JPH028327A - 磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPH028327A JPH028327A JP15666788A JP15666788A JPH028327A JP H028327 A JPH028327 A JP H028327A JP 15666788 A JP15666788 A JP 15666788A JP 15666788 A JP15666788 A JP 15666788A JP H028327 A JPH028327 A JP H028327A
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Classifications
-
- 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
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- C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
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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】
く産業上の利用分野〉
本発明は(110)<001>方位を主方位とする方向
性珪素鋼板の製造方法に関するものである。
性珪素鋼板の製造方法に関するものである。
〈従来の技術〉
方向性珪素鋼の成分としてCuを添加し磁気特性を向上
させる製造方法としては特公昭57−45818号公報
.特公昭58−13605号公報.特公昭5B−、43
443号公報が公知であるが、これらはAIN+!:
MnS及びCuSを析出分散相として用い、最終冷延を
80%以上の強圧下で行う方向性珪素鋼板の製造方法で
ある。
させる製造方法としては特公昭57−45818号公報
.特公昭58−13605号公報.特公昭5B−、43
443号公報が公知であるが、これらはAIN+!:
MnS及びCuSを析出分散相として用い、最終冷延を
80%以上の強圧下で行う方向性珪素鋼板の製造方法で
ある。
これらの方法では二次再結晶粒径が粗大になり鉄損値は
劣化し、磁区細分化技術を用いない限り回復しない。
劣化し、磁区細分化技術を用いない限り回復しない。
また特公昭60−57207号公報.特開昭58−42
727号公報,特開昭61−12822号公報.特公昭
54−、32412号公報にはCuを添加し、最終冷延
圧下率が50〜80%である冷延2回法の技術が開示さ
れているが、これらは析出分散相の性質を考慮した成分
および熱延条件の検討がなされておらず磁気特性の向上
が不十分であった。
727号公報,特開昭61−12822号公報.特公昭
54−、32412号公報にはCuを添加し、最終冷延
圧下率が50〜80%である冷延2回法の技術が開示さ
れているが、これらは析出分散相の性質を考慮した成分
および熱延条件の検討がなされておらず磁気特性の向上
が不十分であった。
〈発明が解決しようとする課題〉
本発明の目的は、析出分散相の性質及び挙動と熱延条件
を検討することにより、さらに良好な磁気特性を有する
方向性珪素鋼板の製造方法を提供するものである。
を検討することにより、さらに良好な磁気特性を有する
方向性珪素鋼板の製造方法を提供するものである。
〈課題を解決するための手段〉
本発明は、C: 0.02〜0.07wt% St :
2.0〜4.0wt%を含む珪素鋼スラブを加熱炉に
て加熱し、粗圧延機及び仕上圧延機にて熱間圧延して熱
延板とした後、1回又は中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延
により最終板厚とし、その後脱炭・一次再結晶焼鈍とこ
れに続く高温最終仕上焼鈍を施す一連の工程からなる(
110)<001>方位を主方位とする方向性珪素鋼板
を製造する方法において、上記珪素鋼スラブの成分とし
て、さらにMn : 0.02〜0.0811t%。
2.0〜4.0wt%を含む珪素鋼スラブを加熱炉に
て加熱し、粗圧延機及び仕上圧延機にて熱間圧延して熱
延板とした後、1回又は中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延
により最終板厚とし、その後脱炭・一次再結晶焼鈍とこ
れに続く高温最終仕上焼鈍を施す一連の工程からなる(
110)<001>方位を主方位とする方向性珪素鋼板
を製造する方法において、上記珪素鋼スラブの成分とし
て、さらにMn : 0.02〜0.0811t%。
Cu : 0.05−0.30wt% Sc : 0
.012〜0.050 wt%を含有させ、かつSの含
有用を0.005wt%以下に規制し、さらに必要に応
してZn : 0.002〜0.05讐t%及び/又
はSn : 0.02〜0.2 wt%を加え、該珪素
鋼スラブの粗圧延機入側の温度を1050〜1150’
Cとすることを特徴とする磁気特性の 鋼板の製造方法である。
.012〜0.050 wt%を含有させ、かつSの含
有用を0.005wt%以下に規制し、さらに必要に応
してZn : 0.002〜0.05讐t%及び/又
はSn : 0.02〜0.2 wt%を加え、該珪素
鋼スラブの粗圧延機入側の温度を1050〜1150’
Cとすることを特徴とする磁気特性の 鋼板の製造方法である。
〈作 用〉
本発明者等は、析出分散相と熱延条件が方向性珪素鋼の
磁気特性に及ぼず影響に関して研究を行った。
磁気特性に及ぼず影響に関して研究を行った。
実験として、まず1350゜CまでMnSeを析出分散
相として含むスラブを加熱して粗圧延で35mm厚のシ
ートバーとした後、仕上圧延を行い2.0mm厚の熱延
板にして、中間焼鈍を挾む2回の冷延により0、23m
m厚とし、脱炭・一次再結晶焼鈍を行った後、最終仕上
焼鈍を行い製品板を得た。
相として含むスラブを加熱して粗圧延で35mm厚のシ
ートバーとした後、仕上圧延を行い2.0mm厚の熱延
板にして、中間焼鈍を挾む2回の冷延により0、23m
m厚とし、脱炭・一次再結晶焼鈍を行った後、最終仕上
焼鈍を行い製品板を得た。
このときの粗圧延機に入る時の温度と、シートバーの頭
部をシャーで切り落とし急冷して断面をマクロエッヂし
て求めたシートバー断面の再結晶率との関係を第1図に
、粗圧延に入る時の温度と磁気特性との関係を第2図に
示す。この第1図第2図によると、粗圧延入側温度が1
200〜1300’Cの温度においてはシートバーの再
結晶率が高いほど磁気特性(鉄損)が良好になっている
が、粗圧延温度が1050’C−1150゜Cの温度範
囲ではシートバー再結晶率が80%以上になっているの
に、磁気特性は悪化している。
部をシャーで切り落とし急冷して断面をマクロエッヂし
て求めたシートバー断面の再結晶率との関係を第1図に
、粗圧延に入る時の温度と磁気特性との関係を第2図に
示す。この第1図第2図によると、粗圧延入側温度が1
200〜1300’Cの温度においてはシートバーの再
結晶率が高いほど磁気特性(鉄損)が良好になっている
が、粗圧延温度が1050’C−1150゜Cの温度範
囲ではシートバー再結晶率が80%以上になっているの
に、磁気特性は悪化している。
一方第3図は、この実験で得られた熱延板の表面から中
心への集合組織をX線回折によって調べ、主方位が(1
10)<001>方位である領域が表面からどのくらい
の深さまで侵透しているかを調査した結果と粗圧延入側
温度との関係を示したものである。
心への集合組織をX線回折によって調べ、主方位が(1
10)<001>方位である領域が表面からどのくらい
の深さまで侵透しているかを調査した結果と粗圧延入側
温度との関係を示したものである。
この第3図によると、シートバー再結晶率の高い粗圧延
入側温度1050℃〜1150゜Cの範囲で(110)
<001>方位の板厚内部への侵透距離が深くなってお
り、熱延板段階で(110)<001>方位を形成する
のにシートバー段階で再結晶させておくことが有利であ
ることを見出した。
入側温度1050℃〜1150゜Cの範囲で(110)
<001>方位の板厚内部への侵透距離が深くなってお
り、熱延板段階で(110)<001>方位を形成する
のにシートバー段階で再結晶させておくことが有利であ
ることを見出した。
この熱延板表層の(tlO)<001>組織が冷間圧延
で(111)<112>方位へ変化し、さらに脱炭焼鈍
で(1 10) <001>方位へ戻る、ストラフチャ
ーメモリーの機構により二次再結晶核が形成されること
が、鉄と鋼(1984) 15第2033〜2040頁
で解説されている。これによれば熱延板表層の先鋭化し
た(110)<001>方位を多く形成することにより
、磁気特性を向上することができることが予想される。
で(111)<112>方位へ変化し、さらに脱炭焼鈍
で(1 10) <001>方位へ戻る、ストラフチャ
ーメモリーの機構により二次再結晶核が形成されること
が、鉄と鋼(1984) 15第2033〜2040頁
で解説されている。これによれば熱延板表層の先鋭化し
た(110)<001>方位を多く形成することにより
、磁気特性を向上することができることが予想される。
従って、(110)<001>方位が主方位である領域
が板厚内部へ侵透することが、結果的に先鋭化した(1
10)<001>方位を増やし磁気特性が向上すること
につながると本発明者等は考えた。
が板厚内部へ侵透することが、結果的に先鋭化した(1
10)<001>方位を増やし磁気特性が向上すること
につながると本発明者等は考えた。
二次再結晶を左右するもう一つの要因である析出分数層
の平均粒径と粗圧延入側温度との関係を第4図に示す。
の平均粒径と粗圧延入側温度との関係を第4図に示す。
これによると粗圧延入側温度が低くなるほど平均粒径は
粗大化し、粒成長の抑制力が低下し二次再結晶に不利と
なる。そのために熱延組織的には有利な条件であるはず
の粗圧延入側温度1050゜C〜1l50゜Cの範囲で
特性が最良にならずに、析出分散相の粗大化条件とのか
ね合いで、粗圧延入側温度が1200゜Cのときに磁気
特性が最良になると考察した。
粗大化し、粒成長の抑制力が低下し二次再結晶に不利と
なる。そのために熱延組織的には有利な条件であるはず
の粗圧延入側温度1050゜C〜1l50゜Cの範囲で
特性が最良にならずに、析出分散相の粗大化条件とのか
ね合いで、粗圧延入側温度が1200゜Cのときに磁気
特性が最良になると考察した。
以上の考察の上に立って、熱延組織的に最良になるはず
の粗圧延温度が、析出分散相が粗大化する温度でもある
ために磁気特性が悪化してしまうという問題を、本発明
者等は析出分散相としてCu、Seを用いることによっ
て解決した。
の粗圧延温度が、析出分散相が粗大化する温度でもある
ために磁気特性が悪化してしまうという問題を、本発明
者等は析出分散相としてCu、Seを用いることによっ
て解決した。
本発明者等は次の成分による小型鋼塊を溶製した。
したのが第5図である。また同じ試料で1100°Cで
180秒保持したものについて化学分析により析出量を
定量したのが次の表である。
180秒保持したものについて化学分析により析出量を
定量したのが次の表である。
これらの鋼塊を熱延して熱延板とし、それらより試料を
採取し、1350°C2時間の焼鈍後1100°Cに6
0秒から180秒保持した。この試料より電子顕微鏡用
薄膜の試料を採取し、析出物の平均粒径を示第5図によ
るとMnSeを析出分散相として利用するAの素材の析
出物の成長速度が最も速<、Cuを添加しMnを低減し
たDの析出物の成長速度が最も遅かった。
採取し、1350°C2時間の焼鈍後1100°Cに6
0秒から180秒保持した。この試料より電子顕微鏡用
薄膜の試料を採取し、析出物の平均粒径を示第5図によ
るとMnSeを析出分散相として利用するAの素材の析
出物の成長速度が最も速<、Cuを添加しMnを低減し
たDの析出物の成長速度が最も遅かった。
Seの代りにSを加え、Mnを低減したEについては鋼
塊から熱延する際に熱間割れを生じた。
塊から熱延する際に熱間割れを生じた。
次に表によるとSe0代りにSを使用しCuを添加した
C、Eについては析出物としてはMnSおよびCuイS
が存在する二kがわかる。これに対しSeとCuを使用
したBは析出Mnがほとんど存在せずDでは全く存在し
ない。
C、Eについては析出物としてはMnSおよびCuイS
が存在する二kがわかる。これに対しSeとCuを使用
したBは析出Mnがほとんど存在せずDでは全く存在し
ない。
SeまたはSの固定率を析出(SeまたはS)/全(S
eまたはS)量とすると、Mnを低減したEではSの固
定率が小さく粒界割れを起こしやすくなったと考えられ
る。
eまたはS)量とすると、Mnを低減したEではSの固
定率が小さく粒界割れを起こしやすくなったと考えられ
る。
このようにSeおよびCuを添加しMnを低減したDで
は、その析出物はCuxSeであり成長速度は遅く、か
つMnを低減してもSeの固定能力には差が無く熱間圧
延で割れを生じることもなかった。よってSe。
は、その析出物はCuxSeであり成長速度は遅く、か
つMnを低減してもSeの固定能力には差が無く熱間圧
延で割れを生じることもなかった。よってSe。
Cuを用いSを低減し、析出分散相として主にCu、S
eを利用して、熱延組織的に有利な温度域でより微細な
分散を保ったまま熱延することにより磁気特性を改善す
る可能性のあることを見い出した。
eを利用して、熱延組織的に有利な温度域でより微細な
分散を保ったまま熱延することにより磁気特性を改善す
る可能性のあることを見い出した。
本発明はこのような作用を有するものであり、このよう
な考案の上に構成されたものである。
な考案の上に構成されたものである。
次に本発明の構成要件の限定理由について説明する。
Cの含有量は0.07wt%を超えると脱炭焼鈍で完全
に除去することができず磁気特性が悪化し、方0.02
wL%未満では熱延組織の改善が不十分であるので0.
02〜0.07wt%の範囲に限定される。
に除去することができず磁気特性が悪化し、方0.02
wL%未満では熱延組織の改善が不十分であるので0.
02〜0.07wt%の範囲に限定される。
Siに関しては4wt%を超えると圧延が不可能であり
、2.0wt%未満では電気抵抗が小さく鉄損が大きい
ので2.0〜4.Qwt%に限定される。
、2.0wt%未満では電気抵抗が小さく鉄損が大きい
ので2.0〜4.Qwt%に限定される。
Mnの含有量は通常と異なり0.02〜0.10wt%
と低目に規制される。Mnが0.08wt%を超すと析
出分散相としてMnSeが混じるために、析出物が熱延
中に粗大化しやすくなり磁気特性は悪化する。一方0.
02wt%未満では熱間圧延中に割れを生じるので0.
02〜0.08讐t%に限定される。
と低目に規制される。Mnが0.08wt%を超すと析
出分散相としてMnSeが混じるために、析出物が熱延
中に粗大化しやすくなり磁気特性は悪化する。一方0.
02wt%未満では熱間圧延中に割れを生じるので0.
02〜0.08讐t%に限定される。
Cuの含有量は0.05wt%未満では析出分散相形成
のための量が不十分であり、0.30iyt%を越える
と酸洗性、脱炭性が悪くなるので0.05〜0.30w
t%に限定される。
のための量が不十分であり、0.30iyt%を越える
と酸洗性、脱炭性が悪くなるので0.05〜0.30w
t%に限定される。
Seの含有量は0.012wt%未満では析出分散相形
成のための量が不十分であり0.050wt%を越える
と表面外観が悪化するので0.012〜0.050wt
%に限定される。
成のための量が不十分であり0.050wt%を越える
と表面外観が悪化するので0.012〜0.050wt
%に限定される。
その他、本発明における特徴のひとつは、S含有量を極
力低減することであり、0.005wt%以下にする。
力低減することであり、0.005wt%以下にする。
0.005−1%を超えるとMnS、 CuX5を形成
し、析出分散相の微細分散が妨げられ良好な磁気特性は
得られない。
し、析出分散相の微細分散が妨げられ良好な磁気特性は
得られない。
粗圧延入側の温度を1050〜1150°Cに制限した
理由は、この温度範囲でシートバー段階での再結晶率が
高く、かつ熱延板での(110)<001>方位を有す
る組織の板厚方向における厚みを増加させ磁気特性が良
好になるからである。
理由は、この温度範囲でシートバー段階での再結晶率が
高く、かつ熱延板での(110)<001>方位を有す
る組織の板厚方向における厚みを増加させ磁気特性が良
好になるからである。
また熱延前のスラブ加熱温度はCuXSeの溶体化温度
(1200〜1300°C)で十分である。このことは
経済的に有利である。
(1200〜1300°C)で十分である。このことは
経済的に有利である。
また本発明における析出分散相はCuxSeに限られる
が、これを補強する元素としてZnおよび/又はSnを
微量添加することにより一層磁気特性を向上させること
ができる。添加量はZn O,002〜0.05−1%
、Snは0.02〜0.2wt%が好ましい。Znは0
.002wt%未満では磁気特性改善効果がなく、0.
05wt%を越えると磁束密度が低くなり、またSnは
0.02wt%未満では磁気特性改善効果がなく、0.
2wt%を越えると脆性が悪化する。また、冷延の最終
圧下率は50〜80%が好適である。
が、これを補強する元素としてZnおよび/又はSnを
微量添加することにより一層磁気特性を向上させること
ができる。添加量はZn O,002〜0.05−1%
、Snは0.02〜0.2wt%が好ましい。Znは0
.002wt%未満では磁気特性改善効果がなく、0.
05wt%を越えると磁束密度が低くなり、またSnは
0.02wt%未満では磁気特性改善効果がなく、0.
2wt%を越えると脆性が悪化する。また、冷延の最終
圧下率は50〜80%が好適である。
この発明の条件で熱延された以後の工程は通常と変るこ
となく1回又は中間焼鈍を含む2回の冷延工程と脱炭・
一次回結晶焼鈍およびこれに続く高温箱焼鈍で最終製品
厚の方向性珪素鋼板を製造することができる。
となく1回又は中間焼鈍を含む2回の冷延工程と脱炭・
一次回結晶焼鈍およびこれに続く高温箱焼鈍で最終製品
厚の方向性珪素鋼板を製造することができる。
〈実施例〉
実施例I
C: 0.041wt%、 Si : 3.2wt
%、 Mn : 0.03wt%。
%、 Mn : 0.03wt%。
Se : 0.022wt%、 Cu : 0.12
wt%、 S : 0.002wt%を含み残部実
質的にFeよりなる(成分Aとする)珪素鋼スラブを1
250°Cに加熱し、i■圧延入側温度を1000°C
−1200’Cにして熱間圧延を行い2.0mm厚の熱
延コイルとした。比較材としてC: 0.040wt
% Si : 3.0wt% Mn : 0110呵
% Se : 0.021wt%を含み残部実質的に
Feよりなる珪素鋼スラブ(成分Bとする)を1350
°Cで加熱し、粗圧延入側工1 の温度を1050〜1250°Cにして熱間圧延を行い
2.0mm厚の熱延コイルとした。
wt%、 S : 0.002wt%を含み残部実
質的にFeよりなる(成分Aとする)珪素鋼スラブを1
250°Cに加熱し、i■圧延入側温度を1000°C
−1200’Cにして熱間圧延を行い2.0mm厚の熱
延コイルとした。比較材としてC: 0.040wt
% Si : 3.0wt% Mn : 0110呵
% Se : 0.021wt%を含み残部実質的に
Feよりなる珪素鋼スラブ(成分Bとする)を1350
°Cで加熱し、粗圧延入側工1 の温度を1050〜1250°Cにして熱間圧延を行い
2.0mm厚の熱延コイルとした。
次にそれぞれ1次冷延で0.60mm厚とじ1000°
C4分の中間焼鈍を行い2次冷延で0.23mm厚の製
品厚に仕上げた。次いで850°C4分間の脱炭焼鈍を
湿水素中で行い?IgOを塗布してN2中での850°
Cの2次再結晶焼鈍とN2中での1200°Cでの純化
焼鈍からなる仕上焼鈍を行った。このようにして得られ
た最終製品の電磁特性は第1表の通りである。
C4分の中間焼鈍を行い2次冷延で0.23mm厚の製
品厚に仕上げた。次いで850°C4分間の脱炭焼鈍を
湿水素中で行い?IgOを塗布してN2中での850°
Cの2次再結晶焼鈍とN2中での1200°Cでの純化
焼鈍からなる仕上焼鈍を行った。このようにして得られ
た最終製品の電磁特性は第1表の通りである。
第1表に表わされるように、析出分散相としてCu、S
eを利用したAの成分で粗圧延入側温度を1050〜1
150°Cにしたものの磁気特性が良好である。
eを利用したAの成分で粗圧延入側温度を1050〜1
150°Cにしたものの磁気特性が良好である。
MnSeを析出分散相として利用するBの成分ではAの
成分に匹敵する特性は得られない。
成分に匹敵する特性は得られない。
■2
第1表
実施例2
第2表で表わされる成分を含み残部実質的にFeよりな
る珪素鋼スラブ1250°Cに加熱し粗圧延入側の温度
を1100℃にして熱間圧延を行い2 、0 +++m
厚の熱延コイルとした。そして実施例1と同様な冷延以
後の工程により0.23mm厚の製品を得た。この製品
の磁気特性は第2表のとうりである。
る珪素鋼スラブ1250°Cに加熱し粗圧延入側の温度
を1100℃にして熱間圧延を行い2 、0 +++m
厚の熱延コイルとした。そして実施例1と同様な冷延以
後の工程により0.23mm厚の製品を得た。この製品
の磁気特性は第2表のとうりである。
第2表で表わされるようにCu)(Sの他にMnSを形
成するようなS量となると良好な磁気特性は得られない
ことがわかる。
成するようなS量となると良好な磁気特性は得られない
ことがわかる。
実施例3
第3表で表わされる成分を含み残部実質的にFeよりな
る珪素鋼スラブについて実施例2と同様な工程を用いて
得られた製品の1を磁特性は第3表のとうりである。
る珪素鋼スラブについて実施例2と同様な工程を用いて
得られた製品の1を磁特性は第3表のとうりである。
ZnおよびSnを添加することにより一層の磁気特性の
向上が見られる。
向上が見られる。
〈発明の効果〉
以上詳述したように本発明により析出分散相としてCu
XSeを用いることで、結晶組織的に最も有利な温度域
で熱延することができ、磁気特性の極めて良好な方向性
珪素鋼板を得ることができた。
XSeを用いることで、結晶組織的に最も有利な温度域
で熱延することができ、磁気特性の極めて良好な方向性
珪素鋼板を得ることができた。
第1図はMnSeを析出分散相とする方向性珪素鋼のシ
ートバー再結晶率と粗圧延入側温度の関係を示すグラフ
、第2図は磁気特性と粗圧延入側の温度との関係を示す
グラフ、第3図は熱延板での(110)<001>が主
方位である領域の厚さと粗圧延入側温度との関係を示す
グラフ、第4図は脱炭焼鈍後の析出物の平均粒径と粗圧
延入側温度との関係を示すグラフ、第5図は1100’
Cで各時間保持した鋼塊の析出物の平均粒径である。
ートバー再結晶率と粗圧延入側温度の関係を示すグラフ
、第2図は磁気特性と粗圧延入側の温度との関係を示す
グラフ、第3図は熱延板での(110)<001>が主
方位である領域の厚さと粗圧延入側温度との関係を示す
グラフ、第4図は脱炭焼鈍後の析出物の平均粒径と粗圧
延入側温度との関係を示すグラフ、第5図は1100’
Cで各時間保持した鋼塊の析出物の平均粒径である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C:0.02〜0.07wt%、Si:2.0〜4
.0wt%を含む珪素鋼スラブを加熱炉にて加熱し、粗
圧延機及び仕上圧延機にて熱間圧延して熱延板とした後
、1回又は中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延により最終板
厚とし、その後脱炭・一次再結晶焼鈍とこれに続く高温
最終仕上焼鈍を施す一連の工程からなる(110)〈0
01〉方位を主方位とする方向性珪素鋼板を製造する方
法において、上記珪素鋼スラブの成分として、さらにM
n:0.02〜0.08wt%、Cu:0.05〜0.
30wt%、Se:0.012〜0.050wt%を含
有させ、かつSの含有量を0.005wt%以下に規制
し、該珪素鋼スラブの粗圧延機入側の温度を1050〜
1150℃とすることを特徴とする磁気特性の良好な方
向性珪素鋼板の製造方法。 2、請求項1記載の珪素鋼スラブの成分としてさらにZ
n:0.002〜0.05wt%及び/又はSn:0.
02〜0.2wt%を加えたことを特徴とする磁気特性
の良好な方向性珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63156667A JP2776386B2 (ja) | 1988-06-27 | 1988-06-27 | 磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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JP63156667A JP2776386B2 (ja) | 1988-06-27 | 1988-06-27 | 磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH028327A true JPH028327A (ja) | 1990-01-11 |
JP2776386B2 JP2776386B2 (ja) | 1998-07-16 |
Family
ID=15632672
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63156667A Expired - Fee Related JP2776386B2 (ja) | 1988-06-27 | 1988-06-27 | 磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2776386B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2017057487A1 (ja) * | 2015-09-28 | 2017-04-06 | 新日鐵住金株式会社 | 方向性電磁鋼板及び方向性電磁鋼板用の熱延鋼板 |
CN113604743A (zh) * | 2021-08-09 | 2021-11-05 | 长春工业大学 | 一种分步调控制备高磁感高强度无取向电工钢的方法 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5843446A (ja) * | 1981-09-10 | 1983-03-14 | Toppan Printing Co Ltd | テレビジヨン画像撮影装置におけるラスタ−の消去方法 |
JPS5931823A (ja) * | 1982-08-17 | 1984-02-21 | Kawasaki Steel Corp | 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
JPS6059045A (ja) * | 1983-09-10 | 1985-04-05 | Nippon Steel Corp | 鉄損値の少ない一方向性珪素鋼板の製造方法 |
JPS6210213A (ja) * | 1985-07-08 | 1987-01-19 | Kawasaki Steel Corp | 電磁特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 |
JPS62130217A (ja) * | 1985-12-03 | 1987-06-12 | Kawasaki Steel Corp | 電磁特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-06-27 JP JP63156667A patent/JP2776386B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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US11680302B2 (en) | 2015-09-28 | 2023-06-20 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet and hot-rolled steel sheet for grain-oriented electrical steel sheet |
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CN113604743B (zh) * | 2021-08-09 | 2022-08-02 | 长春工业大学 | 一种分步调控制备高磁感高强度无取向电工钢的方法 |
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---|---|
JP2776386B2 (ja) | 1998-07-16 |
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