JPH1046251A - 一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH1046251A JPH1046251A JP8197965A JP19796596A JPH1046251A JP H1046251 A JPH1046251 A JP H1046251A JP 8197965 A JP8197965 A JP 8197965A JP 19796596 A JP19796596 A JP 19796596A JP H1046251 A JPH1046251 A JP H1046251A
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- steel sheet
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 移動更新する冷却体表面によって連続的に急
冷凝せしめて得られる鋳造鋼帯を用いストリップ窒化し
て製造する一方向性電磁鋼板の最終冷延率及び冷延機の
ワークロール径と圧延温度の関係を規定する。 【解決手段】 Ｓｉ：２．５〜４．０％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２０〜０．０４０％、を含む溶鋼を移動更新
する冷却体表面によって連続的に急冷凝せしめて得られ
た鋳造鋼帯を焼鈍し中間焼鈍を挟む１回以上の冷延を行
い脱炭焼鈍後ストリップを走行せしめる状態下で窒化処
理を行いついでＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布し
最終仕上焼鈍を施すＧＯの製造で、最終冷延率を８５％
以上、８００〜１１００℃で４５％以下の圧下を施す場
合は８０％以上とする。
冷凝せしめて得られる鋳造鋼帯を用いストリップ窒化し
て製造する一方向性電磁鋼板の最終冷延率及び冷延機の
ワークロール径と圧延温度の関係を規定する。 【解決手段】 Ｓｉ：２．５〜４．０％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０２０〜０．０４０％、を含む溶鋼を移動更新
する冷却体表面によって連続的に急冷凝せしめて得られ
た鋳造鋼帯を焼鈍し中間焼鈍を挟む１回以上の冷延を行
い脱炭焼鈍後ストリップを走行せしめる状態下で窒化処
理を行いついでＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を塗布し
最終仕上焼鈍を施すＧＯの製造で、最終冷延率を８５％
以上、８００〜１１００℃で４５％以下の圧下を施す場
合は８０％以上とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、トランス等の鉄心
として使用される一方向性電磁鋼板の製造方法に関す
る。
として使用される一方向性電磁鋼板の製造方法に関す
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、機器の
小型化、エネルギー損失の減少のために要求される。励
磁特性を表す特性値として、磁場の強さ８００Ａ／ｍに
おける磁束密度Ｂ8 がＪＩＳで規格化されて通常使用さ
れる。又、エネルギー損失を示す特性値としては、周波
数５０Hzで１．７テスラー（Ｔ）まで磁化したときの鋼
板１kg当たりのエネルギー損失（鉄損）Ｗ17/50もＪＩ
Ｓで規格化されている。
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、機器の
小型化、エネルギー損失の減少のために要求される。励
磁特性を表す特性値として、磁場の強さ８００Ａ／ｍに
おける磁束密度Ｂ8 がＪＩＳで規格化されて通常使用さ
れる。又、エネルギー損失を示す特性値としては、周波
数５０Hzで１．７テスラー（Ｔ）まで磁化したときの鋼
板１kg当たりのエネルギー損失（鉄損）Ｗ17/50もＪＩ
Ｓで規格化されている。
【０００３】磁束密度は鉄損の最大支配因子であり、一
般的に磁束密度が高い（大きい）ほど鉄損特性が良好に
なる。又、一般的に磁束密度が高くなると二次再結晶粒
が大きくなり、鉄損が悪化する場合がある。この場合
は、既に広く知られているように、磁区を制御すること
により、二次再結晶の粒径に拘らず鉄損を改善すること
ができる。
般的に磁束密度が高い（大きい）ほど鉄損特性が良好に
なる。又、一般的に磁束密度が高くなると二次再結晶粒
が大きくなり、鉄損が悪化する場合がある。この場合
は、既に広く知られているように、磁区を制御すること
により、二次再結晶の粒径に拘らず鉄損を改善すること
ができる。
【０００４】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、鋼板表面に｛１１０｝、圧
延方向に＜００１＞軸をもったいわゆるゴス組織を有し
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
術は古くから開発され、わが国ではいわゆるインヒビタ
ーとしてＭｎＳ，ＡｌＮを用いる方法（特開昭４０−１
５６４４号公報）、ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等を用いる
方法（特開昭５１−１３４６９号公報）等がある。これ
らの場合は、熱延板段階でのインヒビターの完全固液が
求められ、実際の熱間圧延時は鋼塊（スラブ）の加熱温
度を１３５０℃以上にすることが必要である。
程で二次再結晶を起こさせ、鋼板表面に｛１１０｝、圧
延方向に＜００１＞軸をもったいわゆるゴス組織を有し
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
術は古くから開発され、わが国ではいわゆるインヒビタ
ーとしてＭｎＳ，ＡｌＮを用いる方法（特開昭４０−１
５６４４号公報）、ＭｎＳ，ＭｎＳｅ，Ｓｂ等を用いる
方法（特開昭５１−１３４６９号公報）等がある。これ
らの場合は、熱延板段階でのインヒビターの完全固液が
求められ、実際の熱間圧延時は鋼塊（スラブ）の加熱温
度を１３５０℃以上にすることが必要である。
【０００５】この高温度の加熱には数々の不利、不便な
点がある。このため、この熱延時の鋼塊（スラブ）の加
熱温度を下げる試みが行われている。その一つを開示し
たものとして特開昭５９−５６５２２号公報がある。こ
の技術の発展として多くの発明がなされ、インヒビター
形成のために脱炭焼鈍から最終仕上焼鈍の昇温過程で窒
化を行う方法（特開昭６２−４５２８５号公報、特開昭
６０−１７９８５５号公報）、更にはストリップを走行
せしめる状態下での水素、窒素、アンモニアの混合ガス
を用いた窒化処理を行う方法（特開平２−７７５２５号
公報、特開平１−８２４００号公報、特開平３−１８０
４６０号公報、特開平１−３１７５９２号公報）が提案
された。
点がある。このため、この熱延時の鋼塊（スラブ）の加
熱温度を下げる試みが行われている。その一つを開示し
たものとして特開昭５９−５６５２２号公報がある。こ
の技術の発展として多くの発明がなされ、インヒビター
形成のために脱炭焼鈍から最終仕上焼鈍の昇温過程で窒
化を行う方法（特開昭６２−４５２８５号公報、特開昭
６０−１７９８５５号公報）、更にはストリップを走行
せしめる状態下での水素、窒素、アンモニアの混合ガス
を用いた窒化処理を行う方法（特開平２−７７５２５号
公報、特開平１−８２４００号公報、特開平３−１８０
４６０号公報、特開平１−３１７５９２号公報）が提案
された。
【０００６】又、脱炭焼鈍時の一次再結晶完了後から最
終仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までの途中段階での一
次再結晶粒径を制御する方法（特開平３−２９４４２５
号公報、特開平２−９６２７５号公報、特開平２−５９
０２０号公報、特開平１−８２３９３号公報）も提案さ
れた。ところで、トランスは電圧変換機器として今日不
可欠であり、トランスでのエネルギー損失が大きいこと
は重大な社会、経済問題である。トランスメーカーは、
トランスの最適設計により、また電磁鋼板メーカーは、
電磁鋼板の品質向上により、省エネルギーに鋭意努力し
ている。電磁鋼板の品質向上と一言で言っても数々の方
法が今までに考案され実施されている。特に省エネルギ
ーに関しては、電磁鋼板の鉄損（電磁鋼板を励磁した場
合、熱となって消費されるエネルギー損失）を低減する
ことである。
終仕上焼鈍時の二次再結晶完了前までの途中段階での一
次再結晶粒径を制御する方法（特開平３−２９４４２５
号公報、特開平２−９６２７５号公報、特開平２−５９
０２０号公報、特開平１−８２３９３号公報）も提案さ
れた。ところで、トランスは電圧変換機器として今日不
可欠であり、トランスでのエネルギー損失が大きいこと
は重大な社会、経済問題である。トランスメーカーは、
トランスの最適設計により、また電磁鋼板メーカーは、
電磁鋼板の品質向上により、省エネルギーに鋭意努力し
ている。電磁鋼板の品質向上と一言で言っても数々の方
法が今までに考案され実施されている。特に省エネルギ
ーに関しては、電磁鋼板の鉄損（電磁鋼板を励磁した場
合、熱となって消費されるエネルギー損失）を低減する
ことである。
【０００７】以上に述べたことは、通常の方法にて鋼帯
を製造することである。
を製造することである。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の様に
通常の方法によって鋼帯を得る方法ではない。本発明で
は、熱間圧延を行なわない。このため膨大な額の設備投
資が不要となる。又、熱間圧延を行なう製造方法では必
然的に付随する鋼帯の不均一性（加熱炉内のスキッドに
帰因する偏熱による温度のバラツキ。引いては、一次再
結晶粒成長性のバラツキ）が生じる。
通常の方法によって鋼帯を得る方法ではない。本発明で
は、熱間圧延を行なわない。このため膨大な額の設備投
資が不要となる。又、熱間圧延を行なう製造方法では必
然的に付随する鋼帯の不均一性（加熱炉内のスキッドに
帰因する偏熱による温度のバラツキ。引いては、一次再
結晶粒成長性のバラツキ）が生じる。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、特開平２−７
７５２５，１−８２４００，３−１８０４６０、等の公
報で提案されている一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、更に低コスト化（熱間圧延の省略）を意図するもの
である。本発明は、優れた磁気特性を有する一方向性電
磁鋼板が低コスト（省エネルギー）で製造可能となる溶
鋼から直接、鋼帯を得る方法である。
７５２５，１−８２４００，３−１８０４６０、等の公
報で提案されている一方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、更に低コスト化（熱間圧延の省略）を意図するもの
である。本発明は、優れた磁気特性を有する一方向性電
磁鋼板が低コスト（省エネルギー）で製造可能となる溶
鋼から直接、鋼帯を得る方法である。
【００１０】本発明は、上記要望に応えるものであり、
その要旨は、重量比で、Ｃ：０．０２５〜０．０７５
％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、酸可溶性Ａ１：０．０２
０〜０．０４０％、Ｎ：０．００５〜０．０１０％、
Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００５〜０．０１５
％、Ｍｎ：０．０５〜０．８％、残部がＦｅ及び不可避
的不純物からなる溶鋼を移動更新する冷却体表面によっ
て連続的に急冷凝固せしめて鋳造鋼帯とし、このまま鋼
帯焼鈍を行ない、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行な
いかつ、最終冷間圧下率を８５％以上とし、脱炭焼鈍後
ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモ
ニアの混合ガス中で窒化処理を行ない、次いで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施す
一方向性電磁鋼板の製造方法であり、また、急冷凝固せ
しめた後の鋳造鋼帯に８００〜１１００℃の間で４５％
以下の圧下を施し、最終冷延圧下率を８０％以上とする
一方向性電磁鋼板の製造方法であり、更に、上記鋼組成
に、必要に応じて、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｃｒ，Ｐの少なくとも
１種を０．０２〜０．３０％含有させるか、或いは、Ｃ
ｕを０．０３〜０．３０％および／またはＮｉを０．０
３〜０．３％含有させる磁気特性の優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法である。
その要旨は、重量比で、Ｃ：０．０２５〜０．０７５
％、Ｓｉ：２．５〜４．０％、酸可溶性Ａ１：０．０２
０〜０．０４０％、Ｎ：０．００５〜０．０１０％、
Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００５〜０．０１５
％、Ｍｎ：０．０５〜０．８％、残部がＦｅ及び不可避
的不純物からなる溶鋼を移動更新する冷却体表面によっ
て連続的に急冷凝固せしめて鋳造鋼帯とし、このまま鋼
帯焼鈍を行ない、中間焼鈍を挟む一回以上の冷延を行な
いかつ、最終冷間圧下率を８５％以上とし、脱炭焼鈍後
ストリップを走行せしめる状態下で水素、窒素、アンモ
ニアの混合ガス中で窒化処理を行ない、次いで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施す
一方向性電磁鋼板の製造方法であり、また、急冷凝固せ
しめた後の鋳造鋼帯に８００〜１１００℃の間で４５％
以下の圧下を施し、最終冷延圧下率を８０％以上とする
一方向性電磁鋼板の製造方法であり、更に、上記鋼組成
に、必要に応じて、Ｓｎ，Ｓｂ，Ｃｒ，Ｐの少なくとも
１種を０．０２〜０．３０％含有させるか、或いは、Ｃ
ｕを０．０３〜０．３０％および／またはＮｉを０．０
３〜０．３％含有させる磁気特性の優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法である。
【００１１】本発明の如く、溶鋼を急速に凝固せしめる
といわゆる柱状晶なる組織となるため、鋼帯の集合組織
は｛１００｝＜ｕｖｗ＞のランダムキューブを多く有す
る。本発明の成分範囲では冷却途中において結晶組織は
α単相でなく、幾分かのγ相を有すが、柱状晶の発達に
より粒径が大きいキューブ系集合組織を有する。このキ
ューブ系は、鋼帯焼鈍によってもほとんど変化しない。
このため脱炭焼鈍後の集合組織（一次集合組織）におい
てＧｏｓｓ（｛１１０｝＜００１＞）を確保するために
は、最終冷間圧下率を８５％以上と高くする必要があ
る。この増加した一次再結晶時（脱炭焼鈍後）のＧｏｓ
ｓ（核）が二次再結晶成長するため、最終製品でのＧｏ
ｓｓ粒のサイズが小さくなり鉄損が向上する。また、本
発明を用いると一次再結晶のＧｏｓｓの集積度も向上
し、製品板でのＧｏｓｓ方位集積度も向上するので鉄損
が著しく改善される。
といわゆる柱状晶なる組織となるため、鋼帯の集合組織
は｛１００｝＜ｕｖｗ＞のランダムキューブを多く有す
る。本発明の成分範囲では冷却途中において結晶組織は
α単相でなく、幾分かのγ相を有すが、柱状晶の発達に
より粒径が大きいキューブ系集合組織を有する。このキ
ューブ系は、鋼帯焼鈍によってもほとんど変化しない。
このため脱炭焼鈍後の集合組織（一次集合組織）におい
てＧｏｓｓ（｛１１０｝＜００１＞）を確保するために
は、最終冷間圧下率を８５％以上と高くする必要があ
る。この増加した一次再結晶時（脱炭焼鈍後）のＧｏｓ
ｓ（核）が二次再結晶成長するため、最終製品でのＧｏ
ｓｓ粒のサイズが小さくなり鉄損が向上する。また、本
発明を用いると一次再結晶のＧｏｓｓの集積度も向上
し、製品板でのＧｏｓｓ方位集積度も向上するので鉄損
が著しく改善される。
【００１２】また、急冷凝固せしめた後に８００〜１２
００℃の間で４５％以下の圧下を施こすと、急冷凝固で
形成された鋼帯表面の柱状晶は、破壊される。このため
脱炭焼鈍後の集合組織は、最終冷間圧延率が８０％以上
で改善され、良好な磁気特性を得ることが可能となる。
更に磁気特性を良好にするために最終冷延において、そ
の時の冷間圧延機のワークロール径Ｄ（mm）と複数パス
の内の少なくとも１回のパスにおいて１分間以上鋼板を
保持する温度（℃）との関係を ３／４０ Ｄ＋１１５．５≦Ｔ≦３／４０ Ｄ＋２９
５．５ （４０≦Ｄ≦５００mm）とすることにより更に良好な磁
気特性を得る一方向性電磁鋼板の製造方法である。本発
明を用いると、まさにこの理想的な方向性電磁鋼板を得
ることができる。この理由は、冷間圧延時の温度と、冷
間圧延機のロール径を本発明の範囲とすると、脱炭焼鈍
後の集合組織（一次集合組織）においてＧｏｓｓ（｛１
１０｝＜００１＞）を多くすることが可能になる。この
増加した一次再結晶時のＧｏｓｓ粒（核）が二次再結晶
成長するため、最終製品でのＧｏｓｓ粒のサイズが小さ
くなり鉄損が向上する。また、本発明を用いると一次再
結晶のＧｏｓｓの集積度も向上し、製品板でのＧｏｓｓ
方位集積度も向上するので鉄損が著しく改善される。
００℃の間で４５％以下の圧下を施こすと、急冷凝固で
形成された鋼帯表面の柱状晶は、破壊される。このため
脱炭焼鈍後の集合組織は、最終冷間圧延率が８０％以上
で改善され、良好な磁気特性を得ることが可能となる。
更に磁気特性を良好にするために最終冷延において、そ
の時の冷間圧延機のワークロール径Ｄ（mm）と複数パス
の内の少なくとも１回のパスにおいて１分間以上鋼板を
保持する温度（℃）との関係を ３／４０ Ｄ＋１１５．５≦Ｔ≦３／４０ Ｄ＋２９
５．５ （４０≦Ｄ≦５００mm）とすることにより更に良好な磁
気特性を得る一方向性電磁鋼板の製造方法である。本発
明を用いると、まさにこの理想的な方向性電磁鋼板を得
ることができる。この理由は、冷間圧延時の温度と、冷
間圧延機のロール径を本発明の範囲とすると、脱炭焼鈍
後の集合組織（一次集合組織）においてＧｏｓｓ（｛１
１０｝＜００１＞）を多くすることが可能になる。この
増加した一次再結晶時のＧｏｓｓ粒（核）が二次再結晶
成長するため、最終製品でのＧｏｓｓ粒のサイズが小さ
くなり鉄損が向上する。また、本発明を用いると一次再
結晶のＧｏｓｓの集積度も向上し、製品板でのＧｏｓｓ
方位集積度も向上するので鉄損が著しく改善される。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。
まず本発明において、最終冷間圧延率と磁束密度Ｂ８の
関係を製品厚０．２３mmを例に示し、また同様に最終冷
間圧延率と、鉄損Ｗ17/50 の関係を０．２３mm材を例と
して示す。この図は、Ｃ：０．０５０〜０．０６０％，
Ｓｉ：３．１５〜３．３０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２
６〜０．０２９％，Ｎ：０．００７５〜０．００８５
％，Ｓ：０．００７０〜０．００８０％，Ｍｎ：０．０
８〜０．１１％，Ｃｒ：０．０８〜０．１２％，Ｓｎ：
０．０４〜０．０７％の溶鋼を移動更新する冷却体表面
によって、連続的に板厚中心層で５℃／sec 以上の凝固
速度で急冷凝固せしめて鋼帯厚を７．３，４．７，３．
５，２．９，２．３，２．０，１．７，１．５，１．
４，１．３，１．２，１．１の厚みとして、５５０〜５
８０℃で巻き取った。
まず本発明において、最終冷間圧延率と磁束密度Ｂ８の
関係を製品厚０．２３mmを例に示し、また同様に最終冷
間圧延率と、鉄損Ｗ17/50 の関係を０．２３mm材を例と
して示す。この図は、Ｃ：０．０５０〜０．０６０％，
Ｓｉ：３．１５〜３．３０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２
６〜０．０２９％，Ｎ：０．００７５〜０．００８５
％，Ｓ：０．００７０〜０．００８０％，Ｍｎ：０．０
８〜０．１１％，Ｃｒ：０．０８〜０．１２％，Ｓｎ：
０．０４〜０．０７％の溶鋼を移動更新する冷却体表面
によって、連続的に板厚中心層で５℃／sec 以上の凝固
速度で急冷凝固せしめて鋼帯厚を７．３，４．７，３．
５，２．９，２．３，２．０，１．７，１．５，１．
４，１．３，１．２，１．１の厚みとして、５５０〜５
８０℃で巻き取った。
【００１４】その後１１２０℃で２分間の鋼帯焼鈍後に
０．２２０mmに圧延しその後脱炭焼鈍、ストリップ窒化
し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布して、２次
再結晶焼鈍後した。次に平滑化焼鈍し、燐酸塩を主成分
とする張力絶縁被膜を塗布した後に磁気特性を測定した
結果である。この様に本発明範囲では良好な磁束密度が
得られている。○印は、請求項１、●印は請求項２で圧
下率を１５〜２０％とした場合の磁束密度の結果であ
る。
０．２２０mmに圧延しその後脱炭焼鈍、ストリップ窒化
し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離材を塗布して、２次
再結晶焼鈍後した。次に平滑化焼鈍し、燐酸塩を主成分
とする張力絶縁被膜を塗布した後に磁気特性を測定した
結果である。この様に本発明範囲では良好な磁束密度が
得られている。○印は、請求項１、●印は請求項２で圧
下率を１５〜２０％とした場合の磁束密度の結果であ
る。
【００１５】次に、Ｃ＝０．０５３％，Ｓｉ＝３．２４
％、酸可溶性Ａｌ＝０．０２８％，Ｎ＝０．００８２
％，Ｓ＝０．０１０％，Ｍｎ＝０．０９％，Ｃｒ＝０．
１０％，Ｓｎ＝０．０６％の溶鋼を移動更新する冷却体
表面によって連続的に急冷凝固せしめて、８５０〜９５
０℃の間で０〜５０％の圧下を施こし２．３mm厚の鋳造
鋼帯とし、５５０〜６００℃で巻き取り次いで、鋼帯焼
鈍を行ない、１１２０℃×２分の酸洗後１８０〜２２０
℃で最低２パスの温間圧延を行なって０．２２mmに冷間
圧延した。その後８２０℃〜８４０℃で、Ｎ2 ：２５
％，Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガス中で、露点６２℃で９０
秒の脱炭一次再結晶焼鈍を行なった。
％、酸可溶性Ａｌ＝０．０２８％，Ｎ＝０．００８２
％，Ｓ＝０．０１０％，Ｍｎ＝０．０９％，Ｃｒ＝０．
１０％，Ｓｎ＝０．０６％の溶鋼を移動更新する冷却体
表面によって連続的に急冷凝固せしめて、８５０〜９５
０℃の間で０〜５０％の圧下を施こし２．３mm厚の鋳造
鋼帯とし、５５０〜６００℃で巻き取り次いで、鋼帯焼
鈍を行ない、１１２０℃×２分の酸洗後１８０〜２２０
℃で最低２パスの温間圧延を行なって０．２２mmに冷間
圧延した。その後８２０℃〜８４０℃で、Ｎ2 ：２５
％，Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガス中で、露点６２℃で９０
秒の脱炭一次再結晶焼鈍を行なった。
【００１６】その後、全窒素含有量を１９５〜２１０pp
m とするストリップ窒化処理を行ないＭｇＯを主成分と
する焼鈍分離材を塗布し、仕上焼鈍を行なった。この仕
上焼鈍は１０〜２０℃／時間で昇温し、雰囲気は、
Ｎ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％であった。その後１２００
℃で２０時間、Ｈ2 ：１００％の純化焼鈍を行なった。
その後、通常用いられる張力コーティングの塗布と平滑
化処理を行なった。
m とするストリップ窒化処理を行ないＭｇＯを主成分と
する焼鈍分離材を塗布し、仕上焼鈍を行なった。この仕
上焼鈍は１０〜２０℃／時間で昇温し、雰囲気は、
Ｎ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％であった。その後１２００
℃で２０時間、Ｈ2 ：１００％の純化焼鈍を行なった。
その後、通常用いられる張力コーティングの塗布と平滑
化処理を行なった。
【００１７】この結果を図２に示す。この様に、急冷凝
固後に熱間中で圧下すると磁束密度が向上している。冷
間圧延機のワークロール径、鋼板の温度と磁束密度Ｂ8
の関係を０．２３mm材を例に示し（図３）、また、同様
に、冷間圧延機のワークロール径、鋼板の温度と鉄損Ｗ
17/50 の関係を０．２３mm材の例を示す（図４）。この
図３、図４は、Ｃ：０．０５０〜０．０６０％，Ｓｉ：
３．１５〜３．３０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６〜
０．０２９％，Ｎ：０．００７５〜０．００８５％，
Ｓ：０．００７０〜０．００８０％，Ｍｎ：０．０８〜
０．１１％，Ｃｒ：０．０８〜０．１２％，Ｓｎ：０．
０４〜０．０７％の範囲の溶鋼を移動更新する冷却体表
面によって連続的に急冷凝固せしめて８５０〜９００℃
の間で約１５％の圧下を施こし、２．３mm厚の鋳造鋼帯
とし、５５０〜６５０℃で巻き取った。その後、１１２
０℃で２分間の鋼帯焼鈍後に０．２２０mmに所定の径の
ワークロールで圧延し１回鋼板をその間で各温度に保持
し、その後脱炭焼鈍、ストリップ窒化し、ＭｇＯを主成
分とする焼鈍分離材を塗布して、２次再結晶焼鈍後し
た。次に平滑化焼鈍し、燐酸塩を主成分とする張力絶縁
被膜を塗布した後に磁気特性を測定した結果である。こ
の様に本発明範囲では良好な磁束密度が得られている。
固後に熱間中で圧下すると磁束密度が向上している。冷
間圧延機のワークロール径、鋼板の温度と磁束密度Ｂ8
の関係を０．２３mm材を例に示し（図３）、また、同様
に、冷間圧延機のワークロール径、鋼板の温度と鉄損Ｗ
17/50 の関係を０．２３mm材の例を示す（図４）。この
図３、図４は、Ｃ：０．０５０〜０．０６０％，Ｓｉ：
３．１５〜３．３０％、酸可溶性Ａｌ：０．０２６〜
０．０２９％，Ｎ：０．００７５〜０．００８５％，
Ｓ：０．００７０〜０．００８０％，Ｍｎ：０．０８〜
０．１１％，Ｃｒ：０．０８〜０．１２％，Ｓｎ：０．
０４〜０．０７％の範囲の溶鋼を移動更新する冷却体表
面によって連続的に急冷凝固せしめて８５０〜９００℃
の間で約１５％の圧下を施こし、２．３mm厚の鋳造鋼帯
とし、５５０〜６５０℃で巻き取った。その後、１１２
０℃で２分間の鋼帯焼鈍後に０．２２０mmに所定の径の
ワークロールで圧延し１回鋼板をその間で各温度に保持
し、その後脱炭焼鈍、ストリップ窒化し、ＭｇＯを主成
分とする焼鈍分離材を塗布して、２次再結晶焼鈍後し
た。次に平滑化焼鈍し、燐酸塩を主成分とする張力絶縁
被膜を塗布した後に磁気特性を測定した結果である。こ
の様に本発明範囲では良好な磁束密度が得られている。
【００１８】次にロール径の限定理由を述べる。最大値
５００mmを越えると、方向性電磁鋼板の様な薄い材料の
圧延は、ロールの“キス現象”により不可能となる。ま
た最小の４０mmは、これ以上小さくても本発明の効果は
確保されるが、実際の多量工業生産では実用化されてい
ない。ロール径が小さい方が、鋼板温度の保持すべき温
度が低下するのは、鋼板の変形形態が圧縮から引き抜き
となり脱炭焼鈍後の一次再結晶集合組織においてＧｏｓ
ｓ方位粒が増加するためである。
５００mmを越えると、方向性電磁鋼板の様な薄い材料の
圧延は、ロールの“キス現象”により不可能となる。ま
た最小の４０mmは、これ以上小さくても本発明の効果は
確保されるが、実際の多量工業生産では実用化されてい
ない。ロール径が小さい方が、鋼板温度の保持すべき温
度が低下するのは、鋼板の変形形態が圧縮から引き抜き
となり脱炭焼鈍後の一次再結晶集合組織においてＧｏｓ
ｓ方位粒が増加するためである。
【００１９】鋼板保持温度は、これ以上の温度に保持す
ると冷間圧延中に回復が生じ、一次再結晶集合組織良好
とならず、磁気特性が劣る。一方、下限の温度未満でも
二次再結晶は良好であるが磁気特性が優れない。ワーク
ロール径（Ｄ：mm）と鋼板保持温度（Ｔ：℃）は次の式
を満たさねばならない。４０≦Ｄ≦５００mmとして、 ３／４０Ｄ＋１１５．５≦Ｔ≦３／４０Ｄ＋２９５．５ である。
ると冷間圧延中に回復が生じ、一次再結晶集合組織良好
とならず、磁気特性が劣る。一方、下限の温度未満でも
二次再結晶は良好であるが磁気特性が優れない。ワーク
ロール径（Ｄ：mm）と鋼板保持温度（Ｔ：℃）は次の式
を満たさねばならない。４０≦Ｄ≦５００mmとして、 ３／４０Ｄ＋１１５．５≦Ｔ≦３／４０Ｄ＋２９５．５ である。
【００２０】特に望ましい範囲は、４０≦Ｄ≦１８０mm
で ３／４０Ｄ＋１６５．５≦Ｔ（℃）≦３／４０Ｄ＋２３
５．５ である。図４は図３の鉄損（Ｗ17/50 ：Ｗ／kg）を示し
ている。この様に本発明の範囲で良好な鉄損が得られて
いる。また、ロール径４０≦Ｄ≦１８０mmで、 ３／４０Ｄ＋１６５．５≦Ｔ（℃）≦３／４０Ｄ＋２３
５．５ 特に鉄損が良好となり、この範囲が特に望ましい。
で ３／４０Ｄ＋１６５．５≦Ｔ（℃）≦３／４０Ｄ＋２３
５．５ である。図４は図３の鉄損（Ｗ17/50 ：Ｗ／kg）を示し
ている。この様に本発明の範囲で良好な鉄損が得られて
いる。また、ロール径４０≦Ｄ≦１８０mmで、 ３／４０Ｄ＋１６５．５≦Ｔ（℃）≦３／４０Ｄ＋２３
５．５ 特に鉄損が良好となり、この範囲が特に望ましい。
【００２１】最後に、本発明において出発材とする電磁
鋼溶鋼の成分組成の限定理由は、以下のとおりである。
Ｃは、０．０２５〜０．０７５％とした。０．０２５％
未満の場合は特に０．２７mm以下の薄手材で２次再結晶
が安定しない。また、０．０７５％を越えると脱炭工程
での生産性が著しく阻害され本発明の目的から外れる。
鋼溶鋼の成分組成の限定理由は、以下のとおりである。
Ｃは、０．０２５〜０．０７５％とした。０．０２５％
未満の場合は特に０．２７mm以下の薄手材で２次再結晶
が安定しない。また、０．０７５％を越えると脱炭工程
での生産性が著しく阻害され本発明の目的から外れる。
【００２２】Ｓｉはその含有量が２．５％未満になる
と、良好な鉄損が得られない。また４．０％を超える
と、脆性のために冷間圧延等室温での鋼板処理が困難に
なる。Ｓ及びＳｅは、０．０１５％以下、望ましくは
０．０１３％以下である。その後、鋼帯焼鈍、冷間圧延
の後での、ストリップ窒化等による脱炭焼鈍工程以降の
インヒビターの作り込みで製造する一方向性電磁鋼板で
は、多量のＳ，Ｓｅは一次再結晶粒の粒成長を妨げ有害
であるためである。０．００５％未満では、操業上の不
可避的変動要素により、一次再結晶粒の粒成長に場所的
変動が生じ易くなり工業的に安定的に製品が製造できな
い。
と、良好な鉄損が得られない。また４．０％を超える
と、脆性のために冷間圧延等室温での鋼板処理が困難に
なる。Ｓ及びＳｅは、０．０１５％以下、望ましくは
０．０１３％以下である。その後、鋼帯焼鈍、冷間圧延
の後での、ストリップ窒化等による脱炭焼鈍工程以降の
インヒビターの作り込みで製造する一方向性電磁鋼板で
は、多量のＳ，Ｓｅは一次再結晶粒の粒成長を妨げ有害
であるためである。０．００５％未満では、操業上の不
可避的変動要素により、一次再結晶粒の粒成長に場所的
変動が生じ易くなり工業的に安定的に製品が製造できな
い。
【００２３】ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成するが、
本発明においては、後工程即ち一次再結晶完了後に鋼を
窒化することにより（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成せしめるこ
とを必須としているから、フリーのＡｌが一定量以上必
要である。そのため、ｓｏｌ．Ａｌとして０．０２０〜
０．０４０％添加する。Ｍｎは、その含有量が少な過ぎ
ると二次再結晶が不安定となり、一方、多過ぎると高い
磁束密度をもつ製品を得難くなる。適正な含有量は０．
０５〜０．８％である。好ましくは、０．０７０〜０．
３％である。
本発明においては、後工程即ち一次再結晶完了後に鋼を
窒化することにより（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成せしめるこ
とを必須としているから、フリーのＡｌが一定量以上必
要である。そのため、ｓｏｌ．Ａｌとして０．０２０〜
０．０４０％添加する。Ｍｎは、その含有量が少な過ぎ
ると二次再結晶が不安定となり、一方、多過ぎると高い
磁束密度をもつ製品を得難くなる。適正な含有量は０．
０５〜０．８％である。好ましくは、０．０７０〜０．
３％である。
【００２４】Ｎは０．００５％未満では二次再結晶粒の
発達が悪くなる。一方０．０１０％を超えるとブリスタ
ーと呼ばれる鋼板のふくれが発生する。Ｐは、一次再結
晶集合組織を改善する効果が報告されている。低Ｐで
は、この効果が少なく、また製鋼コスト的にコストアッ
プになるので下限は０．０２％とする。上限について
は、０．３０％を超えるとＰは粒界偏析して脆性破壊を
起しやすくなり、工業的な生産が困難になる。このため
上限を０．３０％とする。
発達が悪くなる。一方０．０１０％を超えるとブリスタ
ーと呼ばれる鋼板のふくれが発生する。Ｐは、一次再結
晶集合組織を改善する効果が報告されている。低Ｐで
は、この効果が少なく、また製鋼コスト的にコストアッ
プになるので下限は０．０２％とする。上限について
は、０．３０％を超えるとＰは粒界偏析して脆性破壊を
起しやすくなり、工業的な生産が困難になる。このため
上限を０．３０％とする。
【００２５】Ｓｎ，Ｓｂは従来からいわれている如く、
一次再結晶集合組織において｛１１０｝＜００１＞方位
粒を増加させる効果があるとともに、硫化物を均一に析
出する効果がある。従って、本発明では、Ｃｕ−Ｓ，Ｍ
ｎ−Ｓの如き硫化物の析出を制御する効果が増長され
る。更に、Ｓｎ，Ｓｂを多く添加すると、脱炭焼鈍時の
酸化がされ難く、また一次再結晶粒成長し難くなる傾向
がある。このことは、一方向性電磁鋼板の一次被膜形成
を容易ならしめる方向である。また、Ｓｂ，Ｓｎ添加に
より二次再結晶粒径が小さくなるため、添加なしと比べ
て鉄損（特に低磁場鉄損）が良好となる。一方、Ｓｂ又
はＳｎが０．０２％未満であると、二次再結晶粒があま
り小さくならない。また、Ｓｂ又はＳｎが０．３０％を
超えると、脱炭焼鈍後の窒化処理が困難となり、工業生
産に適していない。
一次再結晶集合組織において｛１１０｝＜００１＞方位
粒を増加させる効果があるとともに、硫化物を均一に析
出する効果がある。従って、本発明では、Ｃｕ−Ｓ，Ｍ
ｎ−Ｓの如き硫化物の析出を制御する効果が増長され
る。更に、Ｓｎ，Ｓｂを多く添加すると、脱炭焼鈍時の
酸化がされ難く、また一次再結晶粒成長し難くなる傾向
がある。このことは、一方向性電磁鋼板の一次被膜形成
を容易ならしめる方向である。また、Ｓｂ，Ｓｎ添加に
より二次再結晶粒径が小さくなるため、添加なしと比べ
て鉄損（特に低磁場鉄損）が良好となる。一方、Ｓｂ又
はＳｎが０．０２％未満であると、二次再結晶粒があま
り小さくならない。また、Ｓｂ又はＳｎが０．３０％を
超えると、脱炭焼鈍後の窒化処理が困難となり、工業生
産に適していない。
【００２６】Ｃｒは、フォルステライト皮膜形成に必要
な脱炭焼鈍後の酸素量を確保するために添加される。
０．０２％より少ないと酸素量が極端に少なくなる。ま
た０．３０％を超えると酸素量が極端に増加し、良好な
フォルステライトが形成されなくなる。また磁束密度も
低下する。Ｃｕが０．０３％未満であると効果が少な
い。また０．５％を超えても、磁気特性上効果がなく酸
洗性も劣る。
な脱炭焼鈍後の酸素量を確保するために添加される。
０．０２％より少ないと酸素量が極端に少なくなる。ま
た０．３０％を超えると酸素量が極端に増加し、良好な
フォルステライトが形成されなくなる。また磁束密度も
低下する。Ｃｕが０．０３％未満であると効果が少な
い。また０．５％を超えても、磁気特性上効果がなく酸
洗性も劣る。
【００２７】Ｎｉは０．０３％未満だと効果が少なく
０．３％を超えても特開平５−３０６４１０号公報に示
されているように効果はあるが、高価となる。このため
０．３０％を上限とする。ＣｒとＮｉの添加は、本発明
の効果を更に向上させるものであり、コスト的に見合う
量だけの添加で良い。
０．３％を超えても特開平５−３０６４１０号公報に示
されているように効果はあるが、高価となる。このため
０．３０％を上限とする。ＣｒとＮｉの添加は、本発明
の効果を更に向上させるものであり、コスト的に見合う
量だけの添加で良い。
【００２８】
＜実施例１＞表１に示す成分の溶鋼を移動更新する冷却
体表面によって連続的に急冷凝固せしめて、２．３mmに
仕上げ５５０〜６５０℃で巻き取った。その後１１２０
℃×２分の鋼帯焼鈍を行ない、酸洗後１８０〜２２０℃
で最低２パスの温間圧延を行なって０．２２mmに冷間圧
延した。その後８２０℃〜８４０℃で、Ｎ2 ：２５％，
Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガス中で、含有Ｃ量に応じて露点
６２℃で７０秒〜９０秒の脱炭一次再結晶焼鈍を行なっ
た。
体表面によって連続的に急冷凝固せしめて、２．３mmに
仕上げ５５０〜６５０℃で巻き取った。その後１１２０
℃×２分の鋼帯焼鈍を行ない、酸洗後１８０〜２２０℃
で最低２パスの温間圧延を行なって０．２２mmに冷間圧
延した。その後８２０℃〜８４０℃で、Ｎ2 ：２５％，
Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガス中で、含有Ｃ量に応じて露点
６２℃で７０秒〜９０秒の脱炭一次再結晶焼鈍を行なっ
た。
【００２９】その後、全窒素含有量を１９５〜２１０pp
m とするストリップ窒化処理を行ないＭｇＯを主成分と
する焼鈍分離材を塗布し、仕上焼鈍を行なった。この仕
上焼鈍は１０〜２０℃／時間で昇温し、雰囲気は、
Ｎ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％であった。その後１２００
℃で２０時間、Ｈ2 ：１００％の純化焼鈍を行なった。
その後、通常用いられる張力コーティングの塗布と平滑
化処理を行なった。その結果を表２に示す。
m とするストリップ窒化処理を行ないＭｇＯを主成分と
する焼鈍分離材を塗布し、仕上焼鈍を行なった。この仕
上焼鈍は１０〜２０℃／時間で昇温し、雰囲気は、
Ｎ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％であった。その後１２００
℃で２０時間、Ｈ2 ：１００％の純化焼鈍を行なった。
その後、通常用いられる張力コーティングの塗布と平滑
化処理を行なった。その結果を表２に示す。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】＜実施例２＞表３に示す成分の溶鋼を移動
更新する冷却体表面によって連続的に急冷凝固せしめ
て、２．６mmの厚みの鋼帯とし１５〜２０％の圧下を８
５０〜９５０℃で行ない５８０〜６２０℃で巻き取っ
た。その後１１２０℃×２分の鋼帯焼鈍を行ない、酸洗
後１８０〜２２０℃で最低２パスの温間圧延を行なって
０．２９，０．２６mmに冷間圧延した。その後８２０℃
〜８４０℃で、Ｎ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガ
ス中で、露点６２℃で１５０〜１７０秒の脱炭一次再結
晶焼鈍を行なった。
更新する冷却体表面によって連続的に急冷凝固せしめ
て、２．６mmの厚みの鋼帯とし１５〜２０％の圧下を８
５０〜９５０℃で行ない５８０〜６２０℃で巻き取っ
た。その後１１２０℃×２分の鋼帯焼鈍を行ない、酸洗
後１８０〜２２０℃で最低２パスの温間圧延を行なって
０．２９，０．２６mmに冷間圧延した。その後８２０℃
〜８４０℃で、Ｎ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％の雰囲気ガ
ス中で、露点６２℃で１５０〜１７０秒の脱炭一次再結
晶焼鈍を行なった。
【００３３】その後、全窒素含有量を１９５〜２１０pp
m とするストリップ窒化処理を行ないＭｇＯを主成分と
する焼鈍分離材を塗布し、仕上焼鈍を行なった。この仕
上焼鈍は１０〜２０℃／時間で昇温し、雰囲気は、
Ｎ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％であった。その後１２００
℃で２０時間、Ｈ2 ：１００％の純化焼鈍を行なった。
その後、通常用いられる張力コーティングの塗布と平滑
化処理を行なった。その結果を表４に示す。
m とするストリップ窒化処理を行ないＭｇＯを主成分と
する焼鈍分離材を塗布し、仕上焼鈍を行なった。この仕
上焼鈍は１０〜２０℃／時間で昇温し、雰囲気は、
Ｎ2 ：２５％，Ｈ2 ：７５％であった。その後１２００
℃で２０時間、Ｈ2 ：１００％の純化焼鈍を行なった。
その後、通常用いられる張力コーティングの塗布と平滑
化処理を行なった。その結果を表４に示す。
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【発明の効果】本発明を適用することにより、磁気特性
が優れたエネルギーを節約した一方向性電磁鋼板の製造
が可能になる。
が優れたエネルギーを節約した一方向性電磁鋼板の製造
が可能になる。
【図１】最終冷延圧下率と磁束密度との関係を表わす
図。
図。
【図２】８５０〜９５０℃間の圧下率と磁束密度との関
係を表わす図。
係を表わす図。
【図３】板厚０．２３mm材の例における冷延機のワーク
ロール径（mm）、鋼板の温度と磁束密度Ｂ8 の関係を示
す図。
ロール径（mm）、鋼板の温度と磁束密度Ｂ8 の関係を示
す図。
【図４】板厚０．２３mm材の例における冷延機のワーク
ロール径（mm）、鋼板の温度と鉄損（Ｗ17/50)の関係を
示す図。
ロール径（mm）、鋼板の温度と鉄損（Ｗ17/50)の関係を
示す図。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成８年８月１９日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項２
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２６】Ｃｒは、フォルステライト皮膜形成に必要
な脱炭焼鈍後の酸素量を確保するために添加される。
０．０２％より少ないと酸素量が極端に少なくなる。ま
た、０．３０％を超えると酸素量が極端に増加し、良好
なフォルステライトが形成されなくなる。また磁束密度
も低下する。Ｃｕが０．０３％未満であると磁気特性の
向上効果が少ない。また０．５％を超えても、磁気特性
上効果がなく酸洗性も劣る
な脱炭焼鈍後の酸素量を確保するために添加される。
０．０２％より少ないと酸素量が極端に少なくなる。ま
た、０．３０％を超えると酸素量が極端に増加し、良好
なフォルステライトが形成されなくなる。また磁束密度
も低下する。Ｃｕが０．０３％未満であると磁気特性の
向上効果が少ない。また０．５％を超えても、磁気特性
上効果がなく酸洗性も劣る
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２７】Ｎｉは０．０３％未満だと磁気特性の向上
効果が少なく０．３％を超えても特開平５−３０６４１
０号公報に示されているように効果はあるが、高価とな
る。このため、０．３％を上限とする。ＣｒとＮｉの添
加は、本発明の効果を更に向上させるものであり、コス
ト的に見合う量だけの添加で良い。
効果が少なく０．３％を超えても特開平５−３０６４１
０号公報に示されているように効果はあるが、高価とな
る。このため、０．３％を上限とする。ＣｒとＮｉの添
加は、本発明の効果を更に向上させるものであり、コス
ト的に見合う量だけの添加で良い。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３５】
【表４】
【手続補正５】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図３
【補正方法】変更
【補正内容】
【図３】
【手続補正６】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図４
【補正方法】変更
【補正内容】
【図４】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 黒木 克郎 福岡県北九州市戸畑区大字中原46番地の59 日鐵プラント設計株式会社内
Claims (6)
- 【請求項１】 重量比で、 Ｃ：０．０２５〜０．０７５％、 Ｓｉ：２．５〜４．０％、 酸可溶性Ａ１：０．０２０〜０．０４０％、 Ｎ：０．００５〜０．０１０％、 Ｓ，Ｓｅの少なくとも１種を０．００５〜０．０１５
％、 Ｍｎ：０．０５〜０．８％、 残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を、移動更
新する冷却体表面によって連続的に急冷凝固せしめて鋳
造鋼帯とし、この鋼帯のまま焼鈍を行ない中間焼鈍を挟
む一回以上の冷延を行ないかつ、最終冷間圧延率を８５
％以上とし、脱炭焼鈍後ストリップを走行せしめる状態
下で水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で窒化処理を
行ない、次いで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施こすことを特徴とする一方向性電
磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 溶鋼を移動更新する冷却体表面によって
連続的に急冷凝固せしめた後の鋳造鋼帯に８００℃〜１
１００℃の間で４５％以下の圧下を施こすことを特徴と
する請求項１記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 更に最終冷延において、冷間圧延機のワ
ークロール径Ｄ（mm）と、複数回のパスの内の少なくと
も１回のパスにおいて１分以上鋼板を保持する温度Ｔ
（℃）との関係を ３／４０Ｄ＋１１５．５≦Ｔ≦３／４０Ｄ＋２９５．５ （４０≦Ｄ≦５００mm）とすることを特徴とする請求項
１、又は２記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 更にＳｎ，Ｓｂ，Ｃｒ，Ｐの少なくとも
１種を０．０２〜０．３０％含有させることを特徴とす
る請求項１，２又は３記載の一方向性電磁鋼板の製造方
法。 - 【請求項５】 更にＣｕを０．０３〜０．３０％含有さ
せることを特徴とする請求項１，２，３又は４記載の一
方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 更にＮｉを０．０３〜０．３％を含有さ
せることを特徴とする請求項１，２，３，４，又は５記
載の一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8197965A JPH1046251A (ja) | 1996-07-26 | 1996-07-26 | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8197965A JPH1046251A (ja) | 1996-07-26 | 1996-07-26 | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1046251A true JPH1046251A (ja) | 1998-02-17 |
Family
ID=16383275
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8197965A Withdrawn JPH1046251A (ja) | 1996-07-26 | 1996-07-26 | 一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1046251A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103228801A (zh) * | 2010-11-26 | 2013-07-31 | 杰富意钢铁株式会社 | 方向性电磁钢板的制造方法 |
-
1996
- 1996-07-26 JP JP8197965A patent/JPH1046251A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103228801A (zh) * | 2010-11-26 | 2013-07-31 | 杰富意钢铁株式会社 | 方向性电磁钢板的制造方法 |
| CN103228801B (zh) * | 2010-11-26 | 2015-06-03 | 杰富意钢铁株式会社 | 方向性电磁钢板的制造方法 |
| US9214275B2 (en) | 2010-11-26 | 2015-12-15 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing grain oriented electrical steel sheet |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20031007 |