JPH02221355A - 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
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- JPH02221355A JPH02221355A JP4166089A JP4166089A JPH02221355A JP H02221355 A JPH02221355 A JP H02221355A JP 4166089 A JP4166089 A JP 4166089A JP 4166089 A JP4166089 A JP 4166089A JP H02221355 A JPH02221355 A JP H02221355A
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Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
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ｒびその
製造方法に関する。
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、製品の占積率を低下させる
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、製品の占積率を低下させる
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
ェライト単相組織どなるため、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、（１
００） ＜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りジング
発生をもたらすと考えられている。
ェライト単相組織どなるため、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、（１
００） ＜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りジング
発生をもたらすと考えられている。
このようなり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。
な技術が開示されている。
（１）低温鋳造成いは電磁撹拌により、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） （３Ｊ Ｓｉ＋Ａｆｆｉ量に対して、所定量以上のＣ
を添加する技術（特公昭５１−２２８９号） （４）磁気特性に悪影響を及ぼさない範囲で、Ｔｉ。
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） （３Ｊ Ｓｉ＋Ａｆｆｉ量に対して、所定量以上のＣ
を添加する技術（特公昭５１−２２８９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。
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
技術はり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十口＞２ｖｔ％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。
技術はり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十口＞２ｖｔ％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。
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５ｉｌｌｉ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−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品
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 ： ｏ、
ｏｏｓａｔ％以下、Ｓｉ ： １．２〜３．５ ｗｔ％
、Ｍｎ ： ０．１＝０．５ｗｔ％、口： ０．１〜２
．Ｏｗｔ％、Ｓ ： ０．００５ ｗｔ％未満。
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−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品
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 ： ｏ、
ｏｏｓａｔ％以下、Ｓｉ ： １．２〜３．５ ｗｔ％
、Ｍｎ ： ０．１＝０．５ｗｔ％、口： ０．１〜２
．Ｏｗｔ％、Ｓ ： ０．００５ ｗｔ％未満。
Ｐ ： ０．００１〜０．１ ｗｔ％、Ｂ ： ０．０
０１〜０．０１ ｗｔ％で、且つ、 （（Ｓｉ）十（１））≦４．０ ｅｘｐ （０，６（（Ｓｉ）＋（Ａｎ））−４，７）≦
（ＣＰ）＋１Ｏ−ＣＢ））但し、（Ｓｉ）・・・Ｓｉ含
有量（すｔ％）〔Ａ円〕・・・Ａ１含有量（ｗｔ％） ＣＰ）・・・Ｐ含有量（すｔ％） （Ｂ）・・・Ｂ含有量（すｔ％） を満足し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなることにあ
る。
０１〜０．０１ ｗｔ％で、且つ、 （（Ｓｉ）十（１））≦４．０ ｅｘｐ （０，６（（Ｓｉ）＋（Ａｎ））−４，７）≦
（ＣＰ）＋１Ｏ−ＣＢ））但し、（Ｓｉ）・・・Ｓｉ含
有量（すｔ％）〔Ａ円〕・・・Ａ１含有量（ｗｔ％） ＣＰ）・・・Ｐ含有量（すｔ％） （Ｂ）・・・Ｂ含有量（すｔ％） 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：０．００５ ｗｔ％以
下、Ｓｉ ： １．２〜３．５ ｗｔ％、Ｍｎ：０．１
〜０．５ｖｔ％、 Ａｊｌ ： ０．１〜２．Ｏｗｔ％
、Ｓ ： ０．００５ｗｔ％未満、Ｐ ： ０．００１
〜０．１ ｗｔ％、Ｂ：Ｏ，ＯＯ１〜０．０１ｔＩｔ％
で、且つ、 （（Ｓｉ）＋（Ａｊｌ））≦４．０ ｅｘｐ （０，６（［Ｓｉ］＋（ＡＩＩｌ）） −４，
７）≦（（Ｐ） ＋ １０− （Ｂｌ ”）但し、〔Ｓ
ｉ〕・・・Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔Ａ１〕・・・Ａ１含
有量（ｗｔ％） ＣＰ）・・・Ｐ含有量（すｔ％） （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℃仕上げ温度ニ
ア５０〜８５０℃ 巻取 温度２６２０℃以下 で熱間圧延した後、該銅帯を板厚方向の未再結晶フェラ
イト領域が３０％以下になるよう焼鈍し、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。
、その特徴とするところは、Ｃ：０．００５ ｗｔ％以
下、Ｓｉ ： １．２〜３．５ ｗｔ％、Ｍｎ：０．１
〜０．５ｖｔ％、 Ａｊｌ ： ０．１〜２．Ｏｗｔ％
、Ｓ ： ０．００５ｗｔ％未満、Ｐ ： ０．００１
〜０．１ ｗｔ％、Ｂ：Ｏ，ＯＯ１〜０．０１ｔＩｔ％
で、且つ、 （（Ｓｉ）＋（Ａｊｌ））≦４．０ ｅｘｐ （０，６（［Ｓｉ］＋（ＡＩＩｌ）） −４，
７）≦（（Ｐ） ＋ １０− （Ｂｌ ”）但し、〔Ｓ
ｉ〕・・・Ｓｉ含有量（ｗｔ％）〔Ａ１〕・・・Ａ１含
有量（ｗｔ％） ＣＰ）・・・Ｐ含有量（すｔ％） （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℃仕上げ温度ニ
ア５０〜８５０℃ 巻取 温度２６２０℃以下 で熱間圧延した後、該銅帯を板厚方向の未再結晶フェラ
イト領域が３０％以下になるよう焼鈍し、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。
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０．００５ ｗｔ％以下とした鋼を使用する。
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０．００５ ｗｔ％以下とした鋼を使用する。
Ｓｉ：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１．２ ｗｔ％とする。一方、Ｓ
ｉが３．５ ｗｔ％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３．５ ｖｔ％をその
上限とする。
の観点からその下限を１．２ ｗｔ％とする。一方、Ｓ
ｉが３．５ ｗｔ％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３．５ ｖｔ％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０．１ ｖｔ％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０．５ ｗｔ％と
する。
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０．１ ｖｔ％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０．５ ｗｔ％と
する。
Ｓ：ＭｎＳの析出総量を規制するため、０．００５ ｗ
ｔ％未満とする。
ｔ％未満とする。
Ａｆｆｉ ： ＡＮは高級無方向性電磁鋼板においては
Ｓｉを補う役目をし、（ＳＬ十口）として低鉄損化に寄
与する１本発明では、ＡＩＩＮを粗大化させ且つ固溶Ａ
１１として鉄損に寄与させるため、 ０．１ ｗｔ％を
その下限とする。一方、２、Ｏａｔ％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。
Ｓｉを補う役目をし、（ＳＬ十口）として低鉄損化に寄
与する１本発明では、ＡＩＩＮを粗大化させ且つ固溶Ａ
１１として鉄損に寄与させるため、 ０．１ ｗｔ％を
その下限とする。一方、２、Ｏａｔ％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２．０％＋１％とする。
また、冷延性の観点から（Ｓｉ＋ＡＭ）量は４．０ｗｔ
％以下に抑えられる。
％以下に抑えられる。
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。この組織はり
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＋８で果
たすことを狙ったものである。
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。この組織はり
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＋８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０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（ＩｆｆＩ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０．００１ｖｔ％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，
１ｗｔ％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 ０．０１ｖｔ％に規制する。
、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０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（ＩｆｆＩ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０．００１ｖｔ％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，
１ｗｔ％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 ０．０１ｖｔ％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十口との関係で、
ｅｘｐ （０，６（（Ｓｉ）＋（Ａｌｌ）） −４，７
）≦（（Ｐ） ＋ １０− （Ｂ） ）を満足するよう
規制する必要があることが１明した。第１図は、Ｐおよ
びＢがＳＬ＋Ａ４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りジングの発
生が避けられない。
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十口との関係で、
ｅｘｐ （０，６（（Ｓｉ）＋（Ａｌｌ）） −４，７
）≦（（Ｐ） ＋ １０− （Ｂ） ）を満足するよう
規制する必要があることが１明した。第１図は、Ｐおよ
びＢがＳＬ＋Ａ４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りジングの発
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、８の効果によってｍ粗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−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８５
０℃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。
、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、８の効果によってｍ粗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−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８５
０℃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１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。
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。
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１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
のりジングを低減させる狙いから、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。第２図は、熱延板焼鈍後の板厚方向未再結晶領域の
比率が冷圧後の銅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、冷圧板のりジングが適切に抑えられていることが判
る。
づいて焼鈍する上で１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
のりジングを低減させる狙いから、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。第２図は、熱延板焼鈍後の板厚方向未再結晶領域の
比率が冷圧後の銅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、冷圧板のりジングが適切に抑えられていることが判
る。
実施例１゜
第１表に示すＮα３、Ｎａ ６、＆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．
０ｍｍｔ）および熱延板焼鈍し、該鋼帯を酸洗、冷間圧
延（板厚０，５ｍｎｔ）シた後、ｋ３は８５０℃Ｘ２＋
ｓｉｎ、 ＆６は９４０℃Ｘ２ｍ１ｎ、 Ｈａｌｏは９
６０℃Ｘ ２ｍ１ｎ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
。
続鋳造スラブを第２表に示す条件で熱間圧延（板厚２．
０ｍｍｔ）および熱延板焼鈍し、該鋼帯を酸洗、冷間圧
延（板厚０，５ｍｎｔ）シた後、ｋ３は８５０℃Ｘ２＋
ｓｉｎ、 ＆６は９４０℃Ｘ２ｍ１ｎ、 Ｈａｌｏは９
６０℃Ｘ ２ｍ１ｎ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
。
第
表
工：本発明鋼
Ｃ：比較鋼
実施例２゜
第１表に示す各鋼成分の連続鋳造スラブを、１１２０〜
１１８０℃の温度で加熱後、熱間圧延を行なって８００
〜８５０℃の温度で２■ｔに仕上げた後、５６０〜６１
０℃の温度で巻き取った。酸洗後、Ｎα１〜Ｈａ ４は
７００℃で、 Ｎａ５〜Ｎａ９は８００℃で、翫１０〜
＆１２は８５０℃でそれぞれオープンコイル焼鈍を行な
った後、０．５■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。
１１８０℃の温度で加熱後、熱間圧延を行なって８００
〜８５０℃の温度で２■ｔに仕上げた後、５６０〜６１
０℃の温度で巻き取った。酸洗後、Ｎα１〜Ｈａ ４は
７００℃で、 Ｎａ５〜Ｎａ９は８００℃で、翫１０〜
＆１２は８５０℃でそれぞれオープンコイル焼鈍を行な
った後、０．５■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＋Ａｆｆｉ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
冷圧後の銅帯のうねり高さに及ぼす影響を示したもので
ある。 第 図 Ｓｔ ＋ Ａｔ （％） 第 図 板厚方向未再結晶領域の比率 （％）
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
冷圧後の銅帯のうねり高さに及ぼす影響を示したもので
ある。 第 図 Ｓｔ ＋ Ａｔ （％） 第 図 板厚方向未再結晶領域の比率 （％）
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．２〜３．
５ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ａｌ：０．１
〜２．０ｗｔ％、Ｓ：０．００５ｗｔ％未満、Ｐ：０．
００１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．００１〜０．０１ｗｔ
％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。 - （２）Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．２〜３．
５ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ａｌ：０．１
〜２．０ｗｔ％、Ｓ：０．００５ｗｔ％未満、Ｐ：０．
００１〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．００１〜０．０１ｗｔ
％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、該鋼帯を板厚方向の未再結晶フェラ
イト領域が３０％以下になるよう焼鈍し、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 true JPH02221355A (ja) | 1990-09-04 |
| JP2536131B2 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) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010248559A (ja) * | 2009-04-14 | 2010-11-04 | Nippon Steel Corp | 無方向性電磁鋼板 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4849617A (ja) * | 1971-10-28 | 1973-07-13 | ||
| JPS4939526A (ja) * | 1972-08-23 | 1974-04-13 | ||
| 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
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4849617A (ja) * | 1971-10-28 | 1973-07-13 | ||
| JPS4939526A (ja) * | 1972-08-23 | 1974-04-13 | ||
| 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 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP2010248559A (ja) * | 2009-04-14 | 2010-11-04 | Nippon Steel Corp | 無方向性電磁鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2536131B2 (ja) | 1996-09-18 |
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