JPH0726328A - 方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPH0726328A JPH0726328A JP5154984A JP15498493A JPH0726328A JP H0726328 A JPH0726328 A JP H0726328A JP 5154984 A JP5154984 A JP 5154984A JP 15498493 A JP15498493 A JP 15498493A JP H0726328 A JPH0726328 A JP H0726328A
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- annealing
- steel sheet
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- temperature
- silicon steel
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 方向性電磁鋼板を安定して製造する方法を提
供する。 【構成】 C:0.0005〜0.004%、Si:
2.0〜4.5%等所定の組成からなる珪素鋼スラブを
1000℃から1200℃の温度域で粗圧延を開始し引
き続き仕上げ圧延を行って熱延鋼帯としたのち必要に応
じて700℃から1100℃の温度域で短時間焼鈍を行
った後1回または中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延
を行い、所定の板厚とし、850℃から1050℃の温
度域で1秒以上200秒以内加熱後鋼板を走行せしめる
状態で窒化処理をし、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍
を施す。
供する。 【構成】 C:0.0005〜0.004%、Si:
2.0〜4.5%等所定の組成からなる珪素鋼スラブを
1000℃から1200℃の温度域で粗圧延を開始し引
き続き仕上げ圧延を行って熱延鋼帯としたのち必要に応
じて700℃から1100℃の温度域で短時間焼鈍を行
った後1回または中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延
を行い、所定の板厚とし、850℃から1050℃の温
度域で1秒以上200秒以内加熱後鋼板を走行せしめる
状態で窒化処理をし、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍
を施す。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、方向性珪素鋼板(以下
方向性電磁鋼板と云う)に関するものである。
方向性電磁鋼板と云う)に関するものである。
【0002】
【従来の技術】方向性電磁鋼板の製造においては熱延鋼
帯は必要に応じて焼鈍後、1回または中間焼鈍をはさむ
2回以上の冷間圧延を行い、所定の板厚とし、次いで一
次再結晶焼鈍を行った後焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼
鈍を施すことで行われている。この一次再結晶焼鈍では
脱炭も行われているのが一般である。しかるに近年溶鋼
の状態で脱炭した素材を使い、一次再結晶焼鈍工程での
脱炭を省略した技術が数多く報告されている。
帯は必要に応じて焼鈍後、1回または中間焼鈍をはさむ
2回以上の冷間圧延を行い、所定の板厚とし、次いで一
次再結晶焼鈍を行った後焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼
鈍を施すことで行われている。この一次再結晶焼鈍では
脱炭も行われているのが一般である。しかるに近年溶鋼
の状態で脱炭した素材を使い、一次再結晶焼鈍工程での
脱炭を省略した技術が数多く報告されている。
【0003】例えば特開昭54−112317号、特開
昭55−073818号、特開昭57−114614号
−特開昭57−207114号、特開昭58−1006
27号、特開昭61−91319号、特開昭62−83
421号、特開平1−119644号、特開平1−21
2721号、特開平1−309923号、特開平1−3
09924号、特開平2−30714号、特開平2−1
41532号、特開平3−111516号、特開平3−
287721号、特開平5−9666号公報等数多く存
在する。しかしながらこれらの技術で方向性電磁鋼板を
安定して製造するためには製造条件を厳密に制御する必
要がある。
昭55−073818号、特開昭57−114614号
−特開昭57−207114号、特開昭58−1006
27号、特開昭61−91319号、特開昭62−83
421号、特開平1−119644号、特開平1−21
2721号、特開平1−309923号、特開平1−3
09924号、特開平2−30714号、特開平2−1
41532号、特開平3−111516号、特開平3−
287721号、特開平5−9666号公報等数多く存
在する。しかしながらこれらの技術で方向性電磁鋼板を
安定して製造するためには製造条件を厳密に制御する必
要がある。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、方向性電磁
鋼板を安定して製造する方法を提供するものである。
鋼板を安定して製造する方法を提供するものである。
【0005】
【課題を解決するための手段】本発明の手段は、C:
0.0005〜0.004重量%、Si:2.0〜4.
5重量%、酸可溶性Al:0.010〜0.080重量
%、N:0.001〜0.020重量%、Cu:0.0
50〜2.00重量%、S:0.005〜0.060重
量%、Sb:0.010〜0.100重量%(以下重量
%は単に%と記述する)の成分を含んだ珪素鋼スラブを
1000℃から1200℃の温度域で粗圧延後仕上げ圧
延を行って熱延鋼帯としたのち、必要に応じて700℃
から1100℃の温度域で短時間焼鈍を行った後1回ま
たは中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延を行い、所定
の板厚とし、850℃から1050℃の温度域で1秒以
上200秒以内加熱後、鋼板を走行せしめる状態で窒化
処理をし、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施すこと
にある。
0.0005〜0.004重量%、Si:2.0〜4.
5重量%、酸可溶性Al:0.010〜0.080重量
%、N:0.001〜0.020重量%、Cu:0.0
50〜2.00重量%、S:0.005〜0.060重
量%、Sb:0.010〜0.100重量%(以下重量
%は単に%と記述する)の成分を含んだ珪素鋼スラブを
1000℃から1200℃の温度域で粗圧延後仕上げ圧
延を行って熱延鋼帯としたのち、必要に応じて700℃
から1100℃の温度域で短時間焼鈍を行った後1回ま
たは中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延を行い、所定
の板厚とし、850℃から1050℃の温度域で1秒以
上200秒以内加熱後、鋼板を走行せしめる状態で窒化
処理をし、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施すこと
にある。
【0006】この場合一次再結晶焼鈍の少なくとも加熱
後段の雰囲気のP H2 O /P H2 を0.06以上4.0
以下としたのち、窒化処理を行うことで、所望の窒化が
効率的に行われる。またこのように窒化を行っても、仕
上げ焼鈍の雰囲気の窒素分圧が50%以下では、形成さ
れた窒化物がインヒビターとして有効に働かない場合が
あるので、該仕上げ焼鈍の昇温過程800℃以上で窒素
分圧50%以上とすることが好ましい。
後段の雰囲気のP H2 O /P H2 を0.06以上4.0
以下としたのち、窒化処理を行うことで、所望の窒化が
効率的に行われる。またこのように窒化を行っても、仕
上げ焼鈍の雰囲気の窒素分圧が50%以下では、形成さ
れた窒化物がインヒビターとして有効に働かない場合が
あるので、該仕上げ焼鈍の昇温過程800℃以上で窒素
分圧50%以上とすることが好ましい。
【0007】以下本発明について詳細に説明する。一次
再結晶焼鈍工程では脱炭を行わないで一方向性電磁鋼板
を製造する方法として、発明者らは特開昭57−114
614号公報で開示した技術を開発したが、この方法で
は磁束密度が比較的低いという欠点があった(実施例B
8 =1.88)。また、磁束密度が高い鋼板を製造する
技術として特開昭57−89439号公報(実施例B8
=1.97)や、特開昭57−207114号公報(実
施例B8 =1.94)も開発されたが、安定してこのよ
うな高い磁束密度が得られない場合が存在した。
再結晶焼鈍工程では脱炭を行わないで一方向性電磁鋼板
を製造する方法として、発明者らは特開昭57−114
614号公報で開示した技術を開発したが、この方法で
は磁束密度が比較的低いという欠点があった(実施例B
8 =1.88)。また、磁束密度が高い鋼板を製造する
技術として特開昭57−89439号公報(実施例B8
=1.97)や、特開昭57−207114号公報(実
施例B8 =1.94)も開発されたが、安定してこのよ
うな高い磁束密度が得られない場合が存在した。
【0008】その原因について鋭意研究した結果一次
再結晶板に二次再結晶の核となる(110)〔001〕
方位結晶粒が少ないこと、二次再結晶粒以外の結晶方
位の成長を阻止すべきインヒビターが不足しているこ
と、更に(110)〔001〕二次再結晶粒のみを優
先的に成長させる作用効果が、従来の製造工程による一
次再結晶板と較べて少ないことが分かった。
再結晶板に二次再結晶の核となる(110)〔001〕
方位結晶粒が少ないこと、二次再結晶粒以外の結晶方
位の成長を阻止すべきインヒビターが不足しているこ
と、更に(110)〔001〕二次再結晶粒のみを優
先的に成長させる作用効果が、従来の製造工程による一
次再結晶板と較べて少ないことが分かった。
【0009】これらの欠点を克服するには、C:0.0
005〜0.004%、Si:2.0〜4.5%、酸可
溶性Al:0.010〜0.080%、N:0.001
〜0.020%、Cu:0.050〜2.00%、S:
0.005〜0.060%、Sb:0.010〜0.1
00%の成分を含有した珪素鋼スラブを1000℃から
1200℃の温度域で粗圧延を開始し、仕上げ圧延を行
って熱延鋼帯としたのち、必要に応じて700℃から1
100℃の温度域で短時間焼鈍を行った後、1回または
中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延を行い、所定の板
厚とし、850℃から1050℃の温度域で1秒以上2
00秒以内加熱後、鋼板を走行せしめる状態で窒化処理
をし、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施すことにあ
る。
005〜0.004%、Si:2.0〜4.5%、酸可
溶性Al:0.010〜0.080%、N:0.001
〜0.020%、Cu:0.050〜2.00%、S:
0.005〜0.060%、Sb:0.010〜0.1
00%の成分を含有した珪素鋼スラブを1000℃から
1200℃の温度域で粗圧延を開始し、仕上げ圧延を行
って熱延鋼帯としたのち、必要に応じて700℃から1
100℃の温度域で短時間焼鈍を行った後、1回または
中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延を行い、所定の板
厚とし、850℃から1050℃の温度域で1秒以上2
00秒以内加熱後、鋼板を走行せしめる状態で窒化処理
をし、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍を施すことにあ
る。
【0010】この場合一次再結晶焼鈍の加熱後段の雰囲
気のP H2 O /P H2 を0.06以上4.0以下とした
のち、窒化処理を行うことで、所望の窒化が効率的に行
われる。また仕上げ焼鈍の雰囲気の窒素分圧が50%以
下では、形成された窒化物がインヒビターとして有効に
働かない場合があるので、該仕上げ焼鈍の昇温過程80
0℃以上で窒素分圧50%以上とすることが好ましいこ
とを発見し、本発明を完成させた。
気のP H2 O /P H2 を0.06以上4.0以下とした
のち、窒化処理を行うことで、所望の窒化が効率的に行
われる。また仕上げ焼鈍の雰囲気の窒素分圧が50%以
下では、形成された窒化物がインヒビターとして有効に
働かない場合があるので、該仕上げ焼鈍の昇温過程80
0℃以上で窒素分圧50%以上とすることが好ましいこ
とを発見し、本発明を完成させた。
【0011】本発明とほぼ同じ構成の方向性電磁鋼板の
製造に付いて、特開平2−77525号公報で開示され
た先行技術がある。その先行技術においては、脱炭焼鈍
後鋼板を走行せしめる状態下で窒化処理をし、焼鈍分離
剤を塗布した後高温仕上げ焼鈍をすることを特徴として
いる。本発明における粗熱延開始温度は1200℃以下
であり、この条件もこの先行技術と同一である。本発明
とこの先行技術が構成上最も異なる点は先ず第1に鋼成
分であり、第2に一次再結晶焼鈍条件である。先行発明
においてはCuは添加されていないが、本発明において
はCuを0.05%から2%の範囲で添加されており、
Cuを積極的に活用しているところが成分で異なる第1
の点である。またこの先行発明ではSが0.012%以
上含まれている場合は二次再結晶不良になるので、Sは
好ましくは0.007%以下としてる。然るに本発明に
おいてSは0.005%以上が必要で、0.04%程度
まではSは高いほど二次再結晶が安定する。本発明とこ
の先行技術がSの作用効果の点で全く異なる。Sの範囲
及び、その作用効果が異なる点が成分で異なる第2の点
である。
製造に付いて、特開平2−77525号公報で開示され
た先行技術がある。その先行技術においては、脱炭焼鈍
後鋼板を走行せしめる状態下で窒化処理をし、焼鈍分離
剤を塗布した後高温仕上げ焼鈍をすることを特徴として
いる。本発明における粗熱延開始温度は1200℃以下
であり、この条件もこの先行技術と同一である。本発明
とこの先行技術が構成上最も異なる点は先ず第1に鋼成
分であり、第2に一次再結晶焼鈍条件である。先行発明
においてはCuは添加されていないが、本発明において
はCuを0.05%から2%の範囲で添加されており、
Cuを積極的に活用しているところが成分で異なる第1
の点である。またこの先行発明ではSが0.012%以
上含まれている場合は二次再結晶不良になるので、Sは
好ましくは0.007%以下としてる。然るに本発明に
おいてSは0.005%以上が必要で、0.04%程度
まではSは高いほど二次再結晶が安定する。本発明とこ
の先行技術がSの作用効果の点で全く異なる。Sの範囲
及び、その作用効果が異なる点が成分で異なる第2の点
である。
【0012】先行発明ではCは0.025%以下では二
次再結晶が不安定になり、かつ二次再結晶した場合でも
製品の磁束密度が1.8Tesla と低下するとしている。
本発明においては熱間圧延以前の状態がすでにCが0.
004%以下であるが、二次再結晶は安定であり、磁束
密度も1.8Tesla 以上の高い値を示す。一次再結晶前
のC量が異なる点が先行発明と成分で異なる第3の点で
ある。先行発明ではSbは添加されていないが、本発明
においてはSbが0.010%から0.1%の範囲で添
加されていることが、先行発明と成分で異なる第4の点
である。
次再結晶が不安定になり、かつ二次再結晶した場合でも
製品の磁束密度が1.8Tesla と低下するとしている。
本発明においては熱間圧延以前の状態がすでにCが0.
004%以下であるが、二次再結晶は安定であり、磁束
密度も1.8Tesla 以上の高い値を示す。一次再結晶前
のC量が異なる点が先行発明と成分で異なる第3の点で
ある。先行発明ではSbは添加されていないが、本発明
においてはSbが0.010%から0.1%の範囲で添
加されていることが、先行発明と成分で異なる第4の点
である。
【0013】後で詳しく述べるが、本発明のインヒビタ
ーとしてはCが0.004%以下の状態で硫化物と窒化
物の双方および、固溶Cu、固溶Sbを活用するところ
が本発明と先行発明で成分構成が異なってくる理由であ
る。
ーとしてはCが0.004%以下の状態で硫化物と窒化
物の双方および、固溶Cu、固溶Sbを活用するところ
が本発明と先行発明で成分構成が異なってくる理由であ
る。
【0014】本発明では一次再結晶焼鈍前にCが0.0
04%以下、Sが0.010%以上でCuが0.05%
から2.00%、Sbが0.01%から0.1%の範囲
で含有されている鋼板を850℃以上の温度で脱炭焼鈍
することなく一次再結晶焼鈍させた後窒化処理すること
にある。先行技術では一次再結晶焼鈍前にC:0.02
5%から0.075%以下、Sが0.012%の範囲で
含有されている鋼板を再結晶させ、引き続き水蒸気を含
んだ雰囲気中で800℃から850℃温度で120秒以
上加熱して脱炭を行いしかる後に窒化処理を行ってい
る。
04%以下、Sが0.010%以上でCuが0.05%
から2.00%、Sbが0.01%から0.1%の範囲
で含有されている鋼板を850℃以上の温度で脱炭焼鈍
することなく一次再結晶焼鈍させた後窒化処理すること
にある。先行技術では一次再結晶焼鈍前にC:0.02
5%から0.075%以下、Sが0.012%の範囲で
含有されている鋼板を再結晶させ、引き続き水蒸気を含
んだ雰囲気中で800℃から850℃温度で120秒以
上加熱して脱炭を行いしかる後に窒化処理を行ってい
る。
【0015】即ち、本発明と先行発明においては、鋼成
分、一次再結晶焼鈍の目的が異なる。本発明鋼では脱炭
が不必要であるので、再結晶焼鈍は非脱炭性雰囲気で完
了させればよい。この場合再結晶粒成長が完了するまで
は、できるだけ還元性の雰囲気としたのち、引き続き窒
化処理を連続的に行うが、この窒化処理前の雰囲気のP
H2 O /P H2 を0.06以上4.0以下とすること
で、二次再結晶が安定し、かつ良好な磁気特性が得られ
る。
分、一次再結晶焼鈍の目的が異なる。本発明鋼では脱炭
が不必要であるので、再結晶焼鈍は非脱炭性雰囲気で完
了させればよい。この場合再結晶粒成長が完了するまで
は、できるだけ還元性の雰囲気としたのち、引き続き窒
化処理を連続的に行うが、この窒化処理前の雰囲気のP
H2 O /P H2 を0.06以上4.0以下とすること
で、二次再結晶が安定し、かつ良好な磁気特性が得られ
る。
【0016】以上成分及び一次再結晶焼鈍の各条件を組
み合わせることで、本発明ではなぜ先行技術では不可能
であった二次再結晶を安定させ、かつ磁束密度を1.8
Tesla 以上確保できるのかと云う冶金学的原理について
は、現時点では必ずしも明確ではない。現時点では実験
事実からその組み合わせ効果が生じる理由を以下の如く
解釈している。
み合わせることで、本発明ではなぜ先行技術では不可能
であった二次再結晶を安定させ、かつ磁束密度を1.8
Tesla 以上確保できるのかと云う冶金学的原理について
は、現時点では必ずしも明確ではない。現時点では実験
事実からその組み合わせ効果が生じる理由を以下の如く
解釈している。
【0017】先ず成分について述べる。Cuが0.05
0〜2.00%含まれるとの(110)〔001〕方
位二次再結晶核となる可能性のある結晶粒が増加し(図
1参照)、更にの二次再結晶粒以外の結晶粒の成長を
阻止する作用効果があることが分かった。この場合の
効果は特にCu含有量が0.5%以上となると顕著にな
ることを発見した。またの効果はCuが0.05%以
上あれば顕著となり、Cuが増すほどその効果が大きく
なることが分かった。
0〜2.00%含まれるとの(110)〔001〕方
位二次再結晶核となる可能性のある結晶粒が増加し(図
1参照)、更にの二次再結晶粒以外の結晶粒の成長を
阻止する作用効果があることが分かった。この場合の
効果は特にCu含有量が0.5%以上となると顕著にな
ることを発見した。またの効果はCuが0.05%以
上あれば顕著となり、Cuが増すほどその効果が大きく
なることが分かった。
【0018】電子顕微鏡により析出物の形態を調査した
ところ、Cuが0.05%以上あれば、Cuの硫化物の
量もサイズもCu量を増しても変化しないことから、C
u添加で二次再結晶粒を成長しやすくするのは、析出物
(硫化物)としてのインヒビター効果と、固溶Cuその
ものが二次再結晶粒以外の結晶粒の成長を阻止する効果
があるためと考えられる。その点を確認するため、Sを
全く含まない試料で、Cu添加量を増やしたところ、C
uが多いほど二次再結晶が安定した実験結果が得られ、
固溶Cuはそのような作用効果があると推察した。
ところ、Cuが0.05%以上あれば、Cuの硫化物の
量もサイズもCu量を増しても変化しないことから、C
u添加で二次再結晶粒を成長しやすくするのは、析出物
(硫化物)としてのインヒビター効果と、固溶Cuその
ものが二次再結晶粒以外の結晶粒の成長を阻止する効果
があるためと考えられる。その点を確認するため、Sを
全く含まない試料で、Cu添加量を増やしたところ、C
uが多いほど二次再結晶が安定した実験結果が得られ、
固溶Cuはそのような作用効果があると推察した。
【0019】次にSを0.005〜0.060%範囲に
限定したのは,の効果が発現するためである。即ち
本発明素材成分においてはSが0.005%未満では二
次再結晶粒が発現しにくくなったり、二次再結晶した場
合も(110)〔001〕からはずれた二次再結晶粒の
発現が多くなることを見いだした。即ち本成分系におい
てはSは,の効果を与えると解釈される。
限定したのは,の効果が発現するためである。即ち
本発明素材成分においてはSが0.005%未満では二
次再結晶粒が発現しにくくなったり、二次再結晶した場
合も(110)〔001〕からはずれた二次再結晶粒の
発現が多くなることを見いだした。即ち本成分系におい
てはSは,の効果を与えると解釈される。
【0020】そのメカニズムは明瞭ではないがSが0.
005%以上存在する場合は微細なCu系硫化物が多数
観察され、この微細なCu系硫化物が,の効果を発
現するものと解釈している。Sは0.06%でも効果が
あるが、Sが多い場合熱延工程で割れが発生し易いので
本発明では上限を0.060%としたものである。この
Sの効果はCuと共存して初めて発揮されるものであ
り、先行発明の如くCuが添加されていない場合は、S
が存在することはかえって二次再結晶を不安定にすると
推察される。
005%以上存在する場合は微細なCu系硫化物が多数
観察され、この微細なCu系硫化物が,の効果を発
現するものと解釈している。Sは0.06%でも効果が
あるが、Sが多い場合熱延工程で割れが発生し易いので
本発明では上限を0.060%としたものである。この
Sの効果はCuと共存して初めて発揮されるものであ
り、先行発明の如くCuが添加されていない場合は、S
が存在することはかえって二次再結晶を不安定にすると
推察される。
【0021】更にこれら成分系にSbを添加すると、二
次再結晶が発現し易くなり、かつ二次再結晶が発現した
場合特に鉄損向上効果が顕著になることを見いだし、本
発明を完成させた。この場合SbとCu添加量には相互
の関係があり、Cu添加量が多い程Sb添加量を増すこ
とで鉄損が向上する傾向があり、1%Cuの場合0.0
8%程度のSb添加が有効である。Sbの添加の下限を
0.01%としたのはこれ以下の添加では効果があるが
僅かであるので、0.01%以上とした。上限を0.1
%としたのはこれ以上でも効果があるが、これ以上添加
量が増すと傷が発生し易くなり、磁気特性向上効果も飽
和してくるので経済的でないので上限を0.1%とした
ものである。
次再結晶が発現し易くなり、かつ二次再結晶が発現した
場合特に鉄損向上効果が顕著になることを見いだし、本
発明を完成させた。この場合SbとCu添加量には相互
の関係があり、Cu添加量が多い程Sb添加量を増すこ
とで鉄損が向上する傾向があり、1%Cuの場合0.0
8%程度のSb添加が有効である。Sbの添加の下限を
0.01%としたのはこれ以下の添加では効果があるが
僅かであるので、0.01%以上とした。上限を0.1
%としたのはこれ以上でも効果があるが、これ以上添加
量が増すと傷が発生し易くなり、磁気特性向上効果も飽
和してくるので経済的でないので上限を0.1%とした
ものである。
【0022】またこの場合一次再結晶焼鈍温度を高く、
Sb添加量が多くなるにしたがい、仕上げ焼鈍昇温過程
の雰囲気の窒素%を高くすることが低い鉄損と高い磁束
密度を得るのに効果的である。即ち一次再結晶焼鈍温度
が低い場合に、仕上げ焼鈍昇温過程の雰囲気の窒素%が
高いと鉄損の改善代が少ない。
Sb添加量が多くなるにしたがい、仕上げ焼鈍昇温過程
の雰囲気の窒素%を高くすることが低い鉄損と高い磁束
密度を得るのに効果的である。即ち一次再結晶焼鈍温度
が低い場合に、仕上げ焼鈍昇温過程の雰囲気の窒素%が
高いと鉄損の改善代が少ない。
【0023】次に先行発明と異なる一次再結晶焼鈍条件
を選択した冶金学的理由を述べる。先にも述べた如く、
先行技術では一次再結晶焼鈍工程において820℃から
860℃120秒以上、脱炭性雰囲気下での加熱が必要
である。この場合加熱温度が900℃以上では、脱炭に
有害な層が鋼板表面に形成され、脱炭しにくくなるの
で、加熱温度は900℃以下に抑えられている。この脱
炭焼鈍工程では鋼板表面部に内部酸化層が形成され、こ
の内部酸化層は仕上げ焼鈍工程で形態を変化させるが最
終製品まで残存し、磁気特性特に鉄損を劣化させる。
を選択した冶金学的理由を述べる。先にも述べた如く、
先行技術では一次再結晶焼鈍工程において820℃から
860℃120秒以上、脱炭性雰囲気下での加熱が必要
である。この場合加熱温度が900℃以上では、脱炭に
有害な層が鋼板表面に形成され、脱炭しにくくなるの
で、加熱温度は900℃以下に抑えられている。この脱
炭焼鈍工程では鋼板表面部に内部酸化層が形成され、こ
の内部酸化層は仕上げ焼鈍工程で形態を変化させるが最
終製品まで残存し、磁気特性特に鉄損を劣化させる。
【0024】しかるに本発明鋼板では一次再結晶焼鈍で
は再結晶させることが主目的であるので、このような製
品の鉄損に悪影響を与える原因となる内部酸化の形成を
抑える雰囲気で再結晶温度以上で加熱すればよいので、
良好な磁気特性を得ることが容易となる。このため加熱
温度の上限はなく、加熱時間も短時間でもよい。加熱温
度は再結晶さえすればよいので700℃以上であればよ
いが、加熱温度を900℃以上が好ましいとしたのは、
これ以下の温度で一次再結晶させた場合、成分系によっ
ては一次再結晶粒径が小さいため、結果として製品の磁
束密度が低下する場合があるからである。
は再結晶させることが主目的であるので、このような製
品の鉄損に悪影響を与える原因となる内部酸化の形成を
抑える雰囲気で再結晶温度以上で加熱すればよいので、
良好な磁気特性を得ることが容易となる。このため加熱
温度の上限はなく、加熱時間も短時間でもよい。加熱温
度は再結晶さえすればよいので700℃以上であればよ
いが、加熱温度を900℃以上が好ましいとしたのは、
これ以下の温度で一次再結晶させた場合、成分系によっ
ては一次再結晶粒径が小さいため、結果として製品の磁
束密度が低下する場合があるからである。
【0025】加熱温度の上限を1050℃以下としたの
は、これ以上の加熱温度でも良好な磁気特性が得られる
が、時として磁気特性が劣化する等安定して良好な特性
が得られない場合があることと、このような高温で加熱
することは不経済なためである。加熱時間は1秒以上と
したのは、これ以上の時間であれば良好な磁気特性が得
られるためであり、上限を200秒以下としたのは、こ
れはこれ以上の加熱時間でも良好な磁気特性が得られる
が、加熱時間が長すぎると引き続く窒化処理に不利な表
面性状となり、結果として製品の磁気特性が劣化する等
安定して良好な特性が得られない場合があることと、長
時間加熱することは不経済であるためである。
は、これ以上の加熱温度でも良好な磁気特性が得られる
が、時として磁気特性が劣化する等安定して良好な特性
が得られない場合があることと、このような高温で加熱
することは不経済なためである。加熱時間は1秒以上と
したのは、これ以上の時間であれば良好な磁気特性が得
られるためであり、上限を200秒以下としたのは、こ
れはこれ以上の加熱時間でも良好な磁気特性が得られる
が、加熱時間が長すぎると引き続く窒化処理に不利な表
面性状となり、結果として製品の磁気特性が劣化する等
安定して良好な特性が得られない場合があることと、長
時間加熱することは不経済であるためである。
【0026】この場合加熱前段の雰囲気のP H2 O /P
H2 は0.06以下とし、しかる後に窒化処理開始前の
雰囲気のP H2 O /P H2 を0.06以上4.0以下と
することが好ましい。このような雰囲気で処理すること
で製品の磁気特性が向上することと、引き続き窒化工程
で窒化しやすくなるので、成分的に窒化されにくい元素
が添加されている場合特に有効である。
H2 は0.06以下とし、しかる後に窒化処理開始前の
雰囲気のP H2 O /P H2 を0.06以上4.0以下と
することが好ましい。このような雰囲気で処理すること
で製品の磁気特性が向上することと、引き続き窒化工程
で窒化しやすくなるので、成分的に窒化されにくい元素
が添加されている場合特に有効である。
【0027】以上成分効果と一次再結晶焼鈍の効果が相
まって、先行技術では不可能なC<0.005%以下の
素材を出発材として二次再結晶が安定し、かつ磁束密度
が1.8Tesla 以上の方向性珪素鋼板の製造が可能とな
ったと考えている。
まって、先行技術では不可能なC<0.005%以下の
素材を出発材として二次再結晶が安定し、かつ磁束密度
が1.8Tesla 以上の方向性珪素鋼板の製造が可能とな
ったと考えている。
【0028】以下本発明法におけるその他の成分、熱延
条件、熱延以降の処理条件について述べる。Siは含有
量が多いほど固有抵抗が増加して製品の渦流損を減少さ
せるので、渦流損を減少させるためにはSiは多いほど
よい。Siを2%以上としたのはこれ以下では渦流損が
大きく好ましくないので下限を2%としたものである。
しかしSiは添加量が増すほど冷間圧延工程で割れ易く
なる。この傾向はCが高いほど顕著となる。本発明鋼は
冷間圧延工程ではCが既に0.004%以下であるの
で、従来の素材と較べ割れにくいが、Si4.5%以上
では冷間圧延に特別の工夫が必要で経済的に製造すると
いう本発明の目的にそれるので上限を4.5%とした。
条件、熱延以降の処理条件について述べる。Siは含有
量が多いほど固有抵抗が増加して製品の渦流損を減少さ
せるので、渦流損を減少させるためにはSiは多いほど
よい。Siを2%以上としたのはこれ以下では渦流損が
大きく好ましくないので下限を2%としたものである。
しかしSiは添加量が増すほど冷間圧延工程で割れ易く
なる。この傾向はCが高いほど顕著となる。本発明鋼は
冷間圧延工程ではCが既に0.004%以下であるの
で、従来の素材と較べ割れにくいが、Si4.5%以上
では冷間圧延に特別の工夫が必要で経済的に製造すると
いう本発明の目的にそれるので上限を4.5%とした。
【0029】Alは(Al,Si)Nを形成しインヒビ
ターとして働くが、酸可溶性Alとして0.01%以上
ないとその効果が発揮されないので下限を0.01%と
した。上限を0.08%としたのはこれ以上のAlが存
在するとインヒビターとして有効に働かなくなるためで
ある。Nは(Al,Si)Nを形成しインヒビターとし
て働くが、スラブの段階で0.01%以上ないとその効
果が発揮されないので下限を0.001%とした。上限
を0.02%としたのはこれ以上含まれるとブリスタと
呼ばれる表面傷が発生するためである。
ターとして働くが、酸可溶性Alとして0.01%以上
ないとその効果が発揮されないので下限を0.01%と
した。上限を0.08%としたのはこれ以上のAlが存
在するとインヒビターとして有効に働かなくなるためで
ある。Nは(Al,Si)Nを形成しインヒビターとし
て働くが、スラブの段階で0.01%以上ないとその効
果が発揮されないので下限を0.001%とした。上限
を0.02%としたのはこれ以上含まれるとブリスタと
呼ばれる表面傷が発生するためである。
【0030】粗熱延開始温度が1200℃以上となると
本発明成分では二次再結晶が不安定になり、二次再結晶
が安定して製品の磁束密度は1.80Tesla 以下になる
確率は増加し工業的な製造方法として採用できない。二
次再結晶が不安定となるのは、高温熱延では結晶粒径が
大きいため、熱延工程での再結晶が不十分なことに起因
し、二次再結晶しても磁束密度が低いのは、高温加熱に
起因して、一次再結晶粒が小さくなり、その結果二次再
結晶温度が低下し方位の悪い二次再結晶粒が発現するこ
とによる。粗熱延開始温度が1000℃以下でも良好な
磁気特性が得られるが、熱延に要するエネルギーが多く
必要で、かつ熱延時に鋼板表面に傷が入りやすくなるの
で経済的でないため、粗熱延開始温度を1000℃以上
とした。仕上げ焼鈍の雰囲気は従来の方向性電磁鋼板の
仕上げ焼鈍と同様でよい。しかし仕上げ焼鈍昇温過程の
窒素を50%以上の雰囲気で焼鈍すると、安定して良好
な磁気特性が得られるので仕上げ焼鈍の昇温過程におけ
る800℃以上の領域で窒素50%以上の雰囲気で加熱
することが好ましい。この場合800℃以上と限定した
のは、これ以下の温度では影響が少ないためである。窒
素量は100%でもよいが、全く水素を含まない場合雰
囲気中に酸素等が混入すると、鋼板が酸化される場合も
あり、好ましくないので数%の水素を混入させておくこ
とが好ましい。
本発明成分では二次再結晶が不安定になり、二次再結晶
が安定して製品の磁束密度は1.80Tesla 以下になる
確率は増加し工業的な製造方法として採用できない。二
次再結晶が不安定となるのは、高温熱延では結晶粒径が
大きいため、熱延工程での再結晶が不十分なことに起因
し、二次再結晶しても磁束密度が低いのは、高温加熱に
起因して、一次再結晶粒が小さくなり、その結果二次再
結晶温度が低下し方位の悪い二次再結晶粒が発現するこ
とによる。粗熱延開始温度が1000℃以下でも良好な
磁気特性が得られるが、熱延に要するエネルギーが多く
必要で、かつ熱延時に鋼板表面に傷が入りやすくなるの
で経済的でないため、粗熱延開始温度を1000℃以上
とした。仕上げ焼鈍の雰囲気は従来の方向性電磁鋼板の
仕上げ焼鈍と同様でよい。しかし仕上げ焼鈍昇温過程の
窒素を50%以上の雰囲気で焼鈍すると、安定して良好
な磁気特性が得られるので仕上げ焼鈍の昇温過程におけ
る800℃以上の領域で窒素50%以上の雰囲気で加熱
することが好ましい。この場合800℃以上と限定した
のは、これ以下の温度では影響が少ないためである。窒
素量は100%でもよいが、全く水素を含まない場合雰
囲気中に酸素等が混入すると、鋼板が酸化される場合も
あり、好ましくないので数%の水素を混入させておくこ
とが好ましい。
【0031】ところで本発明鋼の窒素含有量は、先に説
明した如く熱延鋼板の状態では0.001%以上、0.
020%以下の範囲であればよいが、仕上げ焼鈍前の状
態では0.006%以上0.06%の範囲が望ましい。
これは仕上げ焼鈍前の状態で窒素が0.006%以下で
も、0.06%以上でも二次再結晶が発現しにくくなる
傾向が生じたり、二次再結晶が発現しても磁束密度が著
しく悪くなるためである。
明した如く熱延鋼板の状態では0.001%以上、0.
020%以下の範囲であればよいが、仕上げ焼鈍前の状
態では0.006%以上0.06%の範囲が望ましい。
これは仕上げ焼鈍前の状態で窒素が0.006%以下で
も、0.06%以上でも二次再結晶が発現しにくくなる
傾向が生じたり、二次再結晶が発現しても磁束密度が著
しく悪くなるためである。
【0032】窒素含有量が低い場合二次再結晶が発現し
難くなるので、窒化物としてのインヒビターが不足する
ため、いろいろの方位を持った結晶粒が成長するためで
あり、二次再結晶が発現しても磁束密度が低いのは、窒
化物としてのインヒビターが不足するため、二次再結晶
が低温で発現し、その場合の二次再結晶方位は(11
0)〔001〕方位以外の二次再結晶粒である確率が高
くなるためである。
難くなるので、窒化物としてのインヒビターが不足する
ため、いろいろの方位を持った結晶粒が成長するためで
あり、二次再結晶が発現しても磁束密度が低いのは、窒
化物としてのインヒビターが不足するため、二次再結晶
が低温で発現し、その場合の二次再結晶方位は(11
0)〔001〕方位以外の二次再結晶粒である確率が高
くなるためである。
【0033】窒素含有量が高い場合二次再結晶が発現し
難くなるので、窒化物としてのインヒビターが強いため
高温まで二次再結晶が発現できず、高温でインヒビター
が弱くなるといろいろの方位を持った結晶粒が二次再結
晶成長したり、いわゆる細粒が発生し二次再結晶が発現
しなくなるためである。
難くなるので、窒化物としてのインヒビターが強いため
高温まで二次再結晶が発現できず、高温でインヒビター
が弱くなるといろいろの方位を持った結晶粒が二次再結
晶成長したり、いわゆる細粒が発生し二次再結晶が発現
しなくなるためである。
【0034】以下本発明の実施態様を述べる。 C:0.0005〜0.015%、Si:2.0〜4.
5%、酸可溶性Al:0.010〜0.080%、N:
0.001〜0.020%、Cu:0.050〜2.0
0%、S:0.005〜0.060%、Sb:0.01
0〜0.10%、残部Fe及び不可避的不純物からなる
溶鋼を通常の工程もしくは、連続鋳造してスラブとした
後、1200℃から1000℃の温度域から熱間圧延し
て熱延鋼板あるいは、熱延鋼帯とする。
5%、酸可溶性Al:0.010〜0.080%、N:
0.001〜0.020%、Cu:0.050〜2.0
0%、S:0.005〜0.060%、Sb:0.01
0〜0.10%、残部Fe及び不可避的不純物からなる
溶鋼を通常の工程もしくは、連続鋳造してスラブとした
後、1200℃から1000℃の温度域から熱間圧延し
て熱延鋼板あるいは、熱延鋼帯とする。
【0035】この熱延鋼板あるいは、熱延鋼帯は、75
0℃〜1200℃の温度域での焼鈍が行われる。またこ
のような熱延板焼鈍なしでこれらの熱延鋼板あるいは、
熱延鋼帯は、冷間圧延される。ついで冷間圧延後の材料
は700℃〜1050℃の温度域で一次再結晶焼鈍され
る。この焼鈍の後段でインヒビター強化のためアンモニ
ア含有雰囲気による窒化処理を行う。ついで再結晶板
は、焼鈍分離剤が塗布されて仕上げ焼鈍炉に入る。
0℃〜1200℃の温度域での焼鈍が行われる。またこ
のような熱延板焼鈍なしでこれらの熱延鋼板あるいは、
熱延鋼帯は、冷間圧延される。ついで冷間圧延後の材料
は700℃〜1050℃の温度域で一次再結晶焼鈍され
る。この焼鈍の後段でインヒビター強化のためアンモニ
ア含有雰囲気による窒化処理を行う。ついで再結晶板
は、焼鈍分離剤が塗布されて仕上げ焼鈍炉に入る。
【0036】仕上げ焼鈍の昇温速度は、通常の一方向性
電磁鋼板のそれと同様である。仕上げ焼鈍の昇温時の雰
囲気も通常の一方向性電磁鋼板のそれと同様、中性或い
は還元性であるが、800℃を超える温度域では窒素分
圧を50%以上とすることが好ましい。なお、窒素分圧
調整のためアルゴン、ヘリウム等の不活性ガスを混合す
ることは何等さしさわりない。二次再結晶完了後、純化
のため100%水素で高温(約1200℃)保持され
る。仕上げ焼鈍終了後、必要に応じてレーザービーム照
射等の磁区細分化処理を行う。
電磁鋼板のそれと同様である。仕上げ焼鈍の昇温時の雰
囲気も通常の一方向性電磁鋼板のそれと同様、中性或い
は還元性であるが、800℃を超える温度域では窒素分
圧を50%以上とすることが好ましい。なお、窒素分圧
調整のためアルゴン、ヘリウム等の不活性ガスを混合す
ることは何等さしさわりない。二次再結晶完了後、純化
のため100%水素で高温(約1200℃)保持され
る。仕上げ焼鈍終了後、必要に応じてレーザービーム照
射等の磁区細分化処理を行う。
【0037】
実施例1 C:0.0013%、Si:2.88%、Mn:0.0
86%、Cu:0.082%、Al:0.027%、
N:0.008%、Sb:0.026%を主成分とした
スラブA(表1参照)を1100℃の温度で2時間加熱
後、粗圧延、仕上げ圧延を経て厚さ2.3mmの熱延板と
した。次いで900℃で2分間加熱し水冷した。酸洗後
冷間圧延を行い厚さ0.30mmとした。
86%、Cu:0.082%、Al:0.027%、
N:0.008%、Sb:0.026%を主成分とした
スラブA(表1参照)を1100℃の温度で2時間加熱
後、粗圧延、仕上げ圧延を経て厚さ2.3mmの熱延板と
した。次いで900℃で2分間加熱し水冷した。酸洗後
冷間圧延を行い厚さ0.30mmとした。
【0038】次に950℃の温度で180秒間加熱後、
冷却過程でN2 −H2 −NH3 の雰囲気で連続的に窒化
処理した。次にMgOを塗布し25%N2 −H2 の雰囲
気と50%N2 −H2 の雰囲気で昇温速度15℃/hrで
1200℃まで加熱後、100%H2 雰囲気で20時間
加熱後冷却した。次いで歪取り焼鈍を行い磁気特性を測
定した。結果を表1に示す。
冷却過程でN2 −H2 −NH3 の雰囲気で連続的に窒化
処理した。次にMgOを塗布し25%N2 −H2 の雰囲
気と50%N2 −H2 の雰囲気で昇温速度15℃/hrで
1200℃まで加熱後、100%H2 雰囲気で20時間
加熱後冷却した。次いで歪取り焼鈍を行い磁気特性を測
定した。結果を表1に示す。
【0039】表から明らかの如く本発明の方法で製造し
た材料は、磁束密度が高かったが、比較材は磁束密度が
低かった。
た材料は、磁束密度が高かったが、比較材は磁束密度が
低かった。
【0040】
【表1】
【0041】実施例2 C:0.001%、Si:2.92%、Mn:0.08
1%、S:0.029%、Cu:1.00%、Al:
0.027%、N:0.006%を主成分としてSbの
含有量が異なる3種類のスラブAからC(表2参照)を
公知の方法で熱延板とした。次いで900℃で2分間加
熱し水冷した。酸洗後冷間圧延を行い厚さ0.29mmと
した。次に850,900,950℃の温度で180秒
加熱後冷却過程でN2 −H2 −NH3 の雰囲気で連続的
に窒化処理した。
1%、S:0.029%、Cu:1.00%、Al:
0.027%、N:0.006%を主成分としてSbの
含有量が異なる3種類のスラブAからC(表2参照)を
公知の方法で熱延板とした。次いで900℃で2分間加
熱し水冷した。酸洗後冷間圧延を行い厚さ0.29mmと
した。次に850,900,950℃の温度で180秒
加熱後冷却過程でN2 −H2 −NH3 の雰囲気で連続的
に窒化処理した。
【0042】次に、MgOを塗布し、95%N2 −
H2 、50%N2 −H2 、25%N2 −H2 雰囲気で昇
温速度15℃/hrで1200℃まで加熱後、100%H
2 の雰囲気で20時間加熱後冷却した。次いで歪取り焼
鈍を行い磁気特性を測定した。結果を表2に示す。比較
のためCu,S,Sbを含まない材料も処理したが、こ
の場合は100%二次再結晶が発現せず磁気特性が著し
く悪かった。表から明らかの如く本発明の方法で製造し
た材料は、磁気特性が著しく良好であることが分かる。
H2 、50%N2 −H2 、25%N2 −H2 雰囲気で昇
温速度15℃/hrで1200℃まで加熱後、100%H
2 の雰囲気で20時間加熱後冷却した。次いで歪取り焼
鈍を行い磁気特性を測定した。結果を表2に示す。比較
のためCu,S,Sbを含まない材料も処理したが、こ
の場合は100%二次再結晶が発現せず磁気特性が著し
く悪かった。表から明らかの如く本発明の方法で製造し
た材料は、磁気特性が著しく良好であることが分かる。
【0043】
【表2】
【0044】実施例3 C:0.0011%、Si:2.95%、Mn:0.0
82%、Al:0.026%、Cu:1.12%、S:
0.029%、N:0.007%、Sb:0.077%
を主成分とするスラブを1100℃の温度で加熱後熱延
板とした。次いで900℃で2分間加熱し水冷した。酸
洗後タンデム冷間圧延を行い厚さ0.29mmとした。熱
延板焼鈍を行わないで酸洗した材料もタンデム冷間圧延
を行い厚さ0.29mmとした。
82%、Al:0.026%、Cu:1.12%、S:
0.029%、N:0.007%、Sb:0.077%
を主成分とするスラブを1100℃の温度で加熱後熱延
板とした。次いで900℃で2分間加熱し水冷した。酸
洗後タンデム冷間圧延を行い厚さ0.29mmとした。熱
延板焼鈍を行わないで酸洗した材料もタンデム冷間圧延
を行い厚さ0.29mmとした。
【0045】次いで900℃の温度で10秒加熱後でN
2 −H2 −NH3 の雰囲気で連続的に窒化処理した。次
にMgOを塗布し、95%N2 −H2 の雰囲気で昇温速
度15℃/hrで1200℃まで加熱後、100%H2 の
雰囲気で20時間加熱後冷却した。次いで歪取り焼鈍を
行い磁気特性を測定した。結果を表3に示す。表から明
らかの如く本発明の方法で製造した材料は、熱延板焼鈍
を省略しても磁束密度が著しく良好であることが分か
る。比較のため、Cu,S,Sbを含まない素材につい
て処理した。二次再結晶は発現したが、磁束密度が1.
6以下であった。
2 −H2 −NH3 の雰囲気で連続的に窒化処理した。次
にMgOを塗布し、95%N2 −H2 の雰囲気で昇温速
度15℃/hrで1200℃まで加熱後、100%H2 の
雰囲気で20時間加熱後冷却した。次いで歪取り焼鈍を
行い磁気特性を測定した。結果を表3に示す。表から明
らかの如く本発明の方法で製造した材料は、熱延板焼鈍
を省略しても磁束密度が著しく良好であることが分か
る。比較のため、Cu,S,Sbを含まない素材につい
て処理した。二次再結晶は発現したが、磁束密度が1.
6以下であった。
【0046】
【表3】
【0047】
【発明の効果】本発明により溶鋼の状態で0.004%
以下のCを含有した珪素鋼を素材として磁束密度の極め
て高い方向性電磁鋼板が安価に容易に得られる技術が提
供された。本発明の工業上の価値は絶大である。
以下のCを含有した珪素鋼を素材として磁束密度の極め
て高い方向性電磁鋼板が安価に容易に得られる技術が提
供された。本発明の工業上の価値は絶大である。
【図1】二次再結晶前の板厚表面部の(110)〔00
1〕方位とその方位をND軸廻りに回転させた方位の存
在強度に及ぼすCuの影響を示す図表。
1〕方位とその方位をND軸廻りに回転させた方位の存
在強度に及ぼすCuの影響を示す図表。
Claims (1)
- 【請求項1】C :0.0005〜0.004重量%、 Si:2.0〜4.5重量%、 酸可溶性Al:0.010〜0.080重量%、 N :0.001〜0.020重量%、 Cu:0.050〜2.00重量%、 S :0.005〜0.060重量%、 Sb:0.010〜0.100重量%、 残部Fe及び不可避的不純物を含む珪素鋼スラブを10
00℃から1200℃の温度域で粗圧延を開始し、引き
続き仕上げ圧延を行って熱延鋼帯としたのち、必要に応
じて700℃から1100℃の温度域で短時間焼鈍を行
った後、1回または中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧
延を行い、所定の板厚とし、850℃から1050℃の
温度域で1秒以上200秒以内加熱後、鋼板を走行せし
める状態で窒化処理をし、焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ
焼鈍を施すことを特徴とする方向性珪素鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5154984A JPH0726328A (ja) | 1993-06-25 | 1993-06-25 | 方向性珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5154984A JPH0726328A (ja) | 1993-06-25 | 1993-06-25 | 方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0726328A true JPH0726328A (ja) | 1995-01-27 |
Family
ID=15596177
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP5154984A Withdrawn JPH0726328A (ja) | 1993-06-25 | 1993-06-25 | 方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0726328A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100501005B1 (ko) * | 2000-12-08 | 2005-07-18 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판의 제조방법 |
CN104313469A (zh) * | 2014-09-28 | 2015-01-28 | 东北大学 | 一种超低碳取向硅钢板及其制造方法 |
WO2017082621A1 (ko) * | 2015-11-10 | 2017-05-18 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 그 제조방법 |
CN109943766A (zh) * | 2019-04-30 | 2019-06-28 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种变压器用无取向硅钢及其制备方法 |
-
1993
- 1993-06-25 JP JP5154984A patent/JPH0726328A/ja not_active Withdrawn
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