JPH0730397B2 - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0730397B2 JPH0730397B2 JP2098267A JP9826790A JPH0730397B2 JP H0730397 B2 JPH0730397 B2 JP H0730397B2 JP 2098267 A JP2098267 A JP 2098267A JP 9826790 A JP9826790 A JP 9826790A JP H0730397 B2 JPH0730397 B2 JP H0730397B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、トランス等の鉄心とし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。
の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
一方向性電磁鋼板は、主にトランスその他の電気機器の
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要求される。励磁特性を
表す数値としては、磁場の強さ800A/mにおける磁束密度
B8が通常使用される。また、鉄損特性を表す数値として
は、周波数50Hzで1.7テスラー（Ｔ）まで磁化したとき
の1kg当りの鉄損W17/50を使用している。磁束密度は、
鉄損特性の最大支配因子であり、一般的にいって磁束密
度が高いほど鉄損特性が良好になる。なお、一般的に磁
束密度を高くすると二次再結晶粒が大きくなり、鉄損特
性が不良となる場合がある。これに対しては、磁区制御
により、二次再結晶粒の粒径に拘らず、鉄損特性を改善
することができる。
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要求される。励磁特性を
表す数値としては、磁場の強さ800A/mにおける磁束密度
B8が通常使用される。また、鉄損特性を表す数値として
は、周波数50Hzで1.7テスラー（Ｔ）まで磁化したとき
の1kg当りの鉄損W17/50を使用している。磁束密度は、
鉄損特性の最大支配因子であり、一般的にいって磁束密
度が高いほど鉄損特性が良好になる。なお、一般的に磁
束密度を高くすると二次再結晶粒が大きくなり、鉄損特
性が不良となる場合がある。これに対しては、磁区制御
により、二次再結晶粒の粒径に拘らず、鉄損特性を改善
することができる。
この一方向性電磁鋼板は、最終仕上焼鈍工程で二次再結
晶を起こさせ、鋼板面に｛110｝、圧延方向に〈001〉軸
をもったいわゆるゴス組織を発達させることにより、製
造されている。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。
晶を起こさせ、鋼板面に｛110｝、圧延方向に〈001〉軸
をもったいわゆるゴス組織を発達させることにより、製
造されている。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。
このような高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造技術とし
て代表的なものに田口悟等による特公昭40-15644号公報
及び今中拓一等による特公昭51-13469号公報記載の方法
がある。前者においてはMns及びAlNを後者ではMnS,MnS
e,Sb等を主なインヒビターとして用いている。従って現
在の技術においてはこれらインヒビターとして機能する
析出物の大きさ、形態及び分散状態を適正制御すること
が不可欠である。MnSに関して言えば、現在の工程では
熱延前のスラブ加熱時にMnSをいったん完全固溶させた
後、熱延時に析出する方法がとられている。二次再結晶
に必要な量のMnSを完全固溶するためには1400℃程度の
温度が必要である。これは普通鋼のスラブ加熱温度に比
べて200℃以上も高く、この高温スラブ加熱処理には以
下に述べるような不利な点がある。
て代表的なものに田口悟等による特公昭40-15644号公報
及び今中拓一等による特公昭51-13469号公報記載の方法
がある。前者においてはMns及びAlNを後者ではMnS,MnS
e,Sb等を主なインヒビターとして用いている。従って現
在の技術においてはこれらインヒビターとして機能する
析出物の大きさ、形態及び分散状態を適正制御すること
が不可欠である。MnSに関して言えば、現在の工程では
熱延前のスラブ加熱時にMnSをいったん完全固溶させた
後、熱延時に析出する方法がとられている。二次再結晶
に必要な量のMnSを完全固溶するためには1400℃程度の
温度が必要である。これは普通鋼のスラブ加熱温度に比
べて200℃以上も高く、この高温スラブ加熱処理には以
下に述べるような不利な点がある。
１）方向性電磁鋼専用の高温スラブ加熱炉が必要。
２）加熱炉のエネルギー原単位が高い。
３）溶融スケール量が増大し、いわゆるノロかき出し等
にみられるように操業上の悪影響が大きい。
にみられるように操業上の悪影響が大きい。
このような問題点を回避するためにはスラブ加熱温度を
普通鋼並みに下げればよいわけであるが、このことは同
時にインヒビターとして有効なMnSの量を少なくするか
あるいはまったく用いないことを意味し、必然的に二次
再結晶の不安定化をもたらす。このため低温スラブ加熱
化を実現するためには何らかの形でMnS以外の析出物な
どによりインヒビターを強化し、仕上焼鈍時の正常粒成
長の抑制を充分にする必要がある。このようなヒンヒビ
ターとしては硫化物の他、窒化物、酸化物及び粒界析出
元素等が考えられ、公知の技術として例えば次のような
ものがあげられる。
普通鋼並みに下げればよいわけであるが、このことは同
時にインヒビターとして有効なMnSの量を少なくするか
あるいはまったく用いないことを意味し、必然的に二次
再結晶の不安定化をもたらす。このため低温スラブ加熱
化を実現するためには何らかの形でMnS以外の析出物な
どによりインヒビターを強化し、仕上焼鈍時の正常粒成
長の抑制を充分にする必要がある。このようなヒンヒビ
ターとしては硫化物の他、窒化物、酸化物及び粒界析出
元素等が考えられ、公知の技術として例えば次のような
ものがあげられる。
特公昭54-24685号公報ではAs、Bi、Sn、Sb等の粒界偏析
元素を鋼中に含有することによりスラブ加熱温度を1050
〜1350℃の範囲にする方法が開示された。特開昭52-241
16号公報ではAlの他、Zr,Ti,B,Nb,Ta,V,Cr,Mo等の窒化
物生成元素を含有することによりスラブ加熱温度を1100
〜1260℃の範囲にする方法が開示された。また、特開昭
57-158322号公報ではMn含有量を下げ、Mn/Sの比率を2.5
以下にすることにより低温スラブ加熱化を行ない、さら
にCuの添加により二次再結晶を安定化する技術が開示さ
れた。一方、これらインヒビターの補強と組み合わせて
金属組織の側から改良を加えた技術も開示された。すな
わち特開昭57-89433号公報ではMnに加えＳ、Se、Sb、B
i、Pb、Sn、Ｂ等の元素を加え、これにスラブの柱状晶
率と二次冷延圧下率を組み合わせることにより1100〜12
50℃の低温スラブ加熱化を実現している。さらに特開昭
59-190324号公報ではＳあるいはSeに加え、Al及びＢと
窒素を主体としてインヒビターを構成し、これに冷延後
の一次再結晶焼鈍時にパルス焼鈍を施すことにより二次
再結晶を安定化する技術が公開された。このように方向
性電磁鋼板製造における低温スラブ加熱化実現のために
は、これまでに多大な努力が続けられてきている。
元素を鋼中に含有することによりスラブ加熱温度を1050
〜1350℃の範囲にする方法が開示された。特開昭52-241
16号公報ではAlの他、Zr,Ti,B,Nb,Ta,V,Cr,Mo等の窒化
物生成元素を含有することによりスラブ加熱温度を1100
〜1260℃の範囲にする方法が開示された。また、特開昭
57-158322号公報ではMn含有量を下げ、Mn/Sの比率を2.5
以下にすることにより低温スラブ加熱化を行ない、さら
にCuの添加により二次再結晶を安定化する技術が開示さ
れた。一方、これらインヒビターの補強と組み合わせて
金属組織の側から改良を加えた技術も開示された。すな
わち特開昭57-89433号公報ではMnに加えＳ、Se、Sb、B
i、Pb、Sn、Ｂ等の元素を加え、これにスラブの柱状晶
率と二次冷延圧下率を組み合わせることにより1100〜12
50℃の低温スラブ加熱化を実現している。さらに特開昭
59-190324号公報ではＳあるいはSeに加え、Al及びＢと
窒素を主体としてインヒビターを構成し、これに冷延後
の一次再結晶焼鈍時にパルス焼鈍を施すことにより二次
再結晶を安定化する技術が公開された。このように方向
性電磁鋼板製造における低温スラブ加熱化実現のために
は、これまでに多大な努力が続けられてきている。
さて先に特開昭59-56522号公報においてMnを0.08〜0.45
％、Ｓを0.007％以下にすることにより低温スラブ加熱
化を可能にする技術が開示された。この方法により高温
スラブ加熱時のスラブ結晶粒粗大化に起因する製品の線
状二次再結晶不良発生の問題が解消された。
％、Ｓを0.007％以下にすることにより低温スラブ加熱
化を可能にする技術が開示された。この方法により高温
スラブ加熱時のスラブ結晶粒粗大化に起因する製品の線
状二次再結晶不良発生の問題が解消された。
ところで、一方向性電磁鋼板の製造においては通常熱延
後組織の不均一化、析出処理等を目的として熱延板焼鈍
が行われている。例えばAlNを主インヒビターとする製
造方法においては、特公昭46-23820号公報に示すように
熱延板焼鈍においてAlNの析出処理を行ってインヒビタ
ーを制御する方法がとられている。
後組織の不均一化、析出処理等を目的として熱延板焼鈍
が行われている。例えばAlNを主インヒビターとする製
造方法においては、特公昭46-23820号公報に示すように
熱延板焼鈍においてAlNの析出処理を行ってインヒビタ
ーを制御する方法がとられている。
通常一方向性電磁鋼板は鋳造−熱延−焼鈍−冷延−脱炭
焼鈍−仕上焼鈍のような主工程を経て製造され、多量の
エネルギーを必要としており、加えて普通鋼製造プロセ
ス等と比較して製造コストも高くなっている。
焼鈍−仕上焼鈍のような主工程を経て製造され、多量の
エネルギーを必要としており、加えて普通鋼製造プロセ
ス等と比較して製造コストも高くなっている。
近年多量のエネルギー消費をするこのような製造工程に
対する見直しが進められ、工程、エネルギーの簡省略化
の要請が強まってきた。このような要請に応えるべく、
AlNを主ヒンヒビターとする製造方法において、熱延板
焼鈍でのAlNの析出処理を、熱延後の高温巻取で代替す
る方法（特公昭59-45730号公報）が提案された。確かに
この方法によって熱延板焼鈍を省略しても、磁気特性を
ある程度確保することはできるが、５〜20トンのコイル
状で巻取られる通常の方法においては、冷却過程でコイ
ル内での場所的な熱履歴の差が生じ、必然的にAlNの析
出が不均一となり最終的な磁気特性はコイル内の場所に
よって変動し、歩留が低下する結果となる。
対する見直しが進められ、工程、エネルギーの簡省略化
の要請が強まってきた。このような要請に応えるべく、
AlNを主ヒンヒビターとする製造方法において、熱延板
焼鈍でのAlNの析出処理を、熱延後の高温巻取で代替す
る方法（特公昭59-45730号公報）が提案された。確かに
この方法によって熱延板焼鈍を省略しても、磁気特性を
ある程度確保することはできるが、５〜20トンのコイル
状で巻取られる通常の方法においては、冷却過程でコイ
ル内での場所的な熱履歴の差が生じ、必然的にAlNの析
出が不均一となり最終的な磁気特性はコイル内の場所に
よって変動し、歩留が低下する結果となる。
また、MnS,MnSe,Sbを主インヒビターとする一方向性電
磁鋼板の製造方法において、仕上最終スタンドを離れて
から巻取るまでの熱延鋼帯の冷却速度に応じて決る温度
以下で鋼帯を巻取ることによって、製品における帯状の
二次再結晶不良の発生を抑制する方法（特開昭59-50118
号公報）が提案された。この方法は、高温スラブ加熱に
起因する製品における帯状の二次再結晶不良発生を抑制
する技術であり、熱延板焼鈍を省略した一回冷延法での
製造は検討すらされていない。
磁鋼板の製造方法において、仕上最終スタンドを離れて
から巻取るまでの熱延鋼帯の冷却速度に応じて決る温度
以下で鋼帯を巻取ることによって、製品における帯状の
二次再結晶不良の発生を抑制する方法（特開昭59-50118
号公報）が提案された。この方法は、高温スラブ加熱に
起因する製品における帯状の二次再結晶不良発生を抑制
する技術であり、熱延板焼鈍を省略した一回冷延法での
製造は検討すらされていない。
そこで、本発明者らは、低温スラブ加熱を前提とし、熱
延板焼鈍を省略した一回冷延法で、優れた磁気特性をも
つ一方向性電磁鋼板を安定して得ることを目的として、
特に、熱延後の巻取温度に着目して研究を行い、本発明
を創案した。
延板焼鈍を省略した一回冷延法で、優れた磁気特性をも
つ一方向性電磁鋼板を安定して得ることを目的として、
特に、熱延後の巻取温度に着目して研究を行い、本発明
を創案した。
〔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、重量で、C:0.021〜0.075
％、Si:2.5〜4.5％、酸可溶性Al:0.010〜0.060％、N:0.
0030〜0.0130％、Ｓ＋0.405Se≦0.014％、Mn:0.05〜0.8
％、残部がFeおよび不可避的不純物からなるスラブを、
1280℃未満の温度域に加熱して熱間圧延し、80％以上の
圧下率を適用する冷間圧延を施し、次いで脱炭焼鈍した
後、仕上焼鈍する一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、熱間圧延後600℃以下の温度域でホットストリップ
を巻取り、熱延板焼鈍を施すことなく、熱間圧延後から
仕上焼鈍における二次再結晶完了までの何れかの段階で
鋼板に窒化処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れ
た一方向性電磁鋼板の製造方法にある。
％、Si:2.5〜4.5％、酸可溶性Al:0.010〜0.060％、N:0.
0030〜0.0130％、Ｓ＋0.405Se≦0.014％、Mn:0.05〜0.8
％、残部がFeおよび不可避的不純物からなるスラブを、
1280℃未満の温度域に加熱して熱間圧延し、80％以上の
圧下率を適用する冷間圧延を施し、次いで脱炭焼鈍した
後、仕上焼鈍する一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、熱間圧延後600℃以下の温度域でホットストリップ
を巻取り、熱延板焼鈍を施すことなく、熱間圧延後から
仕上焼鈍における二次再結晶完了までの何れかの段階で
鋼板に窒化処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れ
た一方向性電磁鋼板の製造方法にある。
本発明が対象としている一方向性電磁鋼板は、従来用い
られている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法或いは造
塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブと
し、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施すことなく圧下率80％以上の冷延、脱炭焼鈍、最
終仕上焼鈍を順次行うことによって製造される。
られている製鋼法で得られた溶鋼を連続鋳造法或いは造
塊法で鋳造し、必要に応じて分塊工程を挟んでスラブと
し、引き続き熱間圧延して熱延板とし、次いで熱延板焼
鈍を施すことなく圧下率80％以上の冷延、脱炭焼鈍、最
終仕上焼鈍を順次行うことによって製造される。
本発明は、低温スラブ加熱、熱延板焼鈍省略、１回冷延
法を前提としている。本発明者らは、この製造プロセス
において、二次再結晶を安定化させる方策を種々検討し
た結果、熱延後から最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了ま
での段階で、窒化を行うことが極めて有効であるという
新知見を得た。次に本発明者らは、上記製造プロセスに
おいて、優れた磁気特性を得る目的で、熱延後の巻取工
程に着目して、種々の検討を行ったところ、巻取温度と
磁気特性が密接に関係していることを見出した。以下実
験結果を基に詳細に説明する。
法を前提としている。本発明者らは、この製造プロセス
において、二次再結晶を安定化させる方策を種々検討し
た結果、熱延後から最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了ま
での段階で、窒化を行うことが極めて有効であるという
新知見を得た。次に本発明者らは、上記製造プロセスに
おいて、優れた磁気特性を得る目的で、熱延後の巻取工
程に着目して、種々の検討を行ったところ、巻取温度と
磁気特性が密接に関係していることを見出した。以下実
験結果を基に詳細に説明する。
第１図に熱延後の巻取温度と磁束密度との関係を示す。
この場合出発素材として、C:0.052重量％、Si:3.25重量
％、酸可溶性Al:0.027重量％、N:0.0078重量％、S:0.00
7重量％、Mn:0.14重量％を含有し、残部Fe及び不可避的
不純物からなる40mm厚のスラブを1150℃に加熱し、６パ
スで2.3mm厚とし、次いで、水冷と空冷を種々組み合わ
せて200〜900℃まで冷却し、各温度（巻取温度）で１時
間保定して炉冷（冷却速度約0.01℃/sec）する巻取シミ
ュレーションを施した。次いで、この熱延板に熱延板焼
鈍を施すことなく圧下率約85％の強圧下圧延を施し、次
いで、この冷延板に、840℃に150秒保持する脱炭焼鈍を
行い、引き続き、750℃に30秒保持する焼鈍時に焼鈍雰
囲気中にNH3ガスを混入させ、窒化を行った。窒化後の
鋼板のＮ量は、0.0188〜0.0212重量％であった。この鋼
板に、引き続きMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
て最終仕上焼鈍を行った。
この場合出発素材として、C:0.052重量％、Si:3.25重量
％、酸可溶性Al:0.027重量％、N:0.0078重量％、S:0.00
7重量％、Mn:0.14重量％を含有し、残部Fe及び不可避的
不純物からなる40mm厚のスラブを1150℃に加熱し、６パ
スで2.3mm厚とし、次いで、水冷と空冷を種々組み合わ
せて200〜900℃まで冷却し、各温度（巻取温度）で１時
間保定して炉冷（冷却速度約0.01℃/sec）する巻取シミ
ュレーションを施した。次いで、この熱延板に熱延板焼
鈍を施すことなく圧下率約85％の強圧下圧延を施し、次
いで、この冷延板に、840℃に150秒保持する脱炭焼鈍を
行い、引き続き、750℃に30秒保持する焼鈍時に焼鈍雰
囲気中にNH3ガスを混入させ、窒化を行った。窒化後の
鋼板のＮ量は、0.0188〜0.0212重量％であった。この鋼
板に、引き続きMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
て最終仕上焼鈍を行った。
第１図から明らかなように熱延後の巻取温度が600℃以
下の場合にB8≧1.88Tの高い磁束密度が得られている。
下の場合にB8≧1.88Tの高い磁束密度が得られている。
熱延後の巻取温度を600℃以下にすることによって磁束
密度が向上する理由については必ずしも明らかではない
が、本発明者らは次のように推察している。
密度が向上する理由については必ずしも明らかではない
が、本発明者らは次のように推察している。
通常の熱延の巻取後の冷却においては、５〜20TONのコ
イル状で空冷されるため、冷却速度は例えば0.005℃/se
c程度と極めて遅い。巻取後の冷却中にはFe3C、Fe16N4等
が、粒界、粒界近傍、又は粒内析出物（例えば、MnS、A
lN等）を核としてその周囲の析出する。このFe3C等が比
較的小さい（例えば１μｍ以下）場合には、冷延時に一
部解離固溶して、固溶C,Nが冷延時に新たに形成される
ことは可能である。本発明における効果が600℃超の高
温巻取の場合に得られないのは、高温巻取後の冷却時に
Fe3Cが粗大化しやすいか、あるいはAlN,Si3N4等の析出
が増し、Fe16N4の析出が不足する、又はFe16N4が析出し
たとしても、冷却時に粗大化しやすい、等の理由で、引
き続く冷延での解離固溶が不十分となることによると考
えられる。従って、本発明の効果は、熱延の巻取後の冷
却中に形成される比較的小さいFe3C、Fe16N4が冷延時に
一部解離固溶して、固溶C,Nが新たに形成され、冷延に
よって形成される転位等欠陥部に固着し、変形機構に影
響を与えたことによると考えられる。この影響は冷延時
変形帯の形成を容易とし、冷延再結晶時に｛110｝〈00
1〉方位粒を増加せしめ磁気特性を向上させるものと考
えられる。
イル状で空冷されるため、冷却速度は例えば0.005℃/se
c程度と極めて遅い。巻取後の冷却中にはFe3C、Fe16N4等
が、粒界、粒界近傍、又は粒内析出物（例えば、MnS、A
lN等）を核としてその周囲の析出する。このFe3C等が比
較的小さい（例えば１μｍ以下）場合には、冷延時に一
部解離固溶して、固溶C,Nが冷延時に新たに形成される
ことは可能である。本発明における効果が600℃超の高
温巻取の場合に得られないのは、高温巻取後の冷却時に
Fe3Cが粗大化しやすいか、あるいはAlN,Si3N4等の析出
が増し、Fe16N4の析出が不足する、又はFe16N4が析出し
たとしても、冷却時に粗大化しやすい、等の理由で、引
き続く冷延での解離固溶が不十分となることによると考
えられる。従って、本発明の効果は、熱延の巻取後の冷
却中に形成される比較的小さいFe3C、Fe16N4が冷延時に
一部解離固溶して、固溶C,Nが新たに形成され、冷延に
よって形成される転位等欠陥部に固着し、変形機構に影
響を与えたことによると考えられる。この影響は冷延時
変形帯の形成を容易とし、冷延再結晶時に｛110｝〈00
1〉方位粒を増加せしめ磁気特性を向上させるものと考
えられる。
次に本発明の構成要件の限定理由について述べる。
先ず、スラブの成分とスラブ加熱温度に関して限定理由
を詳細に説明する。
を詳細に説明する。
Ｃは0.021重量％（以下単に％と略述）未満になると二
次再結晶が不安定になり、かつ二次再結晶した場合でも
B8＞1.80（Ｔ）が得がたいので0.021％以上とした。一
方、Ｃが多くなり過ぎると脱炭焼鈍時間が長くなり経済
的でないので0.075％以下とした。
次再結晶が不安定になり、かつ二次再結晶した場合でも
B8＞1.80（Ｔ）が得がたいので0.021％以上とした。一
方、Ｃが多くなり過ぎると脱炭焼鈍時間が長くなり経済
的でないので0.075％以下とした。
Siは4.5％を超えると冷延時の割れが著しくなるので4.5
％以下とした。又、2.5％未満では素材の固有抵抗が低
すぎ、トランス鉄心材料として必要な低鉄損が得られな
いので2.5％以上とした。望ましくは3.2％以上である。
％以下とした。又、2.5％未満では素材の固有抵抗が低
すぎ、トランス鉄心材料として必要な低鉄損が得られな
いので2.5％以上とした。望ましくは3.2％以上である。
Al及びＮは二次再結晶の安定化に必要なAlNもしくは（A
l,Si）nitridesを確保するため、酸可溶性Alとして0.01
0％以上が必要である。酸可溶性Alが0.060％を超えると
熱延板のAlNが不適切となり二次再結晶が不安定になる
ので0.060％以下とした。
l,Si）nitridesを確保するため、酸可溶性Alとして0.01
0％以上が必要である。酸可溶性Alが0.060％を超えると
熱延板のAlNが不適切となり二次再結晶が不安定になる
ので0.060％以下とした。
Ｎについては通常の製鋼作業では0.0030％未満にするこ
とが困難であり、これ未満にすることは経済的に好まし
くないので0.0030％以上とし、また、0.0130％を超える
とブリスターと呼ばれる“鋼板表面のふくれ”が発生す
るので0.0130％以下とした。
とが困難であり、これ未満にすることは経済的に好まし
くないので0.0030％以上とし、また、0.0130％を超える
とブリスターと呼ばれる“鋼板表面のふくれ”が発生す
るので0.0130％以下とした。
MnS、MnSeが鋼中に存在しても、製造工程の条件を適切
に選ぶことによって磁気特性を良好にすることが可能で
ある。しかしながらＳやSeが高いと線状細粒と呼ばれる
二次再結晶不良部が発生する傾向があり、この二次再結
晶不良部の発生を予防するためには（Ｓ＋0.405 Se）≦
0.014％であることが望ましい。ＳあるいはSeが上記値
を超える場合には製造条件をいかに変更しても二次再結
晶不良部が発生する確率が高くなり好ましくない。また
最終仕上焼鈍で純化するのに要する時間が長くなりすぎ
て好ましくなく、この様な観点からＳあるいはSeを不必
要に増すことは意味がない。
に選ぶことによって磁気特性を良好にすることが可能で
ある。しかしながらＳやSeが高いと線状細粒と呼ばれる
二次再結晶不良部が発生する傾向があり、この二次再結
晶不良部の発生を予防するためには（Ｓ＋0.405 Se）≦
0.014％であることが望ましい。ＳあるいはSeが上記値
を超える場合には製造条件をいかに変更しても二次再結
晶不良部が発生する確率が高くなり好ましくない。また
最終仕上焼鈍で純化するのに要する時間が長くなりすぎ
て好ましくなく、この様な観点からＳあるいはSeを不必
要に増すことは意味がない。
Mnの下限値は0.05％である。0.05％未満では、熱間圧延
によって得られる熱延板の形状（平坦さ）、就中、スト
リップの側縁部が波形状となり製品歩留りを低下させる
問題を生じる。一方、Mn量が0.8％を超えると製品の磁
束密度を低下せしめるので、0.8％以下とした。
によって得られる熱延板の形状（平坦さ）、就中、スト
リップの側縁部が波形状となり製品歩留りを低下させる
問題を生じる。一方、Mn量が0.8％を超えると製品の磁
束密度を低下せしめるので、0.8％以下とした。
スラブ加熱温度は、普通鋼並にしてコストダウンを行う
という目的から1280℃未満と限定した。好ましくは1200
℃以下である。
という目的から1280℃未満と限定した。好ましくは1200
℃以下である。
加熱されたスラブは、引き続き熱延されて熱延板とな
る。
る。
熱延工程は通常100〜400mm厚のスラブを加熱した後いづ
れも複数回のパスで行う粗圧延と仕上圧延より成る。粗
圧延の方法については特に限定するものではなく通常の
方法で行われる。仕上圧延は通常４〜10パスの高速連続
圧延で行われる。圧延速度は通常100〜3000m/minとなっ
ており、パス間の時間は0.01〜100秒となっている。熱
延終了後、通常空冷に引き続く水冷によって鋼板温度を
低下せしめ、５〜20TONのコイル状に巻取られる。本発
明の特徴はこの巻取工程にある。
れも複数回のパスで行う粗圧延と仕上圧延より成る。粗
圧延の方法については特に限定するものではなく通常の
方法で行われる。仕上圧延は通常４〜10パスの高速連続
圧延で行われる。圧延速度は通常100〜3000m/minとなっ
ており、パス間の時間は0.01〜100秒となっている。熱
延終了後、通常空冷に引き続く水冷によって鋼板温度を
低下せしめ、５〜20TONのコイル状に巻取られる。本発
明の特徴はこの巻取工程にある。
次に、熱延後の巻取条件の限定理由について述べる。熱
延後の巻取温度を600℃以下としたのは第１図から明ら
かなように、この範囲で、B8≧1.88（Ｔ）の良好な磁束
密度をもつ製品が得られるためである。なお巻取温度の
下限については特に限定するものではないが、室温（例
えば20℃）以下で巻取るめには水冷、ミスト冷却等通常
の冷却方式以外の特殊な冷却方式を採用する必要があ
り、工業的には好ましくない。また通常巻取後の冷却は
５〜20TONのコイル状で空冷され、冷却速度は0.005℃/s
ec程度と遅い。この冷却については特に限定するもので
はないが、Fe3C等析出物サイズを過度に大きくしないた
めには、450〜600℃程度の巻取温度の場合には、水冷等
冷却速度を高める方法をとることは好ましい。
延後の巻取温度を600℃以下としたのは第１図から明ら
かなように、この範囲で、B8≧1.88（Ｔ）の良好な磁束
密度をもつ製品が得られるためである。なお巻取温度の
下限については特に限定するものではないが、室温（例
えば20℃）以下で巻取るめには水冷、ミスト冷却等通常
の冷却方式以外の特殊な冷却方式を採用する必要があ
り、工業的には好ましくない。また通常巻取後の冷却は
５〜20TONのコイル状で空冷され、冷却速度は0.005℃/s
ec程度と遅い。この冷却については特に限定するもので
はないが、Fe3C等析出物サイズを過度に大きくしないた
めには、450〜600℃程度の巻取温度の場合には、水冷等
冷却速度を高める方法をとることは好ましい。
次いで、この熱延板は、熱延板焼鈍を施すことなく、冷
延される。この冷延工程において、圧下率を80％以上と
したのは、圧下率を上記範囲とすることによって、脱炭
板において尖鋭な｛110｝〈001〉方位粒と、これに蚕食
され易い対応方位粒（｛111｝〈112〉方位粒等）を適正
量得ることができ、磁束密度を高める上で好ましいため
である。
延される。この冷延工程において、圧下率を80％以上と
したのは、圧下率を上記範囲とすることによって、脱炭
板において尖鋭な｛110｝〈001〉方位粒と、これに蚕食
され易い対応方位粒（｛111｝〈112〉方位粒等）を適正
量得ることができ、磁束密度を高める上で好ましいため
である。
冷延後鋼板は通常の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤塗布、
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。
仕上焼鈍を施されて最終製品となる。
また、熱延後から最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了まで
の段階で窒化を行うと規定したのは、低温スラブ加熱、
熱延板焼鈍省略を前提とした本発明においては、二次再
結晶を安定化するために、上記段階での窒化が必要なた
めである。窒化を行う工程、方法等については特に限定
するものではない。脱炭焼鈍時又は脱炭焼鈍後ストリッ
プ状でNH3ガスを用いて窒化する方法、プラズマを用い
て窒化する方法、焼鈍分離剤にMnN,MoN,CrN等窒化物を
入れて、最終仕上焼鈍時窒化物を分解させて、鋼板を窒
化する方法、最終仕上焼鈍雰囲気ガスの窒素分圧を高め
とすることによって窒化する方法等いずれの方法でもよ
い。窒化量についても特に限定するものではないが、二
次再結晶を安定化するために、Ｎ量の増量として0.0001
重量％以上は必要である。
の段階で窒化を行うと規定したのは、低温スラブ加熱、
熱延板焼鈍省略を前提とした本発明においては、二次再
結晶を安定化するために、上記段階での窒化が必要なた
めである。窒化を行う工程、方法等については特に限定
するものではない。脱炭焼鈍時又は脱炭焼鈍後ストリッ
プ状でNH3ガスを用いて窒化する方法、プラズマを用い
て窒化する方法、焼鈍分離剤にMnN,MoN,CrN等窒化物を
入れて、最終仕上焼鈍時窒化物を分解させて、鋼板を窒
化する方法、最終仕上焼鈍雰囲気ガスの窒素分圧を高め
とすることによって窒化する方法等いずれの方法でもよ
い。窒化量についても特に限定するものではないが、二
次再結晶を安定化するために、Ｎ量の増量として0.0001
重量％以上は必要である。
以下、実施例を説明する。
−実施例１− C:0.053重量％、Si:3.24重量％、Mn:0.14重量％、S:0.0
06重量％、酸可溶性Al:0.028重量％、N:0.0079重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm厚のス
ラブを1150℃の温度で加熱した後1040℃で熱延を開始
し、６パスで熱延して2.3mm厚の熱延板とした。この時
熱延終了温度は905℃であった。次いで、熱延後、１秒
間空冷後100℃/secの冷却速度で700℃、500℃、3
00℃まで冷却し、各温度（巻取温度）で１時間保持し炉
冷（冷速約0.01℃/sec）する巻取シミュレーションを施
した。次いでこの熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく約
85％の圧延率で圧延し0.335mm厚の冷延板とした。
06重量％、酸可溶性Al:0.028重量％、N:0.0079重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm厚のス
ラブを1150℃の温度で加熱した後1040℃で熱延を開始
し、６パスで熱延して2.3mm厚の熱延板とした。この時
熱延終了温度は905℃であった。次いで、熱延後、１秒
間空冷後100℃/secの冷却速度で700℃、500℃、3
00℃まで冷却し、各温度（巻取温度）で１時間保持し炉
冷（冷速約0.01℃/sec）する巻取シミュレーションを施
した。次いでこの熱延板に熱延板焼鈍を施すことなく約
85％の圧延率で圧延し0.335mm厚の冷延板とした。
しかる後、この冷延板を830℃×150秒（均熱）の脱炭焼
鈍を施し、次いで、750℃×30秒（均熱）の焼鈍時雰囲
気中にNH3ガスを混合させ、鋼板を窒化させた。この焼
鈍の後鋼板のＮ量は、0.0195〜0.0211重量％であった。
次いでこの窒化後の鋼板にMgOを主成分とする焼鈍分離
剤塗布を行い、次いでN225％、H275％の雰囲気ガス中で
15℃／時の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH2100％
雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕上焼鈍を
行った。
鈍を施し、次いで、750℃×30秒（均熱）の焼鈍時雰囲
気中にNH3ガスを混合させ、鋼板を窒化させた。この焼
鈍の後鋼板のＮ量は、0.0195〜0.0211重量％であった。
次いでこの窒化後の鋼板にMgOを主成分とする焼鈍分離
剤塗布を行い、次いでN225％、H275％の雰囲気ガス中で
15℃／時の速度で1200℃まで昇温し、引き続きH2100％
雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕上焼鈍を
行った。
工程条件と製品の磁気特性を第１表に示す。
−実施例２− C:0.043重量％、Si:3.25重量％、Mn:0.16重量％、S:0.0
06重量％、酸可溶性Al:0.029重量％、N:0.0081重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる26mm厚のス
ラブを1150℃の温度で加熱した後1056℃で熱延を開始
し、６パスで熱延して、2.0mm厚の熱延板とした。この
時の熱延終了温度は925℃であった。次いで、１秒間空
冷後66℃/secの冷却速度で750℃、450℃まで冷却
し、各温度（巻取温度）で１時間保持し炉冷する巻取シ
ミュレーションを施した。次いでこの熱延板に熱延板焼
鈍を施すことなく約86％の圧延率で圧延し、0.285mm厚
の冷延板とした。
06重量％、酸可溶性Al:0.029重量％、N:0.0081重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる26mm厚のス
ラブを1150℃の温度で加熱した後1056℃で熱延を開始
し、６パスで熱延して、2.0mm厚の熱延板とした。この
時の熱延終了温度は925℃であった。次いで、１秒間空
冷後66℃/secの冷却速度で750℃、450℃まで冷却
し、各温度（巻取温度）で１時間保持し炉冷する巻取シ
ミュレーションを施した。次いでこの熱延板に熱延板焼
鈍を施すことなく約86％の圧延率で圧延し、0.285mm厚
の冷延板とした。
しかる後、この冷延板を830℃に120秒保持後850℃に20
秒保持する脱炭焼鈍を施し、次いで、（ａ）700℃×30
秒（均熱）の焼鈍時雰囲気ガス中にNH3ガスを混合させ
鋼板を窒化させる（窒化後のＮ量:0.0215〜0.0240重量
％）、（ｂ）窒化処理なしの２通りの処理を行った後、
MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、次いで、N215
％、H285％の雰囲気ガス中で、15℃／時の速度で1200℃
まで昇温し、引き続きH2100％雰囲気ガス中で1200℃で2
0時間保持する最終仕上焼鈍を行った。
秒保持する脱炭焼鈍を施し、次いで、（ａ）700℃×30
秒（均熱）の焼鈍時雰囲気ガス中にNH3ガスを混合させ
鋼板を窒化させる（窒化後のＮ量:0.0215〜0.0240重量
％）、（ｂ）窒化処理なしの２通りの処理を行った後、
MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、次いで、N215
％、H285％の雰囲気ガス中で、15℃／時の速度で1200℃
まで昇温し、引き続きH2100％雰囲気ガス中で1200℃で2
0時間保持する最終仕上焼鈍を行った。
工程条件と製品の磁気特性を第２表に示す。
−実施例３− C:0.036重量％、Si:3.26重量％、Mn:0.15重量％、S:0.0
07重量％、酸可溶性Al:0.029重量％、N:0.0078重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる60mm厚のス
ラブを1150℃の温度で加熱した後1100℃で熱延を開始
し、６パスで熱延して、3.4mm厚の熱延板とした。この
時の熱延終了温度は1035℃であった。次いで、１秒間空
冷後58℃/secの冷却速度で、650℃、300℃まで冷却
し、各温度（巻取温度）で１時間保持後、（ａ）炉冷
（冷却速度:0.01℃/sec）、（ｂ）水冷（冷却速度:30℃
/sec）の２通りの冷却を行った。次いでこの熱延板に熱
延板焼鈍を施すことなく、約85％の圧延率で圧延し、0.
50mm厚の冷延板とした。しかる後この冷延板を830℃に2
00秒保持する脱炭焼鈍を施し、次いで、750℃×30秒
（均熱）なる焼鈍時雰囲気ガス中にNH3ガスを混合させ
鋼板を窒化させた。窒化後のＮ量は0.0185〜0.0215重量
％であった。この窒化後の鋼板にMgOを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し、次いで、N225％、H275％の雰囲気ガ
ス中で、20℃／時の速度で1200℃まで昇温し、引き続き
H2100％雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕
上焼鈍を行った。
07重量％、酸可溶性Al:0.029重量％、N:0.0078重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる60mm厚のス
ラブを1150℃の温度で加熱した後1100℃で熱延を開始
し、６パスで熱延して、3.4mm厚の熱延板とした。この
時の熱延終了温度は1035℃であった。次いで、１秒間空
冷後58℃/secの冷却速度で、650℃、300℃まで冷却
し、各温度（巻取温度）で１時間保持後、（ａ）炉冷
（冷却速度:0.01℃/sec）、（ｂ）水冷（冷却速度:30℃
/sec）の２通りの冷却を行った。次いでこの熱延板に熱
延板焼鈍を施すことなく、約85％の圧延率で圧延し、0.
50mm厚の冷延板とした。しかる後この冷延板を830℃に2
00秒保持する脱炭焼鈍を施し、次いで、750℃×30秒
（均熱）なる焼鈍時雰囲気ガス中にNH3ガスを混合させ
鋼板を窒化させた。窒化後のＮ量は0.0185〜0.0215重量
％であった。この窒化後の鋼板にMgOを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し、次いで、N225％、H275％の雰囲気ガ
ス中で、20℃／時の速度で1200℃まで昇温し、引き続き
H2100％雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終仕
上焼鈍を行った。
工程条件と製品の磁気特性を第３表に示す。
−実施例４− C:0.049重量％、Si:3.25重量％、Mn:0.16重量％、S:0.0
07重量％、酸可溶性Al:0.029重量％、N:0.0082重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm厚のス
ラブを1200℃の温度で加熱した後1160℃で熱延を開始
し、６パスで熱延して2.3mm厚の熱延板とした。この時
熱延終了温度は983℃であった。次いで熱延後１秒間空
冷後100℃/secの冷却速度で700℃、450℃まで冷却
し、各温度（巻取温度）に１時間保持後炉冷する巻取シ
ミュレーションを施した。次いでこの熱延板に熱延板焼
鈍を施すことなく、約85％の圧下率で圧延し、0.335mm
厚の冷延板とした。次いでこの冷延板を830℃で120秒保
持し、引き続き890℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施し
た。しかる後MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
次いで、N225％、H275％の雰囲気ガス中で10℃／時の速
度で880℃まで昇温し、次いで、N275％、H225％の雰囲
気ガス中で10℃／時の速度で1200℃まで昇温し、引き続
きH2100％雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終
仕上焼鈍を行った。最終仕上焼鈍の900℃から1200℃ま
では25℃毎に１部のサンプルを焼鈍炉より引き出し水冷
し、組織観察と、Ｎ量の分析を行った結果、二次再結晶
完了温度は1050℃であり、Ｎ量が最大となるのは975℃
であり、その時の鋼板の窒素量は0.0258〜0.0270重量％
となっていることを確認した。
07重量％、酸可溶性Al:0.029重量％、N:0.0082重量％を
含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる40mm厚のス
ラブを1200℃の温度で加熱した後1160℃で熱延を開始
し、６パスで熱延して2.3mm厚の熱延板とした。この時
熱延終了温度は983℃であった。次いで熱延後１秒間空
冷後100℃/secの冷却速度で700℃、450℃まで冷却
し、各温度（巻取温度）に１時間保持後炉冷する巻取シ
ミュレーションを施した。次いでこの熱延板に熱延板焼
鈍を施すことなく、約85％の圧下率で圧延し、0.335mm
厚の冷延板とした。次いでこの冷延板を830℃で120秒保
持し、引き続き890℃に20秒保持する脱炭焼鈍を施し
た。しかる後MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、
次いで、N225％、H275％の雰囲気ガス中で10℃／時の速
度で880℃まで昇温し、次いで、N275％、H225％の雰囲
気ガス中で10℃／時の速度で1200℃まで昇温し、引き続
きH2100％雰囲気ガス中で1200℃で20時間保持する最終
仕上焼鈍を行った。最終仕上焼鈍の900℃から1200℃ま
では25℃毎に１部のサンプルを焼鈍炉より引き出し水冷
し、組織観察と、Ｎ量の分析を行った結果、二次再結晶
完了温度は1050℃であり、Ｎ量が最大となるのは975℃
であり、その時の鋼板の窒素量は0.0258〜0.0270重量％
となっていることを確認した。
工程条件と製品の磁気特性を第４表に示す。
〔発明の効果〕 以上説明したように、本発明においては、熱延後の巻取
温度を制御し、熱延後最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了
までの段階で、窒化を行うことにより、低温スラブ加熱
で、熱延板焼鈍を施すことなく、１回冷延法で良好な磁
気特性を得ることができるので、その工業的効果は極め
て大である。
温度を制御し、熱延後最終仕上焼鈍時の二次再結晶完了
までの段階で、窒化を行うことにより、低温スラブ加熱
で、熱延板焼鈍を施すことなく、１回冷延法で良好な磁
気特性を得ることができるので、その工業的効果は極め
て大である。
第１図は、熱延後の巻取温度と磁束密度との関係を示す
グラフである。
グラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】重量で、C:0.021〜0.075％、Si:2.5〜4.5
％、酸可溶性Al:0.010〜0.060％、N:0.0030〜0.0130
％、Ｓ＋0.405Se≦0.014％、Mn:0.05〜0.8％、残部がFe
および不可避的不純物からなるスラブを、1280℃未満の
温度域に加熱して熱間圧延し、80％以上の圧下率を適用
する冷間圧延を施し、次いで脱炭焼鈍した後仕上焼鈍す
る一方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延後60
0℃以下の温度域でホットストリップを巻取り、熱延板
焼鈍を施すことなく、熱間圧延後から仕上焼鈍における
二次再結晶完了までの何れかの段階で鋼板に窒化処理を
施すことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁鋼
板の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2098267A JPH0730397B2 (ja) | 1990-04-13 | 1990-04-13 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| PCT/JP1991/000493 WO1991016462A1 (fr) | 1990-04-13 | 1991-04-15 | Procede de production d'une feuille d'acier magnetique unidirectionnelle ayant d'excellentes caracteristiques magnetiques |
| KR1019910701850A KR940008934B1 (ko) | 1990-04-13 | 1991-04-15 | 자기 특성이 우수한 일방향성 전자강판의 제조방법 |
| EP91906970A EP0477384A1 (en) | 1990-04-13 | 1991-04-15 | Process for producing unidirectional magnetic steel sheet excellent in magnetic characteristics |
| US08/502,238 US5597424A (en) | 1990-04-13 | 1995-07-13 | Process for producing grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2098267A JPH0730397B2 (ja) | 1990-04-13 | 1990-04-13 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03294427A JPH03294427A (ja) | 1991-12-25 |
| JPH0730397B2 true JPH0730397B2 (ja) | 1995-04-05 |
Family
ID=14215171
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2098267A Expired - Fee Related JPH0730397B2 (ja) | 1990-04-13 | 1990-04-13 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5597424A (ja) |
| EP (1) | EP0477384A1 (ja) |
| JP (1) | JPH0730397B2 (ja) |
| KR (1) | KR940008934B1 (ja) |
| WO (1) | WO1991016462A1 (ja) |
Families Citing this family (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5472521A (en) * | 1933-10-19 | 1995-12-05 | Nippon Steel Corporation | Production method of grain oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics |
| WO1995013401A1 (fr) * | 1993-11-09 | 1995-05-18 | Pohang Iron & Steel Co., Ltd. | Procede de production de tole d'acier a champ electromagnetique directionnel avec chauffage de brames a basse temperature |
| US5855694A (en) * | 1996-08-08 | 1999-01-05 | Kawasaki Steel Corporation | Method for producing grain-oriented silicon steel sheet |
| IT1290171B1 (it) * | 1996-12-24 | 1998-10-19 | Acciai Speciali Terni Spa | Procedimento per il trattamento di acciaio al silicio, a grano orientato. |
| IT1290173B1 (it) * | 1996-12-24 | 1998-10-19 | Acciai Speciali Terni Spa | Procedimento per la produzione di lamierino di acciaio al silicio a grano orientato |
| IT1290978B1 (it) * | 1997-03-14 | 1998-12-14 | Acciai Speciali Terni Spa | Procedimento per il controllo dell'inibizione nella produzione di lamierino magnetico a grano orientato |
| IT1290977B1 (it) * | 1997-03-14 | 1998-12-14 | Acciai Speciali Terni Spa | Procedimento per il controllo dell'inibizione nella produzione di lamierino magnetico a grano orientato |
| IT1317894B1 (it) | 2000-08-09 | 2003-07-15 | Acciai Speciali Terni Spa | Procedimento per la regolazione della distribuzione degli inibitorinella produzione di lamierini magnetici a grano orientato. |
| RU2181786C1 (ru) * | 2001-07-02 | 2002-04-27 | Цырлин Михаил Борисович | Анизотропная электротехническая сталь и способ ее получения |
| JP4411069B2 (ja) * | 2001-09-13 | 2010-02-10 | エイケイ・スティール・プロパティーズ・インコーポレイテッド | 制御スプレー冷却を用いた電磁ストリップの連続鋳造法 |
| DE10311215B4 (de) * | 2003-03-14 | 2005-09-15 | Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh | Verfahren zum Herstellen von kornorientiertem, kaltgewalztem Elektroblech oder -band |
| CN103695619B (zh) * | 2012-09-27 | 2016-02-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高磁感普通取向硅钢的制造方法 |
Family Cites Families (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5037134B2 (ja) * | 1972-10-11 | 1975-12-01 | ||
| AT329358B (de) * | 1974-06-04 | 1976-05-10 | Voest Ag | Schwingmuhle zum zerkleinern von mahlgut |
| JPS5224116A (en) * | 1975-08-20 | 1977-02-23 | Nippon Steel Corp | Material of high magnetic flux density one directionally orientated el ectromagnetic steel and its treating method |
| JPS592333B2 (ja) * | 1977-07-27 | 1984-01-18 | 横河電機株式会社 | 圧力応動装置 |
| DE3021037C2 (de) * | 1980-06-03 | 1982-06-16 | Kernforschungsanlage Jülich GmbH, 5170 Jülich | Vorrichtung und Verfahren zum Entladen eines Wirbelschichtofens für die Beschichtung von Hochtemperaturreaktor (HTR)-Brennstoffen |
| JPS5843446B2 (ja) * | 1980-11-25 | 1983-09-27 | 川崎製鉄株式会社 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製法 |
| JPS5945730A (ja) * | 1982-09-08 | 1984-03-14 | Oyo Chishitsu Kk | 地中もしくは水中に位置する検出器出力のケ−ブルレス伝送方法 |
| JPS5950118A (ja) * | 1982-09-14 | 1984-03-23 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性のすぐれた一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| JPS5956522A (ja) * | 1982-09-24 | 1984-04-02 | Nippon Steel Corp | 鉄損の良い一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPS59190324A (ja) * | 1983-04-09 | 1984-10-29 | Kawasaki Steel Corp | 磁束密度の高い一方向性けい素鋼板の製造方法 |
| JP2600179B2 (ja) * | 1987-07-01 | 1997-04-16 | 日本電気株式会社 | ラセミ体薄膜の形成方法 |
| JPS6419622A (en) * | 1987-07-14 | 1989-01-23 | Oki Electric Ind Co Ltd | Method for forming superconductive ceramic thin film |
| JPH0832928B2 (ja) * | 1987-10-30 | 1996-03-29 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性およびグラス皮膜特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH01119622A (ja) * | 1987-10-30 | 1989-05-11 | Nippon Steel Corp | 磁気特性およびグラス皮膜特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| EP0326912B1 (en) * | 1988-02-03 | 1994-07-27 | Nippon Steel Corporation | Process for production of grain oriented electrical steel sheet having high flux density |
| JPH0277525A (ja) * | 1988-04-25 | 1990-03-16 | Nippon Steel Corp | 磁気特性、皮膜特性ともに優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH0222421A (ja) * | 1988-07-11 | 1990-01-25 | Kawasaki Steel Corp | 超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
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