CN102639745A - 低碳钢板及其制造方法 - Google Patents

低碳钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN102639745A
CN102639745A CN2010800539981A CN201080053998A CN102639745A CN 102639745 A CN102639745 A CN 102639745A CN 2010800539981 A CN2010800539981 A CN 2010800539981A CN 201080053998 A CN201080053998 A CN 201080053998A CN 102639745 A CN102639745 A CN 102639745A
Authority
CN
China
Prior art keywords
quality
steel plate
top layer
thickness
phase
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN2010800539981A
Other languages
English (en)
Other versions
CN102639745B (zh
Inventor
平谷多津彦
尾田善彦
村木峰男
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN102639745A publication Critical patent/CN102639745A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN102639745B publication Critical patent/CN102639745B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C10/00—Solid state diffusion of only metal elements or silicon into metallic material surfaces
    • C23C10/06—Solid state diffusion of only metal elements or silicon into metallic material surfaces using gases
    • C23C10/08—Solid state diffusion of only metal elements or silicon into metallic material surfaces using gases only one element being diffused
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1255—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2251/00—Treating composite or clad material
    • C21D2251/02—Clad material

Landscapes

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

Abstract

将低碳钢板制成由板厚中央层和表层构成的包层型，所述板厚中央层是Si：1.0质量%以下的含有珠光体相、贝氏体相和马氏体相中的任意1种或2种以上的铁氧体混合组织，所述表层是含有Si：3～5质量%的铁氧体单相，通过向表层附加70～160MPa的面内拉伸应力作为内部应力，从而可以得到高频特性优异、外部应力导致的铁损劣化少的低碳钢板。

Description

低碳钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用作电力电子技术用高频变压器、扼流圈、马达的铁芯的低碳钢板，尤其涉及可实现高频特性的提高以及外部应力导致的铁损劣化的降低的低碳钢板。
背景技术
电磁钢板的铁损由十分依赖钢中的析出物、结晶粒径、集合组织等的磁滞损耗和十分依赖板厚、电阻率、磁畴结构等的涡流损耗构成。
一般的电磁钢板是通过极力减少钢中杂质而提高晶粒的生长性来实现磁滞损耗的降低化。另外，通过添加0.5～3.5质量%的Si提高电阻率或者将板厚薄片化来实现涡流损耗的降低化。
其中，磁滞损耗与频率成比例、涡流损耗与频率的平方成比例，因此在商用频率（50/60Hz）中，电磁钢板的铁损中磁滞损耗所占比例大，但达到数kHz以上的高频时，反而涡流损耗所占比例变大。
近年来，在电力电子技术领域中正在推进开关元件的高频化，因此对于作为变压器、扼流圈、马达等的铁芯材料使用的电磁钢板也强烈希望高频铁损的降低。
针对该需要，可以通过使电磁钢板的板厚为0.2mm以下、或者使Si提高至4质量%附近，从而降低涡流损耗。但是，预计今后还会以超过10kHz的高频进行驱动，需要开发以往开发的延长线上所没有的革新性的材料。
以往，在这样的高频区域的励磁条件下，已使用软磁铁氧体、金属压粉体、非结晶等材料。但是，它们各有长短，即，铁氧体由于磁通密度低而铁心大型化，非结晶虽然低铁损但结构系数（Building Factor）明显差于电磁钢板，另外铁硅铝磁合金粉等金属压粉体的磁致伸缩、铁损均低但昂贵且与电磁钢板相比饱和磁通密度也低等。因此，关于电磁钢板的高频铁损的降低，最近也在进行各种研究。
作为降低电磁钢板的高频铁损的方法，专利文献1中记载了利用渗硅法的钢板表面的Si富集方法。
该Si富集技术例如专利文献2中所记载，是使板厚0.1～0.35mm的3质量%Si钢板在高温中与四氯化硅气体反应而提高钢中的Si浓度的工艺。
另外，正如早已知道的那样，6.5质量%Si钢板具有3质量%Si钢板的约2倍的固有电阻，可以有效降低涡流损耗，因此作为高频用材料而有利，同时磁致伸缩实质上为零，因此对铁心的低噪音化发挥优异的效果。
专利文献2中进一步公开了在渗硅工艺中，从缩短扩散时间的观点考虑，即使不使Si浓度在板厚方向均匀，也能够通过调整表层Si浓度而得到充分的磁特性。
在专利文献3中，关于在板厚方向具有Si浓度梯度的硅钢板，为了降低高频铁损，对板厚方向的Si浓度差（最大-最小）、与表层Si浓度和钢板表面背面的Si浓度的差进行了规定。尤其记载了表层Si浓度为6.5质量%时能够得到最低铁损的主旨。
进而，在专利文献4中记载了如下的电磁钢板，即，将电磁钢板在铁氧体相进行渗硅处理，制成表层为高Si浓度、板厚中央部为低Si浓度的电磁钢板，从而使其高频特性优异。
另外，专利文献5中记载了如下的马达用硅钢板，即，将低碳钢在奥氏体相少的900～1000℃的温度区进行渗硅处理而制成提高了表层的Si浓度的钢板，从而使其加工性良好且高频特性优异。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特公平6-45881号公报
专利文献2：日本特公平5-49744号公报
专利文献3：日本特开2005-240185号公报
专利文献4：日本特开2009-263782号公报
专利文献5：日本特开2000-328226号公报
发明内容
如上所述，可知铁损由磁滞损耗与涡流损耗之和表示，励磁频率越高，涡流损耗在总铁损中所占的比例增加。材料的电阻率越大，涡电流越难流动，因此高频用磁芯使用电阻率大的材料。
一般，在电磁钢板中，Si浓度越高，电阻率越增加，因此含有3质量%以上的Si的电磁钢板适合作为高频用磁芯材料。
另一方面，Si浓度变得越高，钢越具有***变脆的趋势，冷轧变得困难。另外，Si浓度变高时，难以发生板坯冷却时的由奥氏体向铁氧体的转变（以下称为γ/α转变），铁氧体直接形成粗大的组织，因此容易发生板坯裂纹、表面缺损。因而，在实际的电磁钢板制造工艺中，钢中的Si浓度的上限是4质量%。
根据专利文献2，在电磁钢板中导磁率最高且磁致伸缩小的是6.5质量%Si钢板。但是，为了将其用作铁心，需要实施分割加工、冲裁加工、弯曲加工等二次加工。但是，6.5质量%Si钢板比通常的电磁钢板脆，容易裂开，所以在上述的二次加工中，要求高度的加工技术。另外，6.5质量%Si钢板的维氏硬度Hv为390左右，与以往的电磁钢板的Hv：200左右相比，非常硬。因此，还具有冲压模具容易短寿命化的缺点。特别是在10kHz以上的高频用途中，与磁滞损耗相比，涡流损耗的比例增加，因此广泛使用即使磁滞损耗差但涡流损耗低（固有电阻高）且廉价的压粉磁芯等其它材料。
另外，根据专利文献2，将3质量%Si钢板压延至最终板厚后，利用在高温中吹入四氯化硅的渗硅工艺，可以制造6.5质量%Si钢板。
但是，实际用作磁芯时，需要将渗硅后的6.5质量%Si钢板进行分割、冲压或弯曲加工，此时，存在常常产生裂纹、缺损的问题。
进而，专利文献2在其图13记载了如下的例子：Si浓度过于不均匀时，铁损大幅增加，另一方面，Si浓度的不均匀性被抑制在某种程度以下时，可以得到不逊色于Si浓度均匀的钢板的低铁损。但是，在Si浓度不均匀时，并没有示出与Si浓度均匀的钢板相比更低铁损的事例。另外，对于高频铁损，没有记载任何具体数值。
在专利文献3中，作为与6.5质量%Si钢板相比高频特性进一步优异的材料而记载了在板厚方向残留有Si浓度梯度的钢板。该钢板即使表层的Si浓度高，但板的厚度方向中心部的Si浓度也才3质量%左右，所以从钢材整体的平均来看可以认为是Si浓度低于上述6.5质量%Si钢板的材料。
但是，此时，由于钢中的Si浓度的下限为3质量%左右，所以不发生γ/α转变。因此，冷却至室温时的钢板组织由纵贯板厚的粗大铁氧体粒构成，在进行分割、冲压时仍然存在容易产生裂纹、缺损的问题。
根据专利文献4，对于因本来是粗大的二次再结晶组织而磁畴宽度广且异常涡流损耗大这样的方向性电磁钢板，也可以通过对该钢板的表层赋予拉伸、对内部赋予压缩的应力分布来有效减少涡流损耗。但是，由于使用方向性电磁钢板作为坯料，所以与其它高频铁芯材料相比成本比例高。另外，作为应力分布赋予的方法使用渗硅处理，但是在方向性电磁钢板中为了充分实现涡流损耗的降低，需要从表层开始进行渗硅并渗硅至平均Si浓度达到4质量%以上，将表层Si浓度提高至5质量%以上。
在专利文献5中，将具有奥氏体相的低碳钢进行了渗硅处理，但是若在超过1000℃的温度区进行渗硅处理，则在γ/α转变的界面发生裂纹，因此在900～1000℃这样比较低的温度区进行渗硅处理。
但是，为了降低涡流损耗，优选在1000℃以上进行渗硅处理，需要在上述界面中即使实施1000℃以上的渗硅处理也不产生裂纹的钢板材料和钢板的制造方法。另外，专利文献5记载的钢材的表层Si浓度高至5～6.5质量%，且具有粗大的二次再结晶组织，所以在进行分割、冲压时仍然存在常常发生裂纹、缺损的问题。
作为高频用磁芯材料，除此以外还有将铁粉压粉成型的压粉铁心、氧化铁粉的铁氧体铁心以及Fe基非结晶合金。它们与6.5质量%Si钢板相比电阻率大，因此其特征是涡流损耗低。
但是，铁氧体铁心由于饱和磁通密度低，所以通常使用时限定在低输出功率且数百kHz以上的高频用途。另一方面，压粉铁心、Fe基非结晶合金虽然与电磁钢板相比饱和磁通密度略低，但由于涡流损耗低，所以对于高输出功率的高频用途，也有时与电磁钢板同样地使用。
但是，上述材料均存在实加压缩等外部应力时铁损明显增加的问题。
如上所述，高频特性优异的磁性材料大多加工性差，另外对外部应力反应敏感，特别是施加压缩应力时，大多铁损明显增加。
另一方面，作为加工性优异的材料，可以举出作为结构用材料或外壳用材料广泛使用的低碳钢板。另外，低碳钢的磁性不像一般磁性材料那样对外部应力敏感，即使施加压缩应力，铁损也不会显著增加。
但是，一般的低碳钢板的组织由含有珠光体相、贝氏体相和马氏体相的微细的铁氧体混合组织构成，所以其直流磁特性极差。因此，对于磁滞损耗为主体的商用频率的磁芯，几乎不使用低碳钢板。
但是，如果能够降低低碳钢板的涡流损耗，能发挥出相对于压缩应力的铁损上升少的性质，则可以得到高频铁损低且外部应力导致的铁损劣化也少的优异的磁芯材料。
本发明是鉴于上述现状而进行的开发，目的在于提供高频特性优异而且外部应力导致的铁损劣化少的低碳钢板及其制造方法。
根据专利文献3，通过在渗硅工艺中在板厚方向形成Si浓度梯度，并控制钢板的表面背面的Si浓度差，从而可以实现涡流损耗的降低化。
认为该技术对于低碳钢也同样适用，可以实现涡流损耗的降低化。
但是，由于低碳钢发生γ/α转变，所以在高温的奥氏体相区域进行渗硅处理时，产生从Si浓度上升的表层开始向铁氧体相转变的现象。此时，在低Si浓度的奥氏体相与高Si浓度的铁氧体相之间存在Si浓度间隙，因此，在异相界面的Si浓度梯度变得不连续。若以残留这种Si浓度梯度的状态进行冷却，则如图1所示，表层的高Si浓度的铁氧体相不发生转变，与此相对，板厚中央层的低Si浓度的奥氏体相成为含有珠光体相、贝氏体相和马氏体相的微细的铁氧体混合组织。
即，将低碳钢进行渗硅处理而赋予Si浓度梯度的情况与不发生γ/α转变的专利文献3记载的技术在构成上大不相同。
下面，对完成本发明的实验进行说明。在表1中示出本实验中使用的A～D4种低碳钢的组成。
该表中，对符号（C）表示的钢材实施以下3种处理来制作用于本实验的试样：
在氮气中在1200℃进行退火的处理（无渗硅）…钢处理Ⅰ
在1200℃进行渗硅后，充分使Si均匀扩散的处理（渗硅＋长时间扩散）…钢处理Ⅱ
将1200℃的渗硅＋Si扩散一共实施3分钟的处理（渗硅＋短时间扩散）…钢处理Ⅲ。
[表1]
                                                                (质量％)
试样No.     C     Si     Mn     P     S
(A)     0.005     0.1     0.03     0.008     0.004
(B)     0.024     0.1     0.45     0.006     0.003
(C)     0.055     0.3     1.15     0.005     0.005
(D)     0.155     0.2     1.56     0.004     0.005
在这里，钢处理Ⅱ和Ⅲ的渗硅处理是将处理后的试样平均Si浓度调整为3质量%Si。将这些试样利用30×100mm的单板测定框以直流和交流进行磁化测定，将磁通密度0.05T、频率20kHz的条件下的铁损分为磁滞损耗与涡流损耗来进行测定，将结果进行比较。
将试样No.（C）的结果示于图2。应予说明，在图中，还一并表示了相同板厚的电磁钢板（3质量%Si钢板与6.5质量%Si钢板）的铁损值。
相对于钢处理Ⅰ的试样，钢处理Ⅱ的试样由于Si增加导致的电阻率增大而使涡流损耗下降，另外，在Si均匀化过程中，板厚整体上进行γ/α转变，形成粗大的铁氧体组织，由此还降低了磁滞损耗。
另外，钢处理Ⅱ的试样的铁损（表示磁滞损耗＋涡流损耗，对于以下本发明也相同）与相同Si浓度的电磁钢板（3质量%Si）的铁损相比为大值。其原因认为是：即使是相同3质量%Si的铁氧体粗大组织彼此，也由于电磁钢板的情况下C量小于50ppm，与此相对，低碳钢的情况下C量含有500ppm以上，因此磁滞损耗增大。
与此相对，钢处理III的试样的铁损出奇地不仅比3质量%Si的电磁钢板低，还比6.5质量%Si的电磁钢板低，尤其是可以看到涡流损耗的降低化。
虽然预想了通过在板厚方向赋予Si浓度梯度从而可以将磁通集中在表层，实现涡流损耗的降低化，但此时的效果与以相同渗硅量的试样使Si浓度均匀化的情形相比，停留在了推测涡流损耗实现2～3成的降低化的程度。即，本实验的结果是大于5成左右的涡流损耗的降低化效果，远远超出了预期。
接下来，为了更详细研究该现象，使用表1所示的4种材料，在上述钢处理III的条件下进行渗硅等来制作试样。将这些试样在纵截面进行组织观察，与上述实验同样地测定铁损。将其结果示于图3和4。
在图3（a）～（d）中分别表示对试样No.（A）～（D）实施钢处理Ⅲ后的试样的截面组织照片。
图3（a）虽然能看到表层与板厚中央层的边界，但均为铁氧体单相的粗大粒组织。与此相对，图3（b）和（c）在板厚中央层可以看到将低碳钢在生成奥氏体相的温度退火后、进行空气冷却时能够看到的含有贝氏体组织、珠光体组织、马氏体组织的铁氧体混合组织，成为与表层的铁氧体单相组织明显不同的组织。图3（d）中，在板厚中央层成为含有少量铁氧体组织的马氏体组织。
由图4可知并不是在实施了钢处理III的全部的钢材中必定得到超过6.5质量%Si的电磁钢板的低铁损。
因此，确认了各试样的成分，结果对于C量含有200ppm以上的情况、且Mn含有0.3质量%以上的情况，涡流损耗的降低化效果显著显现，同时，能够得到超过6.5质量%Si的电磁钢板的低铁损。
另外，试样D比通常的电磁钢板（3质量%Si）显示低铁损，但其优势与试样B、C相比具有降低的趋势。
接着，通过化学研磨观察将试样的从表面一侧到板厚中心除去时的板翘曲。其结果，翘曲是板厚中心侧呈凸状。由此可知，利用研磨而除去之前，对表层产生了拉伸的应力，对中心产生了压缩的应力。
此处，在本发明中，内部应力定义为如图5所示，将原来的板厚设为d（mm），将上述板翘曲时的曲率半径设为r（mm）时，作用在表面的拉伸应力（面内拉伸应力）＝作用在板厚中心部的压缩应力，面内拉伸应力＝E×d/(2r)[MPa]（E表示钢板的拉伸弹性模量）。
进而，使用成为表1的试样A和试样C的组成的材料，在上述钢处理III的条件下，将Si扩散时间进行各种变化来制作试样。对于这些试样，以上述方法测定内部应力，并且测定涡流损耗。将其结果示于图6。
根据图6，在含有200ppm以上的C、0.3质量%以上的Mn的试样C的情况下，上述渗硅处理后的内部应力有变大的趋势。另外，在内部应力（面内拉伸应力）为70～160MPa的范围，涡流损耗的降低显著。
上述趋势的原因目前不清楚，但发明人等推测如下。
对于Fe-Si系合金而言，在低碳钢水平，钢中C量增加时，Fe-Si状态图上的γ/α边界线向高Si侧位移，实施渗硅处理时，转变为铁氧体相的部分与保持奥氏体相的部分的Si浓度间隙增大。认为如果在高温时Si浓度间隙增大，则冷却时发生γ/α的相转变而要膨胀的中央层与不再发生转变的表层的铁氧体相之间产生内部应力。
另外，Mn添加的效果是：由于Mn是使奥氏体相稳定化的元素，所以Mn量增加时，γ/α的相转变点向低温侧位移。因此，认为冷却时发生的内部应力进一步增加。
进而，板厚中央层是微细的混合组织，并且成为了施加有压缩应力的状态，因此难以磁化，与此相对，表层是粗大的铁氧体结晶粒，并且处于施加有拉伸应力的状态，因此具有容易磁化的趋势。
因而，认为向板的面内方向磁化这样的钢板时，其磁通集中在表层，因此，结果降低了钢板的涡流损耗。
应予说明，还可知只要是如上述试样那样具有大内部应力，则即使施加外部应力，铁损值也不上升。
即，只要是在外部应力为零的状态下像该试样那样产生70～160MPa左右的内部应力，则即使从外部施加数十MPa左右的压缩应力，也可以维持表层的拉伸状态。与此相对，在板厚中心部压缩应力进一步增加，但原本就是难以磁化的部分，影响甚微。
其结果，认为磁通容易集中在表层的状况没有发生变化，不损失该试样的涡流损耗的降低效果。
另外，如上所述，在高温长时间进行退火、缓和钢板的Si浓度分布，或者缓和内部应力时，上述的涡流损耗的降低效果和对外部压缩应力的铁损劣化防止效果减少，失去对具有相同Si浓度的电磁钢板的优势。
因而，可知包括从渗硅处理开始的扩散时间在内优选还考虑直至磁芯完成为止实施的热处理的时间。
本发明是立足于上述见解的发明。
即，本发明的主要构成如下。
1．一种低碳钢板，其特征在于，是由板厚中央层和表层构成的包层型的低碳钢板；所述板厚中央层的组成是含有Si：1.0质量%以下、C：0.02～0.16质量%、Mn：0.3～2.0质量%、P：0.03质量%以下和S：0.01质量%以下，其余是Fe和不可避免的杂质，所述板厚中央层是含有珠光体相、贝氏体相和马氏体相中的任意1种或2种以上的铁氧体混合组织；所述表层的组成是含有Si：3～5质量%、C：0.02～0.16质量%、Mn：0.3～2.0质量%、P：0.03质量%以下和S：0.01质量%以下，其余是Fe和不可避免的杂质，所述表层是铁氧体单相；该表层具有70～160MPa的面内拉伸应力作为内部应力。
2．根据上述1所述的低碳钢板，其特征在于，上述表层的总厚度为总板厚的30～60%。
3．根据上述1或2所述的低碳钢板，其特征在于，上述低碳钢板的板厚为0.05～0.35mm。
4．根据上述1～3中任一项所述的低碳钢板，其特征在于，上述低碳钢板的板厚中央层和表层进一步含有选自Al：0.002～0.6质量%、Cr：0.01～1.5质量%、V：0.0005～0.1质量%、Ti：0.0005～0.1质量%、Nb：0.0005～0.1质量%、Zr：0.0005～0.1质量%、B：0.0005～0.01质量%和N：0.002～0.01质量%中的1种或2种以上的元素。
5．一种低碳钢板的制造方法，其特征在于，通过将钢板进行加热，在1050～1250℃的奥氏体区与Si系气体进行反应，从而在该钢板的表层形成Si含量:3～5质量%的铁氧体相，之后在钢中Si均匀化之前进行冷却；所述钢板含有Si：1.0%质量以下、C：0.02～0.16质量%、Mn：0.3～2.0质量%、P：0.03质量%以下和S：0.01质量%以下，其余是Fe和不可避免的杂质。
6．根据上述5所述的低碳钢板的制造方法，其特征在于，上述Si系气体是选自四氯化硅、三氯硅烷、二氯硅烷、甲硅烷、乙硅烷中的1种或2种以上的气体。
7．根据上述5或6所述的低碳钢板的制造方法，其特征在于，上述钢板进一步含有选自Al：0.002～0.6质量%、Cr：0.01～1.5质量%、V：0.0005～0.1质量%、Ti：0.0005～0.1质量%、Nb：0.0005～0.1质量%、Zr：0.0005～0.1质量%、B：0.0005～0.01质量%和N：0.002～0.01质量%中的1种或2种以上的元素。
根据本发明，可以获得高频特性优异而且外部应力导致的铁损劣化少的低碳钢板及其制造方法，因此可以提供加工性优异的铁芯材料。
附图说明
图1是表示本发明的低碳钢的组织的示意图。
图2是将低碳钢的不同渗硅处理方法的铁损值进行比较而表示的图表。
图3是不同钢板成分组成的渗硅处理后的钢板截面的组织照片。
图4是将不同钢板成分组成的渗硅处理后的铁损值进行比较而表示的图表。
图5是表示本发明中的内部应力（面内拉伸应力）的测定要领的图。
图6是表示内部应力（面内拉伸应力）与涡流损耗的关系的图。
图7是适合用于本发明的渗硅炉的示意图。
具体实施方式
下面，具体说明本发明。
首先，对钢板的结构、成分组成等的限定理由进行说明。应予说明，钢板成分组成中的%表示在没有特别说明的情况下表示质量%。
如上所述，在本发明中重要的是对提高了电阻率的表层进一步附加拉伸应力。
因此，需要对在高温成为奥氏体相（以下称为γ相）的钢板实施渗硅处理，增加表层的Si量来提高电阻率，进而仅使表层转变为铁氧体相（以下称为α相），然后在钢中Si均匀化之前进行冷却。
通过上述冷却，从而形成如图1所示的具有板厚中央层和钢板表面背面2层表层的所谓的“包层型”的3层结构的钢板，所述板厚中央层由含有珠光体相、贝氏体相和马氏体相中的任意1种或2种以上的铁氧体混合组织构成，所述表层由Si浓度高的铁氧体单相组织构成。这些各个表层与板厚中央层之间存在Si浓度差，因此如上所述地发生Si浓度间隙导致的内部应力，对表层附加拉伸应力。
应予说明，对于板厚中央层，在铁氧体单相的情况下，不能得到充分的内部应力，因此优选含有共计30%（面积%）以上的珠光体相、贝氏体相和马氏体相，其余实质上是铁氧体相。
在这里，表层的Si量为3%以上时，磁致伸缩取正的大值，因此在上述的拉伸应力发挥作用的情况下，由于磁弹性效应而容易磁化。其结果，将钢板进行磁化时，促进了磁通向表层的集中，涡流降低效果变大。
但是，表层Si量大于5%时，反而磁致伸缩变小，拉伸应力带来的磁弹性效应变小，另外，表面***而导致加工性下降。因而，表层的Si量为3～5%。
另一方面，板厚中央层的Si量的平均值大于1.0%时，与上述的表层的Si浓度差变小，钢板的内部应力减少，因此涡流损耗的降低效果变弱。因此，板厚中央层的Si浓度为1.0%以下。应予说明，Si浓度的下限值没有特别限定，但为了在制钢时除去钢中氧，优选为0.1%左右。
应予说明，在本发明中，钢中Si均匀化之前是指通过渗硅而增加的表层的Si通过充分的扩散而渗透至内部，从而表层和中央层的Si浓度变得均匀之前。
因而，在表层部分、在板厚中央层部分均向板厚深度（中心）方向存在Si浓度梯度，但该梯度极其微小，几乎可以无视。因而，本发明中的表层Si浓度（量）是指表层部分的平均Si浓度（量）。另外，有时上述表层存在点状或线状的碳化物，但这种情况下也没有特别问题，实质上作为铁氧体单相较好。
上述表层的拉伸应力需要为70～160MPa的面内拉伸应力。这是因为表层的拉伸应力小于70MPa时，存在涡流损耗的降低效果变弱的问题，另一方面，大于160MPa时，存在磁滞损耗过于增大而抵消涡流损耗的降低效果的问题。因而，在本发明中，将表层的拉伸应力限定为70～160MPa。
另外，上述表层的厚度优选以2层共计相对于钢板的总厚度为30～60%左右。这是因为相对于钢板的总厚度小于30%时，磁滞损耗变大。另一方面，大于60%时，涡流损耗的降低化效果变弱，结果铁损增加。
应予说明，上述表层在厚度、成分组成等方面无需分别在上下面的2层一定相同，但优选为相同程度。
进而，用于本发明的钢板的厚度优选为0.05～0.35mm左右。这是因为，钢板的厚度小于0.05mm时，生产效率下降，制造成本增加。另一方面，大于0.35mm时，涡流损耗增大，不适合作为高频用磁芯材料。但是，即使不满足上述厚度，本发明的铁损降低效果也并不消失。
下面，对钢板的表层和板厚中央层的成分的限定理由进行说明。应予说明，以下所示的钢板成分的其余为Fe和不可避免的杂质。
在成分中，对于Si而言，如上所述，需要表层为3～5%、板厚中央层为1.0%以下，但对于其它成分而言，表层和板厚中央层这两层通用。
C：0.02～0.16%、
C是用于提高钢材的内部应力、得到充分的涡流损耗降低效果所必要的元素，至少需要含有0.02%。另一方面，大于0.16%时，在表层和板厚中央层的界面容易产生裂纹。因此，C限定在0.02～0.16%的范围。
从即使在高频下也能够得到比6.5%Si的电磁钢板低的铁损的观点考虑，更优选C为0.03～0.10%的范围。
Mn：0.3～2.0%
Mn是用于得到充分的涡流损耗降低效果所必要的元素，需要至少含有0.3%。另一方面，大于2.0%时，容易在冷却至室温后在钢板的板厚中央层还残留γ相，与钢板表层的内部应力下降。因此，Mn限定在0.3～2.0%的范围。
P：0.03%以下
P是脆化元素，由于在钢板的表层与板厚中央层的界面容易产生裂纹，所以希望极力降低化，但可以允许至0.03%。
S：0.01%以下
S是成为热脆性的原因的元素，由于浓度增加则生产率下降，所以希望极力降低化，但可以允许至0.01%。
以上，对钢板的基本成分进行了说明，但在本发明中，除此以外，可以在表层和板厚中央层的两层共通含有选自以下所述的元素中的1种或2种以上。
Al：0.002～0.6%
Al的添加可提高固有电阻，因此是对降低涡流损耗有效的元素。小于下限时，缺乏添加效果，另一方面，大于上限时，渗硅前在高温存在α相，所以不能制作本发明提出的包层型钢板。
Cr：0.01～1.5%
Cr的添加可提高固有电阻，因此是对降低涡流损耗有效的元素。小于下限时，缺乏添加效果，另一方面，大于上限时，在粒内和粒界所析出的碳化物成为起点，变得容易脆性破坏。
V：0.0005～0.1%、Ti：0.0005～0.1%、Nb：0.0005～0.1%、Zr：0.0005～0.1%
V、Ti、Nb和Zr的添加通过在板厚中央部形成碳化物、氮化物而降低导磁率，提高磁通向表层的集中效果，因此各自对降低涡流损耗有效。各自小于下限时，缺乏添加效果，另一方面，大于上限时，在粒内和粒界所析出的碳化物、氮化物成为起点，变得容易脆性破坏。
B：0.0005～0.01%、N：0.002～0.01%
B和N的添加由于在渗硅处理后的冷却过程中提高板厚中央层的淬硬性而该部分的导磁率下降，由于提高了磁通向表层的集中效果，因此各自对降低涡流损耗有效。各自小于下限时，缺乏添加效果，另一方面大于上限时，变得容易脆化。
接着，对本发明的低碳钢板优选的制造方法进行说明。
对于实施渗硅处理之前的低碳钢板的制造方法，没有特别限定，可以很好地使用以往公知的任何方法。例如，将成为上述钢板的板厚中央层的成分组成的板坯加热后，实施热轧，反复进行冷轧或***了1次或2次以上的中间退火的冷轧，从而制成规定板厚的钢板即可。另外，也可以根据需要实施精炼退火（仕上げ焼鈍）。
对如上得到的钢板实施渗硅处理而增加表层的Si浓度，在钢板的表层形成Si含量:3～5%的铁氧体相后，在钢中Si均匀化之前进行冷却，由此可以制作本发明的低碳钢板。
在这里，作为使Si渗透（渗硅）的方法，以往公知的方法均可应用，例如，可以举出气相渗硅法、液相渗硅法、固相渗硅法等。另外，此时使用的Si系气体没有特别限定，优选硅烷气体，例如选自四氯化硅、三氯硅烷、二氯硅烷、甲硅烷、乙硅烷中的1种或2种以上的气体。
下面，对利用气相渗硅法渗透Si的方法进行说明。
气相渗硅法的情况下，如果充分供给Si系反应气体，并确定渗硅的开始至结束、进而直至冷却为止的温度履历（炉内各区段的温度和钢板的滞留时间），则对应于板厚和Si添加量（渗硅量），板厚方向的Si浓度分布几乎唯一确定。
本发明中使用的渗硅炉只要是现有公知的渗硅炉均可以很好地使用，例如可以举出图7所示结构的设备。
在本发明中，特别是从得到高频铁损大幅降低化的Si浓度分布的方面考虑，对Si浓度：1%以下的低碳钢板实施渗硅处理时，优选在满足下式1的条件下实施渗硅处理。
式1：1.3×10-4≤(Σtk×exp(-25000/Tk))/(d2×[mass%Si]add)≤2.2×10-4
其中，Tk表示渗硅处理开始后钢板通过的炉内各区段的温度，tk表示钢板在各区段的滞留时间，d表示板厚（mm）、[mass%Si]add表示渗硅处理时添加在钢板的Si量（板厚方向的Si平均浓度的增加量）。
应予说明，在本发明中，炉内温度发生变化时，可看作Σtk×exp(-25000/Tk)的值相同的、以一定温度和一定时间进行热处理的情况。例如，经5分钟从1200℃冷却至700℃时，Σtk×exp(-25000/Tk)≈1.9×10-6，恒定在1200℃时，tk的值为45秒。因而，上述冷却可以看作与在1200℃受到45秒的热处理的情形相同。
另外，上述式的值的下限值小于1.3×10-4时，通过在比较高的温度进行消除应力退火等后工序，可以使Si浓度分布适当。但是，小于1.3×10-4时，实际上表层的Si浓度过高，其结果，渗硅处理时发生钢板的变形，或者在其后的加工时，在剪切部容易发生裂纹、缺损，因此优选满足上述值。
另一方面，上述式的上限值大于2.2×10-4时，内部应力被缓和，涡电流降低效果下降，因此仍然优选满足上述值。
应予说明，以连续生产线进行渗硅处理的情况下，700℃以下时，钢板的Si浓度在现实的时间中不发生变化，所以式1的计算可以到700℃为止。
本发明中的渗硅处理温度为1050～1250℃。这是因为小于1050℃时，有可能冷却时无法充分产生内部应力；另一方面，大于1250℃时，在渗硅处理中Si浓度高的表层成为半熔融状态，钢板有可能断裂。
实施了渗硅处理的低碳钢板在涂布绝缘被膜后，经过干燥、烧结工序。
经过上述工序时，如果是在小于600℃进行热处理，则不引起钢板的应力缓和，高频铁损不上升。但是，在600℃以上进行热处理时，随着时间的变化而内部应力也逐渐缓和，因此其高频铁损上升。
因此，调查了在600～800℃的范围进行热处理时的最佳热履历。其结果，确认了只要是满足下式2的条件，铁损就低于相同板厚、相同Si浓度的均匀材料。因此，在600～800℃的范围进行热处理时，优选满足下式2的热履历。
式2：(Σt’k×exp(-25000/T’k))/(d2×[mass%Si]add)≤0.2×10-4
在这里，T’k表示渗硅处理后钢板通过的各热处理工序的温度，t’k表示钢板在各热处理工序的滞留时间，d表示板厚（mm），[mass%Si]add表示渗硅处理时添加在钢板中的Si量（板厚方向的Si平均浓度的增加量）。
另外，与上述式1的情况同样，炉内温度变化时，可看作Σt’k×exp(-25000/T’k)的值相同的、以一定温度和一定时间进行热处理的情况。
实施了渗硅处理的低碳钢板经过分割、剪切、冲压等各种加工工序而组装为铁芯，此时，有时实施消除应力退火。这种情况下也因为600℃以上的退火缓和内部应力，所以优选按照满足上述式2的方式规定消除应力退火的温度和时间。
另外，在400℃以上进行绝缘被膜的干燥、烧结，加工后实施消除应力退火时，优选将被膜的热处理工序与消除应力退火工序进行共计，以满足上述式2的方式设定温度和时间。
根据以上，可以设定将直到磁芯完成为止实施的热处理的时间也考虑进去的制造条件。
实施例
<实施例1>
将成为表2所示的成分组成的试样进行压延，形成板厚：0.2mm，然后在1200℃进行加热，在SiCl4＋N2环境中将相当于3%Si的渗硅处理和Si扩散处理共计进行3分钟后，以10℃/min冷却至室温。
利用爱泼斯坦试验法（JIS C 2550）测定这些试样的高频铁损。将结果与表层和板厚中央层的Si浓度一起示于表3。
[表2]
试样No.     C     Si     Mn     P     S
1     0.005     0.1     0.03     0.008     0.004
2     0.023     0.1     0.05     0.006     0.003
3     0.024     0.1     0.31     0.006     0.003
4     0.050     0.2     0.45     0.006     0.003
5     0.075     0.1     1.15     0.006     0.003
6     0.075     0.5     1.15     0.030     0.003
7     0.075     0.3     1.52     0.007     0.003
8     0.017     0.1     0.45     0.006     0.003
(注：单位全部为％，其余为Fe和不可避免的杂质)
[表3]
Figure BDA00001697013000181
如该表所示，按照本发明得到的发明例（No.3～5和7）均可以得到低于3%Si电磁钢板的铁损。
<实施例2>
针对在表2中以No.2～5表示的试样，与磁化的方向平行地赋予±50MPa的压缩应力来调查铁损的变化。利用爱泼斯坦试验法（JIS C2550）测定这些的高频铁损。
将得到的结果示于表4。
[表4]
Figure BDA00001697013000191
注：20k＝20000
如该表所示，可知以往的3%Si电磁钢板由于外部压缩应力而显示了2倍以上的大幅的铁损上升，与此相对，按照本发明的钢板（试样No.3～5）是略微的上升（最大也就14W/kg的铁损）。另外，按照本发明的钢板即使在受到外部拉伸应力的情况下，铁损也十分低，最大也就是12W/kg。
产业上的可利用性
在本发明中可以得到高频特性优异、进而外部应力导致的铁损劣化少的低碳钢板。其结果，可以得到铁损少的高频用铁心，由此可以制作能量效率高的变压器、其它的电气设备。

Claims (7)

1.一种低碳钢板，其特征在于，是由板厚中央层和表层构成的包层型的低碳钢板，
所述板厚中央层的组成是含有Si：1.0质量%以下、C：0.02～0.16质量%、Mn：0.3～2.0质量%、P：0.03质量%以下和S：0.01质量%以下，其余是Fe和不可避免的杂质，所述板厚中央层是含有珠光体相、贝氏体相和马氏体相中的任意1种或2种以上的铁氧体混合组织，
所述表层的组成是含有Si：3～5质量%、C：0.02～0.16质量%、Mn：0.3～2.0质量%、P：0.03质量%以下和S：0.01质量%以下，其余是Fe和不可避免的杂质，所述表层是铁氧体单相，
该表层具有70～160MPa的面内拉伸应力作为内部应力。
2.根据权利要求1所述的低碳钢板，其特征在于，所述表层的总厚度为总板厚的30～60%。
3.根据权利要求1或2所述的低碳钢板，其特征在于，所述低碳钢板的板厚为0.05～0.35mm。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的低碳钢板，其特征在于，所述低碳钢板的板厚中央层和表层进一步含有选自Al：0.002～0.6质量%、Cr：0.01～1.5质量%、V：0.0005～0.1质量%、Ti：0.0005～0.1质量%、Nb：0.0005～0.1质量%、Zr：0.0005～0.1质量%、B：0.0005～0.01质量%和N：0.002～0.01质量%中的1种或2种以上的元素。
5.一种低碳钢板的制造方法，其特征在于，通过加热钢板，在1050～1250℃的奥氏体区域中使其与Si系气体进行反应，从而在该钢板的表层形成Si含量为3～5质量%的铁氧体相，之后在钢中Si均匀化之前进行冷却，
所述钢板含有Si：1.0%质量以下、C：0.02～0.16质量%、Mn：0.3～2.0质量%、P：0.03质量%以下和S：0.01质量%以下，其余是Fe和不可避免的杂质。
6.根据权利要求5所述的低碳钢板的制造方法，其特征在于，所述Si系气体是选自四氯化硅、三氯硅烷、二氯硅烷、甲硅烷、乙硅烷中的1种或2种以上的气体。
7.根据权利要求5或6所述的低碳钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板进一步含有选自Al：0.002～0.6质量%、Cr：0.01～1.5质量%、V：0.0005～0.1质量%、Ti：0.0005～0.1质量%、Nb：0.0005～0.1质量%、Zr：0.0005～0.1质量%、B：0.0005～0.01质量%和N：0.002～0.01质量%中的1种或2种以上的元素。
CN201080053998.1A 2009-11-30 2010-11-29 低碳钢板及其制造方法 Active CN102639745B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009-272648 2009-11-30
JP2009272648A JP5655295B2 (ja) 2009-11-30 2009-11-30 低炭素鋼板およびその製造方法
PCT/JP2010/006958 WO2011065023A1 (ja) 2009-11-30 2010-11-29 低炭素鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN102639745A true CN102639745A (zh) 2012-08-15
CN102639745B CN102639745B (zh) 2014-08-20

Family

ID=44066128

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201080053998.1A Active CN102639745B (zh) 2009-11-30 2010-11-29 低碳钢板及其制造方法

Country Status (5)

Country Link
JP (1) JP5655295B2 (zh)
KR (1) KR101399995B1 (zh)
CN (1) CN102639745B (zh)
TW (1) TWI461544B (zh)
WO (1) WO2011065023A1 (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102910704A (zh) * 2012-11-09 2013-02-06 无锡电站辅机厂 高速混床
CN102927371A (zh) * 2012-11-09 2013-02-13 无锡电站辅机厂 双支撑管夹
CN108884535A (zh) * 2016-03-31 2018-11-23 杰富意钢铁株式会社 电磁钢板及其制造方法

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5974671B2 (ja) * 2011-11-09 2016-08-23 Ｊｆｅスチール株式会社 極薄電磁鋼板
TWI507542B (zh) * 2014-08-08 2015-11-11 China Steel Corp 細晶低碳鋼材之製造方法及其應用
EP3239326B1 (en) 2014-12-24 2020-01-29 Posco Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor
JP6504027B2 (ja) * 2015-11-10 2019-04-24 Ｊｆｅスチール株式会社 軟磁性粉末用の原料粉末並びに圧粉磁芯用軟磁性粉末およびその製造方法
JP6844378B2 (ja) * 2017-03-30 2021-03-17 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板
JP7010503B2 (ja) * 2017-09-25 2022-01-26 国立研究開発法人産業技術総合研究所 磁性材料とその製造方法
US11335485B2 (en) 2017-12-12 2022-05-17 Jfe Steel Corporation Multilayer electrical steel sheet
KR102439486B1 (ko) * 2017-12-28 2022-09-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 클래드 강판
JP7056699B2 (ja) * 2019-08-30 2022-04-19 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6112824A (ja) * 1984-06-29 1986-01-21 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH02274844A (ja) * 1989-04-18 1990-11-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 磁気特性の優れた電磁鋼板及びその製造方法
JPH04202644A (ja) * 1990-11-30 1992-07-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 電磁鋼板およびその製造方法
JP2000328226A (ja) * 1999-05-20 2000-11-28 Yaskawa Electric Corp 高周波特性に優れたモータ用珪素鋼板およびその製造方法
JP2007262431A (ja) * 2006-03-27 2007-10-11 Nippon Steel Corp 皮膜密着性が良好で磁気特性が優れた電磁鋼板、その製造方法および使用方法
JP2009263782A (ja) * 2008-03-31 2009-11-12 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0645881B2 (ja) * 1986-03-28 1994-06-15 日本鋼管株式会社 連続処理ラインにおける鋼板の浸珪処理方法
JPH11293424A (ja) * 1998-04-07 1999-10-26 Nkk Corp 飽和磁束密度が高く高周波鉄損の低い珪素鋼板
AU712212B3 (en) * 1999-07-15 1999-10-28 Occupational & Medical Innovations Ltd A surgical scalpel with retractable guard

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6112824A (ja) * 1984-06-29 1986-01-21 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH02274844A (ja) * 1989-04-18 1990-11-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 磁気特性の優れた電磁鋼板及びその製造方法
JPH04202644A (ja) * 1990-11-30 1992-07-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 電磁鋼板およびその製造方法
JP2000328226A (ja) * 1999-05-20 2000-11-28 Yaskawa Electric Corp 高周波特性に優れたモータ用珪素鋼板およびその製造方法
JP2007262431A (ja) * 2006-03-27 2007-10-11 Nippon Steel Corp 皮膜密着性が良好で磁気特性が優れた電磁鋼板、その製造方法および使用方法
JP2009263782A (ja) * 2008-03-31 2009-11-12 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板およびその製造方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102910704A (zh) * 2012-11-09 2013-02-06 无锡电站辅机厂 高速混床
CN102927371A (zh) * 2012-11-09 2013-02-13 无锡电站辅机厂 双支撑管夹
CN108884535A (zh) * 2016-03-31 2018-11-23 杰富意钢铁株式会社 电磁钢板及其制造方法
CN108884535B (zh) * 2016-03-31 2020-08-18 杰富意钢铁株式会社 电磁钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TWI461544B (zh) 2014-11-21
CN102639745B (zh) 2014-08-20
TW201134953A (en) 2011-10-16
WO2011065023A1 (ja) 2011-06-03
JP2011119298A (ja) 2011-06-16
KR20120112435A (ko) 2012-10-11
JP5655295B2 (ja) 2015-01-21
KR101399995B1 (ko) 2014-05-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102639745B (zh) 低碳钢板及其制造方法
JP6319522B2 (ja) 電磁鋼板およびその製造方法
KR101421387B1 (ko) 방향성 전기 강판 및 그 제조 방법
JP6496411B2 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
EP2025767B2 (en) Process for producing grain-oriented electrical steel sheet with high magnetic flux density
JP5446377B2 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
US20200032363A1 (en) Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
US11326221B2 (en) Grain-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor
WO2011089845A1 (ja) 高炭素熱延鋼板の製造方法
JP5644680B2 (ja) 電磁鋼板およびその製造方法
KR101596448B1 (ko) 무방향성 전기강판 및 이의 제조방법
CN100436631C (zh) 一种低碳高锰取向电工钢板及其制造方法
CN110629120B (zh) 磁性能优良的冷轧无取向硅钢及其生产方法
JPH08134551A (ja) 鉄損及び磁歪特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP3357602B2 (ja) 磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法
JP2023507952A (ja) 方向性電気鋼板、及びその製造方法
KR101675318B1 (ko) 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
JP3890790B2 (ja) 高珪素鋼板
JP2011012288A (ja) 高珪素鋼板の製造方法
KR102181748B1 (ko) 자화특성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
CN103320716A (zh) 复合磁性材料的原材料以及复合磁性材料的制造方法
KR102020276B1 (ko) 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
JP2779696B2 (ja) 方向性高珪素鋼板の製造方法
JP2501219B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2001335898A (ja) 磁気特性に優れた電磁鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant