0,5
1,926
6
4,2
0,08
2,9
B
Пример по настоящему изобретению
F3
400
400
400
850
1,0
1,926
6
4,3
0,09
3,0
B
Пример по настоящему изобретению
F4
400
400
400
850
3,0
1,928
6
4,5
0,11
3,2
B
Пример по настоящему изобретению
F5
400
400
400
850
5,0
1,928
6
4,6
0,12
3,3
B
Пример по настоящему изобретению
F6
400
400
400
850
6,0
1,926
6
4,8
0,12
3,4
B
Пример по настоящему изобретению
F7
400
400
400
850
7,0
1,911
8
5,5
0,14
3,7
C
Сравнительный пример
F8
700
700
400
850
0,3
1,908
6
3,8
0,06
1,8
C
Сравнительный пример
F9
700
700
400
850
0,5
1,931
6
4,4
0,09
2,9
A
Пример по настоящему изобретению
F10
700
700
400
850
1,0
1,933
6
4,5
0,11
3,1
A
Пример по настоящему изобретению
F11
700
700
400
850
3,0
1,934
6
4,6
0,12
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
F12
700
700
400
850
5,0
1,934
6
4,7
0,12
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
F13
700
700
400
850
6,0
1,931
6
4,8
0,13
3,4
A
Пример по настоящему изобретению
F14
700
700
400
850
7,0
1,913
8
5,6
0,15
3,8
C
Сравнительный пример
F15
1000
1000
400
850
0,3
1,906
6
3,9
0,07
1,9
C
Сравнительный пример
F16
1000
1000
400
850
0,5
1,932
6
4,5
0,11
3,0
A
Пример по настоящему изобретению
F17
1000
1000
400
850
1,0
1,934
6
4,6
0,12
3,2
A
Пример по настоящему изобретению
F18
1000
1000
400
850
3,0
1,934
6
4,8
0,13
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
F19
1000
1000
400
850
5,0
1,934
6
4,8
0,13
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
F20
1000
1000
400
850
6,0
1,932
6
4,9
0,13
3,5
A
Пример по настоящему изобретению
F21
1000
1000
400
850
7,0
1,905
8
5,8
0,16
3,8
C
Сравнительный пример
F22
2000
2000
400
850
0,3
1,901
6
3,9
0,07
1,9
C
Сравнительный пример
F23
2000
2000
400
850
0,5
1,931
6
4,6
0,12
3,1
A
Пример по настоящему изобретению
F24
2000
2000
400
850
1,0
1,936
6
4,7
0,12
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
F25
2000
2000
400
850
3,0
1,936
6
4,8
0,13
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
F26
2000
2000
400
850
5,0
1,936
6
4,8
0,13
3,4
A
Пример по настоящему изобретению
F27
2000
2000
400
850
6,0
1,933
6
4,9
0,13
3,5
A
Пример по настоящему изобретению
F28
2000
2000
400
850
7,0
1,902
8
5,9
0,16
3,9
C
Сравнительный пример
F29
100
100
100
850
3,0
1,908
6
4,4
0,11
3,1
C
Сравнительный пример
F30
400
700
400
850
3,0
1,933
6
4,8
0,13
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
F31
1000
700
400
850
3,0
1,915
6
4,8
0,13
3,4
C
Сравнительный пример
F32
400
700
700
850
3,0
1,936
6
4,6
0,12
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
F33
400
700
1000
850
3,0
1,907
8
5,7
0,16
1,9
C
Сравнительный пример
F34
1000
700
1000
850
3,0
1,904
8
5,8
0,16
1,9
C
Сравнительный пример
F35
700
700
400
800
3,0
1,931
6
4,6
0,12
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
F36
700
700
400
900
3,0
1,934
6
4,7
0,12
3,3
A
Пример по настоящему изобретению
[0163]
Из результатов Таблицы 9 видно, что листы электротехнической стали с ориентированной зеренной структурой, удовлетворяющие условиям настоящего варианта осуществления, были оценены как хорошие.
[0164]
Выше предпочтительные варианты осуществления настоящего изобретения были подробно объяснены со ссылками на приложенные чертежи, но настоящее изобретение не ограничивается этими примерами. Специалист в области техники, к которой принадлежит настоящее изобретение, легко сможет внести различные изменения или исправления в пределах диапазона технической идеи, описанной в формуле изобретения. Следует понимать, что эти изменения или исправления естественным образом также входят в техническую область охвата настоящего изобретения.