JPH11269543A - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH11269543A JPH11269543A JP10079444A JP7944498A JPH11269543A JP H11269543 A JPH11269543 A JP H11269543A JP 10079444 A JP10079444 A JP 10079444A JP 7944498 A JP7944498 A JP 7944498A JP H11269543 A JPH11269543 A JP H11269543A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｓ及びSeを低減させた方向性けい素鋼用スラ
ブを用い、低温スラブ加熱によって方向性電磁鋼板を製
造する場合において懸念された仕上げ焼鈍途中での追加
酸化による二次再結晶不良を防止して、良好な磁気特性
を得る。 【解決手段】 脱炭焼鈍板の表面から表面酸化層の1/4
厚みまでの範囲についてＧＤＳにより測定したSi強度／
Mn強度比の積算強度Ｅを、1.5 ≦Ｅ≦5.0 の範囲にす
る。そのための手段には、脱炭焼鈍の雰囲気を水素分圧
に対する水蒸気分圧の比ＰH2O ／ＰH2が0.25〜0.70にな
る範囲とし、かつ、脱炭焼鈍温度を750 〜900 ℃の範囲
として、Si強度／Mn強度比を制御することがある。
ブを用い、低温スラブ加熱によって方向性電磁鋼板を製
造する場合において懸念された仕上げ焼鈍途中での追加
酸化による二次再結晶不良を防止して、良好な磁気特性
を得る。 【解決手段】 脱炭焼鈍板の表面から表面酸化層の1/4
厚みまでの範囲についてＧＤＳにより測定したSi強度／
Mn強度比の積算強度Ｅを、1.5 ≦Ｅ≦5.0 の範囲にす
る。そのための手段には、脱炭焼鈍の雰囲気を水素分圧
に対する水蒸気分圧の比ＰH2O ／ＰH2が0.25〜0.70にな
る範囲とし、かつ、脱炭焼鈍温度を750 〜900 ℃の範囲
として、Si強度／Mn強度比を制御することがある。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、方向性電磁鋼板
の製造方法、特に、仕上焼鈍時の追加酸化を防止して、
良好な磁気特性を安定して得ることのできる方向性電磁
鋼板の製造方法に関するものである。
の製造方法、特に、仕上焼鈍時の追加酸化を防止して、
良好な磁気特性を安定して得ることのできる方向性電磁
鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】方向性電磁鋼板は、変圧器の積層鉄心又
は巻鉄心して使用される材料であり、二次再結晶を利用
して｛１１０｝〈００１〉方位の結晶粒を成長させるこ
とにより、圧延方向に優れた磁気特性を有するものであ
る。このような｛１１０｝〈００１〉方位（いわゆるゴ
ス方位）に高度に配向した二次再結晶を効率よく発現さ
せるため、一般的にはインヒビターと呼ばれる析出分散
相を用いて、最終仕上げ焼鈍時における一次再結晶粒の
粒成長を抑制する方法が採られており、代表的なインヒ
ビターとしてMnS 、AlN 、BN等が用いられている。かか
るインヒビターが十分な粒成長抑制力を発揮するために
は、その析出分散相が均一かつ適正なサイズであること
が重要であり、従来は方向性電磁鋼用スラブを1400℃程
度の高温に加熱してインヒビター成分を鋼中に十分固溶
させた後、熱間圧延時にインヒビターを均一かつ適正な
サイズに析出分散させる方法が採用されてきた。しか
し、この方法はエネルギーコストが高くつく上に、高温
加熱に伴って製品板に表面欠陥が発生し易いという問題
点を有していた。特に、近年では省エネルギー化が強く
要請されているため、スラブ加熱温度の低温化が望まれ
ており、これを実現するための方法が多く提案されてい
る。
は巻鉄心して使用される材料であり、二次再結晶を利用
して｛１１０｝〈００１〉方位の結晶粒を成長させるこ
とにより、圧延方向に優れた磁気特性を有するものであ
る。このような｛１１０｝〈００１〉方位（いわゆるゴ
ス方位）に高度に配向した二次再結晶を効率よく発現さ
せるため、一般的にはインヒビターと呼ばれる析出分散
相を用いて、最終仕上げ焼鈍時における一次再結晶粒の
粒成長を抑制する方法が採られており、代表的なインヒ
ビターとしてMnS 、AlN 、BN等が用いられている。かか
るインヒビターが十分な粒成長抑制力を発揮するために
は、その析出分散相が均一かつ適正なサイズであること
が重要であり、従来は方向性電磁鋼用スラブを1400℃程
度の高温に加熱してインヒビター成分を鋼中に十分固溶
させた後、熱間圧延時にインヒビターを均一かつ適正な
サイズに析出分散させる方法が採用されてきた。しか
し、この方法はエネルギーコストが高くつく上に、高温
加熱に伴って製品板に表面欠陥が発生し易いという問題
点を有していた。特に、近年では省エネルギー化が強く
要請されているため、スラブ加熱温度の低温化が望まれ
ており、これを実現するための方法が多く提案されてい
る。
【０００３】例えば、特開昭５７−２０７１１４号公報
には、素材の極低炭素化により、スラブ加熱温度の低温
化を達成する方法が開示されている。しかし、この方法
は二次再結晶の発現が不安定であるという問題があっ
た。この欠点を解決するため、二次再結晶の発現前に窒
化処理を行うことによって、インヒビター機能を制御す
る方法が提案されていて、例えば特開昭６２−４０３１
５号公報にはスラブ加熱温度低温化によりAlN が固溶し
得なくなって析出分散状態が不適切になることを、途中
工程での窒化処理により適正な状態に制御する方法が開
示されている。また、特公平８−３２９２８号公報で
は、脱炭焼鈍工程における均熱前段での滞留時間をａ、
後段での滞留時間をｂとしたとき、ｂ≦ａ／３とすると
ともに、均熱前段での水素分圧に対する水蒸気分圧の比
ＰH2O ／ＰH2を0.02以下とすることにより、仕上げ焼鈍
時の窒化を促進し、磁気特性を向上させる方法が提案さ
れている。
には、素材の極低炭素化により、スラブ加熱温度の低温
化を達成する方法が開示されている。しかし、この方法
は二次再結晶の発現が不安定であるという問題があっ
た。この欠点を解決するため、二次再結晶の発現前に窒
化処理を行うことによって、インヒビター機能を制御す
る方法が提案されていて、例えば特開昭６２−４０３１
５号公報にはスラブ加熱温度低温化によりAlN が固溶し
得なくなって析出分散状態が不適切になることを、途中
工程での窒化処理により適正な状態に制御する方法が開
示されている。また、特公平８−３２９２８号公報で
は、脱炭焼鈍工程における均熱前段での滞留時間をａ、
後段での滞留時間をｂとしたとき、ｂ≦ａ／３とすると
ともに、均熱前段での水素分圧に対する水蒸気分圧の比
ＰH2O ／ＰH2を0.02以下とすることにより、仕上げ焼鈍
時の窒化を促進し、磁気特性を向上させる方法が提案さ
れている。
【０００４】しかしながら、仕上げ焼鈍中に窒化を促進
するような脱炭焼鈍板の表面酸化層は、仕上げ焼鈍中の
酸化も促進し易いことが多く、したがって上記の方法で
は均一なフォルステライト質絶縁被膜を形成するのに有
利とはいい難い。特に、MgOをスラリー状にして塗布し
た後、コイル状に巻き取って仕上げ焼鈍を行う場合に
は、コイル内の温度分布によってMgO 水和水の放出挙動
が変わり、また、コイル層間面圧の差によって層間の雰
囲気流通性が変化する。このような状態で窒化や酸化を
促進し易い脱炭焼鈍板の表面酸化層が生成されると、フ
ォルステライト質絶縁被膜の形成挙動がコイル内で大き
くばらつくため、最終製品の被膜外観や密着性の劣化に
つながり、ひいては鋼板表面近傍での二次再結晶にも悪
影響を及ぼして磁気特性の劣化にもつながる。
するような脱炭焼鈍板の表面酸化層は、仕上げ焼鈍中の
酸化も促進し易いことが多く、したがって上記の方法で
は均一なフォルステライト質絶縁被膜を形成するのに有
利とはいい難い。特に、MgOをスラリー状にして塗布し
た後、コイル状に巻き取って仕上げ焼鈍を行う場合に
は、コイル内の温度分布によってMgO 水和水の放出挙動
が変わり、また、コイル層間面圧の差によって層間の雰
囲気流通性が変化する。このような状態で窒化や酸化を
促進し易い脱炭焼鈍板の表面酸化層が生成されると、フ
ォルステライト質絶縁被膜の形成挙動がコイル内で大き
くばらつくため、最終製品の被膜外観や密着性の劣化に
つながり、ひいては鋼板表面近傍での二次再結晶にも悪
影響を及ぼして磁気特性の劣化にもつながる。
【０００５】このため、特開平７−７６７３６号公報に
は、脱炭焼鈍・窒化処理後の鋼板に焼鈍分離剤としてCl
及び／又はSO3 を0.15〜0.20％含有するMgO を塗布する
ことにより、優れたフォルステライト質絶縁被膜が得ら
れること、仕上げ焼鈍条件として昇温速度を20℃/hr 以
下とし、かつ、900 ℃以降の雰囲気を25％N2とすること
により更にフォルステライト質絶縁被膜の形成が安定化
すること、MgO 中にTi、Sb、Sr、Ｂのうちの１種以上を
0.1 〜7.5 重量部添加することにより更にフォルステラ
イト質絶縁被膜の形成が安定化することが開示されてい
る。しかし、この方法をもってしても脱炭焼鈍板の表面
酸化層の物性変動によるフォルステライト質絶縁被膜の
劣化を防止することは難しく、特に、スラブ加熱温度低
温化のためにＳ及びSeを低減したスラブを用いる場合に
は、脱炭焼鈍時の酸化挙動制御が非常に難しく、したが
って被膜形成が一層不安定となる問題点があった。
は、脱炭焼鈍・窒化処理後の鋼板に焼鈍分離剤としてCl
及び／又はSO3 を0.15〜0.20％含有するMgO を塗布する
ことにより、優れたフォルステライト質絶縁被膜が得ら
れること、仕上げ焼鈍条件として昇温速度を20℃/hr 以
下とし、かつ、900 ℃以降の雰囲気を25％N2とすること
により更にフォルステライト質絶縁被膜の形成が安定化
すること、MgO 中にTi、Sb、Sr、Ｂのうちの１種以上を
0.1 〜7.5 重量部添加することにより更にフォルステラ
イト質絶縁被膜の形成が安定化することが開示されてい
る。しかし、この方法をもってしても脱炭焼鈍板の表面
酸化層の物性変動によるフォルステライト質絶縁被膜の
劣化を防止することは難しく、特に、スラブ加熱温度低
温化のためにＳ及びSeを低減したスラブを用いる場合に
は、脱炭焼鈍時の酸化挙動制御が非常に難しく、したが
って被膜形成が一層不安定となる問題点があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明の目的は、仕
上げ焼鈍時の酸化を防止して、良好な磁気特性を有する
方向性けい素鋼板を工業的に安定して得る方法を提案す
ることである。
上げ焼鈍時の酸化を防止して、良好な磁気特性を有する
方向性けい素鋼板を工業的に安定して得る方法を提案す
ることである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】発明者らは、脱炭焼鈍板
の物性が最終製品の磁気特性に及ぼす影響について詳細
に調査した。その結果、脱炭焼鈍板表面に存在する酸化
層の構成成分のなかでもSi／Mnの組成が磁気特性に強い
影響を及ぼすこと、ＧＤＳ（Glow Discharge Mass Spec
troscopy；グロー放電質量分析法）分析により測定され
た脱炭焼鈍板の最表層の表面側1/4 厚みにおけるSi／Mn
組成が、磁気特性と強い相関があること、及び、脱炭焼
鈍工程の温度制御によって脱炭焼鈍板最表層のSi／Mn組
成が制御可能であることを新規に見出し、この発明を完
成させるに至った。
の物性が最終製品の磁気特性に及ぼす影響について詳細
に調査した。その結果、脱炭焼鈍板表面に存在する酸化
層の構成成分のなかでもSi／Mnの組成が磁気特性に強い
影響を及ぼすこと、ＧＤＳ（Glow Discharge Mass Spec
troscopy；グロー放電質量分析法）分析により測定され
た脱炭焼鈍板の最表層の表面側1/4 厚みにおけるSi／Mn
組成が、磁気特性と強い相関があること、及び、脱炭焼
鈍工程の温度制御によって脱炭焼鈍板最表層のSi／Mn組
成が制御可能であることを新規に見出し、この発明を完
成させるに至った。
【０００８】すなわち、この発明は、Ｃ：0.02〜0.07wt
％、Si：2.0 〜4.5 wt％、Mn：0.03〜2.5 wt％、Al：0.
005 〜0.050 wt％、Ｎ：0.003 〜0.010 wt％、Ｓ及びSe
を単独もしくは複合で0.02wt％以下、を含み、更に、S
b、Sn、Cu、Cr、Ge、Biのうち１種又は２種以上を各々
の成分量で0.003 〜0.3 wt％含有し、残部は鉄及び不可
避的不純物よりなる方向性電磁鋼用スラブを1280℃以下
に加熱した後、熱間圧延し、次いで熱延板焼鈍を行って
から冷間圧延によって最終板厚とした後、湿水素中雰囲
気で脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍板とし、次いでこの脱炭
焼鈍板にMgO を主体とする焼鈍分離剤を塗布してから仕
上焼鈍を行う方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭
焼鈍板の表面から表面酸化層の1/4 厚みまでの範囲につ
いてＧＤＳにより測定したSi強度／Mn強度比の積算強度
Ｅを、1.5 ≦Ｅ≦5.0 の範囲にすることを特徴とする方
向性電磁鋼板の製造方法である。この発明においてSi強
度／Mn強度比を制御する手段としては、脱炭焼鈍の雰囲
気を水素分圧に対する水蒸気分圧の比ＰH2O ／ＰH2が0.
25〜0.70になる範囲とし、かつ、脱炭焼鈍温度を750 〜
900 ℃の範囲とすることがある。
％、Si：2.0 〜4.5 wt％、Mn：0.03〜2.5 wt％、Al：0.
005 〜0.050 wt％、Ｎ：0.003 〜0.010 wt％、Ｓ及びSe
を単独もしくは複合で0.02wt％以下、を含み、更に、S
b、Sn、Cu、Cr、Ge、Biのうち１種又は２種以上を各々
の成分量で0.003 〜0.3 wt％含有し、残部は鉄及び不可
避的不純物よりなる方向性電磁鋼用スラブを1280℃以下
に加熱した後、熱間圧延し、次いで熱延板焼鈍を行って
から冷間圧延によって最終板厚とした後、湿水素中雰囲
気で脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍板とし、次いでこの脱炭
焼鈍板にMgO を主体とする焼鈍分離剤を塗布してから仕
上焼鈍を行う方向性電磁鋼板の製造方法において、脱炭
焼鈍板の表面から表面酸化層の1/4 厚みまでの範囲につ
いてＧＤＳにより測定したSi強度／Mn強度比の積算強度
Ｅを、1.5 ≦Ｅ≦5.0 の範囲にすることを特徴とする方
向性電磁鋼板の製造方法である。この発明においてSi強
度／Mn強度比を制御する手段としては、脱炭焼鈍の雰囲
気を水素分圧に対する水蒸気分圧の比ＰH2O ／ＰH2が0.
25〜0.70になる範囲とし、かつ、脱炭焼鈍温度を750 〜
900 ℃の範囲とすることがある。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下にこの発明を得るに至った実
験について説明する。Ｃ：0.04wt％、Si：3.1 wt％、M
n：0.07wt％、Al：0.015 wt％、Ｎ：0.0015wt％、Sb：
0.014 wt％を含有し、Ｓ及びSeの合計が0.005 wt％の方
向性電磁鋼用スラブを、1200℃に加熱した後、熱間圧延
によって2.2 mmの熱延板とした。次いで、1000℃で60秒
の熱延板焼鈍を行い、酸洗によって表面のスケールを除
去した後、タンデム圧延機によって２パス目以降から最
終パス前までの鋼板温度を200 ℃以上とした状態で圧延
を行い、最終厚み0.34mmとした。この冷延板を脱脂した
後、脱炭焼鈍時の均熱帯での均熱温度を700 〜950 ℃の
範囲、雰囲気を水素分圧に対する水蒸気分圧の比ＰH2O
／ＰH2で0.10〜0.80の範囲で種々に変化させた。次い
で、MgO を主体とする焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍
を行った。この仕上げ焼鈍では、雰囲気ガスを室温から
850 ℃までをN2、850 〜1150℃をN2−25％、H2−75％の
混合ガスとし、500 〜1180℃までの昇温速度を25℃/hr
とし、次いで、1180℃で5 hrの均熱を行った。
験について説明する。Ｃ：0.04wt％、Si：3.1 wt％、M
n：0.07wt％、Al：0.015 wt％、Ｎ：0.0015wt％、Sb：
0.014 wt％を含有し、Ｓ及びSeの合計が0.005 wt％の方
向性電磁鋼用スラブを、1200℃に加熱した後、熱間圧延
によって2.2 mmの熱延板とした。次いで、1000℃で60秒
の熱延板焼鈍を行い、酸洗によって表面のスケールを除
去した後、タンデム圧延機によって２パス目以降から最
終パス前までの鋼板温度を200 ℃以上とした状態で圧延
を行い、最終厚み0.34mmとした。この冷延板を脱脂した
後、脱炭焼鈍時の均熱帯での均熱温度を700 〜950 ℃の
範囲、雰囲気を水素分圧に対する水蒸気分圧の比ＰH2O
／ＰH2で0.10〜0.80の範囲で種々に変化させた。次い
で、MgO を主体とする焼鈍分離剤を塗布し、仕上げ焼鈍
を行った。この仕上げ焼鈍では、雰囲気ガスを室温から
850 ℃までをN2、850 〜1150℃をN2−25％、H2−75％の
混合ガスとし、500 〜1180℃までの昇温速度を25℃/hr
とし、次いで、1180℃で5 hrの均熱を行った。
【００１０】かかる製造工程の際、脱炭焼鈍板の表面か
ら表面酸化層厚みの1/4 までのＧＤＳ積算強度の測定を
行い、SiとMnとの強度比を求めた。また、仕上げ焼鈍時
における昇温過程の850 ℃で試料を炉から引き出して、
蛍光Ｘ線分析により鋼板表面にある酸化層の酸素強度と
鉄強度との比（以下、「酸素強度比」という。）を評価
した。これらの関係を図１に示す。なお、仕上げ焼鈍85
0 ℃で評価している理由は、850 ℃が再結晶開始直前の
温度であるためであり、仮に900 ℃での引き出しでは再
結晶の途中段階になってしまう。そこで、二次再結晶開
始温度の直前の温度で評価する。図１より、仕上げ焼鈍
時の850 ℃途中引き出し時の蛍光Ｘ線による酸素強度比
は、脱炭焼鈍板の表面から表面酸化層厚みの1/4 までの
SiとMnとの強度比が1.5から5.0 までの範囲で最も低
く、その範囲より大きくても小さくても、酸素強度比は
高くなることが分かる。
ら表面酸化層厚みの1/4 までのＧＤＳ積算強度の測定を
行い、SiとMnとの強度比を求めた。また、仕上げ焼鈍時
における昇温過程の850 ℃で試料を炉から引き出して、
蛍光Ｘ線分析により鋼板表面にある酸化層の酸素強度と
鉄強度との比（以下、「酸素強度比」という。）を評価
した。これらの関係を図１に示す。なお、仕上げ焼鈍85
0 ℃で評価している理由は、850 ℃が再結晶開始直前の
温度であるためであり、仮に900 ℃での引き出しでは再
結晶の途中段階になってしまう。そこで、二次再結晶開
始温度の直前の温度で評価する。図１より、仕上げ焼鈍
時の850 ℃途中引き出し時の蛍光Ｘ線による酸素強度比
は、脱炭焼鈍板の表面から表面酸化層厚みの1/4 までの
SiとMnとの強度比が1.5から5.0 までの範囲で最も低
く、その範囲より大きくても小さくても、酸素強度比は
高くなることが分かる。
【００１１】一方、別途に、仕上げ焼鈍時の850 ℃途中
引き出し時の蛍光Ｘ線分析による酸素強度比と、製品板
の磁気特性の一つである鉄損W 17/50 との関係を調査し
た。その結果を図２に示す。図２より、蛍光Ｘ線分析に
よる酸素強度比と鉄損W 17/50 との間には相関があり、
図示した範囲では仕上げ焼鈍時の酸素強度比が高いほど
磁気特性が悪いことがわかる。この理由について考える
と、酸素強度比というのは、仕上げ焼鈍時の雰囲気によ
る鋼板の追加酸化のされ易さを示していると考えられる
ため、酸素強度比が高い試料は、仕上げ焼鈍時の表層追
加酸化によりインヒビターの抑制力が弱められたためと
考えられる。
引き出し時の蛍光Ｘ線分析による酸素強度比と、製品板
の磁気特性の一つである鉄損W 17/50 との関係を調査し
た。その結果を図２に示す。図２より、蛍光Ｘ線分析に
よる酸素強度比と鉄損W 17/50 との間には相関があり、
図示した範囲では仕上げ焼鈍時の酸素強度比が高いほど
磁気特性が悪いことがわかる。この理由について考える
と、酸素強度比というのは、仕上げ焼鈍時の雰囲気によ
る鋼板の追加酸化のされ易さを示していると考えられる
ため、酸素強度比が高い試料は、仕上げ焼鈍時の表層追
加酸化によりインヒビターの抑制力が弱められたためと
考えられる。
【００１２】図１及び図２の結果から、仕上げ焼鈍時の
追加酸化を防止して、良好な磁気特性を有する方向性け
い素鋼板を工業的に安定して得るには、仕上げ焼鈍時の
850℃途中引き出し時の蛍光Ｘ線分析による酸素強度比
が低くなるように制御すべきであり、そのためには脱炭
焼鈍板の表面から表面酸化層厚みの1/4 までのＧＤＳ積
算強度測定によるSiとMnとの強度比を適正な範囲に制御
することが肝要であることが明らかとなり、この発明を
完成するに至ったのである。かくして、この発明に従う
方法によれば、スラブ加熱温度の低い製造条件において
も、良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板を製造する
ことが可能になる。
追加酸化を防止して、良好な磁気特性を有する方向性け
い素鋼板を工業的に安定して得るには、仕上げ焼鈍時の
850℃途中引き出し時の蛍光Ｘ線分析による酸素強度比
が低くなるように制御すべきであり、そのためには脱炭
焼鈍板の表面から表面酸化層厚みの1/4 までのＧＤＳ積
算強度測定によるSiとMnとの強度比を適正な範囲に制御
することが肝要であることが明らかとなり、この発明を
完成するに至ったのである。かくして、この発明に従う
方法によれば、スラブ加熱温度の低い製造条件において
も、良好な磁気特性を有する方向性電磁鋼板を製造する
ことが可能になる。
【００１３】次に、この発明における素材の成分組成の
限定理由について説明する。Ｃ含有量が0.07wt％を超え
るとγ変態量が過剰となり、熱間圧延中のAl分布が不均
一となり、特に低Al素材においては熱延板焼鈍の昇温過
程で析出するAlN の分布も不均一となり磁気特性が劣化
し易い。一方、Ｃ含有量が0.02wt％未満では熱間圧延中
のγ変態量が過少となり、熱延組織が不均一となり易
い。特に、熱延組織の不均一が甚だしい部分では、二次
再結晶が不完全となり、これも磁気特性が劣化する原因
となる。したがって、Ｃ含有量は0.02〜0.07wt％の範囲
に限定される。Siは、比抵抗の増加によって鉄損を低減
させる成分であり、かかる作用を効果的に発揮させるた
めには2.0 wt％以上を含有させることが有効である。し
かし、Si量が4.5 wt％を超えると加工性が劣化するの
で、Si含有量としては2.0 〜4.5wt％の範囲が適正であ
る。MnもSiと同じく電気抵抗を高める作用があり、ま
た、製造時の熱間加工性を向上させるためにも必要な成
分である。このためにはMnは0.03wt％以上の含有が必要
であるが、2.5 wt％を超えて含有した場合、γ変態を誘
起して磁気特性を劣化させるのでMn含有量は0.03〜2.5
wt％の範囲とする。
限定理由について説明する。Ｃ含有量が0.07wt％を超え
るとγ変態量が過剰となり、熱間圧延中のAl分布が不均
一となり、特に低Al素材においては熱延板焼鈍の昇温過
程で析出するAlN の分布も不均一となり磁気特性が劣化
し易い。一方、Ｃ含有量が0.02wt％未満では熱間圧延中
のγ変態量が過少となり、熱延組織が不均一となり易
い。特に、熱延組織の不均一が甚だしい部分では、二次
再結晶が不完全となり、これも磁気特性が劣化する原因
となる。したがって、Ｃ含有量は0.02〜0.07wt％の範囲
に限定される。Siは、比抵抗の増加によって鉄損を低減
させる成分であり、かかる作用を効果的に発揮させるた
めには2.0 wt％以上を含有させることが有効である。し
かし、Si量が4.5 wt％を超えると加工性が劣化するの
で、Si含有量としては2.0 〜4.5wt％の範囲が適正であ
る。MnもSiと同じく電気抵抗を高める作用があり、ま
た、製造時の熱間加工性を向上させるためにも必要な成
分である。このためにはMnは0.03wt％以上の含有が必要
であるが、2.5 wt％を超えて含有した場合、γ変態を誘
起して磁気特性を劣化させるのでMn含有量は0.03〜2.5
wt％の範囲とする。
【００１４】Alは、インヒビターAlN を形成するのに必
要な成分であり、その含有量が0.005 wt％未満の場合、
熱延板焼鈍の昇温過程で析出するAlN 量が不足する。逆
に、0.050 wt％を超えるAl含有量の場合には、この発明
に従う1200℃前後での低温スラブ加熱ではAlN 固溶が困
難となり、AlN 微細析出が阻害される。したがって、Al
含有量は0.005 〜0.050 wt％とする。Ｎは、Al同様にイ
ンヒビターとしてのAlN を形成するために0.030 wt％以
上含有させることが必要である。しかしながら、0.0100
wt％を超えてＮを含有させると製造工程の過程でガス化
し、ふくれ等の欠陥を発生し易い。したがって、Ｎ含有
量は0.0030〜0.0100wt％とする。
要な成分であり、その含有量が0.005 wt％未満の場合、
熱延板焼鈍の昇温過程で析出するAlN 量が不足する。逆
に、0.050 wt％を超えるAl含有量の場合には、この発明
に従う1200℃前後での低温スラブ加熱ではAlN 固溶が困
難となり、AlN 微細析出が阻害される。したがって、Al
含有量は0.005 〜0.050 wt％とする。Ｎは、Al同様にイ
ンヒビターとしてのAlN を形成するために0.030 wt％以
上含有させることが必要である。しかしながら、0.0100
wt％を超えてＮを含有させると製造工程の過程でガス化
し、ふくれ等の欠陥を発生し易い。したがって、Ｎ含有
量は0.0030〜0.0100wt％とする。
【００１５】Ｓ及びSeは、硫化物及びセレン化物を形成
し、過剰な含有量ではスラブ加熱温度を高温にしなけれ
ば固溶させることが困難になるため、含有量を低減する
必要がある。したがって、Ｓ及びSe含有量は、単独もし
くは複合で0.02wt％以下、望ましくは0.01wt％以下とす
る。
し、過剰な含有量ではスラブ加熱温度を高温にしなけれ
ば固溶させることが困難になるため、含有量を低減する
必要がある。したがって、Ｓ及びSe含有量は、単独もし
くは複合で0.02wt％以下、望ましくは0.01wt％以下とす
る。
【００１６】上記の成分に加えて、Sb、Sn、Cu、Cr、G
e、Biのうち１種又は２種以上を各々の成分量で0.003
〜0.3 wt％を含有させる。Sb、Sn、Ge、Biは、粒界偏析
型成分であり、二次再結晶を安定化させる働きがある。
これらの各々の成分量が0.003wt％未満では、偏析量が
不足し、十分な効果が得られない。一方、0.3 wt％を超
えると、脱炭焼鈍での酸素量の低下もしくは脱炭量の低
下等の弊害が生じ易い。また、Cu及びCrは、脱炭焼鈍板
の表面酸化層を安定化させるために有効な成分であるた
め、含有させる場合には0.003 wt％以上とするが、Cu及
びCrの含有量がそれぞれ0.3 wt％を超えると、経済的に
不利であるばかりか、被膜安定性が損なわれる。したが
って、Sb、Sn、Cu、Cr、Ge、Biのうち１種もしくは２種
以上を各々の成分量で0.003 〜0.3 wt％を含有させるこ
ととする。。
e、Biのうち１種又は２種以上を各々の成分量で0.003
〜0.3 wt％を含有させる。Sb、Sn、Ge、Biは、粒界偏析
型成分であり、二次再結晶を安定化させる働きがある。
これらの各々の成分量が0.003wt％未満では、偏析量が
不足し、十分な効果が得られない。一方、0.3 wt％を超
えると、脱炭焼鈍での酸素量の低下もしくは脱炭量の低
下等の弊害が生じ易い。また、Cu及びCrは、脱炭焼鈍板
の表面酸化層を安定化させるために有効な成分であるた
め、含有させる場合には0.003 wt％以上とするが、Cu及
びCrの含有量がそれぞれ0.3 wt％を超えると、経済的に
不利であるばかりか、被膜安定性が損なわれる。したが
って、Sb、Sn、Cu、Cr、Ge、Biのうち１種もしくは２種
以上を各々の成分量で0.003 〜0.3 wt％を含有させるこ
ととする。。
【００１７】上記の成分を含有する素材を、1280℃以下
に加熱した後、熱間圧延し、次いで熱延板焼鈍を行って
から冷間圧延によって最終板厚とした後、湿水素中雰囲
気で脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍板とし、次いでこの脱炭
焼鈍板にMgO を主体とする焼鈍分離剤を塗布してから仕
上焼鈍を行う。素材の加熱温度を1280℃以下とするの
は、省エネルギー化を図ると共に、高温スラブ加熱に由
来する製品の表面欠陥を防止するためである。
に加熱した後、熱間圧延し、次いで熱延板焼鈍を行って
から冷間圧延によって最終板厚とした後、湿水素中雰囲
気で脱炭焼鈍を行って脱炭焼鈍板とし、次いでこの脱炭
焼鈍板にMgO を主体とする焼鈍分離剤を塗布してから仕
上焼鈍を行う。素材の加熱温度を1280℃以下とするの
は、省エネルギー化を図ると共に、高温スラブ加熱に由
来する製品の表面欠陥を防止するためである。
【００１８】かかる製造工程中、この発明では脱炭焼鈍
板の表面から表面酸化層の1/4 厚みまでの範囲について
ＧＤＳにより測定したSi強度／Mn強度比の積算強度Ｅ
を、1.5 ≦Ｅ≦5.0 の範囲にする。かようにSi強度／Mn
強度比の積算強度Ｅを1.5 ≦Ｅ≦5.0 の範囲にすること
により、仕上げ焼鈍時の追加酸化量を極力抑制して、ス
ラブ加熱温度の低い製造条件においても、良好な磁気特
性を有する方向性電磁鋼板を製造することが可能にな
る。Si強度／Mn強度比の積算強度Ｅが1.5 に満たない場
合には、鋼板表面の酸化物層中における(Mn,Fe)2SiO4が
過多となって、フォルステライト質被膜の前駆体である
オリビンの形成が過多あるいは不均一となって、仕上げ
焼鈍時には追加酸化が進行し、被膜の点状剥離欠陥も誘
発される。一方、Si強度／Mn強度比の積算強度Ｅが5.0
を超える場合には、鋼板表面の酸化物層中におけるSiO2
が過剰となって、不均一なSiO2の生成によるサブスケー
ルの耐追加酸化性が劣化する結果、仕上げ焼鈍時には鋼
板表面が追加酸化を受ける。したがって良好な磁気特性
が安定して得られない。
板の表面から表面酸化層の1/4 厚みまでの範囲について
ＧＤＳにより測定したSi強度／Mn強度比の積算強度Ｅ
を、1.5 ≦Ｅ≦5.0 の範囲にする。かようにSi強度／Mn
強度比の積算強度Ｅを1.5 ≦Ｅ≦5.0 の範囲にすること
により、仕上げ焼鈍時の追加酸化量を極力抑制して、ス
ラブ加熱温度の低い製造条件においても、良好な磁気特
性を有する方向性電磁鋼板を製造することが可能にな
る。Si強度／Mn強度比の積算強度Ｅが1.5 に満たない場
合には、鋼板表面の酸化物層中における(Mn,Fe)2SiO4が
過多となって、フォルステライト質被膜の前駆体である
オリビンの形成が過多あるいは不均一となって、仕上げ
焼鈍時には追加酸化が進行し、被膜の点状剥離欠陥も誘
発される。一方、Si強度／Mn強度比の積算強度Ｅが5.0
を超える場合には、鋼板表面の酸化物層中におけるSiO2
が過剰となって、不均一なSiO2の生成によるサブスケー
ルの耐追加酸化性が劣化する結果、仕上げ焼鈍時には鋼
板表面が追加酸化を受ける。したがって良好な磁気特性
が安定して得られない。
【００１９】なお、この発明においてSi強度／Mn強度比
の積算強度Ｅは、脱炭焼鈍板の表面から表面酸化層の1/
4 厚みまでの範囲についてＧＤＳにより測定する。この
ＧＤＳは、μm オーダーの深さ方向の定性分析、定量分
析をすることができ、発明者らがＧＤＳを用いて脱炭焼
鈍板の表面から表面酸化層を調べた結果、表面酸化層の
なかでも、特に1/4 厚みまでのSi強度／Mn強度比の積算
強度が、仕上げ焼鈍時の追加酸化のされ易さに関係があ
ることを見出したためである。
の積算強度Ｅは、脱炭焼鈍板の表面から表面酸化層の1/
4 厚みまでの範囲についてＧＤＳにより測定する。この
ＧＤＳは、μm オーダーの深さ方向の定性分析、定量分
析をすることができ、発明者らがＧＤＳを用いて脱炭焼
鈍板の表面から表面酸化層を調べた結果、表面酸化層の
なかでも、特に1/4 厚みまでのSi強度／Mn強度比の積算
強度が、仕上げ焼鈍時の追加酸化のされ易さに関係があ
ることを見出したためである。
【００２０】この発明に従い、脱炭焼鈍板の表面から表
面酸化層の1/4 厚みまでの範囲についてＧＤＳにより測
定したSi強度／Mn強度比の積算強度Ｅを所定の範囲にす
る具体的な手段の一例としては、脱炭焼鈍の雰囲気を水
素分圧に対する水蒸気分圧の比ＰH2O ／ＰH2が0.25〜0.
70になる範囲とし、かつ、脱炭焼鈍温度を750 〜900℃
の範囲とすることが挙げられる。ここに、ＰH2O ／ＰH2
が0.25に満たないと、脱炭を十分に行うことができず、
地鉄Ｃ濃度上昇により製品の磁性が時効劣化するので良
くない。また、鋼板表面の酸化層中におけるSiO2が過剰
になりやすい。一方、0.70を超えると、鋼板表面の酸化
層厚みが増加するだけでなく、 FeOX などの外部酸化層
が形成し、フォルステライト質被膜が劣化しやすい。ま
た、脱炭焼鈍温度が750 ℃に満たないと鋼板表面の酸
化、及び脱炭が進行しない。また、900 ℃を超えると鋼
板表面の酸化が過剰に進行し均一性のある酸化層を得に
くい。したがって、いずれも所期した積算強度に制御す
るのが難しい。
面酸化層の1/4 厚みまでの範囲についてＧＤＳにより測
定したSi強度／Mn強度比の積算強度Ｅを所定の範囲にす
る具体的な手段の一例としては、脱炭焼鈍の雰囲気を水
素分圧に対する水蒸気分圧の比ＰH2O ／ＰH2が0.25〜0.
70になる範囲とし、かつ、脱炭焼鈍温度を750 〜900℃
の範囲とすることが挙げられる。ここに、ＰH2O ／ＰH2
が0.25に満たないと、脱炭を十分に行うことができず、
地鉄Ｃ濃度上昇により製品の磁性が時効劣化するので良
くない。また、鋼板表面の酸化層中におけるSiO2が過剰
になりやすい。一方、0.70を超えると、鋼板表面の酸化
層厚みが増加するだけでなく、 FeOX などの外部酸化層
が形成し、フォルステライト質被膜が劣化しやすい。ま
た、脱炭焼鈍温度が750 ℃に満たないと鋼板表面の酸
化、及び脱炭が進行しない。また、900 ℃を超えると鋼
板表面の酸化が過剰に進行し均一性のある酸化層を得に
くい。したがって、いずれも所期した積算強度に制御す
るのが難しい。
【００２１】
【実施例】（実施例１）Ｃ：0.055 wt％、Si：3.03wt
％、Mn：0.072 wt％、Al：0.014 wt％、Ｎ：0.0070wt
％、Sb：0.014 wt％、Se：0.005 wt％、Ｓ：0.0020wt％
を含有する方向性電磁鋼用スラブを、1200℃に加熱した
後、熱間圧延によって2.4 mmの熱延板とした。次いで、
1000℃で60秒の熱延板焼鈍を行い酸洗によって表面のス
ケールを除去した後、タンデム圧延機によって２パス目
以後から最終パス前までの鋼板温度を210 ℃以上とした
状態で圧延を行い、最終厚みを0.34mmとした。この冷延
板を脱脂した後、脱炭焼鈍時の均熱温度を700 〜950
℃、雰囲気を水素分圧に対する水蒸気分圧の比ＰH2O ／
ＰH2を0.10〜0.80の間で種々に変化させた。得られた脱
炭焼鈍板表面の、表面から表面酸化層の厚みの1/4 まで
の範囲におけるＧＤＳ積算強度を測定し、Si強度とMn強
度の比を求めた。次いで、MgO を主成分とする焼鈍分離
剤を塗布しコイル状に巻き取り、室温〜850 ℃をN2ガス
雰囲気とし、850 〜1150℃をN2−25％＋H2−75％の混合
ガス雰囲気とし、500 ℃から1180℃までを25℃/hr の昇
温速度で昇温後、1180℃で5 hr保持する仕上げ焼鈍を施
した。かくして得られた鋼板の磁気特性を表１に示す。
％、Mn：0.072 wt％、Al：0.014 wt％、Ｎ：0.0070wt
％、Sb：0.014 wt％、Se：0.005 wt％、Ｓ：0.0020wt％
を含有する方向性電磁鋼用スラブを、1200℃に加熱した
後、熱間圧延によって2.4 mmの熱延板とした。次いで、
1000℃で60秒の熱延板焼鈍を行い酸洗によって表面のス
ケールを除去した後、タンデム圧延機によって２パス目
以後から最終パス前までの鋼板温度を210 ℃以上とした
状態で圧延を行い、最終厚みを0.34mmとした。この冷延
板を脱脂した後、脱炭焼鈍時の均熱温度を700 〜950
℃、雰囲気を水素分圧に対する水蒸気分圧の比ＰH2O ／
ＰH2を0.10〜0.80の間で種々に変化させた。得られた脱
炭焼鈍板表面の、表面から表面酸化層の厚みの1/4 まで
の範囲におけるＧＤＳ積算強度を測定し、Si強度とMn強
度の比を求めた。次いで、MgO を主成分とする焼鈍分離
剤を塗布しコイル状に巻き取り、室温〜850 ℃をN2ガス
雰囲気とし、850 〜1150℃をN2−25％＋H2−75％の混合
ガス雰囲気とし、500 ℃から1180℃までを25℃/hr の昇
温速度で昇温後、1180℃で5 hr保持する仕上げ焼鈍を施
した。かくして得られた鋼板の磁気特性を表１に示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】脱炭焼鈍板の表面から表面酸化層の厚みの
1/4 の範囲におけるＧＤＳ積算強度が1.5 〜5.0 の範囲
にある試料No. １〜９では、比較例に比し磁気特性の優
れたものが得られていることが分かる。
1/4 の範囲におけるＧＤＳ積算強度が1.5 〜5.0 の範囲
にある試料No. １〜９では、比較例に比し磁気特性の優
れたものが得られていることが分かる。
【００２４】（実施例２）Ｃ：0.060 wt％、Si：3.15wt
％、Mn：0.081 wt％、Al：0.017 wt％、Ｎ：0.0060wt
％、Sb：0.017 wt％、Se：0.006 wt％、Ｓ：0.0018wt％
を含有する方向性電磁鋼用スラブを、1200℃に加熱した
後、熱間圧延によって2.6 mmの熱延板とした。次いで、
1000℃で50秒の熱延板焼鈍を行い酸洗によって表面のス
ケールを除去した後、タンデム圧延機によって２パス目
以後から最終パス前までの鋼板温度を210 ℃以上とした
状態で圧延を行い、最終厚みを0.34mmとした。この冷延
板を脱脂した後、脱炭焼鈍時の均熱温度を700 〜950
℃、雰囲気を水素分圧に対する水蒸気分圧の比ＰH2O ／
ＰH2を0.10〜0.80の間で種々に変化させた。得られた脱
炭焼鈍板表面の、表面から表面酸化層の厚みの1/4 まで
の範囲におけるＧＤＳ積算強度を測定し、Si強度とMn強
度の比を求めた。次いで、MgO を主成分とする焼鈍分離
剤を塗布しコイル状に巻き取り、室温〜850 ℃をN2ガス
雰囲気とし、850 〜1150℃をN2−25％＋H2−75％の混合
ガス雰囲気とし、500 ℃から1180℃までを25℃/hr の昇
温速度で昇温後、1180℃で5 hr保持する仕上げ焼鈍を施
した。かくして得られた鋼板について、実施例１と同様
の調査を行った。結果を表２に示す。
％、Mn：0.081 wt％、Al：0.017 wt％、Ｎ：0.0060wt
％、Sb：0.017 wt％、Se：0.006 wt％、Ｓ：0.0018wt％
を含有する方向性電磁鋼用スラブを、1200℃に加熱した
後、熱間圧延によって2.6 mmの熱延板とした。次いで、
1000℃で50秒の熱延板焼鈍を行い酸洗によって表面のス
ケールを除去した後、タンデム圧延機によって２パス目
以後から最終パス前までの鋼板温度を210 ℃以上とした
状態で圧延を行い、最終厚みを0.34mmとした。この冷延
板を脱脂した後、脱炭焼鈍時の均熱温度を700 〜950
℃、雰囲気を水素分圧に対する水蒸気分圧の比ＰH2O ／
ＰH2を0.10〜0.80の間で種々に変化させた。得られた脱
炭焼鈍板表面の、表面から表面酸化層の厚みの1/4 まで
の範囲におけるＧＤＳ積算強度を測定し、Si強度とMn強
度の比を求めた。次いで、MgO を主成分とする焼鈍分離
剤を塗布しコイル状に巻き取り、室温〜850 ℃をN2ガス
雰囲気とし、850 〜1150℃をN2−25％＋H2−75％の混合
ガス雰囲気とし、500 ℃から1180℃までを25℃/hr の昇
温速度で昇温後、1180℃で5 hr保持する仕上げ焼鈍を施
した。かくして得られた鋼板について、実施例１と同様
の調査を行った。結果を表２に示す。
【００２５】
【表２】
【００２６】脱炭焼鈍時の均熱におけるＰH2O ／ＰH2を
0.25〜0.70としたうえで、均熱後段の温度を750 〜900
℃とした場合には、脱炭焼鈍板表面の表面から表面酸化
層の厚みの1/4 の範囲におけるＧＤＳ積算強度が1.5 〜
5.0 の範囲にある試料No. １〜12では、比較例に比し磁
気特性の優れたものが得られていることが分かる。
0.25〜0.70としたうえで、均熱後段の温度を750 〜900
℃とした場合には、脱炭焼鈍板表面の表面から表面酸化
層の厚みの1/4 の範囲におけるＧＤＳ積算強度が1.5 〜
5.0 の範囲にある試料No. １〜12では、比較例に比し磁
気特性の優れたものが得られていることが分かる。
【００２７】
【発明の効果】この発明によれば、MnS 及びMnSeインヒ
ビターを用いた場合には普通鋼並のスラブ加熱温度では
固溶不十分となる問題を回避するためにＳ及びSeを低減
させた方向性けい素鋼用スラブを用い、低温スラブ加熱
によって方向性電磁鋼板を製造する場合において懸念さ
れた仕上げ焼鈍途中での追加酸化による二次再結晶不良
を、脱炭焼鈍板最表層のSi／Mn組成を特定範囲に制御す
ることにより、良好な磁気特性を得ることができる。
ビターを用いた場合には普通鋼並のスラブ加熱温度では
固溶不十分となる問題を回避するためにＳ及びSeを低減
させた方向性けい素鋼用スラブを用い、低温スラブ加熱
によって方向性電磁鋼板を製造する場合において懸念さ
れた仕上げ焼鈍途中での追加酸化による二次再結晶不良
を、脱炭焼鈍板最表層のSi／Mn組成を特定範囲に制御す
ることにより、良好な磁気特性を得ることができる。
【図１】脱炭焼鈍板の表面から表面酸化層厚みの1/4 ま
でのＧＤＳ積算強度によるSi／Mn強度比と、仕上げ焼鈍
時における昇温過程の850 ℃で炉から引き出した試料の
蛍光Ｘ線分析による酸素強度／鉄強度比との関係を示す
図である。
でのＧＤＳ積算強度によるSi／Mn強度比と、仕上げ焼鈍
時における昇温過程の850 ℃で炉から引き出した試料の
蛍光Ｘ線分析による酸素強度／鉄強度比との関係を示す
図である。
【図２】仕上げ焼鈍時の850 ℃途中引き出し時の蛍光Ｘ
線分析による酸素強度比と、製品板の磁気特性の一つで
ある鉄損W 17/50 との関係を示す図である。
線分析による酸素強度比と、製品板の磁気特性の一つで
ある鉄損W 17/50 との関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ：0.02〜0.07wt％、 Si：2.0 〜4.5 wt％、 Mn：0.03〜2.5 wt％、 Al：0.005 〜0.050 wt％、 Ｎ：0.003 〜0.010 wt％、 Ｓ及びSeを単独もしくは複合で0.02wt％以下、を含み、
更に、 Sb、Sn、Cu、Cr、Ge、Biのうち１種又は２種以上を各々
の成分量で0.003 〜0.3 wt％ 含有し、残部は鉄及び不可避的不純物よりなる方向性電
磁鋼用スラブを1280℃以下に加熱した後、熱間圧延し、
次いで熱延板焼鈍を行ってから冷間圧延によって最終板
厚とした後、湿水素中雰囲気で脱炭焼鈍を行って脱炭焼
鈍板とし、次いでこの脱炭焼鈍板にMgO を主体とする焼
鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を行う方向性電磁鋼板
の製造方法において、 脱炭焼鈍板の表面から表面酸化層の1/4 厚みまでの範囲
についてＧＤＳにより測定したSi強度／Mn強度比の積算
強度Ｅを、1.5 ≦Ｅ≦5.0 の範囲にすることを特徴とす
る方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】脱炭焼鈍の雰囲気を水素分圧に対する水蒸
気分圧の比ＰH2O ／ＰH2が0.25〜0.70になる範囲とし、
かつ、脱炭焼鈍温度を750 〜900 ℃の範囲として、Si強
度／Mn強度比を制御することを特徴とする請求項１記載
の方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07944498A JP3716608B2 (ja) | 1998-03-26 | 1998-03-26 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07944498A JP3716608B2 (ja) | 1998-03-26 | 1998-03-26 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11269543A true JPH11269543A (ja) | 1999-10-05 |
| JP3716608B2 JP3716608B2 (ja) | 2005-11-16 |
Family
ID=13690061
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07944498A Expired - Fee Related JP3716608B2 (ja) | 1998-03-26 | 1998-03-26 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3716608B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106119687A (zh) * | 2016-06-28 | 2016-11-16 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高表面质量的免酸洗热轧带钢及其制造方法 |
| JP2018070974A (ja) * | 2016-11-01 | 2018-05-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2018135556A (ja) * | 2017-02-21 | 2018-08-30 | 新日鐵住金株式会社 | 電磁鋼板、及びその製造方法 |
| JP2018141206A (ja) * | 2017-02-28 | 2018-09-13 | 新日鐵住金株式会社 | 電磁鋼板、及びその製造方法 |
-
1998
- 1998-03-26 JP JP07944498A patent/JP3716608B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106119687A (zh) * | 2016-06-28 | 2016-11-16 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高表面质量的免酸洗热轧带钢及其制造方法 |
| JP2018070974A (ja) * | 2016-11-01 | 2018-05-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2018135556A (ja) * | 2017-02-21 | 2018-08-30 | 新日鐵住金株式会社 | 電磁鋼板、及びその製造方法 |
| JP2018141206A (ja) * | 2017-02-28 | 2018-09-13 | 新日鐵住金株式会社 | 電磁鋼板、及びその製造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3716608B2 (ja) | 2005-11-16 |
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