JP3056970B2 - 磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JP3056970B2 JP3056970B2 JP7082984A JP8298495A JP3056970B2 JP 3056970 B2 JP3056970 B2 JP 3056970B2 JP 7082984 A JP7082984 A JP 7082984A JP 8298495 A JP8298495 A JP 8298495A JP 3056970 B2 JP3056970 B2 JP 3056970B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- annealing
- temperature
- less
- rolling
- hot
- 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 - Lifetime
Links
Landscapes
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
て使用される磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造
方法に関する。
他の電気機器の鉄心材料として使用されており、励磁特
性、鉄損特性等の磁気特性に優れていることが、機器の
小型化、エネルギー損失の減少のために要求される。励
磁特性を表す特性値として、磁場の強さ800A/mに
おける磁束密度B8 がJISで規格化されて通常使用さ
れる。又、エネルギー損失を示す特性値としては、周波
数50Hzで1.7テスラー(T)まで磁化したときの鋼
板1kg当たりのエネルギー損失(鉄損)W17/50もJI
Sで規格化されている。
般的に磁束密度が高い(大きい)ほど鉄損特性が良好に
なる。又、一般的に磁束密度が高くなると二次再結晶粒
が大きくなり、鉄損が悪化する場合がある。この場合
は、既に広く知られているように、磁区を制御すること
により、二次再結晶の粒径に拘らず鉄損を改善すること
ができる。
程で二次再結晶を起こさせ、鋼板表面に{110}、圧
延方向に〈001〉軸をもったいわゆるゴス組織を有し
ている。良好な磁気特性を得るためには、磁化容易軸で
ある〈001〉を圧延方向に高度に揃えることが必要で
ある。
製造技術は、古くから開発され、わが国ではいわゆるイ
ンヒビターとしてMnS,AlNを用いる方法(特開昭
40−15644号公報)、MnS,MnSe,Sb等
を用いる方法(特開昭51−13469号公報)等があ
る。これらの場合は、熱延板段階でのインヒビターの完
全固溶が求められ、実際の熱間圧延時は鋼塊(スラブ)
の加熱温度を1350℃以上にすることが必要である。
点がある。このため、この熱延時の鋼塊(スラブ)の加
熱温度を下げる試みが行われている。その一つを開示し
たものとして特開昭59−56522号公報がある。こ
の技術の発展として多くの発明がなされ、インヒビター
形成のために脱炭焼鈍から最終仕上焼鈍の昇温過程で窒
化を行う方法(特開昭62−45285号公報、特開昭
60−179855号公報)、更にはストリップを走行
せしめる状態下での水素、窒素、アンモニアの混合ガス
を用いた窒化処理を行う方法(特開平2−77525号
公報、特開平1−82400号公報、特開平3−180
460号公報、特開平1−317592号公報)が開示
された。
終仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までの途中段階での一
次再結晶粒径を制御する方法(特開平3−294425
号公報、特開平2−96275号公報、特開平2−59
020号公報、特開平1−82393号公報)も開示さ
れた。しかし、これらの方法においてはTiは不可避不
純物として扱われ、その含有量は0.003%以下、望
ましくは0.0020%以下としている。
による方向性電磁鋼板製造技術を開示したものとして特
公平6−86632号公報がある。この方法においては
Tiを0.0020〜0.0150%含有させ、最終仕
上焼鈍における二次再結晶開始までの間に窒化させて磁
束密度が高い一方向性電磁鋼板の製造方法が開示されて
いる。この場合は良好な磁気特性が得られるが、窒化を
高温仕上焼鈍(箱焼鈍)で行うため窒化が不均一傾向
で、二次再結晶は安定であるが(B8 =1.94T程
度)いわゆるグラス被膜の形成が不安定となる場合があ
る。
備すべき主たる特性は、良好な磁気特性(低鉄損、高磁
束密度)及び良好な被膜特性(被膜張力、密着性、外
観)である。この点で、特公平6−86632号公報に
開示された技術は更に改善の余地がある。ところで、従
来の一方向性電磁鋼板の製造方法においては、Tiが多
い場合は、既に広く知られている如く二次再結晶が不安
定となる。例えば特開平5−295442号公報の方法
で高Ti材も二次再結晶をさせることは可能であるが、
この場合にも熱延条件の制御を注意深く行うことが必要
であり、かつTi含有量は80ppm が限界である。
鉄からの不純物として混入、又溶鉱炉の安定操業のため
の砂鉄からの溶銑への混入、スクラップからの混入等が
考えられる。即ち高Tiスラブを熱延加熱温度を128
0℃以下にして加熱し、脱炭焼鈍後に窒化して製造する
本発明は、いずれの場合も従来から製造に大きな困難性
を有している。
iを含有しており、Fe−Si合金鉄を多量に用いる。
このため従来より、不純物の少ない特にTi含有量の少
ない高品位のFe−Si合金が用いられている。ところ
が本発明を適用すると、磁気特性が向上するとともに、
更に合金鉄の品位を落すことも可能となり、コストダウ
ンも可能となる。本発明は、特公平6−86632号公
報に開示された技術を更に発展させて更に良好な磁気特
性、被膜特性を得るとともに、上記のコストダウンを実
施可能な技術を提供することを課題とする。尚、一方向
性電磁鋼板のB8 は、ゴス方位の集積度に強く依存す
る。更に、ゴス方位の集積度は一次再結晶時の集合組織
に依存することが知られている(吉冨等,日本金属学会
誌,58(1994),882)。Ti添加によっては
この一次再結晶集合組織は変化しないので、インヒビタ
ーの効果のみ考慮すれば良い。
ったところ、特公平6−86632号公報に開示された
技術と脱炭焼鈍までの工程は同様であるが、走行するス
トリップで窒化することを特徴とし、その窒化量の制御
及び/又はBAF(最終仕上焼鈍:二次再結晶を行わし
める箱型焼鈍)での雰囲気中の窒素分圧を制御すること
により、グラス被膜も良好で磁気特性が更に改善される
ことを知見した。
下とする本発明では、初期のAl,Nの量は脱炭焼鈍時
の一次再結晶粒径を制御するために用いられ、二次再結
晶のためのインヒビターとしては脱炭焼鈍後に行われる
ので、溶鋼段階でのTiの含有量は二次再結晶性に影響
しないことを見出した。更に、Tiを適量添加するとT
iNがAlNに加わってインヒビターとして働き、スト
リップ窒化での窒化量の制御及び/又はBAF(最終仕
上焼鈍:二次再結晶を行わしめる箱型焼鈍)での雰囲気
中の窒素分圧を制御することにより、磁気特性が著しく
改善されることを見出した。
は、Ti含有量が比較的多い電磁鋼スラブを1280℃
以下の低い加熱温度で加熱し、得られた熱延板を用いて
必要に応じて熱延板焼鈍を施し一回以上の冷間圧延後の
脱炭焼鈍後にストリップを走行させる状態下で窒化処理
することによりインヒビターを形成する方法で製造可能
な、磁気特性及び被膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼
板を安定的に製造し得るプロセスについて鋭意研究開発
を重ねた。
スラブの成分組成の限定理由は、以下のとおりである。
C:Cは、0.025〜0.070%とした。従来の発
明では、0.025%以下ではいわゆる3%Si−Fe
材(方向性電磁鋼板の基本成分)では、変態相がなくな
る。0.065%を超えると脱炭焼鈍工程での30ppm
以下とするためには、時間が掛かりすぎて生産性が阻害
される。Si:Siはその含有量が2.5%未満になる
と、良好な鉄損が得られない。又、4.5%を超える
と、脆性のために冷間圧延等室温での鋼板処理が困難に
なる。
以下、望ましくは0.010%以下である。1280℃
以下のスラブ加熱温度で熱延板を製造し、その後熱延板
焼鈍、冷間圧延の後での、ストリップ窒化等による脱炭
焼鈍工程以降のインヒビターの作り込みで製造する一方
向性電磁鋼板では、多量のS,Seは一次再結晶粒の粒
成長を妨げ有害であるためである。0.005%未満で
は、熱延での操業上の不可避的変動要素(スキッド上及
び間の温度履歴差、圧延速度の加速による熱延温度の変
動等)により、一次再結晶粒の粒成長に場所的変動が生
じ易くなり工業的に安定的に製品が製造できない。
成する。本発明では、インヒビターとしてはAlNばか
りでなくTiNも利用するため、N量はTiの添加量と
密接に関係している。Ti<0.005%であるとイン
ヒビターとしてのTiNの効果があまりなく、磁束密度
はB8 で1.90〜1.93T程度であるのでTi≧
0.005%とした。上限の0.015%は、これを超
えてTiを添加するとTiNのサイズが大きく又個数が
多く(いわゆるZENER因子が強く)なり、二次再結
晶不良が生じることがある。更に、TiNは熱力学的に
安定であるため、最終製品まで存在し履歴損増加により
鉄損が劣化する。
結晶粒成長の粒成長制御及び二次再結晶のためのインヒ
ビターとして働くので重要である。その範囲は0.00
40〜0.0130%とする。上記範囲のTiと結合し
てこのような効果を奏せしめるには、Ti:0.005
〜0.015%であることが必要である。
一次再結晶粒成長を制御するために添加される。128
0℃以下のスラブ加熱でもAlNは適切な溶解度を持
つ。有効なAlN形成のために0.010〜0.050
%となる。 Mn:Mnは、少ないと二次再結晶は不安定になり、多
いとB8 は高くなるが、一定量以上入れると、コストが
高くなる。従って0.05〜0.8%とする。
さくするために添加されるのが望ましい。少ないと効果
が少なく、多すぎるとグラス被膜の劣化または脱炭不良
傾向であり望ましくない。このため添加する場合には、
0.03〜0.15%とする。その他、グラス被膜形成
を容易化及び集合組織の改善のためにCr,P等を添加
することも本発明の主旨を損なうものではない。
御するためには、AlN,MnS,MnSe,TiN等
が有効であるが、本発明では、S,Seの含有量が従来
の方向性電磁鋼板より少ないためMnS,MnSeによ
る効果は小さいが、TiN,AlNの効果は大きい。こ
のように、Al,N,Tiの量は一次再結晶粒成長の粒
成長制御及び二次再結晶のためのインヒビターとして働
くので、相互関係が重要となる。
TiNの効果は少ない。しかし本発明の範囲0.005
%以上では、上述したように優先的にTiNが形成され
るので、AlNに消費されるNが減り補償する必要が生
じる。この補償する方法としては、溶製段階でTiN
当量分余分に含有させる、ストリップ窒化量を増や
す、BAFでの窒素分圧を上げ脱窒を防ぐ等がある。
ついて述べる。本発明に関する溶製及び鋳造は、公知の
通常の方法で行われる。即ち、溶製は転炉又は電気炉等
を用い、溶銑を主原料としても良いしスクラップを用い
ても良い。成分調整は真空脱ガス装置で行うのが通常で
あるが、成分さえ範囲内であればその必要はない。鋳造
は連続鋳造機で行われるが、インゴット法でも良い。
延機の能力(圧下代)のバランスで採用される。熱延は
通常の連続熱延機で行うが、いわゆる可逆のステッケル
ミルでも良い。熱延時のスラブ加熱温度は最大1280
℃である。これは、本発明の如く脱炭焼鈍後に同一ライ
ン又は別のラインにてストリップを走行せしめるので、
溶体化のためにこの温度を超えての加熱は必要はない。
又エネルギーコストの低減及び熱延板の耳割れ等の欠陥
低減の観点も低い方が良い。
のではないが、最終冷間圧延率は80〜95%が望まし
い。必要に応じて中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行
う。熱延板焼鈍は、熱延の不均一性の緩和、AlNの析
出形態の制御のために必要に応じて行うのであり、処理
条件は特に限定されるものではないが、最高温度は11
60℃として、冷却速度はAlNの量、Si/Cのバラ
ンスにより適正化されるのが望ましい。
ルを製品の磁気時効防止のために0.0030%以下ま
で脱炭される。又、良好なグラス被膜を形成するために
酸化層を形成せしめる。窒化は脱炭焼鈍設備と同一ライ
ン又は別のラインにてストリップを走行せしめる状態下
で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理が行
われる。この窒化処理において、AlR =Al−27/
14(N−14/48Ti)で定義されるAlR が、
0.4×AlR ≦N1 ≦2.5×AlR (ただしN1 :
窒化処理後の鋼中窒素の重量%)を満たす量で行う。下
限の0.4倍は、本発明のようなTi含有の方向性電磁
鋼板特有の二次再結晶の安定性のために規定され、上限
の2.5倍は、本発明特有の成分系でのグラス被膜の安
定的形成のために規定される(図1)。
を塗布する。続く仕上焼鈍の昇温度時に二次再結晶が起
こるので、窒素分圧は非常に重要である。25%より少
ないと鋼板内のAlNの分解がたやすく起こり、インヒ
ビターがTiNのみとなり二次再結晶不良となる。上限
の90%は良好なグラス被膜形成のために必要である。
塊の加熱温度を低くする方向性電磁鋼板製造方法におい
て、所定のTi,Nの添加によるAlNとTiNの複合
インヒビター効果、ストリップ窒化による均一なAlN
の形成、Ti含有成分系ならではの窒化条件の特定、及
び仕上焼鈍中のN2 分圧の特定によるAlNの分解防止
及びグラス被膜改善効果、の4者の有機的な結合によっ
て、良好な磁気特性(B8 =1.95T)と被膜特性を
得るとともに、コストダウンを実現することにある。
%、S:0.010%、酸可溶性Al:0.028%、
N:0.0085%とし、Tiの量を次のように変化さ
せTi:0.001,0.002,0.003,0.0
05,0.008,0.010,0.013,0.01
5,0.016%、残部Fe及び不可避的不純物からな
る溶製された溶鋼を通常の方法で連続鋳造してスラブを
得、1150℃で加熱した後1080℃で熱延を開始し
て2.6mmとして550℃で巻き取った。その後、11
20℃で2分間の熱延板焼鈍を行い、酸洗後、185〜
210℃で温間圧延し0.285mmに冷間圧延した。そ
の後、830℃でN2 :25%、H2 :75%の雰囲気
ガス中、露点65℃で150秒焼鈍し脱炭、一次再結晶
及び酸化被膜形成を行った。
5×AlR ≦N1 ≦2.0×AlR (ただしN1 :窒化
処理後の鋼中窒素の重量%)を満たせしめ、続いてMg
Oを主成分とする焼鈍分離材を塗布した。続く仕上焼鈍
で15℃/時間の昇温度時の雰囲気をN2 を35%≦N
2 ≦85%とした。その後H2 :100%のdry雰囲
気中で1200℃で30時間で純化焼鈍を行った。最後
に歪取り焼鈍を行い磁気特性を測定した。この場合のT
iに対する磁気特性の関係を{磁束密度(B8(T)と
鉄損(W17/50 (W/kg))のグラフ}図2,3に示す。
このようにTiを添加すると磁束密度及び鉄損が改善さ
れている。
3.30%、Mn:1.02%、S:0.010%、酸
可溶性Al:0.028%、N:0.008%、Sb:
0.07%とし、Tiの量を次のように変化させTi:
0.001,0.006,0.009,0.0
11,0.017%、残部Fe及び不可避的不純物か
らなる溶製された溶鋼を通常の方法で連続鋳造してスラ
ブを得、1150℃で加熱した後1080℃で熱延を開
始して2.7mmとして550℃で巻き取った。その後、
1120℃で2分間の熱延板焼鈍を行い、酸洗後、18
5〜210℃で温間圧延し0.285mmに冷間圧延し
た。
75%の雰囲気ガス中、露点65℃で150秒焼鈍し脱
炭、一次再結晶及び酸化被膜形成を行った。ストリップ
状態で窒化させ総含有量0.019〜0.023%とな
るように窒化させた。続いてMgOを主成分とする焼鈍
分離材を塗布し、N2 :20%,H2 :80%、N
2 :35%,H2 :65%、N2 :50%,H2 :5
0%、N2 :75%,H2 :25%、N2 :5%,
H2 :95%、の雰囲気中で15℃/時間の速度で12
00℃まで昇温し、その後H2 :100%のdry雰囲
気中で1200℃で30時間で純化焼鈍を行った。最後
に歪取り焼鈍を行い磁気特性を測定した。この結果を表
1に示す。
3.23%、Mn:1.0%、S:0.012%、酸可
溶性Al:0.030%、N:0.0073%、P:
0.023%とし、Tiの量を次のように変化させ、T
i:0.001,0.003,0.005,0.00
8,0.010,0.013,0.015,0.016
%、残部Fe及び不可避的不純物からなる溶製された溶
鋼を通常の方法で連続鋳造してスラブを得、1150℃
で加熱した後1080℃で熱延を開始して2.8mmとし
て570℃で巻き取った。その後熱延板焼鈍することな
く、酸洗後、タンデム冷間圧延機で1.70mmとして脱
脂後、980℃で125秒の中間焼鈍を行った。
mmに冷間圧延した。その後、835℃でN2 :25%、
H2 :75%の雰囲気ガス中、露点65℃で90秒焼鈍
し脱炭、一次再結晶及び酸化被膜形成を行った。ストリ
ップ状態で窒化させ、窒化量を0.5×AlR ≦N1 ≦
2.0×AlR (ただしN1 :窒化処理後の鋼中窒素の
重量%)を満たせしめ、続いてMgOを主成分とする焼
鈍分離材を塗布した。続く仕上焼鈍で15℃/時間の昇
温度時の雰囲気をN2 を35%≦N2 ≦85%とした。
その後H2 :100%のdry雰囲気中で1200℃で
30時間で純化焼鈍を行った。最後に歪取り焼鈍を行い
磁気特性を測定した。この場合のTiに対する磁気特性
の関係を{磁束密度(B8 (T)と鉄損(W17/50 (W/
kg))のグラフ}図4,5に示す。このようにTiを添
加すると熱延板厚みを無理に薄くすることなく、従来の
2回圧延法冷延に比べて圧下率が高くでき、従来製造が
難しかった0.20mm以下の製品の製造も可能となっ
た。これは、TiNのインヒビター効果と推定される。
3.20%、Mn:0.9%、S:0.011%、酸可
溶性Al:0.032%、N:0.0068%、P:
0.030%とし、Tiの量を次のように変化させ、T
i:0.0015,0.003,0.005,0.00
7,0.011,0.013,0.015,0.016
%、残部Fe及び不可避的不純物からなる溶製された溶
鋼を通常の方法で連続鋳造してスラブを得、1100℃
で加熱した後1080℃で熱延を開始して2.8mmとし
て590℃で巻き取った。その後、熱延板焼鈍すること
なく、酸洗して185〜210℃で温間圧延し0.28
5mmに冷間圧延した。
75%の雰囲気ガス中、露点65℃で150秒焼鈍し脱
炭、一次再結晶及び酸化被膜形成を行った。ストリップ
状態で窒化させ、窒化量を0.5×AlR ≦N1 ≦2.
0×AlR (ただしN1 :窒化処理後の鋼中窒素の重量
%)を満たせしめ、続いてMgOを主成分とする焼鈍分
離材を塗布した。続く仕上焼鈍で15℃/時間の昇温度
時の雰囲気をN2 を35%≦N2 ≦85%とした。その
後H2 :100%のdry雰囲気中で1200℃で30
時間で純化焼鈍を行った。最後に歪取り焼鈍を行い磁気
特性を測定した。この場合のTiに対する磁気特性の関
係を{磁束密度(B8 (T)と鉄損(W17/50 (W/k
g))のグラフ}図6,7に示す。このようにTiを添
加すると磁束密度及び鉄損が改善されている。
めて良好な方向性電磁鋼板を、鋼塊温度を低くする製造
方法によって安価に製造できる。その工業的意義は極め
て大きい。
を表す図表である。
である。
図表である。
である。
図表である。
である。
図表である。
Claims (4)
- 【請求項1】 重量比で C :0.025〜0.075%、 Si:2.5〜4.0%、 酸可溶性Al:0.010〜0.050%、 N :0.0040〜0.0130%、 S,Seの1種または2種を合計で0.0050〜0.
0150%、 Mn:0.05〜0.8%、 Ti:0.005%以上、0.015%以下、 残部がFe及び不可避不純物からなるスラブを1280
℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、熱延板焼鈍を行
い、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行い、脱炭焼鈍後
ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモ
ニアの混合ガス中でAlR =Al−27/14(N−1
4/48Ti)で定義されるAlR が、0.4×AlR
≦N1≦2.5×AlR (ただし、N1:窒化処理後の
鋼中窒素の重量%)を満たすように窒化処理を行い、昇
温度時の雰囲気ガス中のN2 %を25%≦N2 %≦90
%として最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性
が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項2】 重量比で C :0.025〜0.075%、 Si:2.5〜4.0%、 酸可溶性Al:0.010〜0.050%、 N :0.0040〜0.0130%、 S,Seの1種または2種を合計で0.0050〜0.
0150%、 Mn:0.05〜0.8%、 Ti:0.005%以上、0.015%以下、 残部がFe及び不可避不純物からなるスラブを1280
℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、熱延板焼鈍を行わ
ず、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行い、脱炭焼鈍後
ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモ
ニアの混合ガス中でAlR =Al−27/14(N−1
4/48Ti)で定義されるAlR が、0.4×AlR
≦N1≦2.5×AlR (ただし、N1:窒化処理後の
鋼中窒素の重量%)を満たすように窒化処理を行い、昇
温度時の雰囲気ガス中のN2 %を25%≦N2 %≦90
%として最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性
が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項3】 重量比で C :0.025〜0.075%、 Si:2.5〜4.0%、 酸可溶性Al:0.010〜0.050%、 N :0.0040〜0.0130%、 S,Seの1種または2種を合計で0.0050〜0.
0150%、 Mn:0.05〜0.8%、 Ti:0.005%以上、0.015%以下を含有し、更に Sn,Sbの1種または2種を合計で
0.03〜0.15%含有し、 残部がFe及び不可避不純物からなるスラブを1280
℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、熱延板焼鈍を行
い、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行い、脱炭焼鈍後
ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモ
ニアの混合ガス中でAlR =Al−27/14(N−1
4/48Ti)で定義されるAlR が、0.4×AlR
≦N1≦2.5×AlR (ただし、N1:窒化処理後の
鋼中窒素の重量%)を満たすように窒化処理を行い、昇
温度時の雰囲気ガス中のN2 %を25%≦N2 %≦90
%として最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性
が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項4】 重量比で C :0.025〜0.075%、 Si:2.5〜4.0%、 酸可溶性Al:0.010〜0.050%、 N :0.0040〜0.0130%、 S,Seの1種または2種を合計で0.0050〜0.
0150%、 Mn:0.05〜0.8%、 Ti:0.005%以上、0.015%以下を含有し、更に Sn,Sbの1種または2種を合計で
0.03〜0.15%含有し、 残部がFe及び不可避不純物からなるスラブを1280
℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、熱延板焼鈍を行わ
ず、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行い、脱炭焼鈍後
ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモ
ニアの混合ガス中でAlR =Al−27/14(N−1
4/48Ti)で定義されるAlR が、0.4×AlR
≦N1≦2.5×AlR (ただし、N1:窒化処理後の
鋼中窒素の重量%)を満たすように窒化処理を行い、昇
温度時の雰囲気ガス中のN2 %を25%≦N2 %≦90
%として最終仕上焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性
が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7082984A JP3056970B2 (ja) | 1995-04-07 | 1995-04-07 | 磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7082984A JP3056970B2 (ja) | 1995-04-07 | 1995-04-07 | 磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH08279408A JPH08279408A (ja) | 1996-10-22 |
JP3056970B2 true JP3056970B2 (ja) | 2000-06-26 |
Family
ID=13789489
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP7082984A Expired - Lifetime JP3056970B2 (ja) | 1995-04-07 | 1995-04-07 | 磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3056970B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100629466B1 (ko) * | 2002-03-28 | 2006-09-28 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 피막 밀착성이 극히 우수한 방향성 전기 강판 및 그 제조방법 |
KR100953755B1 (ko) * | 2005-06-10 | 2010-04-19 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 자기 특성이 극히 우수한 방향성 전자강판의 제조 방법 |
WO2010029921A1 (ja) | 2008-09-10 | 2010-03-18 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
CN102762752B (zh) * | 2010-02-18 | 2016-04-13 | 新日铁住金株式会社 | 方向性电磁钢板的制造方法 |
PL2537946T3 (pl) * | 2010-02-18 | 2019-12-31 | Nippon Steel Corporation | Sposób wytwarzania blachy cienkiej ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych |
-
1995
- 1995-04-07 JP JP7082984A patent/JP3056970B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH08279408A (ja) | 1996-10-22 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP3172439B2 (ja) | 高い体積抵抗率を有する粒子方向性珪素鋼およびその製造法 | |
JP2983128B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH06322443A (ja) | 鉄損が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP3359449B2 (ja) | 超高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP3056970B2 (ja) | 磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP3008003B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH059666A (ja) | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 | |
JP3061491B2 (ja) | 磁気特性の優れた厚い板厚のグラス被膜の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
US5308411A (en) | Ultrahigh silicon, grain-oriented electrical steel sheet and process for producing the same | |
JP3390109B2 (ja) | 低鉄損高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH0949023A (ja) | 鉄損が優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH0696743B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法 | |
JP2709549B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP2521585B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH09118920A (ja) | 磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の安定製造方法 | |
JP4261633B2 (ja) | 一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH06256847A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH08143960A (ja) | 磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH06212274A (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP2647323B2 (ja) | 低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP3314844B2 (ja) | 磁気特性と被膜性状の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH07305116A (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JPH0762437A (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP3498978B2 (ja) | 極めて低い鉄損をもつ一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
JP3474594B2 (ja) | 磁気特性の優れた厚い板厚の一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20000308 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080414 Year of fee payment: 8 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090414 Year of fee payment: 9 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090414 Year of fee payment: 9 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100414 Year of fee payment: 10 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110414 Year of fee payment: 11 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120414 Year of fee payment: 12 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130414 Year of fee payment: 13 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130414 Year of fee payment: 13 |
|
S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130414 Year of fee payment: 13 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130414 Year of fee payment: 13 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140414 Year of fee payment: 14 |
|
EXPY | Cancellation because of completion of term |