JPH07312308A - 磁気特性の優れたグラス被膜の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れたグラス被膜の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH07312308A JPH07312308A JP6103603A JP10360394A JPH07312308A JP H07312308 A JPH07312308 A JP H07312308A JP 6103603 A JP6103603 A JP 6103603A JP 10360394 A JP10360394 A JP 10360394A JP H07312308 A JPH07312308 A JP H07312308A
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は電気機器の鉄心に用いられる一方向
性電磁鋼板の磁気特性の向上を目的とする。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，酸可溶性Ａｌ：０．０１０
〜０．０６０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以
下、Ｎを含有し、残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなる
スラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、
引き続き、通常の工程で一方向性電磁鋼板を製造する方
法において、脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒
径、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの窒化処
理、最終仕上焼鈍前の焼鈍分離剤への塩化物、硝酸塩、
硫化物、塩化物の添加、最終仕上焼鈍後、絶縁被膜を塗
布する間に、鋼板表面のグラス被膜のフォルステライト
を酸を用いて所定量除去することを特徴とする。
性電磁鋼板の磁気特性の向上を目的とする。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，酸可溶性Ａｌ：０．０１０
〜０．０６０％、Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以
下、Ｎを含有し、残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなる
スラブを１２８０℃未満の温度で加熱し、熱延を行い、
引き続き、通常の工程で一方向性電磁鋼板を製造する方
法において、脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒
径、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開始までの窒化処
理、最終仕上焼鈍前の焼鈍分離剤への塩化物、硝酸塩、
硫化物、塩化物の添加、最終仕上焼鈍後、絶縁被膜を塗
布する間に、鋼板表面のグラス被膜のフォルステライト
を酸を用いて所定量除去することを特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はグラス被膜（フォルステ
ライト系被膜）を殆ど有しない一方向性電磁鋼板の製造
方法に関わり、切断性、打抜き性が優れると共に磁気特
性が良好な方向性電磁鋼板の安価な製造方法に関する。
ライト系被膜）を殆ど有しない一方向性電磁鋼板の製造
方法に関わり、切断性、打抜き性が優れると共に磁気特
性が良好な方向性電磁鋼板の安価な製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】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。又、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）まで磁化した時の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。
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。又、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）まで磁化した時の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。
【０００３】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〉軸を圧延方向に
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Ｍｎ
Ｓ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等を主なインヒビターとして用いて
いる。
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〉軸を圧延方向に
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Ｍｎ
Ｓ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等を主なインヒビターとして用いて
いる。
【０００４】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
いえば、現在の工程では熱延前のスラブ加熱時にＭｎＳ
を一旦完全固溶させた後、熱延時に析出させる方法がと
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。即ち、１）方向性電磁鋼専用の高温スラ
ブ加熱炉が必要である。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。
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
いえば、現在の工程では熱延前のスラブ加熱時にＭｎＳ
を一旦完全固溶させた後、熱延時に析出させる方法がと
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。即ち、１）方向性電磁鋼専用の高温スラ
ブ加熱炉が必要である。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。
【０００５】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全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Ｍ
ｎＳ以外の析出物等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十分にする必要がある。こ
のようなイ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。
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全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Ｍ
ｎＳ以外の析出物等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十分にする必要がある。こ
のようなイ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。
【０００６】特公昭５４−２４６８５号公報では、Ａ
ｓ，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５２−２４１１
６号公報では、Ａｌの他、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，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。又、特開昭５７−１５８３２
２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い、更に
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。
ｓ，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５２−２４１１
６号公報では、Ａｌの他、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，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。又、特開昭５７−１５８３２
２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い、更に
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。
【０００７】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。即ち、特開昭５７−８９４３３号公報ではＭｎに加
え、Ｓ，Ｓｅ，Ｓｂ，Ｂｉ，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、１１００〜１２５０℃の低温スラ
ブ加熱化を実現している。更に特開昭５９−１９０３２
４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。
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。即ち、特開昭５７−８９４３３号公報ではＭｎに加
え、Ｓ，Ｓｅ，Ｓｂ，Ｂｉ，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、１１００〜１２５０℃の低温スラ
ブ加熱化を実現している。更に特開昭５９−１９０３２
４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。
【０００８】さて、先に特開昭５９−５６５２２号公報
において、Ｍｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００
７％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。一方、方向性電磁鋼板の
需要家における使用時に磁気特性と共に重要なのは被膜
特性と共に加工性である。通常、方向性電磁鋼板は最終
仕上焼鈍時に形成するグラス被膜と絶縁被膜によって表
面処理がなされている。
において、Ｍｎを０．０８〜０．４５％、Ｓを０．００
７％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。一方、方向性電磁鋼板の
需要家における使用時に磁気特性と共に重要なのは被膜
特性と共に加工性である。通常、方向性電磁鋼板は最終
仕上焼鈍時に形成するグラス被膜と絶縁被膜によって表
面処理がなされている。
【０００９】グラス被膜は焼鈍分離剤のＭｇＯと脱炭時
に形成する酸化膜のＳｉＯ2 との反応物であるフォルス
テライト（Ｍｇ2 ＳｉＯ4 ）が主成分の被膜である。こ
のグラス被膜は硬質で摩耗性が強く、電磁鋼板加工時の
スリット切断、打抜き等の際の工具類の耐久性に著しい
影響を及ぼす。例えばグラス被膜を有する方向性電磁鋼
板の打抜き加工を行う場合には、金型の摩耗が生じ、数
千回程度の打抜きによって打抜いたシートの返りが大き
くなって使用時に問題を生じる程になる。このため金型
の再研磨、新品との取替等が必要になる。これは需要家
における鉄心加工時の作業能率を低下させ、又、コスト
上昇を招く結果になる。同様にしてスリット性、切断性
等についてもグラス被膜による悪影響が問題である。
に形成する酸化膜のＳｉＯ2 との反応物であるフォルス
テライト（Ｍｇ2 ＳｉＯ4 ）が主成分の被膜である。こ
のグラス被膜は硬質で摩耗性が強く、電磁鋼板加工時の
スリット切断、打抜き等の際の工具類の耐久性に著しい
影響を及ぼす。例えばグラス被膜を有する方向性電磁鋼
板の打抜き加工を行う場合には、金型の摩耗が生じ、数
千回程度の打抜きによって打抜いたシートの返りが大き
くなって使用時に問題を生じる程になる。このため金型
の再研磨、新品との取替等が必要になる。これは需要家
における鉄心加工時の作業能率を低下させ、又、コスト
上昇を招く結果になる。同様にしてスリット性、切断性
等についてもグラス被膜による悪影響が問題である。
【００１０】グラス被膜を殆ど有しない方向性電磁鋼板
の製造法としては、例えば特開昭５３−２２１１３号公
報に開示のものがある。これは脱炭焼鈍において酸化膜
の厚みを３μｍ以下として、焼鈍分離剤として、含水珪
酸塩鉱物粉末を５〜４０％含有する微粒子のアルミナを
用いる。これを鋼板に塗布し、仕上焼鈍を行う。これに
よると酸化膜を薄くし、更に含水塩鉱物の配合によって
剥離しやすいグラス被膜が形成され、金属光沢を有する
ものが得られるとされている。
の製造法としては、例えば特開昭５３−２２１１３号公
報に開示のものがある。これは脱炭焼鈍において酸化膜
の厚みを３μｍ以下として、焼鈍分離剤として、含水珪
酸塩鉱物粉末を５〜４０％含有する微粒子のアルミナを
用いる。これを鋼板に塗布し、仕上焼鈍を行う。これに
よると酸化膜を薄くし、更に含水塩鉱物の配合によって
剥離しやすいグラス被膜が形成され、金属光沢を有する
ものが得られるとされている。
【００１１】又、焼鈍分離剤によりグラス被膜の形成を
抑制する方法としては特開昭５６−６５９８３号公報で
は、水酸化アルミニウムに不純物除去用添加物２０重量
部、抑制物質１０重量部配合した焼鈍分離剤を鋼板に塗
布し、０．５μｍ以下の薄いグラス被膜を形成する方法
がある。又、特開昭５９−９６２７８号公報には脱炭焼
鈍で形成した酸化層のＳｉＯ2 と反応性が弱いＡｌ2 Ｏ
3 と１３００℃以上の高温で焼成し活性を低下させたＭ
ｇＯとからなる焼鈍分離剤がある。これによるとフォル
ステライトの形成が抑制されるというものである。
抑制する方法としては特開昭５６−６５９８３号公報で
は、水酸化アルミニウムに不純物除去用添加物２０重量
部、抑制物質１０重量部配合した焼鈍分離剤を鋼板に塗
布し、０．５μｍ以下の薄いグラス被膜を形成する方法
がある。又、特開昭５９−９６２７８号公報には脱炭焼
鈍で形成した酸化層のＳｉＯ2 と反応性が弱いＡｌ2 Ｏ
3 と１３００℃以上の高温で焼成し活性を低下させたＭ
ｇＯとからなる焼鈍分離剤がある。これによるとフォル
ステライトの形成が抑制されるというものである。
【００１２】これらの先行技術はいずれも通常のオリエ
ントコアと呼ばれる方向性電磁鋼板で、磁束密度１．８
８Tesla 以下と低い低級な方向性電磁鋼板をベースとす
るものであり、グラス被膜を殆ど有さない点では本発明
と類似の効果は得られるかもしれないが、本発明のよう
に高磁束密度、低鉄損の高級な方向性電磁鋼板の開発技
術を得るまでに至っていない。
ントコアと呼ばれる方向性電磁鋼板で、磁束密度１．８
８Tesla 以下と低い低級な方向性電磁鋼板をベースとす
るものであり、グラス被膜を殆ど有さない点では本発明
と類似の効果は得られるかもしれないが、本発明のよう
に高磁束密度、低鉄損の高級な方向性電磁鋼板の開発技
術を得るまでに至っていない。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】近年タービン発電機用
鉄心材料等の用途に、現用の高級無方向性電磁鋼板に代
わって、グラス被膜の殆どない方向性電磁鋼板を用いた
いというニーズが高まってきた。上記用途に関していえ
ば、他の無方向性電磁鋼板の用途と比較して、一方向の
磁気特性が重要とされるため、方向性電磁鋼板を用いた
いというニーズが高まってきたわけである。かつ打抜
き、切断、スリット等の加工性のよいグラスの殆どない
材料が求められる。
鉄心材料等の用途に、現用の高級無方向性電磁鋼板に代
わって、グラス被膜の殆どない方向性電磁鋼板を用いた
いというニーズが高まってきた。上記用途に関していえ
ば、他の無方向性電磁鋼板の用途と比較して、一方向の
磁気特性が重要とされるため、方向性電磁鋼板を用いた
いというニーズが高まってきたわけである。かつ打抜
き、切断、スリット等の加工性のよいグラスの殆どない
材料が求められる。
【００１４】このように、打抜き性、切断、スリット等
の加工性のよい材料が求められているわけであるが、５
０〜５００時間を要し、コイル状で行われる最終仕上焼
鈍において形成されるグラス被膜の量や、性状を高度に
制御することは容易でなく、このグラス被膜のバラツキ
が磁気特性にも影響を与えてきた。本発明では、このグ
ラス被膜のバラツキに起因する磁気特性の変動を減し、
更なる磁気特性の向上を実現する一方向性電磁鋼板の製
造方法を目的とした。
の加工性のよい材料が求められているわけであるが、５
０〜５００時間を要し、コイル状で行われる最終仕上焼
鈍において形成されるグラス被膜の量や、性状を高度に
制御することは容易でなく、このグラス被膜のバラツキ
が磁気特性にも影響を与えてきた。本発明では、このグ
ラス被膜のバラツキに起因する磁気特性の変動を減し、
更なる磁気特性の向上を実現する一方向性電磁鋼板の製
造方法を目的とした。
【００１５】
【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、重量比でＣ：０．０２１〜０．０７５％、Ｓｉ：
２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０
６０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１３０％、Ｓ＋０．
４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．
８％、残部がＦｅと不可避の不純物からなるスラブを１
２８０℃未満の温度で加熱した後、熱延し、引き続き圧
下率８０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼
鈍を挟む１回以上の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍し、焼
鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍をし、絶縁被膜剤を塗布す
る一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍完了
後、最終仕上焼鈍開始までの間の一次再結晶粒の平均粒
径を１８〜３５μｍとし、熱延後最終仕上焼鈍の二次再
結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施し、焼鈍分離剤
としてＭｇＯ１００重量部に対し、Ｌｉ，Ｋ，Ｎａ，Ｂ
ａ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｎ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｓｒ，Ｓｎ，Ａｌ
の塩化物、硝酸塩、硫化物、硫酸塩の中から選ばれる１
種又は２種以上を２〜３０重量部添加した焼鈍分離剤を
塗布し、最終仕上焼鈍後、絶縁被膜を塗布するまでに、
鋼板表面のグラス被膜のフォルステライト（Ｍｇ2 Ｓｉ
Ｏ4 ）を０．０２ｇ／ｍ2 以上酸を用いて除去すること
を特徴とする磁気特性の優れたグラス被膜の少ない一方
向性電磁鋼板の製造方法である。
ろは、重量比でＣ：０．０２１〜０．０７５％、Ｓｉ：
２．５〜４．５％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０
６０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１３０％、Ｓ＋０．
４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、Ｍｎ：０．０５〜０．
８％、残部がＦｅと不可避の不純物からなるスラブを１
２８０℃未満の温度で加熱した後、熱延し、引き続き圧
下率８０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼
鈍を挟む１回以上の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍し、焼
鈍分離剤を塗布し、仕上焼鈍をし、絶縁被膜剤を塗布す
る一方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍完了
後、最終仕上焼鈍開始までの間の一次再結晶粒の平均粒
径を１８〜３５μｍとし、熱延後最終仕上焼鈍の二次再
結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施し、焼鈍分離剤
としてＭｇＯ１００重量部に対し、Ｌｉ，Ｋ，Ｎａ，Ｂ
ａ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｎ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｓｒ，Ｓｎ，Ａｌ
の塩化物、硝酸塩、硫化物、硫酸塩の中から選ばれる１
種又は２種以上を２〜３０重量部添加した焼鈍分離剤を
塗布し、最終仕上焼鈍後、絶縁被膜を塗布するまでに、
鋼板表面のグラス被膜のフォルステライト（Ｍｇ2 Ｓｉ
Ｏ4 ）を０．０２ｇ／ｍ2 以上酸を用いて除去すること
を特徴とする磁気特性の優れたグラス被膜の少ない一方
向性電磁鋼板の製造方法である。
【００１６】
【作用】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
ある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
で必要に応じて、熱延板焼鈍を施し、圧下率８０％以上
の最終冷延を含む、必要に応じて中間焼鈍を挟む１回以
上の冷延を行い、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。
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
ある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
で必要に応じて、熱延板焼鈍を施し、圧下率８０％以上
の最終冷延を含む、必要に応じて中間焼鈍を挟む１回以
上の冷延を行い、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。
【００１７】本発明者等は、グラス被膜のバラツキに起
因する磁気特性の変動を減し、更なる磁気特性の向上を
実現する手段として、焼鈍分離剤としてのＭｇＯに、更
に塩化物、硝酸塩、硫化物、硫酸塩を加え、更に最終仕
上焼鈍後、絶縁被膜を塗布するまでに、グラス被膜のフ
ォルステライトの所定量を酸で除去することが有効であ
るという知見を得た。
因する磁気特性の変動を減し、更なる磁気特性の向上を
実現する手段として、焼鈍分離剤としてのＭｇＯに、更
に塩化物、硝酸塩、硫化物、硫酸塩を加え、更に最終仕
上焼鈍後、絶縁被膜を塗布するまでに、グラス被膜のフ
ォルステライトの所定量を酸で除去することが有効であ
るという知見を得た。
【００１８】以下、実験結果を基に詳細に説明する。図
１は、最終仕上焼鈍後のグラス被膜のフォルステライト
の除去量と鉄損特性の関係を表したグラフである。ここ
では、Ｃ：０．０５２重量％（以下％と略記する）、Ｓ
ｉ：３．２８％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：
０．００８０％、Ｓ：０．００７％、Ｍｎ：０．１４％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなる４０mm
厚のスラブを１１５０℃に加熱し、６パスで２．３mm厚
の熱延板とした。この熱延板に、１１００℃に３０秒保
持後９００℃に３０秒保持した後急冷する熱延板焼鈍を
施し、次いで、圧下率約９０％で冷延し、０．２２０mm
厚とした。
１は、最終仕上焼鈍後のグラス被膜のフォルステライト
の除去量と鉄損特性の関係を表したグラフである。ここ
では、Ｃ：０．０５２重量％（以下％と略記する）、Ｓ
ｉ：３．２８％、酸可溶性Ａｌ：０．０３０％、Ｎ：
０．００８０％、Ｓ：０．００７％、Ｍｎ：０．１４％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の不純物からなる４０mm
厚のスラブを１１５０℃に加熱し、６パスで２．３mm厚
の熱延板とした。この熱延板に、１１００℃に３０秒保
持後９００℃に３０秒保持した後急冷する熱延板焼鈍を
施し、次いで、圧下率約９０％で冷延し、０．２２０mm
厚とした。
【００１９】次いで８３０℃に９０秒保持する脱炭焼鈍
を施した。しかる後、７５０℃に３０秒保持する熱処理
中、雰囲気ガス中にＮＨ3 ガスを混入させ、鋼板に窒素
吸収を生ぜしめた。この時鋼板のＮ量は０．０２１０％
であった。この鋼板の板厚全厚での一次再結晶粒の平均
粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測定したところ
２４μｍであった。次いで、この窒化処理後の板にＭｇ
Ｏ１００重量部に対してＣａＣｌ2 を５重量部添加した
焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を行った。
を施した。しかる後、７５０℃に３０秒保持する熱処理
中、雰囲気ガス中にＮＨ3 ガスを混入させ、鋼板に窒素
吸収を生ぜしめた。この時鋼板のＮ量は０．０２１０％
であった。この鋼板の板厚全厚での一次再結晶粒の平均
粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測定したところ
２４μｍであった。次いで、この窒化処理後の板にＭｇ
Ｏ１００重量部に対してＣａＣｌ2 を５重量部添加した
焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を行った。
【００２０】最終仕上焼鈍後の鋼板に残存していたフォ
ルステライト（０．４ｇ／ｍ2 ）を、塩酸水溶液を用い
て、各水準の量除去した。しかる後、絶縁被膜を公知の
方法で塗布、焼付けで形成させた。図１で明らかなよう
に、フォルステライトを０．０２ｇ／ｍ2 以上除去する
ことによって鉄損特性が著しく向上している。
ルステライト（０．４ｇ／ｍ2 ）を、塩酸水溶液を用い
て、各水準の量除去した。しかる後、絶縁被膜を公知の
方法で塗布、焼付けで形成させた。図１で明らかなよう
に、フォルステライトを０．０２ｇ／ｍ2 以上除去する
ことによって鉄損特性が著しく向上している。
【００２１】図１に示した如き現象が生じる理由につい
ては必ずしも明らかではないが、本発明者等は次のよう
に推察している。本実験で焼鈍分離剤のＭｇＯに更に添
加しているＣａＣｌ2 は、フォルステライト形成反応を
低温化させる効果をもっている。このＣａＣｌ2 は最終
仕上焼鈍の昇温中に分解し、フォルステライトと地鉄の
界面で、塩素と鉄の反応が生じ、フォルステライトが地
鉄から剥離する。ＣａＣｌ2 の場所的分布状況との関連
で、このフォルステライトの剥離は、場所的なバラツキ
をもっている。
ては必ずしも明らかではないが、本発明者等は次のよう
に推察している。本実験で焼鈍分離剤のＭｇＯに更に添
加しているＣａＣｌ2 は、フォルステライト形成反応を
低温化させる効果をもっている。このＣａＣｌ2 は最終
仕上焼鈍の昇温中に分解し、フォルステライトと地鉄の
界面で、塩素と鉄の反応が生じ、フォルステライトが地
鉄から剥離する。ＣａＣｌ2 の場所的分布状況との関連
で、このフォルステライトの剥離は、場所的なバラツキ
をもっている。
【００２２】部分的に残存するフォルステライトは、最
終仕上焼鈍時の表面での熱的平滑化現象を阻害する要因
となる。このため、最終仕上焼鈍後の鋼板の平滑度が残
存するフォルステライトのため、低下することとなる。
最終仕上焼鈍後の鋼板の表面のフォルステライトを酸で
除去することは、表面を平滑化することになると考えら
れる。
終仕上焼鈍時の表面での熱的平滑化現象を阻害する要因
となる。このため、最終仕上焼鈍後の鋼板の平滑度が残
存するフォルステライトのため、低下することとなる。
最終仕上焼鈍後の鋼板の表面のフォルステライトを酸で
除去することは、表面を平滑化することになると考えら
れる。
【００２３】しかる後、絶縁被膜を公知の方法で塗布、
焼付けで形成させ、鋼板に張力を付与する。本発明の如
く、地鉄と絶縁被膜の界面が平滑化された材料では、磁
化した時の磁壁の移動がスムーズとなり、ヒステリシス
ロスが低減すると考えられる。このため、本発明による
手段で、鉄損特性が向上すると考えられる。
焼付けで形成させ、鋼板に張力を付与する。本発明の如
く、地鉄と絶縁被膜の界面が平滑化された材料では、磁
化した時の磁壁の移動がスムーズとなり、ヒステリシス
ロスが低減すると考えられる。このため、本発明による
手段で、鉄損特性が向上すると考えられる。
【００２４】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。Ｃは０．０２１％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０．０２
１％以上とした。一方、Ｃが多くなりすぎると脱炭焼鈍
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。
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。Ｃは０．０２１％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０．０２
１％以上とした。一方、Ｃが多くなりすぎると脱炭焼鈍
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。
【００２５】Ａｌは二次再結晶の安定化に必要なＡｌＮ
もしくは（Ａｌ，Ｓｉ）ｎｉｔｒｉｄｅｓを確保するた
め、酸可溶性Ａｌとして０．０１０％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Ａ
ｌＮ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０．００１０％未満にすることが困難であり、かつ
経済的に好ましくないので０．００１０％以上とし、一
方、０．０１３０％を超えるとブリスターと呼ばれる
“鋼板表面ふくれ”が発生するので０．０１３０％以下
とした。
もしくは（Ａｌ，Ｓｉ）ｎｉｔｒｉｄｅｓを確保するた
め、酸可溶性Ａｌとして０．０１０％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Ａ
ｌＮ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０．００１０％未満にすることが困難であり、かつ
経済的に好ましくないので０．００１０％以上とし、一
方、０．０１３０％を超えるとブリスターと呼ばれる
“鋼板表面ふくれ”が発生するので０．０１３０％以下
とした。
【００２６】ＭｎＳ，ＭｎＳｅが鋼中に存在しても、製
造工程の条件を適正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＋０．４０５Ｓｅ）≦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。又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
ような観点からＳあるいはＳｅを不必要に増すことは意
味がない。
造工程の条件を適正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＋０．４０５Ｓｅ）≦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。又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
ような観点からＳあるいはＳｅを不必要に増すことは意
味がない。
【００２７】Ｍｎの下限値は０．０５％である。０．０
５％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が発生する。一方、Ｍｎ量
が０．８％を超えると製品の磁束密度を低下させ、好ま
しくないので、Ｍｎ量の上限を０．８％とした。この
他、インヒビター構成元素として知られているＳｎ，Ｓ
ｂ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｂ，Ｔｉ等を微量に含有するこ
とはさしつかえない。
５％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が発生する。一方、Ｍｎ量
が０．８％を超えると製品の磁束密度を低下させ、好ま
しくないので、Ｍｎ量の上限を０．８％とした。この
他、インヒビター構成元素として知られているＳｎ，Ｓ
ｂ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｂ，Ｔｉ等を微量に含有するこ
とはさしつかえない。
【００２８】スラブ加熱温度は、普通鋼並みにしてコス
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。引き続く熱延工
程は、通常１００〜４００mm厚のスラブを加熱した後、
いずれも複数回のパスで行う粗熱延と仕上熱延よりな
る。粗熱延、仕上熱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。熱延後、必要に応じ
て、熱延板焼鈍を施し、引き続き圧下率８０％以上の最
終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の
冷延を行う。
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。引き続く熱延工
程は、通常１００〜４００mm厚のスラブを加熱した後、
いずれも複数回のパスで行う粗熱延と仕上熱延よりな
る。粗熱延、仕上熱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。熱延後、必要に応じ
て、熱延板焼鈍を施し、引き続き圧下率８０％以上の最
終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍を挟む１回以上の
冷延を行う。
【００２９】最終冷延の圧下率を８０％以上としたの
は、この範囲で、一次再結晶集合組織中に、適正量の
｛１１０｝〈００１〉方位粒と、その｛１１０｝〈００
１〉方位粒が二次再結晶する時に蚕食されやすい適正量
の対応方位粒（｛１１１｝〈１１２〉等）が得られるか
らである。
は、この範囲で、一次再結晶集合組織中に、適正量の
｛１１０｝〈００１〉方位粒と、その｛１１０｝〈００
１〉方位粒が二次再結晶する時に蚕食されやすい適正量
の対応方位粒（｛１１１｝〈１１２〉等）が得られるか
らである。
【００３０】かかる冷延後の鋼板は通常の方法で脱炭焼
鈍、焼鈍分離剤塗布、最終仕上焼鈍が施されて最終製品
となる。ここで脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始まで
の間の一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍとした
のは、この値の範囲でＢ8 （Ｔ）≧１．８８なる良好な
磁束密度が得られるからである。
鈍、焼鈍分離剤塗布、最終仕上焼鈍が施されて最終製品
となる。ここで脱炭焼鈍完了後、最終仕上焼鈍開始まで
の間の一次再結晶粒の平均粒径を１８〜３５μｍとした
のは、この値の範囲でＢ8 （Ｔ）≧１．８８なる良好な
磁束密度が得られるからである。
【００３１】焼鈍分離剤としてはＭｇＯ１００重量部に
対し、Ｌｉ，Ｋ，Ｎａ，Ｂａ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｎ，Ｆ
ｅ，Ｚｒ，Ｓｒ，Ｓｎ，Ａｌの塩化物、炭酸塩、硝酸
塩、硫化物、硫酸塩の中から選ばれる１種又は２種以上
２〜３０重量部を添加したものが用いられる。２重量部
以下で、コイル全面で均一にグラス被膜を殆どもたない
製品が得られにくい。一方３０重量部超では添加物の成
分元素が鋼中に拡散侵入してインヒビターに影響を与え
たり、粒界エッチングを生じたり又、後の純化に影響を
与えるため好ましくない。これらの添加物により、先ず
仕上焼鈍昇温時前段でＭｇＯと酸化膜が低融点化して適
度の薄いフォルステライト被膜が形成される。
対し、Ｌｉ，Ｋ，Ｎａ，Ｂａ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｎ，Ｆ
ｅ，Ｚｒ，Ｓｒ，Ｓｎ，Ａｌの塩化物、炭酸塩、硝酸
塩、硫化物、硫酸塩の中から選ばれる１種又は２種以上
２〜３０重量部を添加したものが用いられる。２重量部
以下で、コイル全面で均一にグラス被膜を殆どもたない
製品が得られにくい。一方３０重量部超では添加物の成
分元素が鋼中に拡散侵入してインヒビターに影響を与え
たり、粒界エッチングを生じたり又、後の純化に影響を
与えるため好ましくない。これらの添加物により、先ず
仕上焼鈍昇温時前段でＭｇＯと酸化膜が低融点化して適
度の薄いフォルステライト被膜が形成される。
【００３２】次いでフォルステライトの成長と追加酸化
が防止され、昇温時後段では被膜中のＦｅのエッチング
反応による被膜層が分解され、グラス被膜の殆どない表
面が得られる。この時のグラス被膜量は通常０．５〜
１．０ｇ／ｍ2 以下となる。０．５〜１．０ｇ／ｍ2 以
下とすることで通常のグラス被膜を有する場合よりはる
かに加工性の点で有利となる。最終焼鈍の条件は、本発
明のように最終焼鈍過程で前述のようなグラス被膜の適
度な形成と分解を行う工程においては特に重要である。
が防止され、昇温時後段では被膜中のＦｅのエッチング
反応による被膜層が分解され、グラス被膜の殆どない表
面が得られる。この時のグラス被膜量は通常０．５〜
１．０ｇ／ｍ2 以下となる。０．５〜１．０ｇ／ｍ2 以
下とすることで通常のグラス被膜を有する場合よりはる
かに加工性の点で有利となる。最終焼鈍の条件は、本発
明のように最終焼鈍過程で前述のようなグラス被膜の適
度な形成と分解を行う工程においては特に重要である。
【００３３】通常、方向性電磁鋼板の最終仕上焼鈍にお
いては、雰囲気ガスはＮ2 ，Ｈ2 、あるいはこれらの混
合ガスが用いられるが、昇温過程においては、本発明の
場合グラス被膜分解過程の中でインヒビターの安定化を
図ることが重要である。このため、好ましくは、昇温中
の雰囲気Ｎ2 ３０％以上のＮ2 ，Ｈ2 及び他の不活性ガ
スが用いられる。一方、Ｎ2 １００％のような場合には
ＭｇＯの物性値によっては、鋼板間が極度に酸化性とな
って鋼板表面を酸化し、むらが生じやすい。好ましくは
Ｎ2 ３０〜９０％である。又、Ｎ2 ガス３０％以上に増
加する領域は、昇温時全般でもよいが、最も好ましい条
件は７００℃以後均熱温度到達時点までである。
いては、雰囲気ガスはＮ2 ，Ｈ2 、あるいはこれらの混
合ガスが用いられるが、昇温過程においては、本発明の
場合グラス被膜分解過程の中でインヒビターの安定化を
図ることが重要である。このため、好ましくは、昇温中
の雰囲気Ｎ2 ３０％以上のＮ2 ，Ｈ2 及び他の不活性ガ
スが用いられる。一方、Ｎ2 １００％のような場合には
ＭｇＯの物性値によっては、鋼板間が極度に酸化性とな
って鋼板表面を酸化し、むらが生じやすい。好ましくは
Ｎ2 ３０〜９０％である。又、Ｎ2 ガス３０％以上に増
加する領域は、昇温時全般でもよいが、最も好ましい条
件は７００℃以後均熱温度到達時点までである。
【００３４】最終焼鈍における均熱温度は本発明におい
ては１１８０〜１２５０℃にするのが有利である。本発
明においては最終仕上焼鈍の均熱温度に到達した時点で
グラス被膜の分解が終了しており、この時期の温度によ
っては更にサーマルエッチングが生じて、更に鋼板の鏡
面化が得られる。これにより更に鉄損向上効果が増大す
る。均熱温度が１１８０℃未満ではこの効果が弱く、又
純化に対して不利となる。一方１２５０℃超では鏡面化
効果に限界があることと、コイル形状が悪くなったり、
エッジ部の焼付けが発生する場合があり問題である。
ては１１８０〜１２５０℃にするのが有利である。本発
明においては最終仕上焼鈍の均熱温度に到達した時点で
グラス被膜の分解が終了しており、この時期の温度によ
っては更にサーマルエッチングが生じて、更に鋼板の鏡
面化が得られる。これにより更に鉄損向上効果が増大す
る。均熱温度が１１８０℃未満ではこの効果が弱く、又
純化に対して不利となる。一方１２５０℃超では鏡面化
効果に限界があることと、コイル形状が悪くなったり、
エッジ部の焼付けが発生する場合があり問題である。
【００３５】この最終仕上焼鈍後、絶縁被膜剤を塗布す
るまでに、鋼板表面のグラス被膜のフォルステライト
（Ｍｇ2 ＳｉＯ4 ）を０．０２ｇ／ｍ2 以上酸を用いて
除去すると規定した。これは、図１で示した如く、この
範囲で、磁気特性の向上効果があるためである。フォル
ステライトの除去量の上限については、特に規定するも
のではない。全量除去してもかまわない。酸の種類や濃
度については規定しない。所定量のフォルステライトが
除去できれば、鉄損向上効果がある。
るまでに、鋼板表面のグラス被膜のフォルステライト
（Ｍｇ2 ＳｉＯ4 ）を０．０２ｇ／ｍ2 以上酸を用いて
除去すると規定した。これは、図１で示した如く、この
範囲で、磁気特性の向上効果があるためである。フォル
ステライトの除去量の上限については、特に規定するも
のではない。全量除去してもかまわない。酸の種類や濃
度については規定しない。所定量のフォルステライトが
除去できれば、鉄損向上効果がある。
【００３６】本発明では、絶縁被膜剤の処理条件は下記
が好ましい。通常のグラス被膜を有する方向性電磁鋼板
では、張力付与型の絶縁被膜剤を塗布焼付けする場合、
付着量は３〜５ｇ／ｍ2 程度で処理される。これは、こ
れ以上の付着量で処理してもグラス被膜の厚い内部酸化
の影響と、被膜重量増の問題で鉄損改善に限界があり、
又、占積率の低下により磁性が劣化するからである。本
発明のグラス被膜を有さない製品では、張力付与型絶縁
被膜剤は２．５〜１．５ｇ／ｍ2 で処理される。
が好ましい。通常のグラス被膜を有する方向性電磁鋼板
では、張力付与型の絶縁被膜剤を塗布焼付けする場合、
付着量は３〜５ｇ／ｍ2 程度で処理される。これは、こ
れ以上の付着量で処理してもグラス被膜の厚い内部酸化
の影響と、被膜重量増の問題で鉄損改善に限界があり、
又、占積率の低下により磁性が劣化するからである。本
発明のグラス被膜を有さない製品では、張力付与型絶縁
被膜剤は２．５〜１．５ｇ／ｍ2 で処理される。
【００３７】絶縁被膜剤成分としては、特に限定しない
が、例えば、ＳｉＯ2 ，ＳｎＯ2 ，Ａｌ2 Ｏ3 等のコロ
イド状溶液１００重量部（固形分換算）、Ａｌ，Ｍｇ，
Ｃａ等の第一リン酸塩１３０〜２００重量部、クロム
酸、あるいはクロム酸塩をＣｒＯ3 として１２〜４０重
量部である。ヒートフラットニング時の雰囲気条件は特
に限定しないが、６００℃以上の温度域ではＰ H2 O ／
Ｐ H2 ≦０．１、Ｈ2 ≧５％が望ましい。これは本発明
のようにグラス被膜をもたない鋼板を高温でヒートフラ
ットニングする場合、炉内で酸化が起きやすいため、磁
性と表面の被膜の密着性を良好に保つために制限され
る。
が、例えば、ＳｉＯ2 ，ＳｎＯ2 ，Ａｌ2 Ｏ3 等のコロ
イド状溶液１００重量部（固形分換算）、Ａｌ，Ｍｇ，
Ｃａ等の第一リン酸塩１３０〜２００重量部、クロム
酸、あるいはクロム酸塩をＣｒＯ3 として１２〜４０重
量部である。ヒートフラットニング時の雰囲気条件は特
に限定しないが、６００℃以上の温度域ではＰ H2 O ／
Ｐ H2 ≦０．１、Ｈ2 ≧５％が望ましい。これは本発明
のようにグラス被膜をもたない鋼板を高温でヒートフラ
ットニングする場合、炉内で酸化が起きやすいため、磁
性と表面の被膜の密着性を良好に保つために制限され
る。
【００３８】本発明によりグラス被膜を殆ど有しない超
低鉄損材が得られるメカニズムは以下のように考えられ
る。本発明においては、新規な焼鈍分離剤と脱炭酸化膜
との反応により、先ず仕上焼鈍の昇温前段で適正量のグ
ラス被膜が形成する。これにより鋼板表面に適度なシー
ル効果が生じ（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの安定化と鋼板の追加酸
化が防止される。
低鉄損材が得られるメカニズムは以下のように考えられ
る。本発明においては、新規な焼鈍分離剤と脱炭酸化膜
との反応により、先ず仕上焼鈍の昇温前段で適正量のグ
ラス被膜が形成する。これにより鋼板表面に適度なシー
ル効果が生じ（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの安定化と鋼板の追加酸
化が防止される。
【００３９】次いで仕上焼鈍昇温時後段で添加剤成分に
よりグラス被膜層をケミカルエッチングして分解し、酸
化物中のＳｉＯ2 を表面のＭｇＯ側に反応させる。この
後更に仕上焼鈍の高温均熱段階でサーマルエッチング効
果がもたらされる。この段階においては冷延時の表面荒
れ、脱炭焼鈍時の酸化膜の不均一等によって生じた鋼板
地鉄表面の凹凸が平滑化されて鏡面的な表面となる。グ
ラス被膜が高温で消失することにより、表面の原子移動
が容易になり、表面張力を下げる結果、平滑化がもたら
されるからである。最終仕上焼鈍後のフォルステライト
の酸での除去は、この平滑度を向上させる効果がある。
よりグラス被膜層をケミカルエッチングして分解し、酸
化物中のＳｉＯ2 を表面のＭｇＯ側に反応させる。この
後更に仕上焼鈍の高温均熱段階でサーマルエッチング効
果がもたらされる。この段階においては冷延時の表面荒
れ、脱炭焼鈍時の酸化膜の不均一等によって生じた鋼板
地鉄表面の凹凸が平滑化されて鏡面的な表面となる。グ
ラス被膜が高温で消失することにより、表面の原子移動
が容易になり、表面張力を下げる結果、平滑化がもたら
されるからである。最終仕上焼鈍後のフォルステライト
の酸での除去は、この平滑度を向上させる効果がある。
【００４０】このグラス被膜分解過程でのインヒビター
（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの分解を、昇温時二次再結晶終了まで
安定化するのに好ましくは、雰囲気のＮ2 比率が重量で
Ｎ2３０％以上の雰囲気にすることにより極めて安定に
保たれ、良好な二次再結晶が得られる。熱延後最終仕上
焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施す
と規定したのは、本発明の如き低温スラブ加熱を前提と
するプロセスでは、二次再結晶に必要なインヒビター強
度が不足がちになるからである。
（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎの分解を、昇温時二次再結晶終了まで
安定化するのに好ましくは、雰囲気のＮ2 比率が重量で
Ｎ2３０％以上の雰囲気にすることにより極めて安定に
保たれ、良好な二次再結晶が得られる。熱延後最終仕上
焼鈍の二次再結晶開始までの間に鋼板に窒化処理を施す
と規定したのは、本発明の如き低温スラブ加熱を前提と
するプロセスでは、二次再結晶に必要なインヒビター強
度が不足がちになるからである。
【００４１】窒化の方法としては特に限定するものでは
なく、脱炭焼鈍後引き続き焼鈍雰囲気にＮＨ3 ガスを混
入させ窒化する方法、プラズマを用いる方法、焼鈍分離
剤に窒化物を添加し、最終仕上焼鈍の昇温中に窒化物が
分解してできた窒素を鋼板に吸収させる方法、最終仕上
焼鈍の雰囲気のＮ2 分圧を高めとし、鋼板を窒化する方
法等いずれの方法でもよい。窒化量については特に限定
するものではないが、１ppm 以上は必要である。
なく、脱炭焼鈍後引き続き焼鈍雰囲気にＮＨ3 ガスを混
入させ窒化する方法、プラズマを用いる方法、焼鈍分離
剤に窒化物を添加し、最終仕上焼鈍の昇温中に窒化物が
分解してできた窒素を鋼板に吸収させる方法、最終仕上
焼鈍の雰囲気のＮ2 分圧を高めとし、鋼板を窒化する方
法等いずれの方法でもよい。窒化量については特に限定
するものではないが、１ppm 以上は必要である。
【００４２】
実施例１ Ｃ：０．０５６％、Ｓｉ：３．２０％、Ｍｎ：０．１４
％、Ｓ：０．００６％、酸可溶性Ａｌ：０．０３１％、
Ｎ：０．００８０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の不
純物からなる４０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加
熱した後、熱延して、２．８mm厚の熱延板とした。しか
る後１０００℃×３分の熱延板焼鈍後圧下率約８３％で
冷延して、０．４８mm厚の冷延板とした。次いで、８３
５℃に３００秒保持する脱炭焼鈍を施した。しかる後７
５０℃に３０秒保持する熱処理中、雰囲気ガス中にＮＨ
3 ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。
％、Ｓ：０．００６％、酸可溶性Ａｌ：０．０３１％、
Ｎ：０．００８０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の不
純物からなる４０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加
熱した後、熱延して、２．８mm厚の熱延板とした。しか
る後１０００℃×３分の熱延板焼鈍後圧下率約８３％で
冷延して、０．４８mm厚の冷延板とした。次いで、８３
５℃に３００秒保持する脱炭焼鈍を施した。しかる後７
５０℃に３０秒保持する熱処理中、雰囲気ガス中にＮＨ
3 ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。
【００４３】この時鋼板のＮ量は、０．０２２８％であ
った。又、この鋼板の板厚全厚での一次再結晶粒の平均
粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測定したところ
２４μｍであった。次いでこの窒化処理後の鋼板にＭｇ
Ｏ１００重量部に対してＣａＣｌ2 １０重量部を添加し
た焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ2 ７５％、Ｈ2 ２５％の雰囲
気ガス中で１５℃／時で１２００℃まで昇温し、１２０
０℃でＨ2 １００％の雰囲気中で２０時間焼鈍する最終
仕上焼鈍を行った。
った。又、この鋼板の板厚全厚での一次再結晶粒の平均
粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測定したところ
２４μｍであった。次いでこの窒化処理後の鋼板にＭｇ
Ｏ１００重量部に対してＣａＣｌ2 １０重量部を添加し
た焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ2 ７５％、Ｈ2 ２５％の雰囲
気ガス中で１５℃／時で１２００℃まで昇温し、１２０
０℃でＨ2 １００％の雰囲気中で２０時間焼鈍する最終
仕上焼鈍を行った。
【００４４】次いで、この鋼板表面のフォルステライト
０．３ｇ／ｍ2 の内、０．０５ｇ／ｍ2 塩酸水溶液で
除去、０．１９ｇ／ｍ2 塩酸水溶液で除去、処理な
し、なる３種類の処理を行った。次いで、公知の方法で
絶縁被膜を鋼板に塗布、焼付けた。実験条件と製品の磁
気特性を表１に示す。
０．３ｇ／ｍ2 の内、０．０５ｇ／ｍ2 塩酸水溶液で
除去、０．１９ｇ／ｍ2 塩酸水溶液で除去、処理な
し、なる３種類の処理を行った。次いで、公知の方法で
絶縁被膜を鋼板に塗布、焼付けた。実験条件と製品の磁
気特性を表１に示す。
【００４５】
【表１】
【００４６】実施例２ Ｃ：０．０４１％、Ｓｉ：３．０９％、Ｍｎ：０．１４
％、Ｓ：０．００７％、酸可溶性Ａｌ：０．０３３％、
Ｎ：０．００６０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の不
純物からなる４０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加
熱した後、６パスで熱延して２．８mmの熱延板とした。
しかる後、この熱延板を酸洗し、圧下率約８６％で冷延
して、０．３８mm厚の冷延板とした。
％、Ｓ：０．００７％、酸可溶性Ａｌ：０．０３３％、
Ｎ：０．００６０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の不
純物からなる４０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加
熱した後、６パスで熱延して２．８mmの熱延板とした。
しかる後、この熱延板を酸洗し、圧下率約８６％で冷延
して、０．３８mm厚の冷延板とした。
【００４７】次いで８３５℃に３００秒保持し、８７０
℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５
０℃に３０秒保持する熱処理中、雰囲気ガス中にＮＨ3
ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。この時
鋼板のＮ量は０．０２３４％であった。又、この鋼板の
板厚全厚での一次再結晶粒の平均粒径を光学顕微鏡と画
像解析機を用いて測定したところ２６μｍであった。次
いでこの窒化処理後の鋼板に実施例１と同じ条件で焼鈍
分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を行った。
℃に２０秒保持する脱炭焼鈍を施した。しかる後、７５
０℃に３０秒保持する熱処理中、雰囲気ガス中にＮＨ3
ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収を生ぜしめた。この時
鋼板のＮ量は０．０２３４％であった。又、この鋼板の
板厚全厚での一次再結晶粒の平均粒径を光学顕微鏡と画
像解析機を用いて測定したところ２６μｍであった。次
いでこの窒化処理後の鋼板に実施例１と同じ条件で焼鈍
分離剤を塗布し、最終仕上焼鈍を行った。
【００４８】次いで、この鋼板表面のフォルステライト
０．４ｇ／ｍ2 の内、０．０８ｇ／ｍ2 を硫酸水溶液
で除去、０．２１ｇ／ｍ2 を硫酸水溶液で除去、処
理なし、なる３つの種類の処理を行った。次いで公知の
方法で、絶縁被膜を鋼板に塗布、焼付けた。実験条件と
製品の磁気特性を表２に示す。
０．４ｇ／ｍ2 の内、０．０８ｇ／ｍ2 を硫酸水溶液
で除去、０．２１ｇ／ｍ2 を硫酸水溶液で除去、処
理なし、なる３つの種類の処理を行った。次いで公知の
方法で、絶縁被膜を鋼板に塗布、焼付けた。実験条件と
製品の磁気特性を表２に示す。
【００４９】
【表２】
【００５０】実施例３ Ｃ：０．０５２％、Ｓｉ：３．２９％、Ｍｎ：０．１０
％、Ｓ：０．００６％、酸可溶性Ａｌ：０．０２９％、
Ｎ：０．００７８％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の不
純物からなる３０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加
熱した後１０５０℃で熱延を開始し、２．３mm厚の熱延
板とした。しかる後、１１００℃に３０秒保持した後９
００℃に３０秒保持した後急冷する熱延板焼鈍を施し、
圧下率約９０％で冷延して、０．２２０mm厚の冷延板と
した。次いで、８２５℃に９０秒保持する脱炭焼鈍を施
した。しかる後７７０℃に３０秒保持する熱処理中、雰
囲気ガス中にＮＨ3 ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収を
生ぜしめた。
％、Ｓ：０．００６％、酸可溶性Ａｌ：０．０２９％、
Ｎ：０．００７８％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の不
純物からなる３０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加
熱した後１０５０℃で熱延を開始し、２．３mm厚の熱延
板とした。しかる後、１１００℃に３０秒保持した後９
００℃に３０秒保持した後急冷する熱延板焼鈍を施し、
圧下率約９０％で冷延して、０．２２０mm厚の冷延板と
した。次いで、８２５℃に９０秒保持する脱炭焼鈍を施
した。しかる後７７０℃に３０秒保持する熱処理中、雰
囲気ガス中にＮＨ3 ガスを混入させ、鋼板に窒素吸収を
生ぜしめた。
【００５１】この時鋼板のＮ量は、０．０２４３％であ
った。又、この鋼板の板厚全厚での一次再結晶粒の平均
粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測定したとこ
ろ、２４μｍであった。次いで、この窒化処理後の鋼板
に表３の条件でＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し、公知の方法で最終仕上焼鈍を行った。
った。又、この鋼板の板厚全厚での一次再結晶粒の平均
粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測定したとこ
ろ、２４μｍであった。次いで、この窒化処理後の鋼板
に表３の条件でＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布
し、公知の方法で最終仕上焼鈍を行った。
【００５２】
【表３】
【００５３】次いで、この鋼板表面のフォルステライト
を硝酸水溶液で、各試料０．３ｇ／ｍ2 除去した。次い
で、公知の方法で、レーザーを用いた磁区制御を行い、
公知の方法で、絶縁被膜を鋼板に塗布、焼付けた。実験
条件と製品の磁気特性を表４に示す。
を硝酸水溶液で、各試料０．３ｇ／ｍ2 除去した。次い
で、公知の方法で、レーザーを用いた磁区制御を行い、
公知の方法で、絶縁被膜を鋼板に塗布、焼付けた。実験
条件と製品の磁気特性を表４に示す。
【００５４】
【表４】
【００５５】実施例４ Ｃ：０．０５６％、Ｓｉ：３．５０％、Ｍｎ：０．１０
％、Ｓ：０．００６％、酸可溶性Ａｌ：０．０３３％、
Ｎ：０．００８５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の不
純物からなる４０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加
熱した後、熱延して、１．８mm厚の熱延板とした。しか
る後、この熱延板を酸洗し、１．５mm厚まで冷延し、次
いで、１０５０℃×３分の焼鈍を施し、しかる後圧下率
約９０％で冷延して、０．１４５mm厚の冷延板とした。
％、Ｓ：０．００６％、酸可溶性Ａｌ：０．０３３％、
Ｎ：０．００８５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の不
純物からなる４０mm厚のスラブを１１５０℃の温度で加
熱した後、熱延して、１．８mm厚の熱延板とした。しか
る後、この熱延板を酸洗し、１．５mm厚まで冷延し、次
いで、１０５０℃×３分の焼鈍を施し、しかる後圧下率
約９０％で冷延して、０．１４５mm厚の冷延板とした。
【００５６】次いで、８２０℃に７０秒保持する脱炭焼
鈍を施し、しかる後、７５０℃に３０秒保持する熱処理
中、雰囲気ガス中にＮＨ3 ガスを混入させ、鋼板に窒素
吸収を生ぜしめた。この時鋼板のＮ量は、０．０２４０
％であった。又、この鋼板の板厚全厚での一次再結晶粒
の平均粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測定した
ところ２３μｍであった。次いでこの窒化処理後の鋼板
にＭｇＯ１００重量部に対してＣａＣｌ2 ５重量部を添
加した焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ2 ７５％、Ｈ2２５％の
雰囲気ガス中で１０℃／時で１２００℃まで昇温し、１
２００℃でＨ2１００％の雰囲気中で２０時間焼鈍する
最終仕上焼鈍を行った。
鈍を施し、しかる後、７５０℃に３０秒保持する熱処理
中、雰囲気ガス中にＮＨ3 ガスを混入させ、鋼板に窒素
吸収を生ぜしめた。この時鋼板のＮ量は、０．０２４０
％であった。又、この鋼板の板厚全厚での一次再結晶粒
の平均粒径を光学顕微鏡と画像解析機を用いて測定した
ところ２３μｍであった。次いでこの窒化処理後の鋼板
にＭｇＯ１００重量部に対してＣａＣｌ2 ５重量部を添
加した焼鈍分離剤を塗布し、Ｎ2 ７５％、Ｈ2２５％の
雰囲気ガス中で１０℃／時で１２００℃まで昇温し、１
２００℃でＨ2１００％の雰囲気中で２０時間焼鈍する
最終仕上焼鈍を行った。
【００５７】次いで、この鋼板表面のフォルステライト
０．４ｇ／ｍ2 の内、０．０８ｇ／ｍ2 塩酸水溶液で
除去、０．２５ｇ／ｍ2 塩酸水溶液で除去、０．４
ｇ／ｍ2 塩酸水溶液で除去、処理なし、なる４種類の
処理を行った。次いで、公知の方法で、歯型ロールによ
る溝形成＋歪取り焼鈍による磁区制御を施し、絶縁被膜
を鋼板に塗布、焼付けた。実験条件と製品の磁気特性を
表５に示す。
０．４ｇ／ｍ2 の内、０．０８ｇ／ｍ2 塩酸水溶液で
除去、０．２５ｇ／ｍ2 塩酸水溶液で除去、０．４
ｇ／ｍ2 塩酸水溶液で除去、処理なし、なる４種類の
処理を行った。次いで、公知の方法で、歯型ロールによ
る溝形成＋歪取り焼鈍による磁区制御を施し、絶縁被膜
を鋼板に塗布、焼付けた。実験条件と製品の磁気特性を
表５に示す。
【００５８】
【表５】
【００５９】
【発明の効果】本発明において、脱炭焼鈍完了後、最終
仕上焼鈍開始までの間での一次再結晶粒の平均粒径を制
御し、鋼板に窒化処理を施し、焼鈍分離剤に塩化物、硝
酸塩、硫化物、硫酸塩を添加し、最終仕上焼鈍後、絶縁
被膜を塗布するまでに、鋼板表面のグラス被膜のフォル
ステライトを酸を用いて所定量除去することにより、良
好な磁気特性を有するグラス被膜の少ない一方向性電磁
鋼板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。
仕上焼鈍開始までの間での一次再結晶粒の平均粒径を制
御し、鋼板に窒化処理を施し、焼鈍分離剤に塩化物、硝
酸塩、硫化物、硫酸塩を添加し、最終仕上焼鈍後、絶縁
被膜を塗布するまでに、鋼板表面のグラス被膜のフォル
ステライトを酸を用いて所定量除去することにより、良
好な磁気特性を有するグラス被膜の少ない一方向性電磁
鋼板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。
【図１】最終仕上焼鈍後のグラス被膜のフォルステライ
トの除去量と鉄損特性の関係を表したグラフである。
トの除去量と鉄損特性の関係を表したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 石橋 希瑞 北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製 鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (1)
- 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０２１〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．５〜４．５％、 酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ ：０．００１０〜０．０１３０％、 Ｓ＋０．４０５Ｓｅ：０．０１４％以下、 Ｍｎ：０．０５〜０．８％、 残部がＦｅと不可避の不純物からなるスラブを１２８０
℃未満の温度で加熱した後、熱延し、引き続き圧下率８
０％以上の最終冷延を含み、必要に応じて中間焼鈍を挟
む１回以上の冷延を行い、次いで脱炭焼鈍し、焼鈍分離
剤を塗布し、仕上焼鈍をし、絶縁被膜剤を塗布する一方
向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭焼鈍完了後、最
終仕上焼鈍開始までの間の一次再結晶粒の平均粒径を１
８〜３５μｍとし、熱延後最終仕上焼鈍の二次再結晶開
始までの間に鋼板に窒化処理を施し、焼鈍分離剤として
ＭｇＯ１００重量部に対し、Ｌｉ，Ｋ，Ｎａ，Ｂａ，Ｃ
ａ，Ｍｇ，Ｚｎ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｓｒ，Ｓｎ，Ａｌの塩化
物、硝酸塩、硫化物、硫酸塩の中から選ばれる１種又は
２種以上を２〜３０重量部添加した焼鈍分離剤を塗布
し、最終仕上焼鈍後、絶縁被膜を塗布するまでに、鋼板
表面のグラス被膜のフォルステライト（Ｍｇ2 Ｓｉ
Ｏ4 ）を０．０２ｇ／ｍ2 以上酸を用いて除去すること
を特徴とする磁気特性の優れたグラス被膜の少ない一方
向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6103603A JP3011609B2 (ja) | 1994-05-18 | 1994-05-18 | 磁気特性の優れたグラス被膜の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6103603A JP3011609B2 (ja) | 1994-05-18 | 1994-05-18 | 磁気特性の優れたグラス被膜の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07312308A true JPH07312308A (ja) | 1995-11-28 |
| JP3011609B2 JP3011609B2 (ja) | 2000-02-21 |
Family
ID=14358355
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6103603A Expired - Fee Related JP3011609B2 (ja) | 1994-05-18 | 1994-05-18 | 磁気特性の優れたグラス被膜の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3011609B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014017590A1 (ja) * | 2012-07-26 | 2014-01-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| KR101491099B1 (ko) * | 2012-07-06 | 2015-02-06 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판의 표면처리제 및 이를 이용한 방향성 전기강판의 표면처리 방법 |
| US9738949B2 (en) | 2012-07-26 | 2017-08-22 | Jfe Steel Corporation | Method for producing grain-oriented electrical steel sheet |
| US9748029B2 (en) | 2012-07-26 | 2017-08-29 | Ginza Maronie P.C. | Method of producing grain-oriented electrical steel sheet |
-
1994
- 1994-05-18 JP JP6103603A patent/JP3011609B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101491099B1 (ko) * | 2012-07-06 | 2015-02-06 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판의 표면처리제 및 이를 이용한 방향성 전기강판의 표면처리 방법 |
| WO2014017590A1 (ja) * | 2012-07-26 | 2014-01-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| CN104160044A (zh) * | 2012-07-26 | 2014-11-19 | 杰富意钢铁株式会社 | 取向性电磁钢板的制造方法 |
| JP5716870B2 (ja) * | 2012-07-26 | 2015-05-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US9738949B2 (en) | 2012-07-26 | 2017-08-22 | Jfe Steel Corporation | Method for producing grain-oriented electrical steel sheet |
| US9748029B2 (en) | 2012-07-26 | 2017-08-29 | Ginza Maronie P.C. | Method of producing grain-oriented electrical steel sheet |
| US9748028B2 (en) | 2012-07-26 | 2017-08-29 | Jfe Steel Corporation | Method for producing grain-oriented electrical steel sheet |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3011609B2 (ja) | 2000-02-21 |
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