JP3348802B2 - 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 - Google Patents
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Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、電気機器の鉄心材料と
して用いられる、磁束密度が高く、鉄損が低い優れた磁
気特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法に関するも
のである。
して用いられる、磁束密度が高く、鉄損が低い優れた磁
気特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】近年、電気機器、特に無方向性電磁鋼板
がその鉄心材料として使用される回転機および中、小型
変圧器等の分野においては、世界的な電力、エネルギー
節減、さらにはフロンガス規制等の地球環境保全の動き
の中で、高効率化の動きが急速に広まりつつある。この
ため、無方向性電磁鋼板に対しても、その特性向上、す
なわち、高磁束密度かつ低鉄損化への要請がますます強
まってきている。
がその鉄心材料として使用される回転機および中、小型
変圧器等の分野においては、世界的な電力、エネルギー
節減、さらにはフロンガス規制等の地球環境保全の動き
の中で、高効率化の動きが急速に広まりつつある。この
ため、無方向性電磁鋼板に対しても、その特性向上、す
なわち、高磁束密度かつ低鉄損化への要請がますます強
まってきている。
【０００３】ところで、無方向性電磁鋼板においては、
従来、低鉄損化の手段として一般に、電気抵抗増大によ
る渦電流損低減の観点からＳｉあるいはＡｌ等の含有量
を高める方法がとられてきた。しかし、この方法では反
面、磁束密度の低下は避け得ないという問題点があっ
た。また、単にＳｉあるいはＡｌ等の含有量を高めるの
みではなく、特開昭６１−２３１１２０号公報に記載さ
れているように、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｏ等の低減による高純度
鋼化や、特開昭５７−３５６２６号公報に記載されてい
るような仕上げ焼鈍サイクルの工夫等の製造プロセス上
の処置もなされてきたが、いずれも低鉄損化は図られて
も、磁束密度についてはそれほどの効果はなかった。さ
らに、仕上げ焼鈍前の冷延圧下率を適正範囲に制御する
こと、熱延板焼鈍を施すこと、あるいは熱延条件の工夫
等による高磁束密度化が図られてきたが、磁束密度が高
くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板を製造できるには至
らず、無方向性電磁鋼板に対する前記の要請に応えるこ
とは出来なかった。
従来、低鉄損化の手段として一般に、電気抵抗増大によ
る渦電流損低減の観点からＳｉあるいはＡｌ等の含有量
を高める方法がとられてきた。しかし、この方法では反
面、磁束密度の低下は避け得ないという問題点があっ
た。また、単にＳｉあるいはＡｌ等の含有量を高めるの
みではなく、特開昭６１−２３１１２０号公報に記載さ
れているように、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｏ等の低減による高純度
鋼化や、特開昭５７−３５６２６号公報に記載されてい
るような仕上げ焼鈍サイクルの工夫等の製造プロセス上
の処置もなされてきたが、いずれも低鉄損化は図られて
も、磁束密度についてはそれほどの効果はなかった。さ
らに、仕上げ焼鈍前の冷延圧下率を適正範囲に制御する
こと、熱延板焼鈍を施すこと、あるいは熱延条件の工夫
等による高磁束密度化が図られてきたが、磁束密度が高
くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板を製造できるには至
らず、無方向性電磁鋼板に対する前記の要請に応えるこ
とは出来なかった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来技術に
おけるこのような問題点を解決し、高磁束密度かつ低鉄
損の無方向性電磁鋼板を提供することを目的とするもの
である。
おけるこのような問題点を解決し、高磁束密度かつ低鉄
損の無方向性電磁鋼板を提供することを目的とするもの
である。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、以下の通りである。 (1)鋼中にＳｉ，Ｍｎ，Ａｌのいずれか少なくとも１種
以上を重量％で ０．１０％≦Ｓｉ≦２．５０％、 ０．１０％≦Ａｌ≦１．００％、 ０．１０％≦Ｍｎ≦２．００％ かつ、ＳｉとＡｌの合計量が Ｓｉ＋２Ａｌ≦２．５０％ を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるαγ
変態を有する成分から成り、この成分のスラブを用い、
熱間圧延し熱延板とし、１回の冷間圧延工程を施し次い
で仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、仕上げ熱延後の巻取り温度をＡｒ1 点以上とし、そ
の後、（Ａ1 −５０）℃以上〔（Ａ1 ＋Ａ3 ）／２〕℃
未満の温度域にて２分以上３時間内自己焼鈍する事を特
徴とする磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板
の製造方法。 (2)鋼中にＳｉ，Ｍｎ，Ａｌのいずれか少なくとも１種
以上を重量％で ０．１０％≦Ｓｉ≦２．５０％、 ０．１０％≦Ａｌ≦１．００％、 ０．１０％≦Ｍｎ≦２．００％ かつ、ＳｉとＡｌの合計量が Ｓｉ＋２Ａｌ≦２．５０％ を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるαγ
変態を有する成分から成り、この成分のスラブを用い、
熱間圧延し熱延板とし、冷間圧延後仕上焼鈍を施し、そ
の後２％〜２０％のスキンパス圧延を施す無方向性電磁
鋼板の製造方法において、仕上げ熱延後の巻取り温度を
Ａｒ1 点以上とし、その後、（Ａ1 −５０）℃以上
〔（Ａ1 ＋Ａ3 ）／２〕℃未満の温度域にて２分以上３
時間内自己焼鈍する事を特徴とする磁束密度が高く、鉄
損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法。 (3)前項（１）記載の仕上げ熱延終了温度を（Ａｒ3 ＋
５０）℃以上の温度とする事を特徴とする磁束密度が高
く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法。 (4)前項（２）記載の仕上げ熱延終了温度を（Ａｒ3 ＋
５０）℃以上の温度とする事を特徴とする磁束密度が高
く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法。
ろは、以下の通りである。 (1)鋼中にＳｉ，Ｍｎ，Ａｌのいずれか少なくとも１種
以上を重量％で ０．１０％≦Ｓｉ≦２．５０％、 ０．１０％≦Ａｌ≦１．００％、 ０．１０％≦Ｍｎ≦２．００％ かつ、ＳｉとＡｌの合計量が Ｓｉ＋２Ａｌ≦２．５０％ を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるαγ
変態を有する成分から成り、この成分のスラブを用い、
熱間圧延し熱延板とし、１回の冷間圧延工程を施し次い
で仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、仕上げ熱延後の巻取り温度をＡｒ1 点以上とし、そ
の後、（Ａ1 −５０）℃以上〔（Ａ1 ＋Ａ3 ）／２〕℃
未満の温度域にて２分以上３時間内自己焼鈍する事を特
徴とする磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板
の製造方法。 (2)鋼中にＳｉ，Ｍｎ，Ａｌのいずれか少なくとも１種
以上を重量％で ０．１０％≦Ｓｉ≦２．５０％、 ０．１０％≦Ａｌ≦１．００％、 ０．１０％≦Ｍｎ≦２．００％ かつ、ＳｉとＡｌの合計量が Ｓｉ＋２Ａｌ≦２．５０％ を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるαγ
変態を有する成分から成り、この成分のスラブを用い、
熱間圧延し熱延板とし、冷間圧延後仕上焼鈍を施し、そ
の後２％〜２０％のスキンパス圧延を施す無方向性電磁
鋼板の製造方法において、仕上げ熱延後の巻取り温度を
Ａｒ1 点以上とし、その後、（Ａ1 −５０）℃以上
〔（Ａ1 ＋Ａ3 ）／２〕℃未満の温度域にて２分以上３
時間内自己焼鈍する事を特徴とする磁束密度が高く、鉄
損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法。 (3)前項（１）記載の仕上げ熱延終了温度を（Ａｒ3 ＋
５０）℃以上の温度とする事を特徴とする磁束密度が高
く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法。 (4)前項（２）記載の仕上げ熱延終了温度を（Ａｒ3 ＋
５０）℃以上の温度とする事を特徴とする磁束密度が高
く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法。
【０００６】以下に、本発明を詳細に説明する。発明者
らは、低鉄損と高磁束密度を同時に達成すべく従来技術
における問題点を鋭意検討を重ねた結果、変態を有する
無方向性電磁鋼板にあって、仕上げ熱間圧延時の巻取り
および自己焼鈍をαγ変態点との関係において適切な条
件下で行うことによって、仕上げ焼鈍後の製品における
磁束密度が極めて高く、鉄損が良好な（鉄損値が低い）
無方向性電磁鋼板を安価に製造することに成功した。す
なわち、熱間圧延条件（巻取りおよび自己焼鈍）を規定
することにより、仕上げ焼鈍後の製品における集合組織
を制御し、磁束密度が極めて高く鉄損が良好な（鉄損が
低い）無方向性電磁鋼板を製造するようにしたものであ
る。
らは、低鉄損と高磁束密度を同時に達成すべく従来技術
における問題点を鋭意検討を重ねた結果、変態を有する
無方向性電磁鋼板にあって、仕上げ熱間圧延時の巻取り
および自己焼鈍をαγ変態点との関係において適切な条
件下で行うことによって、仕上げ焼鈍後の製品における
磁束密度が極めて高く、鉄損が良好な（鉄損値が低い）
無方向性電磁鋼板を安価に製造することに成功した。す
なわち、熱間圧延条件（巻取りおよび自己焼鈍）を規定
することにより、仕上げ焼鈍後の製品における集合組織
を制御し、磁束密度が極めて高く鉄損が良好な（鉄損が
低い）無方向性電磁鋼板を製造するようにしたものであ
る。
【０００７】発明者らは、変態点を有する無方向性電磁
鋼板において鉄損値が低くかつ、磁束密度が高い無方向
性電磁鋼板を得るべく鋭意研究を重ねた結果、α〜γ変
態を有する無方向性電磁鋼板の熱間圧延工程において、
仕上げ熱延終了温度を（Ａｒ3 ＋５０）℃以上とし、巻
取り温度をＡｒ1 点以上のα＋γ域以上の温度とし、そ
の後、（Ａ1 −５０）℃以上、〔（Ａ3 ＋Ａ1 ）／２〕
℃未満の温度にて２分以上３時間以内巻取ったコイルの
状態で自己焼鈍する事によって仕上げ焼鈍後の製品にお
ける集合組織を制御し、磁束密度が極めて高く鉄損が良
好な（鉄損値が低い）無方向性電磁鋼板を製造し得るこ
とを見いだした。
鋼板において鉄損値が低くかつ、磁束密度が高い無方向
性電磁鋼板を得るべく鋭意研究を重ねた結果、α〜γ変
態を有する無方向性電磁鋼板の熱間圧延工程において、
仕上げ熱延終了温度を（Ａｒ3 ＋５０）℃以上とし、巻
取り温度をＡｒ1 点以上のα＋γ域以上の温度とし、そ
の後、（Ａ1 −５０）℃以上、〔（Ａ3 ＋Ａ1 ）／２〕
℃未満の温度にて２分以上３時間以内巻取ったコイルの
状態で自己焼鈍する事によって仕上げ焼鈍後の製品にお
ける集合組織を制御し、磁束密度が極めて高く鉄損が良
好な（鉄損値が低い）無方向性電磁鋼板を製造し得るこ
とを見いだした。
【０００８】まず、成分について説明すると、Ｓｉは鋼
板の固有抵抗を増大させ渦流損を低減させ、鉄損値を改
善するために添加される。Ｓｉ含有量が０．１０％未満
であると固有抵抗が十分に得られないので０．１０％以
上添加する必要がある。一方、Ｓｉ含有量が２．５０％
を越えるとα〜γ変態を生じなくなるので２．５０％以
下とする必要がある。Ａｌも、Ｓｉと同様に、鋼板の固
有抵抗を増大させ渦電流損を低減させる効果を有する。
このためには、０．１０％以上添加する必要がある。一
方、Ａｌ含有量が１．００％を越えると、磁束密度が低
下し、コスト高ともなるので１．００％以下とする。さ
らに、（Ｓｉ＋２Ａｌ）が２．５０％を越えると、α〜
γ変態を生じなくなるので、（Ｓｉ＋２Ａｌ）≦２．５
０％でなくてはならない。また、鋼中のＡｌ含有量が
０．１０％未満であっても本発明の効果はなんら損なわ
れるものではない。
板の固有抵抗を増大させ渦流損を低減させ、鉄損値を改
善するために添加される。Ｓｉ含有量が０．１０％未満
であると固有抵抗が十分に得られないので０．１０％以
上添加する必要がある。一方、Ｓｉ含有量が２．５０％
を越えるとα〜γ変態を生じなくなるので２．５０％以
下とする必要がある。Ａｌも、Ｓｉと同様に、鋼板の固
有抵抗を増大させ渦電流損を低減させる効果を有する。
このためには、０．１０％以上添加する必要がある。一
方、Ａｌ含有量が１．００％を越えると、磁束密度が低
下し、コスト高ともなるので１．００％以下とする。さ
らに、（Ｓｉ＋２Ａｌ）が２．５０％を越えると、α〜
γ変態を生じなくなるので、（Ｓｉ＋２Ａｌ）≦２．５
０％でなくてはならない。また、鋼中のＡｌ含有量が
０．１０％未満であっても本発明の効果はなんら損なわ
れるものではない。
【０００９】Ｍｎは、Ａｌ，Ｓｉと同様に鋼板の固有抵
抗を増大させ渦電流損を低減させる効果を有する。この
ため、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする必要がある。
一方、Ｍｎ含有量が２．０％を越えると熱延時の変形抵
抗が増加し熱延が困難となるとともに、熱延後の結晶組
織が微細化しやすくなり、製品の磁気特性が悪化するの
で、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする必要がある。ま
た、Ｍｎ添加によりαγ変態点が低下するため、本発明
における仕上げ熱延における２相域巻取りをより低温側
で実施することが可能となり、巻取り温度を高めること
による仕上げ熱延後の巻取り作業性の低下を改善し、鋼
板表面の酸化物形成を抑制することが可能になり歩留ま
りが向上するなどの点でＭｎ添加は有効である。このよ
うな変態点制御の観点からはＭｎ含有量は０．３０％〜
１．５０％であることが好ましい。
抗を増大させ渦電流損を低減させる効果を有する。この
ため、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする必要がある。
一方、Ｍｎ含有量が２．０％を越えると熱延時の変形抵
抗が増加し熱延が困難となるとともに、熱延後の結晶組
織が微細化しやすくなり、製品の磁気特性が悪化するの
で、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする必要がある。ま
た、Ｍｎ添加によりαγ変態点が低下するため、本発明
における仕上げ熱延における２相域巻取りをより低温側
で実施することが可能となり、巻取り温度を高めること
による仕上げ熱延後の巻取り作業性の低下を改善し、鋼
板表面の酸化物形成を抑制することが可能になり歩留ま
りが向上するなどの点でＭｎ添加は有効である。このよ
うな変態点制御の観点からはＭｎ含有量は０．３０％〜
１．５０％であることが好ましい。
【００１０】また、製品の機械的特性の向上、磁気的特
性、耐錆性の向上あるいはその他の目的のために、Ｐ，
Ｂ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕの１種または２種以
上を鋼中に含有させても本発明の効果は損なわれない。
性、耐錆性の向上あるいはその他の目的のために、Ｐ，
Ｂ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕの１種または２種以
上を鋼中に含有させても本発明の効果は損なわれない。
【００１１】Ｃは０．０５０％以下であれば本発明の目
的を達成することが出来る。低級グレードの無方向性電
磁鋼板は主として小型回転機であり、鉄損の低減のため
に冷延後の仕上げ焼鈍あるいはさらに歪み取り焼鈍中の
粒成長を促進させる必要があり、鋼中の微細析出物を減
らす必要がある。このためには、通常は鋼中のＣの含有
量を低濃度にする必要があるが、本発明においては、熱
間圧延工程のストリップ巻取り温度をＡｒ1 点以上と
し、その後、（Ａ1 −５０）℃以上、〔（Ａ3 ＋Ａ1 ）
／２〕℃未満の温度にて２分〜３時間自己焼鈍する事か
ら、炭化物その他の析出物、介在物は十分に凝集析出す
る。従って、極低炭素とすることは要求されず、Ｃは
０．０５０％以下であれば良い。
的を達成することが出来る。低級グレードの無方向性電
磁鋼板は主として小型回転機であり、鉄損の低減のため
に冷延後の仕上げ焼鈍あるいはさらに歪み取り焼鈍中の
粒成長を促進させる必要があり、鋼中の微細析出物を減
らす必要がある。このためには、通常は鋼中のＣの含有
量を低濃度にする必要があるが、本発明においては、熱
間圧延工程のストリップ巻取り温度をＡｒ1 点以上と
し、その後、（Ａ1 −５０）℃以上、〔（Ａ3 ＋Ａ1 ）
／２〕℃未満の温度にて２分〜３時間自己焼鈍する事か
ら、炭化物その他の析出物、介在物は十分に凝集析出す
る。従って、極低炭素とすることは要求されず、Ｃは
０．０５０％以下であれば良い。
【００１２】Ｓは鋼の溶製段階で不可避的に混入する元
素である。Ｓ，Ｎは熱間圧延工程におけるスラブ加熱中
に一部再固溶し、熱間圧延中にＭｎＳ，ＡｌＮ等の析出
物を形成し、仕上げ焼鈍時に再結晶粒の成長を妨げたり
製品が磁化されるときに磁壁の移動を妨げるいわゆるピ
ニング効果を発揮し製品の低鉄損化を妨げる原因とな
る。従って、従来Ｓ≦０．０１０％、Ｎ≦０．０１０％
とすべき所であるが、本発明においてはＣと同様の理由
により析出物の粗大凝集化による無害化がはかられるた
め、Ｓ≦０．０２０％、Ｎ≦０．０２０％であれば良
い。
素である。Ｓ，Ｎは熱間圧延工程におけるスラブ加熱中
に一部再固溶し、熱間圧延中にＭｎＳ，ＡｌＮ等の析出
物を形成し、仕上げ焼鈍時に再結晶粒の成長を妨げたり
製品が磁化されるときに磁壁の移動を妨げるいわゆるピ
ニング効果を発揮し製品の低鉄損化を妨げる原因とな
る。従って、従来Ｓ≦０．０１０％、Ｎ≦０．０１０％
とすべき所であるが、本発明においてはＣと同様の理由
により析出物の粗大凝集化による無害化がはかられるた
め、Ｓ≦０．０２０％、Ｎ≦０．０２０％であれば良
い。
【００１３】Ｐは、製品の打ち抜き性を良好ならしめる
ために０．１％までの範囲内において添加される。Ｐ≦
０．２％であれば、製品の磁気特性の観点から問題がな
い。Ｂは熱間圧延時にＢＮを形成させてＡｌＮの微細析
出を妨げ、Ｎを無害化させるために添加される。Ｂ含有
量はＮとの量のバランスが必要であり、その含有量は両
者の比Ｂ％／Ｎ％が０．５から１．５の範囲を満たすこ
とが好ましい。本発明においては熱延後に析出物の粗大
凝集化が行われるから、Ｂ添加の必要性は少ない。
ために０．１％までの範囲内において添加される。Ｐ≦
０．２％であれば、製品の磁気特性の観点から問題がな
い。Ｂは熱間圧延時にＢＮを形成させてＡｌＮの微細析
出を妨げ、Ｎを無害化させるために添加される。Ｂ含有
量はＮとの量のバランスが必要であり、その含有量は両
者の比Ｂ％／Ｎ％が０．５から１．５の範囲を満たすこ
とが好ましい。本発明においては熱延後に析出物の粗大
凝集化が行われるから、Ｂ添加の必要性は少ない。
【００１４】次に本発明のプロセス条件について説明す
る。従来から、相変態を有する無方向性電磁鋼板の熱間
圧延工程においては、製品の磁気特性向上の観点から、
熱延板結晶粒径の制御が行われてきた。熱延板の自己焼
鈍については特開昭５４−７６４２２号公報にその技術
が公開されており、自己焼鈍時のコイル温度確保のため
の保熱カバー使用については特開昭５６−３３４３６号
公報に開示されている。また、自己焼鈍時条件を適切に
設定することにより熱延板の結晶組織を粗大化し製品の
磁気特性改善をはかる方法については特開昭５７−５７
８２９号公報、特開昭６０−５０１１７号公報、仕上熱
延の最終スタンド通過温度をγ相域としてその後自己焼
鈍を実施する技術については特開昭５８−１３６７１８
号公報に開示されている。しかし、これらの先願におけ
る実施例では、いずれも熱延後の巻取りおよびこれに続
く自己焼鈍はα相域にて行っており、本発明のごときα
＋γ２相域にて巻取りを実施する技術とはその技術思想
が全く異なるものである。
る。従来から、相変態を有する無方向性電磁鋼板の熱間
圧延工程においては、製品の磁気特性向上の観点から、
熱延板結晶粒径の制御が行われてきた。熱延板の自己焼
鈍については特開昭５４−７６４２２号公報にその技術
が公開されており、自己焼鈍時のコイル温度確保のため
の保熱カバー使用については特開昭５６−３３４３６号
公報に開示されている。また、自己焼鈍時条件を適切に
設定することにより熱延板の結晶組織を粗大化し製品の
磁気特性改善をはかる方法については特開昭５７−５７
８２９号公報、特開昭６０−５０１１７号公報、仕上熱
延の最終スタンド通過温度をγ相域としてその後自己焼
鈍を実施する技術については特開昭５８−１３６７１８
号公報に開示されている。しかし、これらの先願におけ
る実施例では、いずれも熱延後の巻取りおよびこれに続
く自己焼鈍はα相域にて行っており、本発明のごときα
＋γ２相域にて巻取りを実施する技術とはその技術思想
が全く異なるものである。
【００１５】すなわち、先願の技術においては熱延板す
なわち冷延前の結晶粒径を極力粗大化することに主眼が
おかれており、熱延後のγ相からα相への変態は熱延板
の結晶粒を微細化するために有害であるとみなされ、こ
れまで本発明のごとき自己焼鈍工程におけるγ相からα
相への変態の利用は省みられなかった。しかし発明者ら
は鋭意検討を重ねた結果、熱間圧延工程において（Ａｒ
3 ＋５０）℃以上の温度にて仕上圧延を終了しα＋γ２
相域以上の温度域で当該ストリップを巻取り、その自己
焼鈍温度および自己焼鈍時間を適切に制御し、γ相から
α相への変態を制御することにより製品における磁気特
性が著しく改善され得ることを発見し本発明の完成に至
った。
なわち冷延前の結晶粒径を極力粗大化することに主眼が
おかれており、熱延後のγ相からα相への変態は熱延板
の結晶粒を微細化するために有害であるとみなされ、こ
れまで本発明のごとき自己焼鈍工程におけるγ相からα
相への変態の利用は省みられなかった。しかし発明者ら
は鋭意検討を重ねた結果、熱間圧延工程において（Ａｒ
3 ＋５０）℃以上の温度にて仕上圧延を終了しα＋γ２
相域以上の温度域で当該ストリップを巻取り、その自己
焼鈍温度および自己焼鈍時間を適切に制御し、γ相から
α相への変態を制御することにより製品における磁気特
性が著しく改善され得ることを発見し本発明の完成に至
った。
【００１６】前記成分からなる鋼スラブは、転炉で溶製
され連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延により製造され
る。鋼スラブは公知の方法にて加熱される。このスラブ
に熱間圧延を施し所定の厚みとする。この際、仕上げ熱
延の終了温度は（Ａｒ3 ＋５０) ℃以上とし、Ａｒ1 点
以上の温度で巻取った後、必要に応じこのコイルを保熱
カバー等の公知の方法にて保熱あるいはコイルの温度制
御のため補助加熱等の手段を用いることにより（Ａ1 −
５０）℃以上、〔（Ａ3 ＋Ａ1 ）／２〕未満の温度にて
自己焼鈍する。
され連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延により製造され
る。鋼スラブは公知の方法にて加熱される。このスラブ
に熱間圧延を施し所定の厚みとする。この際、仕上げ熱
延の終了温度は（Ａｒ3 ＋５０) ℃以上とし、Ａｒ1 点
以上の温度で巻取った後、必要に応じこのコイルを保熱
カバー等の公知の方法にて保熱あるいはコイルの温度制
御のため補助加熱等の手段を用いることにより（Ａ1 −
５０）℃以上、〔（Ａ3 ＋Ａ1 ）／２〕未満の温度にて
自己焼鈍する。
【００１７】本発明のプロセスを安定的に実施するため
には、仕上げ熱延後の冷却と巻取り温度確保を同時に達
成することが必要である。仕上げ熱延終了温度が（Ａｒ
3 ＋５０）を下回ると、巻取りまでに再結晶・粒成長を
十分に進行させることが出来なくなり、自己焼鈍中の粒
成長との相乗効果により粗大結晶組織化することが困難
になる。さらに、巻取り温度をＡｒ1 点以上確保するこ
とも困難になり、仕上げ熱延スタンド後の冷却帯での鋼
板の冷却を十分に施すことが出来ず、鋼板の温度分布が
長手方向で大きく変動し、鋼板の巻取りが安定せず、熱
延コイルのストリップの形状が著しく悪化することか
ら、熱延終了温度は（Ａｒ3 ＋５０）以上を確保するこ
とが有利である。また、巻取り温度がＡｒ1 点を下回る
とＭｎＳ等のγ相での溶解度の小さい析出物の粗大化が
十分に行われず、鉄損特性が悪化するため、巻取り温度
はＡｒ1 点以上を、好ましくは〔（Ａｒ3 ＋Ａｒ1 ）／
２〕℃以上の温度を確保する必要がある。
には、仕上げ熱延後の冷却と巻取り温度確保を同時に達
成することが必要である。仕上げ熱延終了温度が（Ａｒ
3 ＋５０）を下回ると、巻取りまでに再結晶・粒成長を
十分に進行させることが出来なくなり、自己焼鈍中の粒
成長との相乗効果により粗大結晶組織化することが困難
になる。さらに、巻取り温度をＡｒ1 点以上確保するこ
とも困難になり、仕上げ熱延スタンド後の冷却帯での鋼
板の冷却を十分に施すことが出来ず、鋼板の温度分布が
長手方向で大きく変動し、鋼板の巻取りが安定せず、熱
延コイルのストリップの形状が著しく悪化することか
ら、熱延終了温度は（Ａｒ3 ＋５０）以上を確保するこ
とが有利である。また、巻取り温度がＡｒ1 点を下回る
とＭｎＳ等のγ相での溶解度の小さい析出物の粗大化が
十分に行われず、鉄損特性が悪化するため、巻取り温度
はＡｒ1 点以上を、好ましくは〔（Ａｒ3 ＋Ａｒ1 ）／
２〕℃以上の温度を確保する必要がある。
【００１８】また、本発明においては、Ａｒ1 点以上す
なわちα＋γ２相域以上の温度で巻取った後、自己焼鈍
中にγ相からα相への変態を徐々に行わせ、ＭｎＳのよ
うなγ相での溶解度の小さい析出物を粗大化させるとと
もに、ＡｌＮのようなα相での溶解度の小さい析出物を
も粗大化させ、これによりα相の粒成長を促進させるこ
とが肝要である。一旦γ域で粗大化したＭｎＳ等は、鋼
板の温度が低下してα相へとマトリックスが変態した後
もα相への再溶解が十分に進行せず、粗大な析出物のま
ま製品に至る。従って、仕上げ焼鈍時の結晶粒成長が妨
げられなくなり（不純物の無害化）、従来の仕上げ焼鈍
条件で処理しても鉄損が低くかつ、磁束密度の高い製品
を得ることが出来る。
なわちα＋γ２相域以上の温度で巻取った後、自己焼鈍
中にγ相からα相への変態を徐々に行わせ、ＭｎＳのよ
うなγ相での溶解度の小さい析出物を粗大化させるとと
もに、ＡｌＮのようなα相での溶解度の小さい析出物を
も粗大化させ、これによりα相の粒成長を促進させるこ
とが肝要である。一旦γ域で粗大化したＭｎＳ等は、鋼
板の温度が低下してα相へとマトリックスが変態した後
もα相への再溶解が十分に進行せず、粗大な析出物のま
ま製品に至る。従って、仕上げ焼鈍時の結晶粒成長が妨
げられなくなり（不純物の無害化）、従来の仕上げ焼鈍
条件で処理しても鉄損が低くかつ、磁束密度の高い製品
を得ることが出来る。
【００１９】このような効果を十分に発揮させるために
は、巻取り温度はＡｒ1 以上、好ましくは〔（Ａｒ3 ＋
Ａｒ1 ）／２〕℃以上の温度であることが望ましい。こ
のような巻取りから自己焼鈍過程の条件により、製品に
おける磁壁のピニングサイトとなる有害析出物の無害化
がはかられ、鉄損特性の改善を達成することが出来る。
は、巻取り温度はＡｒ1 以上、好ましくは〔（Ａｒ3 ＋
Ａｒ1 ）／２〕℃以上の温度であることが望ましい。こ
のような巻取りから自己焼鈍過程の条件により、製品に
おける磁壁のピニングサイトとなる有害析出物の無害化
がはかられ、鉄損特性の改善を達成することが出来る。
【００２０】本発明によれば、Ａｒ1 点以上好ましくは
〔（Ａｒ3 ＋Ａｒ1 ）／２〕℃以上の温度で巻取り、自
己焼鈍中にγ相からα相への変態が進行するだけでな
く、結晶粒成長が同時に進行し粒径２００μｍ程度かそ
れ以上の粗大粒となる。このため、本発明においては自
己焼鈍中のγ相からα相への変態と結晶粒成長が同時に
進行することによりランダムな集合組織かつ粗大結晶組
織となる。その結果として製品の集合組織においてＮＤ
‖＜１００＞方位成分が富化し、磁気特性が改善される
ものである。
〔（Ａｒ3 ＋Ａｒ1 ）／２〕℃以上の温度で巻取り、自
己焼鈍中にγ相からα相への変態が進行するだけでな
く、結晶粒成長が同時に進行し粒径２００μｍ程度かそ
れ以上の粗大粒となる。このため、本発明においては自
己焼鈍中のγ相からα相への変態と結晶粒成長が同時に
進行することによりランダムな集合組織かつ粗大結晶組
織となる。その結果として製品の集合組織においてＮＤ
‖＜１００＞方位成分が富化し、磁気特性が改善される
ものである。
【００２１】このような本発明の熱延板集合組織に対す
る効果を検証するため、以下のような実験を行った。表
１に示す成分および残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
る鋼を転炉により溶製し連続鋳造設備により厚さ２２０
mmのスラブとした。これに仕上熱延を施し２．５mmの熱
延板とした。この鋼のＡｒ3 ，Ａｒ1 ，Ａ3 ，Ａ1 変態
点と熱延実績条件を表２および表３に示す。この熱延板
を酸洗し冷延し、０．５０mmに仕上げ、７５０℃３０秒
の仕上げ焼鈍を施し磁気特性を評価した。板厚中心での
熱延集合組織の測定結果と製品の磁気特性測定結果を表
４に示す。
る効果を検証するため、以下のような実験を行った。表
１に示す成分および残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
る鋼を転炉により溶製し連続鋳造設備により厚さ２２０
mmのスラブとした。これに仕上熱延を施し２．５mmの熱
延板とした。この鋼のＡｒ3 ，Ａｒ1 ，Ａ3 ，Ａ1 変態
点と熱延実績条件を表２および表３に示す。この熱延板
を酸洗し冷延し、０．５０mmに仕上げ、７５０℃３０秒
の仕上げ焼鈍を施し磁気特性を評価した。板厚中心での
熱延集合組織の測定結果と製品の磁気特性測定結果を表
４に示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【００２６】表４に示すとおり、実施例では比較例より
も熱延板集合組織におけるＮＤ‖＜１００＞反射面強度
が大きく、ＮＤ‖＜１１１＞反射面強度が小さくなって
おり、熱延板集組織中のＮＤ‖＜１００＞方位成分が相
対的に富化している。このため、圧延・再結晶後も遺伝
しやすいＮＤ‖＜１００＞方位成分が製品板集合組織に
おいて増加しており、その結果、磁束密度が向上し、鉄
損が低下し磁気特性が改善されている。
も熱延板集合組織におけるＮＤ‖＜１００＞反射面強度
が大きく、ＮＤ‖＜１１１＞反射面強度が小さくなって
おり、熱延板集組織中のＮＤ‖＜１００＞方位成分が相
対的に富化している。このため、圧延・再結晶後も遺伝
しやすいＮＤ‖＜１００＞方位成分が製品板集合組織に
おいて増加しており、その結果、磁束密度が向上し、鉄
損が低下し磁気特性が改善されている。
【００２７】自己焼鈍温度が（Ａ1 −５０）℃を下まわ
ると、自己焼鈍中の熱延板のα相の粒成長が不十分とな
り、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を得るこ
とができない。また、自己焼鈍温度が〔（Ａ3 ＋Ａ1 ）
／２〕℃以上になると自己焼鈍了直後の残留γ相の体積
率が増加する。この残留γ相は自己焼鈍終了後、保熱炉
もしくは保熱カバーからコイルを取り出したことにより
急速に温度が低下する際にα相へ変態し、熱延板中の細
粒の体積率が増加するため製品の磁気特性は著しく不良
となり不適当である。従って、自己焼鈍温度は（Ａ1 −
５０）℃以上、〔（Ａ3 ＋Ａ1 ）／２〕℃未満とする必
要がある。自己焼鈍時間は２分未満では自己焼鈍の効果
が十分でなく、熱延板組織の結晶粒成長が不十分となる
ため高磁束密度を得ることが出来ない。また、３時間よ
り自己焼鈍時間が長くなるとその効果が飽和し、逆に生
産性が低下し、さらに自己焼鈍中の過度の酸化により後
工程での酸洗性が著しく悪化し実用的でないので３時間
以内とした。
ると、自己焼鈍中の熱延板のα相の粒成長が不十分とな
り、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を得るこ
とができない。また、自己焼鈍温度が〔（Ａ3 ＋Ａ1 ）
／２〕℃以上になると自己焼鈍了直後の残留γ相の体積
率が増加する。この残留γ相は自己焼鈍終了後、保熱炉
もしくは保熱カバーからコイルを取り出したことにより
急速に温度が低下する際にα相へ変態し、熱延板中の細
粒の体積率が増加するため製品の磁気特性は著しく不良
となり不適当である。従って、自己焼鈍温度は（Ａ1 −
５０）℃以上、〔（Ａ3 ＋Ａ1 ）／２〕℃未満とする必
要がある。自己焼鈍時間は２分未満では自己焼鈍の効果
が十分でなく、熱延板組織の結晶粒成長が不十分となる
ため高磁束密度を得ることが出来ない。また、３時間よ
り自己焼鈍時間が長くなるとその効果が飽和し、逆に生
産性が低下し、さらに自己焼鈍中の過度の酸化により後
工程での酸洗性が著しく悪化し実用的でないので３時間
以内とした。
【００２８】自己焼鈍の際、後工程での酸洗性を良好に
するため、保熱カバー内をＮ2 等不活性ガス雰囲気ある
いは減圧下とするか、もしくは減圧後Ｎ2 等不活性ガス
雰囲気の充填を行うことも有効である。また、巻取り後
所定の自己焼鈍をへた後のコイルは特段の処置無く放冷
しても差し支えないが、後工程での酸洗性を向上させる
ため、自己焼鈍終了後、好ましくはα相の粒成長速度が
緩慢となる７００℃以下まで温度が低下した時点でコイ
ルを水槽へ浸漬させる等の手段により冷却することも本
発明の効果を何等損なうものではない。
するため、保熱カバー内をＮ2 等不活性ガス雰囲気ある
いは減圧下とするか、もしくは減圧後Ｎ2 等不活性ガス
雰囲気の充填を行うことも有効である。また、巻取り後
所定の自己焼鈍をへた後のコイルは特段の処置無く放冷
しても差し支えないが、後工程での酸洗性を向上させる
ため、自己焼鈍終了後、好ましくはα相の粒成長速度が
緩慢となる７００℃以下まで温度が低下した時点でコイ
ルを水槽へ浸漬させる等の手段により冷却することも本
発明の効果を何等損なうものではない。
【００２９】このようにして得られた熱延板は一回の冷
間圧延と連続焼鈍により製品とする。またさらにスキン
パス圧延工程を付加して製品としてもよい。スキンパス
圧延率は２％未満ではその効果が得られず、２０％以上
では磁気特性が悪化するため２％から２０％とする。
間圧延と連続焼鈍により製品とする。またさらにスキン
パス圧延工程を付加して製品としてもよい。スキンパス
圧延率は２％未満ではその効果が得られず、２０％以上
では磁気特性が悪化するため２％から２０％とする。
【００３０】また、本発明によれば、仕上げ焼鈍時の条
件を従来の焼鈍条件よりも高温にし時間を長くして粒成
長させ製品の鉄損を改善しても、磁束密度が低くなるこ
とはなく、従来技術で達成が困難であった高磁束密度と
低鉄損を両立させることが可能となった。
件を従来の焼鈍条件よりも高温にし時間を長くして粒成
長させ製品の鉄損を改善しても、磁束密度が低くなるこ
とはなく、従来技術で達成が困難であった高磁束密度と
低鉄損を両立させることが可能となった。
【００３１】
【実施例】次に、本発明の実勢例について述べる。 〔実施例１〕表５に示した成分および表６に示したＡｒ
1 ，Ａｒ3 ，Ａ1 ，Ａ3 変態点有する無方向性電磁鋼用
スラブを通常の方法にて加熱し、熱延により２．５mmに
仕上げた。この時、熱延仕上げ温度を（Ａｒ3 ＋５０）
℃以上とし、巻取り温度をＡｒ1 点以上とＡｒ1 点未満
の２水準にとった。熱延後コイルを直ちに保熱カバー内
に挿入し、所定の温度で６０分自己焼鈍した。その後、
酸洗を施し、冷間圧延により０．５０mmおよび０．５５
mmに仕上げた。板厚０．５０mmのものについては連続焼
鈍炉にて、成分１は８００℃で、成分２は８５０℃で３
０秒間焼鈍した。また、板厚０．５５mmのものについて
は連続焼鈍炉にて成分１は７６０℃、成分２は８２０℃
でそれぞれ３０秒間焼鈍を施し、圧下率９％のスキンパ
ス圧延により０．５０mmに仕上げ、７５０℃２時間の需
要家相当の焼鈍を施した。これらの試料の磁気特性を測
定した。表７に実施例中で述べた本発明と比較例の巻取
り温度、自己焼鈍温度と磁気測定結果を合わせて示す。
1 ，Ａｒ3 ，Ａ1 ，Ａ3 変態点有する無方向性電磁鋼用
スラブを通常の方法にて加熱し、熱延により２．５mmに
仕上げた。この時、熱延仕上げ温度を（Ａｒ3 ＋５０）
℃以上とし、巻取り温度をＡｒ1 点以上とＡｒ1 点未満
の２水準にとった。熱延後コイルを直ちに保熱カバー内
に挿入し、所定の温度で６０分自己焼鈍した。その後、
酸洗を施し、冷間圧延により０．５０mmおよび０．５５
mmに仕上げた。板厚０．５０mmのものについては連続焼
鈍炉にて、成分１は８００℃で、成分２は８５０℃で３
０秒間焼鈍した。また、板厚０．５５mmのものについて
は連続焼鈍炉にて成分１は７６０℃、成分２は８２０℃
でそれぞれ３０秒間焼鈍を施し、圧下率９％のスキンパ
ス圧延により０．５０mmに仕上げ、７５０℃２時間の需
要家相当の焼鈍を施した。これらの試料の磁気特性を測
定した。表７に実施例中で述べた本発明と比較例の巻取
り温度、自己焼鈍温度と磁気測定結果を合わせて示す。
【００３２】
【表５】
【００３３】
【表６】
【００３４】
【表７】
【００３５】
【表８】
【００３６】このように巻取り温度をＡｒ1 点以上にす
ることにより、１回法、スキンパス圧延法とも磁束密度
の値が高く、鉄損値の低い材料が得られることがわか
る。比較例では巻取り温度がＡｒ1 点以下まで低下して
いるため、自己焼鈍温度が〔（Ａ3 ＋Ａ1 ）／２〕から
（Ａ1 −５０）℃の範囲であっても実施例よりも磁気特
性が劣っている。また、表７の成分１、表８の成分２と
もに巻取り温度が〔（Ａｒ3 ＋Ａｒ1 ）／２〕℃以上で
あった実施例の方が巻取り温度が〔（Ａｒ3 ＋
Ａｒ1 ）／２〕℃をった実施例より磁気特性が
優れている。
ることにより、１回法、スキンパス圧延法とも磁束密度
の値が高く、鉄損値の低い材料が得られることがわか
る。比較例では巻取り温度がＡｒ1 点以下まで低下して
いるため、自己焼鈍温度が〔（Ａ3 ＋Ａ1 ）／２〕から
（Ａ1 −５０）℃の範囲であっても実施例よりも磁気特
性が劣っている。また、表７の成分１、表８の成分２と
もに巻取り温度が〔（Ａｒ3 ＋Ａｒ1 ）／２〕℃以上で
あった実施例の方が巻取り温度が〔（Ａｒ3 ＋
Ａｒ1 ）／２〕℃をった実施例より磁気特性が
優れている。
【００３７】〔実施例２〕表９に示した成分および表１
０に示したＡｒ1 ，Ａｒ3 ，Ａ1 ，Ａ3 変態点有する無
方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加熱し、熱延に
より２．５mmに仕上げた。この時、巻取り温度をＡｒ1
点以上とし、各成分につき自己焼鈍温度を４水準とし、
自己焼鈍時間は６０分とした。その後、酸洗を施し、冷
間圧延により０．５０mmおよび０．５５mmに仕上げた。
板厚０．５０mmのものは連続焼鈍炉にて、成分３は８０
０℃で、成分４は８５０℃で３０秒間焼鈍した。また、
板厚０．５５mmのものは、連続焼鈍炉にて成分３は７６
０℃で、成分４は８２０℃で３０秒間焼鈍を施し、圧下
率９％のスキンパス圧延により０．５０mm厚に仕上げ、
７５０℃２時間の需要家相当の焼鈍を施した。これらの
試料の磁気特性を測定した。表１１、表１２に実施例中
で述べた本発明と比較例の巻取り温度、自己焼鈍温度と
磁気測定結果をあわせて示す。
０に示したＡｒ1 ，Ａｒ3 ，Ａ1 ，Ａ3 変態点有する無
方向性電磁鋼用スラブを通常の方法にて加熱し、熱延に
より２．５mmに仕上げた。この時、巻取り温度をＡｒ1
点以上とし、各成分につき自己焼鈍温度を４水準とし、
自己焼鈍時間は６０分とした。その後、酸洗を施し、冷
間圧延により０．５０mmおよび０．５５mmに仕上げた。
板厚０．５０mmのものは連続焼鈍炉にて、成分３は８０
０℃で、成分４は８５０℃で３０秒間焼鈍した。また、
板厚０．５５mmのものは、連続焼鈍炉にて成分３は７６
０℃で、成分４は８２０℃で３０秒間焼鈍を施し、圧下
率９％のスキンパス圧延により０．５０mm厚に仕上げ、
７５０℃２時間の需要家相当の焼鈍を施した。これらの
試料の磁気特性を測定した。表１１、表１２に実施例中
で述べた本発明と比較例の巻取り温度、自己焼鈍温度と
磁気測定結果をあわせて示す。
【００３８】
【表９】
【００３９】
【表１０】
【００４０】
【表１１】
【００４１】
【表１２】
【００４２】このように自己焼鈍温度を〔（Ａ3 ＋
Ａ1 ）／２〕℃から（Ａ1 −５０）℃以内とることによ
り、１回法、スキンパス圧延法とも磁束密度の値が高
く、鉄損値の低い材料が得られることがわかる。
Ａ1 ）／２〕℃から（Ａ1 −５０）℃以内とることによ
り、１回法、スキンパス圧延法とも磁束密度の値が高
く、鉄損値の低い材料が得られることがわかる。
【００４３】
【発明の効果】このように本発明によれば、磁束密度が
高く鉄損の低い、磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を
製造することが可能である。
高く鉄損の低い、磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を
製造することが可能である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 中山 正 愛媛県新居浜市庄内町２−10 新居浜高 専枝元宿舎112号 (72)発明者 高嶋 邦秀 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株 式会社 技術開発本部内 (56)参考文献 特開 昭62−222025（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−3839（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−222022（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/12 C22C 38/00 303 C22C 38/06 H01F 1/16
Claims (4)
- 【請求項１】 鋼中にＳｉ，Ｍｎ，Ａｌのいずれか少な
くとも１種以上を重量％で ０．１０％≦Ｓｉ≦２．５０％、 ０．１０％≦Ａｌ≦１．００％、 ０．１０％≦Ｍｎ≦２．００％ かつ、ＳｉとＡｌの合計量が Ｓｉ＋２Ａｌ≦２．５０％ を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるαγ
変態を有する成分から成り、この成分のスラブを用い、
熱間圧延し熱延板とし、１回の冷間圧延工程を施し次い
で仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、仕上げ熱延後の巻取り温度をＡｒ1 点以上とし、そ
の後、（Ａ1 −５０）℃以上〔（Ａ1 ＋Ａ3 ）／２〕℃
未満の温度域にて２分以上３時間内自己焼鈍する事を特
徴とする磁束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板
の製造方法。 - 【請求項２】 鋼中にＳｉ，Ｍｎ，Ａｌのいずれか少な
くとも１種以上を重量％で ０．１０％≦Ｓｉ≦２．５０％、 ０．１０％≦Ａｌ≦１．００％、 ０．１０％≦Ｍｎ≦２．００％ かつ、ＳｉとＡｌの合計量が Ｓｉ＋２Ａｌ≦２．５０％ を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるαγ
変態を有する成分から成り、この成分のスラブを用い、
熱間圧延し熱延板とし、冷間圧延後仕上焼鈍を施し、そ
の後２％〜２０％のスキンパス圧延を施す無方向性電磁
鋼板の製造方法において、仕上げ熱延後の巻取り温度を
Ａｒ1 点以上とし、その後、（Ａ1 −５０）℃以上
〔（Ａ1 ＋Ａ3 ）／２〕℃未満の温度域にて２分以上３
時間内自己焼鈍する事を特徴とする磁束密度が高く、鉄
損の低い無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１記載の仕上げ熱延終了温度を
（Ａｒ3 ＋５０）℃以上の温度とする事を特徴とする磁
束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方
法。 - 【請求項４】 請求項２記載の仕上げ熱延終了温度を
（Ａｒ3 ＋５０）℃以上の温度とする事を特徴とする磁
束密度が高く、鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造方
法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14318194A JP3348802B2 (ja) | 1993-06-30 | 1994-06-24 | 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 |
| KR1019960707404A KR100207834B1 (ko) | 1994-06-24 | 1995-02-17 | 고 자속 밀도와 저 철손을 갖는 무방향성 전기강판의 제조방법 |
| CN95194275A CN1047207C (zh) | 1994-06-24 | 1995-02-17 | 具有高磁通密度和低铁损的非取向电工钢片的制造方法 |
| DE69518529T DE69518529T2 (de) | 1994-06-24 | 1995-02-17 | Verfahren zur herstellung von elektrischen nicht orientierten stahlplatten mit hoher magnetischer flussdichte und geringem eisenverlust |
| PCT/JP1995/000234 WO1996000306A1 (fr) | 1994-06-24 | 1995-02-17 | Procede de fabrication de tole d'acier electromagnetiquement non orientee presentant une densite elevee de flux magnetique pour un niveau faible de perte dans le noyau |
| US08/765,858 US5803989A (en) | 1994-06-24 | 1995-02-17 | Process for producing non-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and low iron loss |
| EP95909113A EP0779369B1 (en) | 1994-06-24 | 1995-02-17 | Method of manufacturing non-oriented electromagnetic steel plate having high magnetic flux density and low iron loss |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5-162498 | 1993-06-30 | ||
| JP16249893 | 1993-06-30 | ||
| JP14318194A JP3348802B2 (ja) | 1993-06-30 | 1994-06-24 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0797628A JPH0797628A (ja) | 1995-04-11 |
| JP3348802B2 true JP3348802B2 (ja) | 2002-11-20 |
Family
ID=26474972
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14318194A Expired - Fee Related JP3348802B2 (ja) | 1993-06-30 | 1994-06-24 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3348802B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19930519C1 (de) * | 1999-07-05 | 2000-09-14 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Herstellen von nicht kornorientiertem Elektroblech |
| FR2744135B1 (fr) * | 1996-01-25 | 1998-02-27 | Usinor Sacilor | Procede de fabrication de tole d'acier magnetique a grains non orientes et tole obtenue par le procede |
| DE10015691C1 (de) * | 2000-03-16 | 2001-07-26 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Herstellen von nichtkornorientiertem Elektroblech |
| EP1838882A4 (en) | 2004-12-21 | 2011-03-02 | Posco Co Ltd | NON-ORIENTED ELECTRIC STEEL PLATE WITH OUTSTANDING MAGNETIC PROPERTIES AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| JP7127358B2 (ja) * | 2018-05-17 | 2022-08-30 | 日本製鉄株式会社 | 無方向性電磁鋼板、及びその製造方法 |
-
1994
- 1994-06-24 JP JP14318194A patent/JP3348802B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0797628A (ja) | 1995-04-11 |
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| JP2006501361A5 (ja) | ||
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