JP2536131B2 - 表面性状の優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
表面性状の優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2536131B2 JP2536131B2 JP1041660A JP4166089A JP2536131B2 JP 2536131 B2 JP2536131 B2 JP 2536131B2 JP 1041660 A JP1041660 A JP 1041660A JP 4166089 A JP4166089 A JP 4166089A JP 2536131 B2 JP2536131 B2 JP 2536131B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- content
- annealing
- temperature
- steel sheet
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は表面性状の優れた無方向性電磁鋼板およびそ
の製造方法に関する。
の製造方法に関する。
高Si電磁鋼板を製造する場合、その冷圧段階で発生す
る表面起伏（リジング）は、製品の占績率を低下させる
原因として、母材の磁気特性とは別に、電磁鋼板の製造
技術のなかで十分に管理されなければならない問題であ
る。
る表面起伏（リジング）は、製品の占績率を低下させる
原因として、母材の磁気特性とは別に、電磁鋼板の製造
技術のなかで十分に管理されなければならない問題であ
る。
従来、リジングの発生原因としては、高Si化によりフ
ェライト単相組織となるため、凝固時に巨大な柱状晶が
発生し、これを軸方向に圧下する通常の熱延では、｛10
0｝＜011＞集合組織を有するストリーク状フェライト組
織が形成され、この組織が冷圧時のリジング発生をもた
らすと考えられている。
ェライト単相組織となるため、凝固時に巨大な柱状晶が
発生し、これを軸方向に圧下する通常の熱延では、｛10
0｝＜011＞集合組織を有するストリーク状フェライト組
織が形成され、この組織が冷圧時のリジング発生をもた
らすと考えられている。
このようなリジングを抑制する方法として、以下のよ
うな技術が開示されている。
うな技術が開示されている。
（１） 低温鋳造或いは電磁攪拌により、凝固時におけ
る柱状晶の発生を抑制する技術（特公昭52−38490号、
特公昭57−15969号） （２） 熱間圧延条件を最適化することにより、熱延時
のフェライト粒の再結晶を促進させる技術（特公昭50−
37127号、特公昭50−37132号、特公昭56−4309号） （３） Si＋Al量に対して、所定量以上のＣを添加する
技術（特公昭51−22890号） （４） 磁気特性に悪影響を及ぼさない範囲で、Ti,Zr
を添加する技術（特公昭56−31846号、特公昭56−4614
号） 〔発明が解決すべき課題〕 以上の技術のなかで、（１）、（２）はプロセス上有
効な手段ではあるが、連鋳スラブで柱状晶を無くするこ
とは困難であり、また連続熱延プロセスの操業条件の最
適化だけではストリーク状フェライトの発達を制御する
ことは不可能に近い。
る柱状晶の発生を抑制する技術（特公昭52−38490号、
特公昭57−15969号） （２） 熱間圧延条件を最適化することにより、熱延時
のフェライト粒の再結晶を促進させる技術（特公昭50−
37127号、特公昭50−37132号、特公昭56−4309号） （３） Si＋Al量に対して、所定量以上のＣを添加する
技術（特公昭51−22890号） （４） 磁気特性に悪影響を及ぼさない範囲で、Ti,Zr
を添加する技術（特公昭56−31846号、特公昭56−4614
号） 〔発明が解決すべき課題〕 以上の技術のなかで、（１）、（２）はプロセス上有
効な手段ではあるが、連鋳スラブで柱状晶を無くするこ
とは困難であり、また連続熱延プロセスの操業条件の最
適化だけではストリーク状フェライトの発達を制御する
ことは不可能に近い。
その点、素材の成分調整を手段とする（３）、（４）
の技術はリジング防止に対する本質的な方法として有効
と考えられるが、（３）の方法はＣ添加を伴うため後工
程での脱炭処理が必須となり、またSi＋Al＞2wt％の鋼
には適用できない。また、（４）の方法は微細な炭窒化
物の形成を伴うため、リジングには有効であっても磁気
特性、特に低磁場特性を劣化させる危険性がある。
の技術はリジング防止に対する本質的な方法として有効
と考えられるが、（３）の方法はＣ添加を伴うため後工
程での脱炭処理が必須となり、またSi＋Al＞2wt％の鋼
には適用できない。また、（４）の方法は微細な炭窒化
物の形成を伴うため、リジングには有効であっても磁気
特性、特に低磁場特性を劣化させる危険性がある。
本発明はこのような従来の問題を解決すべくなされた
もので、磁気特性に優れ、しかもリジングのない優れた
表面性状の無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供し
ようとするものである。
もので、磁気特性に優れ、しかもリジングのない優れた
表面性状の無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供し
ようとするものである。
このため本発明は、極低炭素−高Si鋼における熱間圧
延過程でのストリーク状フェライトの発達を、Ｐおよび
Ｂを複合添加することによって均一且つ微細なものと
し、これによって熱延板焼鈍後の段階で均一な等軸晶組
織を得、最終製品の優れた表面性状が得られるようにし
たもので、その特徴とするところは、C:0.005wt％以
下、Si:1.2〜3.5wt％、Mn:0.1〜0.5wt％、Al:0.10wt％
超え2.0wt％以下、S:0.005wt％未満、P:0.001〜0.10wt
％、B:0.001〜0.010wt％で、且つ、 （〔Si〕＋（Al）〕≦4.0 exp｛0.6（〔Si〕＋〔Al〕） −4.7｝≦（〔Ｐ〕＋10・〔Ｂ〕） 但し、〔Si〕…Si含有量（wt％） 〔Al〕…Al含有量（wt％） 〔Ｐ〕…Ｐ含有量（wt％） 〔Ｂ〕…Ｂ含有量（wt％） を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなることにあ
る。
延過程でのストリーク状フェライトの発達を、Ｐおよび
Ｂを複合添加することによって均一且つ微細なものと
し、これによって熱延板焼鈍後の段階で均一な等軸晶組
織を得、最終製品の優れた表面性状が得られるようにし
たもので、その特徴とするところは、C:0.005wt％以
下、Si:1.2〜3.5wt％、Mn:0.1〜0.5wt％、Al:0.10wt％
超え2.0wt％以下、S:0.005wt％未満、P:0.001〜0.10wt
％、B:0.001〜0.010wt％で、且つ、 （〔Si〕＋（Al）〕≦4.0 exp｛0.6（〔Si〕＋〔Al〕） −4.7｝≦（〔Ｐ〕＋10・〔Ｂ〕） 但し、〔Si〕…Si含有量（wt％） 〔Al〕…Al含有量（wt％） 〔Ｐ〕…Ｐ含有量（wt％） 〔Ｂ〕…Ｂ含有量（wt％） を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなることにあ
る。
また本発明法はこのような鋼板を製造し得る方法に係
り、その特徴とするところは、C:0.005wt％以下、Si:1.
2〜3.5wt％、Mn:0.1〜0.5wt％、Al:0.10wt％超え2.0wt
％以下、S:0.005wt％未満、P:0.001〜0.10wt％、B:0.00
1〜0.010wt％で、且つ、 （〔Si〕＋（Al）〕≦4.0 exp｛0.6（〔Si〕＋〔Al〕） −4.7｝≦（〔Ｐ〕＋10・〔Ｂ〕） 但し、〔Si〕…Si含有量（wt％） 〔Al〕…Al含有量（wt％） 〔Ｐ〕…Ｐ含有量（wt％） 〔Ｂ〕…Ｂ含有量（wt％） を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる連続鋳造ス
ラブを、 スラブ加熱温度:1050〜1200℃ 仕上げ温度:750〜850℃ 巻取温度:620℃以下 で熱間圧延した後、該鋼帯を焼鈍温度を制御することに
より板厚方向中心部に形成される未再結晶フィルム領域
が30％以下になるよう熱延後焼鈍し、しかる後冷間圧延
および最終焼鈍を行うようにしたことにある。
り、その特徴とするところは、C:0.005wt％以下、Si:1.
2〜3.5wt％、Mn:0.1〜0.5wt％、Al:0.10wt％超え2.0wt
％以下、S:0.005wt％未満、P:0.001〜0.10wt％、B:0.00
1〜0.010wt％で、且つ、 （〔Si〕＋（Al）〕≦4.0 exp｛0.6（〔Si〕＋〔Al〕） −4.7｝≦（〔Ｐ〕＋10・〔Ｂ〕） 但し、〔Si〕…Si含有量（wt％） 〔Al〕…Al含有量（wt％） 〔Ｐ〕…Ｐ含有量（wt％） 〔Ｂ〕…Ｂ含有量（wt％） を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる連続鋳造ス
ラブを、 スラブ加熱温度:1050〜1200℃ 仕上げ温度:750〜850℃ 巻取温度:620℃以下 で熱間圧延した後、該鋼帯を焼鈍温度を制御することに
より板厚方向中心部に形成される未再結晶フィルム領域
が30％以下になるよう熱延後焼鈍し、しかる後冷間圧延
および最終焼鈍を行うようにしたことにある。
以下、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明
する。
する。
C:本発明では圧延以降での脱炭焼鈍時に形成されるサブ
スケールの害を排除するために、製鋼脱ガス処理にて予
めＣを0.005wt％以下とした鋼を使用する。
スケールの害を排除するために、製鋼脱ガス処理にて予
めＣを0.005wt％以下とした鋼を使用する。
S:本発明では、高級電磁鋼板に要求される低鉄損化の観
点からその下限を1.2wt％とする。一方、Siが3.5wt％を
超えると冷間圧延性が悪くなり、このような製造技術上
の制約から3.5wt％をその上限とする。
点からその下限を1.2wt％とする。一方、Siが3.5wt％を
超えると冷間圧延性が悪くなり、このような製造技術上
の制約から3.5wt％をその上限とする。
Mn:Mnは高級無方向性電磁鋼板においては、顕著な特性
改善効果はないが、鋼中ＳをMnSとして析出、粗大化さ
せて磁気特性に対して無害化するため、その下限を0.1w
t％とする。またMnの上限は磁気特性に悪影響を及ぼさ
ない限界として0.5wt％とする。
改善効果はないが、鋼中ＳをMnSとして析出、粗大化さ
せて磁気特性に対して無害化するため、その下限を0.1w
t％とする。またMnの上限は磁気特性に悪影響を及ぼさ
ない限界として0.5wt％とする。
S:MnSの析出総量を規制するため、0.005wt％未満とす
る。
る。
Al:Alは高級無方向性電磁鋼板においてはSiを補う役目
をし、（Si＋Al）として低鉄損化に寄与する。本発明で
は、AlNを粗大化させ且つ固溶Alとして鉄損に寄与させ
るため、またAl添加量が増えると再結晶温度が低下する
ためリジング防止の観点からも好ましく、Alは0.10wt超
とする。一方、2.0wt％を超えて添加しても磁気特性上
格別な改善が認められないばかりか、却って圧延性、溶
接性を劣化させることになり、このためその上限を2.0w
t％とする。
をし、（Si＋Al）として低鉄損化に寄与する。本発明で
は、AlNを粗大化させ且つ固溶Alとして鉄損に寄与させ
るため、またAl添加量が増えると再結晶温度が低下する
ためリジング防止の観点からも好ましく、Alは0.10wt超
とする。一方、2.0wt％を超えて添加しても磁気特性上
格別な改善が認められないばかりか、却って圧延性、溶
接性を劣化させることになり、このためその上限を2.0w
t％とする。
また、冷延性の観点から（Si＋Al）量は4.0wt％以下
に抑えられる。
に抑えられる。
ＰおよびB:これらは本発明における最も重要な元素であ
る。すなわち、フェライト単相組織となる高Si鋼では、
極低Ｃ化に伴ってフェライト相はより安定となり、熱間
圧延時の動的回復再結晶挙動が緩慢になることに起因し
たストリーク組織が発達し易くなる。この組織はリジン
グの原因となることから、熱延時にこうした組織が再結
晶し易くするため、Ｃを添加したのが特公昭51−2289号
である。しかし、この技術では最終的に脱炭焼鈍が必要
となる。本発明はこのＣの役目をＰ＋Ｂで果たすことを
狙ったものである。
る。すなわち、フェライト単相組織となる高Si鋼では、
極低Ｃ化に伴ってフェライト相はより安定となり、熱間
圧延時の動的回復再結晶挙動が緩慢になることに起因し
たストリーク組織が発達し易くなる。この組織はリジン
グの原因となることから、熱延時にこうした組織が再結
晶し易くするため、Ｃを添加したのが特公昭51−2289号
である。しかし、この技術では最終的に脱炭焼鈍が必要
となる。本発明はこのＣの役目をＰ＋Ｂで果たすことを
狙ったものである。
まず、Ｐはフェライト形成元素であるが、熱延段階で
は、フェライト粒内での歪エネルギーの蓄積を促進させ
ることによってフェライト粒の再結晶による細粒化をも
たらす。またＢはBNおよびＢクラスターとしてフェライ
トの細粒化に寄与する。本発明はこうしたＰとＢによる
熱延時のフェライト粒の細粒化（層状フェライトの層間
隔減少）によって｛100｝＜011＞巨大ストリーク組織の
発達を抑制することが第１の目的である。ここで、P,B
がそれぞれ0.001wt％未満では上述したような細粒化効
果は期待できない。しかし、Ｐに関しては、素材の脆化
防止の観点からその上限を0.10wt％に、またＢに関して
は、過度のフェライト組織の細粒化およびBNの析出によ
る磁気特性の劣化を考慮して、その上限を0.010wt％に
規制する。
は、フェライト粒内での歪エネルギーの蓄積を促進させ
ることによってフェライト粒の再結晶による細粒化をも
たらす。またＢはBNおよびＢクラスターとしてフェライ
トの細粒化に寄与する。本発明はこうしたＰとＢによる
熱延時のフェライト粒の細粒化（層状フェライトの層間
隔減少）によって｛100｝＜011＞巨大ストリーク組織の
発達を抑制することが第１の目的である。ここで、P,B
がそれぞれ0.001wt％未満では上述したような細粒化効
果は期待できない。しかし、Ｐに関しては、素材の脆化
防止の観点からその上限を0.10wt％に、またＢに関して
は、過度のフェライト組織の細粒化およびBNの析出によ
る磁気特性の劣化を考慮して、その上限を0.010wt％に
規制する。
さらに、本発明者らが検討したところ、リジングを適
切に防止するためには、P,Bをそれぞれ上記のように単
独規制することに加え、ＰとＢをSi＋Alとの関係で、 exp｛0.6（〔Si〕＋〔Al〕） −4.7｝≦（〔Ｐ〕＋10・〔Ｂ〕） を満足するよう規制する必要があることが判明した。第
１図は、ＰおよびＢがSi＋Alとの関係でリジングの発生
に及ぼす影響を調べた試験結果を示すもので、（〔Ｐ〕
＋10・〔Ｂ〕）量が上記関係を満足しない領域ではリジ
ングの発生が避けられない。
切に防止するためには、P,Bをそれぞれ上記のように単
独規制することに加え、ＰとＢをSi＋Alとの関係で、 exp｛0.6（〔Si〕＋〔Al〕） −4.7｝≦（〔Ｐ〕＋10・〔Ｂ〕） を満足するよう規制する必要があることが判明した。第
１図は、ＰおよびＢがSi＋Alとの関係でリジングの発生
に及ぼす影響を調べた試験結果を示すもので、（〔Ｐ〕
＋10・〔Ｂ〕）量が上記関係を満足しない領域ではリジ
ングの発生が避けられない。
次に、本発明法について説明する。
本発明法では、上述したような組成の連続鋳造スラブ
を、熱間圧延後、熱延板焼鈍する。すなわち、本発明は
上記したP,Bの効果によって細粒化したフェライト組織
を、引続いて行なう熱延板焼鈍で均一且つ十分なサイズ
まで再結晶粒成長させる。そのため、熱延時にフェライ
トの細粒化が十分に進行するよう、熱延仕上温度を850
℃以下とする。また、熱延時の圧延負荷の観点から仕上
温度の下限を750℃とする。また、巻取後の徐冷却で不
均一な再結晶が起らないようにするため、熱延巻取温度
を620℃以下とする。
を、熱間圧延後、熱延板焼鈍する。すなわち、本発明は
上記したP,Bの効果によって細粒化したフェライト組織
を、引続いて行なう熱延板焼鈍で均一且つ十分なサイズ
まで再結晶粒成長させる。そのため、熱延時にフェライ
トの細粒化が十分に進行するよう、熱延仕上温度を850
℃以下とする。また、熱延時の圧延負荷の観点から仕上
温度の下限を750℃とする。また、巻取後の徐冷却で不
均一な再結晶が起らないようにするため、熱延巻取温度
を620℃以下とする。
なお、熱延のスラブ加熱温度は、熱延仕上げ温度を確
保するためにその下限を1050℃に、また凝固組織の粗大
化に伴う熱延時のストリーク状フェライト組織の発達抑
制、および表層スケールの溶融に伴う表面欠陥発生の抑
制の観点から、その上限を1200℃とする。
保するためにその下限を1050℃に、また凝固組織の粗大
化に伴う熱延時のストリーク状フェライト組織の発達抑
制、および表層スケールの溶融に伴う表面欠陥発生の抑
制の観点から、その上限を1200℃とする。
以上のようにして得られた熱延鋼板を上述した観点に
基づいて焼鈍する上で、本発明では熱延時に発達したス
トリーク状フェライトを再結晶させることによって冷圧
時のリジングを低減させる狙いから、焼鈍温度を制御す
ることにより板厚方向での未再結晶フェライト領域が30
％以下となるよう熱延板焼鈍する。
基づいて焼鈍する上で、本発明では熱延時に発達したス
トリーク状フェライトを再結晶させることによって冷圧
時のリジングを低減させる狙いから、焼鈍温度を制御す
ることにより板厚方向での未再結晶フェライト領域が30
％以下となるよう熱延板焼鈍する。
熱延板焼鈍後における未再結晶フェライト領域の割合
は熱延板焼鈍温度に依存する。通常、熱延板焼鈍はバッ
チ焼鈍の場合には700〜850℃程度の温度範囲で、また連
続焼鈍の場合には850〜1000℃程度の温度範囲で行わ
れ、これらの温度範囲において鋼板の成分条件等に応じ
て焼鈍温度を制御することにより、未再結晶フェライト
領域を30％以下の割合に調整する。
は熱延板焼鈍温度に依存する。通常、熱延板焼鈍はバッ
チ焼鈍の場合には700〜850℃程度の温度範囲で、また連
続焼鈍の場合には850〜1000℃程度の温度範囲で行わ
れ、これらの温度範囲において鋼板の成分条件等に応じ
て焼鈍温度を制御することにより、未再結晶フェライト
領域を30％以下の割合に調整する。
第２図は、熱延板焼鈍後の板厚方向未再結晶領域の比
率が冷圧後の鋼帯のうねり高さに及ぼす影響を調べた試
験結果を示したものであり、いずれの鋼成分でも板厚方
向未再結晶領域の比率を30％以下に抑えることにより、
冷圧板のリジングが適切に抑えられていることが判る。
率が冷圧後の鋼帯のうねり高さに及ぼす影響を調べた試
験結果を示したものであり、いずれの鋼成分でも板厚方
向未再結晶領域の比率を30％以下に抑えることにより、
冷圧板のリジングが適切に抑えられていることが判る。
ここで、未再結晶フェライト領域とは板厚方向の中心
部に発生する｛100｝＜011＞集合組織の領域を示す。こ
のような未再結晶フェライト領域の割合の測定は、一般
に画像処理法やＸ線回折法により行うことができる。例
えば、画像処理法は画像処理により結晶組織形態を識別
するもので、再結晶粒はポリゴナル状であることから、
鋼板断面のポリゴナル状の結晶粒（再結晶粒）の面積率
を画像処理により求めて再結晶領域の割合を算出し、残
余の領域（＝100−［再結晶領域（％）］を未再結晶フ
ェライト領域として求める。またＸ線回折法では、鋼板
断面をＸ線回折して｛110｝面の回折ピークを測定し、
これに基づき完全再結晶組織と完全未再結晶組織の回折
ピークの判値幅を求め、この値を用いて下式に基づき未
再結晶フェライト領域の割合を求める。
部に発生する｛100｝＜011＞集合組織の領域を示す。こ
のような未再結晶フェライト領域の割合の測定は、一般
に画像処理法やＸ線回折法により行うことができる。例
えば、画像処理法は画像処理により結晶組織形態を識別
するもので、再結晶粒はポリゴナル状であることから、
鋼板断面のポリゴナル状の結晶粒（再結晶粒）の面積率
を画像処理により求めて再結晶領域の割合を算出し、残
余の領域（＝100−［再結晶領域（％）］を未再結晶フ
ェライト領域として求める。またＸ線回折法では、鋼板
断面をＸ線回折して｛110｝面の回折ピークを測定し、
これに基づき完全再結晶組織と完全未再結晶組織の回折
ピークの判値幅を求め、この値を用いて下式に基づき未
再結晶フェライト領域の割合を求める。
未再結晶率（％） ＝｛１−（Ｂ−Ｘ）／（Ｂ−Ａ）｝×100 但しX:測定サンプルの半値幅 A:完全再結晶組織の半値幅 B:完全未再結晶組織の半値幅 〔実施例〕 実施例1. 第１表に示すNo.3、No.6、No.10の各鋼成分の連続鋳
造スラブを第２表に示す条件で熱間圧延（板厚2.0mm
t）および熱延板焼鈍し、該鋼帯を酸洗、冷間圧延（板
厚0.5mm t）した後、No.3は850℃×2min,No.6は940℃×
2min,No.10は960℃×2minの最終焼鈍を施した。得られ
た鋼帯の平均うねり高さおよび磁気特性を第２表に併せ
て示す。
造スラブを第２表に示す条件で熱間圧延（板厚2.0mm
t）および熱延板焼鈍し、該鋼帯を酸洗、冷間圧延（板
厚0.5mm t）した後、No.3は850℃×2min,No.6は940℃×
2min,No.10は960℃×2minの最終焼鈍を施した。得られ
た鋼帯の平均うねり高さおよび磁気特性を第２表に併せ
て示す。
実施例2. 第１表に示す各鋼成分の連続鋳造スラブを、1120〜11
80℃の温度で加熱後、熱間圧延を行なって800〜850℃の
温度で2mm tに仕上げた後、560〜610℃の温度で巻き取
った。酸洗後、No.1〜No.4は700℃で、No.5〜No.9は800
℃で、No.10〜No.12は850℃でそれぞれオープンコイル
焼鈍を行なった後、0.5mm tまで冷間圧延を行ない、第
３表に示す温度で連続焼鈍による最終焼鈍を実施した。
得られた鋼帯の平均うねり高さおよび磁気特性を第３表
に併せて示す。
80℃の温度で加熱後、熱間圧延を行なって800〜850℃の
温度で2mm tに仕上げた後、560〜610℃の温度で巻き取
った。酸洗後、No.1〜No.4は700℃で、No.5〜No.9は800
℃で、No.10〜No.12は850℃でそれぞれオープンコイル
焼鈍を行なった後、0.5mm tまで冷間圧延を行ない、第
３表に示す温度で連続焼鈍による最終焼鈍を実施した。
得られた鋼帯の平均うねり高さおよび磁気特性を第３表
に併せて示す。
第１図はＰおよびＢがSi＋Alとの関係でリジングの発生
に及ぼす影響を示したものである。第２図は熱延板焼鈍
後の板厚方向未再結晶領域の比率が冷圧後の鋼帯のうね
り高さに及ぼす影響を示したものである。
に及ぼす影響を示したものである。第２図は熱延板焼鈍
後の板厚方向未再結晶領域の比率が冷圧後の鋼帯のうね
り高さに及ぼす影響を示したものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭60−162751（ＪＰ，Ａ) 特開 昭48−49617（ＪＰ，Ａ) 特開 昭49−39526（ＪＰ，Ａ) 特公 昭58−55209（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (2)
- 【請求項１】C:0.005wt％以下、Si:1.2〜3.5wt％、Mn:
0.1〜0.5wt％、Al:0.10wt％超え2.0wt％以下、S:0.005w
t％未満、P:0.001〜0.10wt％、B:0.001〜0.010wt％で、
且つ、 （〔Si〕＋（Al）〕≦4.0 exp｛0.6（〔Si〕＋〔Al〕） −4.7｝≦（〔Ｐ〕＋10・〔Ｂ〕） 但し、〔Si〕…Si含有量（wt％） 〔Al〕…Al含有量（wt％） 〔Ｐ〕…Ｐ含有量（wt％） 〔Ｂ〕…Ｂ含有量（wt％） を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる表面性状の
優れた無方向性電磁鋼板。 - 【請求項２】C:0.005wt％以下、Si:1.2〜3.5wt％、Mn:
0.1〜0.5wt％、Al:0.10wt％超え2.0wt％以下、S:0.005w
t％未満、P:0.001〜0.10wt％、B:0.001〜0.010wt％で、
且つ、 （〔Si〕＋（Al）〕≦4.0 exp｛0.6（〔Si〕＋〔Al〕） −4.7｝≦（〔Ｐ〕＋10・〔Ｂ〕） 但し、〔Si〕…Si含有量（wt％） 〔Al〕…Al含有量（wt％） 〔Ｐ〕…Ｐ含有量（wt％） 〔Ｂ〕…Ｂ含有量（wt％） を満足し、残部Fe及び不可避不純物からなる連続鋳造ス
ラブを、 スラブ加熱温度:1050〜1200℃ 仕上げ温度 :750〜850℃ 巻取温度 :620℃以下 で熱間圧延した後、該鋼帯を焼鈍温度を制御することに
より板厚方向中心部に形成される未再結晶フェライト領
域が30％以下になるよう熱延後焼鈍し、しかる後冷間圧
延および最終焼鈍を行うことを特徴とする表面性状の優
れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1041660A JP2536131B2 (ja) | 1989-02-23 | 1989-02-23 | 表面性状の優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1041660A JP2536131B2 (ja) | 1989-02-23 | 1989-02-23 | 表面性状の優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02221355A JPH02221355A (ja) | 1990-09-04 |
| JP2536131B2 true JP2536131B2 (ja) | 1996-09-18 |
Family
ID=12614535
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1041660A Expired - Fee Related JP2536131B2 (ja) | 1989-02-23 | 1989-02-23 | 表面性状の優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2536131B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5609003B2 (ja) * | 2009-04-14 | 2014-10-22 | 新日鐵住金株式会社 | 無方向性電磁鋼板 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS512289B2 (ja) * | 1971-10-28 | 1976-01-24 | ||
| JPS5238490B2 (ja) * | 1972-08-23 | 1977-09-29 | ||
| JPS5855209A (ja) * | 1981-09-29 | 1983-04-01 | Sumitomo Naugatuck Co Ltd | 大理石模様を呈する樹脂混合物 |
| JPS60162751A (ja) * | 1984-02-03 | 1985-08-24 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性ならびに表面性状の優れたセミプロセス電磁鋼板およびその製造方法 |
-
1989
- 1989-02-23 JP JP1041660A patent/JP2536131B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02221355A (ja) | 1990-09-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0229846B1 (en) | Process for producing silicon steel sheet having soft magnetic characteristics | |
| EP0019289B1 (en) | Process for producing grain-oriented silicon steel strip | |
| EP0490617B1 (en) | Method for producing non-oriented electromagnetic steel strip having superior magnetic properties and appearance | |
| JP4207231B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH03219020A (ja) | 無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP6432671B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH05171280A (ja) | 磁気特性が優れかつ表面外観の良い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4337159B2 (ja) | 珪素鋼板の製造方法および珪素鋼板用の熱延鋼帯素材 | |
| JPH08269571A (ja) | 一方向性電磁鋼帯の製造方法 | |
| JP2536131B2 (ja) | 表面性状の優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
| JP2787776B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2004169141A (ja) | 高級無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3551849B2 (ja) | 一方向性電磁鋼板用の一次再結晶焼鈍板 | |
| JP2002206114A (ja) | 無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3350351B2 (ja) | 形状と磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3234594B2 (ja) | 方向性けい素鋼板の熱間圧延方法 | |
| JP3849146B2 (ja) | 一方向性けい素鋼板の製造方法 | |
| JPH09125212A (ja) | 加工性に優れた高珪素鋼及びその製造方法 | |
| JPH08269553A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3845887B2 (ja) | 磁気特性に優れる熱延電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH07116513B2 (ja) | 無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH06240358A (ja) | 磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0726154B2 (ja) | 低鉄損の無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3309386B2 (ja) | フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3474628B2 (ja) | 超高珪素電磁鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |