JPS5832214B2 - 磁束密度の極めて高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の極めて高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPS5832214B2 JPS5832214B2 JP54170257A JP17025779A JPS5832214B2 JP S5832214 B2 JPS5832214 B2 JP S5832214B2 JP 54170257 A JP54170257 A JP 54170257A JP 17025779 A JP17025779 A JP 17025779A JP S5832214 B2 JPS5832214 B2 JP S5832214B2
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
- C21D8/1266—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest between cold rolling steps
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、鋼板または鋼帯の圧延方向に磁化容易軸＜１
００＞を有する磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板
または銅帯の製造方法に関するものである。
００＞を有する磁束密度の極めて高い一方向性電磁鋼板
または銅帯の製造方法に関するものである。
一方向性電磁鋼板は主として変圧器など電気機器の鉄芯
用材料として使用されているが、電気機器の小型化のた
め磁化特性の極めて優れた板が要望されている。
用材料として使用されているが、電気機器の小型化のた
め磁化特性の極めて優れた板が要望されている。
一方向性珪素鋼板の磁気特性は磁化特性と鉄損特性とに
より表現されており、磁化特性は磁化力１０００Ａ／ｍ
における磁束密度Ｂ１０値により、鉄損特性はＷ１７１
５０の鉄損値によって判定されている。
より表現されており、磁化特性は磁化力１０００Ａ／ｍ
における磁束密度Ｂ１０値により、鉄損特性はＷ１７１
５０の鉄損値によって判定されている。
このような一方向性珪素鋼板の磁気特性を向上させるた
めには第一に鋼板中の２次再結晶粒の＜１００＞軸を圧
延方向に高度に揃える必要があり、第二には最終成品中
に残存する不純物や析出物はできるだけ少なくする必要
がある。
めには第一に鋼板中の２次再結晶粒の＜１００＞軸を圧
延方向に高度に揃える必要があり、第二には最終成品中
に残存する不純物や析出物はできるだけ少なくする必要
がある。
ところでＮ、Ｐ。Ｇｏｓ ｓによって一方向性珪素鋼板
の２段冷延による製造方法が発明されて以来その製造方
法に数多くの改善がなされ、磁束密度および鉄損値は年
を追って改善されてきた。
の２段冷延による製造方法が発明されて以来その製造方
法に数多くの改善がなされ、磁束密度および鉄損値は年
を追って改善されてきた。
その中で特に代表的なものはＡｔＮ析出相を利用する特
公昭４０−１５６６４号およびｓｂとＳｅあるいはＳと
の複合添加による特公昭５１−１３４６９号のそれぞれ
の公報に記載の発明方法であ゛す、これらの方法によれ
ばＢｌｏが１．８７Ｔを越える製品が得られるようにな
った。
公昭４０−１５６６４号およびｓｂとＳｅあるいはＳと
の複合添加による特公昭５１−１３４６９号のそれぞれ
の公報に記載の発明方法であ゛す、これらの方法によれ
ばＢｌｏが１．８７Ｔを越える製品が得られるようにな
った。
まず前者のＡ４Ｎ析出相を利用する方法は磁束密度の高
い製品が得られるにもかかわらず仕上焼鈍後の２次再結
晶粒が大きくなるため鉄損が比較的高い。
い製品が得られるにもかかわらず仕上焼鈍後の２次再結
晶粒が大きくなるため鉄損が比較的高い。
したがって数年前のエネルギー危機を境にして電力損失
のきわめて少ない鉄心材料の用途にはさらに改良が要求
されつつある。
のきわめて少ない鉄心材料の用途にはさらに改良が要求
されつつある。
また後者は本願発明者等による発明であり、この方法に
よれば工業的生産に当って安定した工程によって製造す
ることができるという特徴を有するが、比較的磁束密度
が低く、そのために鉄損値を充分に低くすることができ
ないため改良すべき点が残されている。
よれば工業的生産に当って安定した工程によって製造す
ることができるという特徴を有するが、比較的磁束密度
が低く、そのために鉄損値を充分に低くすることができ
ないため改良すべき点が残されている。
以上のほか本発明者等は先に特願昭５３
１０５８９９号明細書（％公昭５６−４６１３号公報）
および特願昭５３−８２１１１号明細書（特公昭５７−
１４７３７号公報）により少量のＭｏとｓｂと微量のＳ
ｅあるいはＳとを複合添加させることにより（１１０）
＜００１＞方位の２次再結晶を得て磁束密度の高い一方
向性珪素鋼板を製造することができることを知見して特
許出願した。
および特願昭５３−８２１１１号明細書（特公昭５７−
１４７３７号公報）により少量のＭｏとｓｂと微量のＳ
ｅあるいはＳとを複合添加させることにより（１１０）
＜００１＞方位の２次再結晶を得て磁束密度の高い一方
向性珪素鋼板を製造することができることを知見して特
許出願した。
しかしながらこの方法によれば磁気特性はＢｌｏで１．
９２Ｔ以上の高い磁束密度の一方向性珪素鋼板を得るこ
とができるが、仕上焼鈍後の２次再結晶粒が比較的大き
くなるために鉄損が高くなるという欠点がある。
９２Ｔ以上の高い磁束密度の一方向性珪素鋼板を得るこ
とができるが、仕上焼鈍後の２次再結晶粒が比較的大き
くなるために鉄損が高くなるという欠点がある。
本発明は、従来知られた一方向性珪素鋼板の前記の如き
諸欠点を除去、改善し、Ｂｌｏが少なくとも１．９３Ｔ
の高磁束密度と、Ｗ、７１５ｏが１１０Ｗ ／ Ｋ、以
下の極めて低い鉄損を有し、かつ安定した工程にるって
製造することのできる一方向性珪素鋼板の製造方法を提
供することを目的としてＣ０，０６係以下、Ｓｉ２．Ｏ
〜４．０％、ＳｂＯ，００５〜０．２０係、Ｓｅ、Ｓの
倒れか１種または２種０．１０％以下を含有する珪素鋼
素材を熱延し、次に均一化焼鈍を施した後冷延と中間焼
鈍を適宜繰返して最終威品厚の冷延鋼板を得、次いで脱
炭を兼ねた１次基結晶焼鈍を施し、さらに最終仕上焼鈍
を施して（１１０）＜００１＞方位の２次再結晶粒を発
達させる一連の工程よりなる一方向性珪素鋼板の製造方
法において、前記素材中にＭ。
諸欠点を除去、改善し、Ｂｌｏが少なくとも１．９３Ｔ
の高磁束密度と、Ｗ、７１５ｏが１１０Ｗ ／ Ｋ、以
下の極めて低い鉄損を有し、かつ安定した工程にるって
製造することのできる一方向性珪素鋼板の製造方法を提
供することを目的としてＣ０，０６係以下、Ｓｉ２．Ｏ
〜４．０％、ＳｂＯ，００５〜０．２０係、Ｓｅ、Ｓの
倒れか１種または２種０．１０％以下を含有する珪素鋼
素材を熱延し、次に均一化焼鈍を施した後冷延と中間焼
鈍を適宜繰返して最終威品厚の冷延鋼板を得、次いで脱
炭を兼ねた１次基結晶焼鈍を施し、さらに最終仕上焼鈍
を施して（１１０）＜００１＞方位の２次再結晶粒を発
達させる一連の工程よりなる一方向性珪素鋼板の製造方
法において、前記素材中にＭ。
０．００３〜０．１係を含有させ、かつ前記適宜繰返さ
れる中間焼鈍のうち少なくとも最終冷延直前の中間焼鈍
後の冷却の際９００℃から５００００までの間の冷却速
度を５°Ｃ／ｓｅｃ以上としたことを特徴とする磁束密
度の極めて高く、鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方
法を提供することによって前記目的を遠戚することがで
きる。
れる中間焼鈍のうち少なくとも最終冷延直前の中間焼鈍
後の冷却の際９００℃から５００００までの間の冷却速
度を５°Ｃ／ｓｅｃ以上としたことを特徴とする磁束密
度の極めて高く、鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方
法を提供することによって前記目的を遠戚することがで
きる。
次に本発明の詳細な説明する。
本発明によれば、素材中に複合含有させる少量のＭｏは
冷延・１次再結晶の集合組織の調整に利用されるもので
あり、一方向性珪素鋼板の製造において焼鈍に伴なう結
晶粒の正常粒の成長を抑制する作用を有するｓｂおよび
微量のＳｅあるいはＳの倒れか少なくとも１種とＭｏが
共存することによって前記正常粒成長の打製効果が重畳
して極めて優れた電磁特性を有する製品とすることがで
きる。
冷延・１次再結晶の集合組織の調整に利用されるもので
あり、一方向性珪素鋼板の製造において焼鈍に伴なう結
晶粒の正常粒の成長を抑制する作用を有するｓｂおよび
微量のＳｅあるいはＳの倒れか少なくとも１種とＭｏが
共存することによって前記正常粒成長の打製効果が重畳
して極めて優れた電磁特性を有する製品とすることがで
きる。
本発明によれば、この効果を得るためには中間焼鈍後の
冷却に際し９０００Ｃから５０００Ｃまでを５°Ｃ／ｓ
ｅｃ以上（好ましくは１０°Ｃ／ｓ以上）の冷却速度で
冷却することにより素材中の炭・窒化物を微細かつ均一
に分散させることができる。
冷却に際し９０００Ｃから５０００Ｃまでを５°Ｃ／ｓ
ｅｃ以上（好ましくは１０°Ｃ／ｓ以上）の冷却速度で
冷却することにより素材中の炭・窒化物を微細かつ均一
に分散させることができる。
この条件が満された最終板厚の冷間圧延板は通常７８０
〜８４０°Ｃにおいて、湿水素中で脱炭を兼ねた一次再
結晶焼鈍が施され、それに続く通常１１００〜１２００
０Ｃでの最終焼鈍によって特に（１１０）＜００１＞方
位を有する２次再結晶粒が選択的に成長する。
〜８４０°Ｃにおいて、湿水素中で脱炭を兼ねた一次再
結晶焼鈍が施され、それに続く通常１１００〜１２００
０Ｃでの最終焼鈍によって特に（１１０）＜００１＞方
位を有する２次再結晶粒が選択的に成長する。
この際に＜１００＞方向から外れた結晶粒の成長が抑制
され極めて尖鋭な方向性が得られることが本発明の重要
な特徴である。
され極めて尖鋭な方向性が得られることが本発明の重要
な特徴である。
本発明によれば素材中に０．００３〜０．１％のＭｏを
含有させることを必須の条件とするが、この効果は中間
焼鈍処理後９００’Ｃから５００’Ｃまでを５°Ｃ／ｓ
ｅｃ以上（好ましくは１０’Ｃ／ｓ以上）の冷却速度で
急冷処理することにより素材中のマトリックスや結晶粒
界および亜粒界に微細な炭化物おそら＜ Ｍ Ｏ２Ｃを
生成させ、冷延・１次再結晶集合組織を変化させること
を意図したものであり、これによって高度に発達した（
１１０ ）＜００１＞方位の２次再結晶を得ることが
できる。
含有させることを必須の条件とするが、この効果は中間
焼鈍処理後９００’Ｃから５００’Ｃまでを５°Ｃ／ｓ
ｅｃ以上（好ましくは１０’Ｃ／ｓ以上）の冷却速度で
急冷処理することにより素材中のマトリックスや結晶粒
界および亜粒界に微細な炭化物おそら＜ Ｍ Ｏ２Ｃを
生成させ、冷延・１次再結晶集合組織を変化させること
を意図したものであり、これによって高度に発達した（
１１０ ）＜００１＞方位の２次再結晶を得ることが
できる。
すなわち中間焼鈍後に素材中の析出物が微細・均一に分
散していると冷延時に転位の移動に対する障壁としての
働きが増大し、転位の局部堆積を促進するのでセル構造
が微細均一化する。
散していると冷延時に転位の移動に対する障壁としての
働きが増大し、転位の局部堆積を促進するのでセル構造
が微細均一化する。
その結果冷延後の１次再結晶組織形成の際、再結晶の早
い結晶方位すなわち（１１０）＜００１＞や（１１１）
＜１１２＞方位のセルが優先的に再結晶するようになり
、他方（１００）〜（１１２Ｆ〜（１１１）く０１１〉
方位等Ｇｏｓ ｓ方位の２次再結晶粒の発達を阻害する
＜０１１＞繊維組織成分はセル形威し難いと同時に再結
晶も遅れるので、これらの不都合な組織成分を減少させ
ることができる。
い結晶方位すなわち（１１０）＜００１＞や（１１１）
＜１１２＞方位のセルが優先的に再結晶するようになり
、他方（１００）〜（１１２Ｆ〜（１１１）く０１１〉
方位等Ｇｏｓ ｓ方位の２次再結晶粒の発達を阻害する
＜０１１＞繊維組織成分はセル形威し難いと同時に再結
晶も遅れるので、これらの不都合な組織成分を減少させ
ることができる。
そのためにはＭｏ２Ｃの炭化物が粗大化しやすい温度が
約６００°Ｃから９００℃であるため、９００℃から５
００℃の温度範囲を急冷処理を施すことにより析出物の
微細化を図ることが可能であると考えられる。
約６００°Ｃから９００℃であるため、９００℃から５
００℃の温度範囲を急冷処理を施すことにより析出物の
微細化を図ることが可能であると考えられる。
したがってＭ。の含有により熱延、冷延の集合組織改善
が図られ、また１次再結晶集合組織中に尖鋭な（１１０
）＜００１＞方位を有する１次再結晶粒を多く、（１１
１）＜１１２＞方位成分を強く、また（１００）〜（１
１２）〜（１１１）＜０１１＞方位等の＜０１１＞繊維
組織成分の弱い１次再結晶組織形成の機能が果されると
いう特徴が得られる。
が図られ、また１次再結晶集合組織中に尖鋭な（１１０
）＜００１＞方位を有する１次再結晶粒を多く、（１１
１）＜１１２＞方位成分を強く、また（１００）〜（１
１２）〜（１１１）＜０１１＞方位等の＜０１１＞繊維
組織成分の弱い１次再結晶組織形成の機能が果されると
いう特徴が得られる。
特に最終冷延前の急冷処理により２次再結晶焼鈍後の２
次再結晶粒径を細粒にすることかできるために鉄損を向
上させることができる。
次再結晶粒径を細粒にすることかできるために鉄損を向
上させることができる。
特公昭３８−８２１４号によれば、Ｓ ｂ Ｏ，００５
〜０．１％を素材に含有させることにより、（１１０）
＜００１＞方位の結晶粒が得られることが知られており
、本発明者等は先に特公昭５１−１３４６９号によりＳ
ｂＯ，００５〜０．２係と微量のＳｅまたはＳ添加によ
り１次再結晶粒の成長が抑制されることを開示した。
〜０．１％を素材に含有させることにより、（１１０）
＜００１＞方位の結晶粒が得られることが知られており
、本発明者等は先に特公昭５１−１３４６９号によりＳ
ｂＯ，００５〜０．２係と微量のＳｅまたはＳ添加によ
り１次再結晶粒の成長が抑制されることを開示した。
本発明によれば、Ｍｏの含有は前記公報記載の発明と重
畳してその効果をさらに強める働きをも有しており、前
の集合組織の改善効果とこの１次再結晶粒の発達が一層
顕著となり、磁気特性Ｂ１０が１．９３Ｔ以上の値が安
定して得られるに至ったものである。
畳してその効果をさらに強める働きをも有しており、前
の集合組織の改善効果とこの１次再結晶粒の発達が一層
顕著となり、磁気特性Ｂ１０が１．９３Ｔ以上の値が安
定して得られるに至ったものである。
次に本発明を実験データについて説明する。
Ｃ約０．０３７’％、 Ｓ ｉ約３．１５’％ 、 Ｍ
ｏ Ｏ〜ｏ、２％、ｓｂ約０．０２５％、 Ｓ ｅ約ｏ
、ｏ１ｓ％を含む鋼塊を熱間圧延によって板厚２．７〜
３．０ ｍｍ厚の熱延板とし、この熱延板を先ず９５０
℃で５分間均一化焼鈍した後、６０〜ｓｏ％の圧下率で
冷延し、次いで９５０℃で５分間の中間焼鈍した後、９
０００Ｃから５００’Ｃまでの温度範囲を１５°’Ｃ／
ｓｅｃおよび３°Ｃ／ｓｅｅで冷却し、次いで５０〜７
０係の圧下率で最終冷延してＱ、３＋＋＋ｉまたは０．
３５ｍｍの最終ゲージとした後８２０℃で湿水素中で脱
炭し、最終に８６０’Ｃで５０時間の２次再結晶焼鈍を
施した後１１８０℃で箱焼鈍を施して得られた成品の代
表的な磁束密度Ｂ１ｏおよび鉄損Ｗ１□１５０におよぼ
すＭｏ含有量の関係および中間焼鈍後の冷却速度（１５
°Ｃ／ ｓｅｃおよび３８Ｃ／ ｓｅｃ ）変化を第１
図ａ、ｂにそれぞれ示す。
ｏ Ｏ〜ｏ、２％、ｓｂ約０．０２５％、 Ｓ ｅ約ｏ
、ｏ１ｓ％を含む鋼塊を熱間圧延によって板厚２．７〜
３．０ ｍｍ厚の熱延板とし、この熱延板を先ず９５０
℃で５分間均一化焼鈍した後、６０〜ｓｏ％の圧下率で
冷延し、次いで９５０℃で５分間の中間焼鈍した後、９
０００Ｃから５００’Ｃまでの温度範囲を１５°’Ｃ／
ｓｅｃおよび３°Ｃ／ｓｅｅで冷却し、次いで５０〜７
０係の圧下率で最終冷延してＱ、３＋＋＋ｉまたは０．
３５ｍｍの最終ゲージとした後８２０℃で湿水素中で脱
炭し、最終に８６０’Ｃで５０時間の２次再結晶焼鈍を
施した後１１８０℃で箱焼鈍を施して得られた成品の代
表的な磁束密度Ｂ１ｏおよび鉄損Ｗ１□１５０におよぼ
すＭｏ含有量の関係および中間焼鈍後の冷却速度（１５
°Ｃ／ ｓｅｃおよび３８Ｃ／ ｓｅｃ ）変化を第１
図ａ、ｂにそれぞれ示す。
図中各特性値に幅があるのは、後述するごとく最終冷延
の圧下率によって特性値が幾分具なるからであり、同図
では該圧下率が５０〜５８％の場合につき２点、６０〜
６８係の場合につき２点、計４点について調べた結果を
示す。
の圧下率によって特性値が幾分具なるからであり、同図
では該圧下率が５０〜５８％の場合につき２点、６０〜
６８係の場合につき２点、計４点について調べた結果を
示す。
同図からＭｏを含有せず中間焼鈍後の冷却速度が遅い場
合には磁束密度Ｂ１ｏが１．８８３〜１９０８Ｔ１鉄損
Ｗ１７１５０が１．０７〜１．１３Ｗ／Ｋｐであるが、
Ｍｏ含有量が０．０１％から０．０５％の範囲において
磁束密度Ｂ１ｏが１．９０４〜１．９３８Ｔと高くなる
と共に鉄損Ｗ１７１５０も１．０４〜１．１１Ｗｙ％と
向上する。
合には磁束密度Ｂ１ｏが１．８８３〜１９０８Ｔ１鉄損
Ｗ１７１５０が１．０７〜１．１３Ｗ／Ｋｐであるが、
Ｍｏ含有量が０．０１％から０．０５％の範囲において
磁束密度Ｂ１ｏが１．９０４〜１．９３８Ｔと高くなる
と共に鉄損Ｗ１７１５０も１．０４〜１．１１Ｗｙ％と
向上する。
またＭｏ含有量が０．１ ％以上では磁束密度、鉄損共
劣化する。
劣化する。
一方Ｍｏを含有せず中間焼鈍後の冷却速度が速い場合に
は磁束密度Ｂ１ｏが１．８９２〜１．９１６Ｔ、鉄損Ｗ
１□１５ｏが１．０５〜１．１２Ｗ／Ｋｐで同一素材の
冷却速度が遅い場合にくらべて磁束密度、鉄損共同上す
ることがわかる。
は磁束密度Ｂ１ｏが１．８９２〜１．９１６Ｔ、鉄損Ｗ
１□１５ｏが１．０５〜１．１２Ｗ／Ｋｐで同一素材の
冷却速度が遅い場合にくらべて磁束密度、鉄損共同上す
ることがわかる。
この状況はＭｏ含有量が０．０１％から０．０５％の範
囲において磁気特性の向上が顕著でＢｌｏが１．９１６
〜１．９４７ Ｔ、鉄損が１．０２〜１．０９Ｗ／Ｋｐ
となり同一素材の冷却速度が遅い場合に較べて磁束密度
Ｂ１ｏが０．ＯＩＴ程度、鉄損Ｗ１７１５０が０．０２
〜０．０３ Ｗ／Ｋｙ程度向上することがわかる。
囲において磁気特性の向上が顕著でＢｌｏが１．９１６
〜１．９４７ Ｔ、鉄損が１．０２〜１．０９Ｗ／Ｋｐ
となり同一素材の冷却速度が遅い場合に較べて磁束密度
Ｂ１ｏが０．ＯＩＴ程度、鉄損Ｗ１７１５０が０．０２
〜０．０３ Ｗ／Ｋｙ程度向上することがわかる。
Ｃ約０．０３８％、Ｓｉ約３．０％ 、 Ｍｏ ０．０
２５’％、Ｓｂ０．０２５％、ＳｅＯ，０１８ｆＯを含
む鋼塊を熱延して２．７〜３．０ ｍｍ厚の熱延板とし
、この熱延板９５０°Ｃで５分間の均一化焼鈍した後、
６０係〜８０饅の圧下率で冷延し、次いで９５０℃で５
分間の中間焼鈍した後、９０００Ｇから５００°Ｃまで
の温度範囲で冷却速度を１℃／ ｓｅｃ〜２００°Ｃ／
ｓｅｃで変えたあと、６０〜６６％および６８〜７６
係の圧下率で最終冷延して０．３ｍｍ厚の最終ゲージと
した後８２０’Ｃで湿水素中で脱炭した後、１２００℃
で仕上焼鈍したときの磁束密度Ｂ１ｏと中間焼鈍後の９
０００Ｃから５００℃までの冷却速度（°Ｃ／ ｓｅｃ
）の関係を第２図ａ、ｂにそれぞれに示す。
２５’％、Ｓｂ０．０２５％、ＳｅＯ，０１８ｆＯを含
む鋼塊を熱延して２．７〜３．０ ｍｍ厚の熱延板とし
、この熱延板９５０°Ｃで５分間の均一化焼鈍した後、
６０係〜８０饅の圧下率で冷延し、次いで９５０℃で５
分間の中間焼鈍した後、９０００Ｇから５００°Ｃまで
の温度範囲で冷却速度を１℃／ ｓｅｃ〜２００°Ｃ／
ｓｅｃで変えたあと、６０〜６６％および６８〜７６
係の圧下率で最終冷延して０．３ｍｍ厚の最終ゲージと
した後８２０’Ｃで湿水素中で脱炭した後、１２００℃
で仕上焼鈍したときの磁束密度Ｂ１ｏと中間焼鈍後の９
０００Ｃから５００℃までの冷却速度（°Ｃ／ ｓｅｃ
）の関係を第２図ａ、ｂにそれぞれに示す。
第２図かられかるように上記の鋼塊成分の磁束密度Ｂ１
ｏは中間焼鈍後の９００’Ｃから５００℃までの冷却速
度が５℃／ ｓｅｃ以上の冷却速度で磁束密度Ｂ１ｏが
１．９１８〜１．９５５ Ｔの高い特性が安定して得ら
れ、特に冷却速度が１００Ｃ／ ｓｅｃ以上の場合には
安定して１．９３１〜１．９５５Ｔの磁束密度を得るこ
とができる。
ｏは中間焼鈍後の９００’Ｃから５００℃までの冷却速
度が５℃／ ｓｅｃ以上の冷却速度で磁束密度Ｂ１ｏが
１．９１８〜１．９５５ Ｔの高い特性が安定して得ら
れ、特に冷却速度が１００Ｃ／ ｓｅｃ以上の場合には
安定して１．９３１〜１．９５５Ｔの磁束密度を得るこ
とができる。
一方鉄損は中間焼鈍後の冷却速度による特性向上が顕著
で冷却速度が１０°Ｃ／ｓｅｃ以上では鉄損Ｗ１□１５
ｏが１．０１〜１．０６Ｗ／Ｋｙの低い値が得られるこ
とがわかる。
で冷却速度が１０°Ｃ／ｓｅｃ以上では鉄損Ｗ１□１５
ｏが１．０１〜１．０６Ｗ／Ｋｙの低い値が得られるこ
とがわかる。
中間焼鈍後の冷却速度は磁束密度、鉄損に関する限りか
なり速くても良いが、成品の形状の面から５０ ’Ｃ／
ｓｅｃ程度までに制限するのが良い。
なり速くても良いが、成品の形状の面から５０ ’Ｃ／
ｓｅｃ程度までに制限するのが良い。
Ｃ約０．０４０係、Ｓｉ約３．０５係、Ｍｏ０．０２５
％、ｓｂｏ、ｏ２ｓ％、ＳｅＯ，０２０％を含む鋼塊を
それぞれ熱間圧延によって２．７〜３．０ｍｍ厚の熱延
板となし、この熱延板を先ず９５０°Ｃで５分間焼鈍し
た後４０〜８０％の圧下率で冷延し、次いで９５０℃で
５分間の中間焼鈍した後、９００°Ｃから５０００Ｃま
での温度範囲を３８Ｃ／ｓｅｃおよび２０℃／ ｓｅｃ
で冷却したあと、さらに４０〜８５係の圧下率で最終冷
延して０．３ｍｍ厚の最終ゲージとしたあと８２０°Ｃ
で湿水素中で脱炭し、最後に８６０’Ｃで５０時間の２
次再結晶焼鈍を施した後１２００℃で箱焼鈍して得られ
た成品の磁束密度ＢＩＯにおよほす最終冷延下車（２）
の関係を第３図に示す。
％、ｓｂｏ、ｏ２ｓ％、ＳｅＯ，０２０％を含む鋼塊を
それぞれ熱間圧延によって２．７〜３．０ｍｍ厚の熱延
板となし、この熱延板を先ず９５０°Ｃで５分間焼鈍し
た後４０〜８０％の圧下率で冷延し、次いで９５０℃で
５分間の中間焼鈍した後、９００°Ｃから５０００Ｃま
での温度範囲を３８Ｃ／ｓｅｃおよび２０℃／ ｓｅｃ
で冷却したあと、さらに４０〜８５係の圧下率で最終冷
延して０．３ｍｍ厚の最終ゲージとしたあと８２０°Ｃ
で湿水素中で脱炭し、最後に８６０’Ｃで５０時間の２
次再結晶焼鈍を施した後１２００℃で箱焼鈍して得られ
た成品の磁束密度ＢＩＯにおよほす最終冷延下車（２）
の関係を第３図に示す。
第３図かられかるように中間焼鈍後３℃／ ｓｅｃで冷
却した場合高い磁束密度Ｂ１ｏ １．９０５〜１．９２
８Ｔを得るための最終冷却率が５０〜７０係であるが、
中間焼鈍後２０ ’Ｃ／ ｓｅｃで冷却した場合には冷
却速度が遅い場合よりも高い磁束密度Ｂ１ｏ１．９１４
〜１．９４４Ｔが最終冷延率５０〜７５係の範囲で得ら
れる。
却した場合高い磁束密度Ｂ１ｏ １．９０５〜１．９２
８Ｔを得るための最終冷却率が５０〜７０係であるが、
中間焼鈍後２０ ’Ｃ／ ｓｅｃで冷却した場合には冷
却速度が遅い場合よりも高い磁束密度Ｂ１ｏ１．９１４
〜１．９４４Ｔが最終冷延率５０〜７５係の範囲で得ら
れる。
最終冷延率が８３係以上では中間焼鈍後の冷却速度によ
らずＢｌｏが劣化し、２次再結晶粒と１次再結晶粒が混
在し、また５０％以下では大きな２次再結晶粒が得られ
るが、（１１０）＜００１＞方位からずれた方位となる
ためやはりＢｌｏが低くなる。
らずＢｌｏが劣化し、２次再結晶粒と１次再結晶粒が混
在し、また５０％以下では大きな２次再結晶粒が得られ
るが、（１１０）＜００１＞方位からずれた方位となる
ためやはりＢｌｏが低くなる。
次に本発明において珪素鋼素材中の成分組成を限定する
理由を説明する。
理由を説明する。
Ｃは０．０６％より多いと脱炭工程で脱炭に時間がかか
り経済的でないのでｏ、ｏ６％以下にする必要がある。
り経済的でないのでｏ、ｏ６％以下にする必要がある。
Ｓｉは２．０％より少ないと電気抵抗が低く渦流損失増
大に基づく鉄損値が大きくなり、一方４％より多いと冷
延の際に脆性割れを生じ易いためＳｉは２〜４係の範囲
内にする必要がある。
大に基づく鉄損値が大きくなり、一方４％より多いと冷
延の際に脆性割れを生じ易いためＳｉは２〜４係の範囲
内にする必要がある。
Ｍｏは０．００３％より低いと、１次再結晶粒の成長抑
制効果が明らかでなく、一方０．１係より多いと熱間お
よび冷間加工性が低下し、また鉄損が劣化するのでＭｏ
は０．００３％〜０．１％の範囲内にする必要がある。
制効果が明らかでなく、一方０．１係より多いと熱間お
よび冷間加工性が低下し、また鉄損が劣化するのでＭｏ
は０．００３％〜０．１％の範囲内にする必要がある。
ｓｂは発明者等が開示した特公昭３８−８２１４号によ
れば０．００５〜０．１ ％含有されると、また同様に
本発明者等が開示した特公昭５１−１３４６９号によれ
ば０．００５〜０．２係含有され、かつ微量のＳｅまた
はＳが含有されると、１次結晶粒の成長が抑制されるこ
とが知られている。
れば０．００５〜０．１ ％含有されると、また同様に
本発明者等が開示した特公昭５１−１３４６９号によれ
ば０．００５〜０．２係含有され、かつ微量のＳｅまた
はＳが含有されると、１次結晶粒の成長が抑制されるこ
とが知られている。
本発明によれば、ＭｏとｓｂとＳｅ、Ｓの伺れか少なく
とも１種とが素材中に所定の含有量範囲内で含有される
ことが必要であるが、ｓｂはｏ、ｏｏｓ％より少ないと
１次再結晶粒成長の抑制効果が少なく、方０．２％より
多いと磁束密度が低下し始めて磁気特性を劣化させるの
でｓｂは０．００５〜ｏ、２％ノ範囲内にする必要があ
る。
とも１種とが素材中に所定の含有量範囲内で含有される
ことが必要であるが、ｓｂはｏ、ｏｏｓ％より少ないと
１次再結晶粒成長の抑制効果が少なく、方０．２％より
多いと磁束密度が低下し始めて磁気特性を劣化させるの
でｓｂは０．００５〜ｏ、２％ノ範囲内にする必要があ
る。
Ｓｅ、Ｓはそれぞれｏ、ｏ Ｏ：３％ 、 ０．００８
％より少ないとＭｎＳｅ、ＭｎＳの１次粒成長抑制効果
が弱く、一方それぞれ０．１ ％より多いと熱間および
冷間加工性が著しく劣化するので、Ｓｅ、Ｓの倒れか少
なくとも１種はＳｅにあっては０．００３〜０．１％、
Ｓにあってはｏ、ｏｏｓ〜０．１係の範囲内にする必要
がある。
％より少ないとＭｎＳｅ、ＭｎＳの１次粒成長抑制効果
が弱く、一方それぞれ０．１ ％より多いと熱間および
冷間加工性が著しく劣化するので、Ｓｅ、Ｓの倒れか少
なくとも１種はＳｅにあっては０．００３〜０．１％、
Ｓにあってはｏ、ｏｏｓ〜０．１係の範囲内にする必要
がある。
本発明によれば、上述の如く珪素鋼中に少量のＭｏとｓ
ｂとＳｅまたはＳを複合添加することを必須の条件とす
るが、その他に通常珪素鋼中に添加される公知の元素の
存在を妨げない。
ｂとＳｅまたはＳを複合添加することを必須の条件とす
るが、その他に通常珪素鋼中に添加される公知の元素の
存在を妨げない。
例えばＭｎ０．０２〜２係存在させることは好ましい。
又１次粒成長の抑制剤としてＴｅをＳｅまたはＳに置換
えること或いは追加含有させることを妨げない。
えること或いは追加含有させることを妨げない。
その他一般的にＣｕ 、Ｃｒ ｒ Ｔ １１ Ｖ ＋
Ｚ ｒ ＋ Ｎ ｂ ＩＴ ａ ｒ Ｃｏ 、Ｎ ｔ
＋ Ｓ ｎ 、Ｐ ｔ Ａ ｓ等の不可避元素が微量含
有されることも妨げない。
Ｚ ｒ ＋ Ｎ ｂ ＩＴ ａ ｒ Ｃｏ 、Ｎ ｔ
＋ Ｓ ｎ 、Ｐ ｔ Ａ ｓ等の不可避元素が微量含
有されることも妨げない。
また脱酸剤として使用したＡｔが微量例えば０．０１％
以下残存しても本発明の効果は充分現われる。
以下残存しても本発明の効果は充分現われる。
しかしＡ４の残存量は通常０．００５％以下である。
次に本発明による一連の製造工程について説明する。
本発明の素材を溶製するにはＬＤ転炉、電気炉、平炉そ
の他公知の製鋼方法を用いて行い得ることは勿論、真空
処理、真空溶解を併用することができる。
の他公知の製鋼方法を用いて行い得ることは勿論、真空
処理、真空溶解を併用することができる。
また造塊手段も通常の鋳型に注入する手段のほかに連続
鋳造も好適に行うことができる。
鋳造も好適に行うことができる。
本発明により素材中に含有されるＭｏとｓｂとＳｅ、Ｓ
の何れか少なくとも１種を溶鋼中に添加するには、従来
公知の何れの方法を用いることができ、例えばＬＤ転炉
、ＲＨ脱ガス終了時あるいは造塊時の溶鋼中に添加する
ことができる。
の何れか少なくとも１種を溶鋼中に添加するには、従来
公知の何れの方法を用いることができ、例えばＬＤ転炉
、ＲＨ脱ガス終了時あるいは造塊時の溶鋼中に添加する
ことができる。
造塊した鋼塊または連続鋳造製スラブはそれぞれ公知の
方法で熱延に付される。
方法で熱延に付される。
通常スラブを熱延鋼板に圧延するのは当然であり、得ら
れる熱延板の厚みは後続の冷延工程より支配されるが通
常２〜５間厚程度とすることは有利である。
れる熱延板の厚みは後続の冷延工程より支配されるが通
常２〜５間厚程度とすることは有利である。
次に熱延板は均一化焼鈍後に冷却される。
冷延後中間焼鈍したあとに冷却されるが、高い磁気特性
を得るには第１図および第２図に示すように冷却速度に
注意を払う必要があり、少なくとも最終冷延直前の中間
焼鈍後に９００℃から５００℃までの範囲を５°Ｃ／ｓ
ｅｃ以上に管理しなければならない。
を得るには第１図および第２図に示すように冷却速度に
注意を払う必要があり、少なくとも最終冷延直前の中間
焼鈍後に９００℃から５００℃までの範囲を５°Ｃ／ｓ
ｅｃ以上に管理しなければならない。
この中間焼鈍後の冷却および冷却方法は従来公知の何れ
の方法を用いることができ、例えば冷却ガスの噴射ある
いは水冷噴射による急冷設備を有する連続焼鈍炉におい
て好適に行うことがででる。
の方法を用いることができ、例えば冷却ガスの噴射ある
いは水冷噴射による急冷設備を有する連続焼鈍炉におい
て好適に行うことがででる。
中間焼鈍後冷却された鋼板は冷延に付される。
冷延は少なくとも１回以上施すが、本発明の目的とする
高い磁束密度を得るには最終冷延率に注意を払う必要が
ある。
高い磁束密度を得るには最終冷延率に注意を払う必要が
ある。
冷延は通常８５０°Ｃから１０５００Ｃの中間焼鈍をは
さんで２回施し最初の圧下率は５０係から８０％程度、
最終の圧下率は第３図かられかるように５５係から７５
％程度で０．３０ｍ１ｌＬｌ））ら０．３５朋厚の最終
板厚にする。
さんで２回施し最初の圧下率は５０係から８０％程度、
最終の圧下率は第３図かられかるように５５係から７５
％程度で０．３０ｍ１ｌＬｌ））ら０．３５朋厚の最終
板厚にする。
最終冷延を終り、成品板厚となった鋼板は次に脱炭焼鈍
に付される。
に付される。
この焼鈍は冷延組織を１次再結晶組織にすると同時に最
終焼鈍で（１１０）＜００１＞方位の２次再結晶粒を発
達させる場合に有害なＣを除去するのが目的で、例えば
７５０°Ｃから８５０℃で３〜１５分程度の湿水素中で
の焼鈍のように既に公知になっているどのような方法を
も用いることができる。
終焼鈍で（１１０）＜００１＞方位の２次再結晶粒を発
達させる場合に有害なＣを除去するのが目的で、例えば
７５０°Ｃから８５０℃で３〜１５分程度の湿水素中で
の焼鈍のように既に公知になっているどのような方法を
も用いることができる。
最終焼鈍は（１１０）＜００１＞方位の２次再結晶粒を
充分発達させるため施されるもので、通常箱焼鈍によっ
て直ちに１０００℃以上に昇温し、その温度に保持する
ことによって行なわれる。
充分発達させるため施されるもので、通常箱焼鈍によっ
て直ちに１０００℃以上に昇温し、その温度に保持する
ことによって行なわれる。
この最終焼鈍は通常マグネシャ等の焼鈍分離剤を塗布し
、箱焼鈍によって施されるが、本発明において（１１０
）＜００１＞方位に極度に揃った２次再結晶組織を発達
させるためには８２０°Ｃから９００°Ｃの低温で保定
焼鈍する方が有利であるが、あるいは例えば０．５〜１
５°Ｃ／ｈｒの昇温速度の抜熱焼鈍でも良い。
、箱焼鈍によって施されるが、本発明において（１１０
）＜００１＞方位に極度に揃った２次再結晶組織を発達
させるためには８２０°Ｃから９００°Ｃの低温で保定
焼鈍する方が有利であるが、あるいは例えば０．５〜１
５°Ｃ／ｈｒの昇温速度の抜熱焼鈍でも良い。
次に本発明を実施例について説明する。
実施例 １
Ｃ０，０３８％、 Ｓ ｉ ３．１６％、Ｍｎ０．０６
８％。
８％。
Ｍｏ０．０２５’％、ＳｂＯ，０２５％、ＳｅＯ，０２
０係を含有する鋼塊を熱間圧延により３．０闘厚に仕上
げ、９５０’Ｃで５分間の均一化焼鈍したあと、７０％
の冷間圧延し、次いで９５０℃で５分間の中間焼鈍後、
９０００Ｇから５００℃までの温度範囲を２５°Ｃ／
ｓｅｃで冷却したあと、再び６５係の最終冷延を施して
０．３ｍｍ厚の最終ゲージにした。
０係を含有する鋼塊を熱間圧延により３．０闘厚に仕上
げ、９５０’Ｃで５分間の均一化焼鈍したあと、７０％
の冷間圧延し、次いで９５０℃で５分間の中間焼鈍後、
９０００Ｇから５００℃までの温度範囲を２５°Ｃ／
ｓｅｃで冷却したあと、再び６５係の最終冷延を施して
０．３ｍｍ厚の最終ゲージにした。
次いで８２０℃の湿水素中で脱炭後、２°Ｃ／ｈｒで１
２００°Ｃ昇温し、５時間水素中で純化焼鈍を施した。
２００°Ｃ昇温し、５時間水素中で純化焼鈍を施した。
その結果得られた製品の磁気特性は下記のようであった
。
。
Ｂｌｏ：１．９５Ｔ
Ｗ１７１５ｏ： １．０３Ｗ／に５’
実施例 ２
Ｃ０，０３７％、Ｓ ｉ ３．０５％、Ｍｎ０．０７２
％。
％。
Ｍｏ０．０２５％、ＳｂＯ，０２５％、８０．０２０％
を含有する珪素鋼塊を１３４０℃で３時間加熱し、熱延
工程で３朋厚に仕上げた後、９５０°Ｃで３分間の均一
化焼鈍後、７５係の冷間圧延し、９５０℃で５分間の中
間焼鈍のあと、９００℃から５００°Ｃまでの温度範囲
を１５℃／ ｓｅｃで冷却したあと、６３係の冷間圧延
を施してＱ、３ｍｍ厚の最終ゲージに仕上げた。
を含有する珪素鋼塊を１３４０℃で３時間加熱し、熱延
工程で３朋厚に仕上げた後、９５０°Ｃで３分間の均一
化焼鈍後、７５係の冷間圧延し、９５０℃で５分間の中
間焼鈍のあと、９００℃から５００°Ｃまでの温度範囲
を１５℃／ ｓｅｃで冷却したあと、６３係の冷間圧延
を施してＱ、３ｍｍ厚の最終ゲージに仕上げた。
次にｓｏｏ’ｃで７分間の脱炭焼鈍後、８２０℃から５
°Ｃ／ｈｒで１０００’Ｃまで直上げした後、さらに１
１８０’Ｃで５ｈｒ水素中で純化焼鈍を行った結果次の
ような特性を有する珪素鋼が得られた。
°Ｃ／ｈｒで１０００’Ｃまで直上げした後、さらに１
１８０’Ｃで５ｈｒ水素中で純化焼鈍を行った結果次の
ような特性を有する珪素鋼が得られた。
Ｂ、ｏ： １．９３Ｔ
Ｗ１□／、ｏ：１．０６Ｗ／にり
実施例 ３
Ｃ０，０４２’％、Ｓ ｉ ３．０８％、Ｍｎ０．０７
４％。
４％。
Ｍｏ０．０２５％、’ＳｂＯ，０２３％、ＳｅＯ，０１
８係の組成を有する連鋳スラブを３朋厚に熱延後、９５
０℃で５分間の均一化焼鈍し、７５係の１次冷延を行っ
た。
８係の組成を有する連鋳スラブを３朋厚に熱延後、９５
０℃で５分間の均一化焼鈍し、７５係の１次冷延を行っ
た。
その後９５００Ｇで中間焼鈍後９０００Ｃから５００℃
までの冷却を３５６Ｃ／ｓｅｃで行ったあと６０％の２
次冷延（０，３０ｍｍ仕上厚）を行った。
までの冷却を３５６Ｃ／ｓｅｃで行ったあと６０％の２
次冷延（０，３０ｍｍ仕上厚）を行った。
次に脱炭焼鈍と８６０’Ｃで５０時間の２次再結晶焼鈍
を施した後１２００’Ｃで５時間の仕上焼鈍を行った。
を施した後１２００’Ｃで５時間の仕上焼鈍を行った。
得られた成品の磁気特性は次の通りであった。
Ｂｌｏ： １．９４ Ｔ
Ｗｌ ７１５０ ： １．０３ Ｗ ／ Ｋｇ実施例
４ Ｃ０，０３８％、Ｓｉ３．１１係、 Ｍｏ ０．０２５
係。
４ Ｃ０，０３８％、Ｓｉ３．１１係、 Ｍｏ ０．０２５
係。
Ｓｂ０．０２５％、Ｓｅ０．０１６％の熱延板を得、９
５０°Ｃで３分間の均一化焼鈍後、７５係の冷延を行っ
た。
５０°Ｃで３分間の均一化焼鈍後、７５係の冷延を行っ
た。
その後９５０’Ｃで５分間の中間焼鈍を施したあと、そ
の温度から５５０℃までを１５°Ｃ／ ｓｅｃで冷却し
たのち、６３％の最終冷延を行なってＱ、３ｙｕ＋厚に
仕上げた。
の温度から５５０℃までを１５°Ｃ／ ｓｅｃで冷却し
たのち、６３％の最終冷延を行なってＱ、３ｙｕ＋厚に
仕上げた。
脱炭後８０００Ｇから１０５０°Ｃまで５℃／ｈｒで徐
熱し、１１８０°Ｃで５時間の保持を行った。
熱し、１１８０°Ｃで５時間の保持を行った。
そのときの磁気特性は次のようであった。
Ｂｌｏ： １．９５ Ｔ
Ｗ１７１５０ ： １．０５Ｗ／Ｋｙ
実施例 ５
Ｃ０，０４３％、Ｓｉ３．１０％、Ｍｎ０．０６８％。
ＭｏＯ，０２５％、ＳｂＯ，０２５％、８０．００８％
。
。
Ｓｅ０．０１１％の珪素鋼塊を３．０＋ｎｇ厚の熱延板
にした後、１０００’Ｃで３分間の均一化焼鈍を行った
。
にした後、１０００’Ｃで３分間の均一化焼鈍を行った
。
その後７５係の冷間圧延し、９５０°Ｃで５分間の中間
焼鈍を施したあと、その温度から５０００Ｃまでを２８
°Ｃ／ｓｅｃで冷却した。
焼鈍を施したあと、その温度から５０００Ｃまでを２８
°Ｃ／ｓｅｃで冷却した。
そのあと約６３係の最終圧延して０．３ ｍｒｎ厚に仕
上げた。
上げた。
次に８２０℃で５分間湿水素中で脱炭焼鈍した後、８５
０°Ｃで５０時間の２次再結晶焼鈍を施した。
０°Ｃで５０時間の２次再結晶焼鈍を施した。
その後１２００’Ｃで５時間水素中で純化焼鈍を行った
。
。
得られた製品の磁気特性は次の通りであった。Ｂｌｏ：
１．９４ Ｔ Ｗｔ ７１５０ ： １．０２ Ｗ／ Ｋｇ以上本発明
によればＢｉｏが１．９３Ｔ以上を示す高磁束密度で鉄
損の低い一方向性珪素鋼板を極めて安定して製造するこ
とができる。
１．９４ Ｔ Ｗｔ ７１５０ ： １．０２ Ｗ／ Ｋｇ以上本発明
によればＢｉｏが１．９３Ｔ以上を示す高磁束密度で鉄
損の低い一方向性珪素鋼板を極めて安定して製造するこ
とができる。
第１図ａ、ｂはそれぞれ磁束密度ＢＩＯおよび鉄損Ｗ１
□１５０とＭｏ含有量との関係を中間焼鈍後の冷却速度
をパラメータとして示したグラフ、第２図ａ、ｂはそれ
ぞれ磁束密度および鉄損におよぼす冷却速度の影響を示
したグラフ、第３図は珪素鋼板の磁束密度と最終冷延率
との関係を示したグラフである。
□１５０とＭｏ含有量との関係を中間焼鈍後の冷却速度
をパラメータとして示したグラフ、第２図ａ、ｂはそれ
ぞれ磁束密度および鉄損におよぼす冷却速度の影響を示
したグラフ、第３図は珪素鋼板の磁束密度と最終冷延率
との関係を示したグラフである。
Claims (1)
- Ｉ Ｃ０，０６φ以下、Ｓｉ２．０〜４．０係、ｓｂ
ｏ、００５〜０．２０％ 、 Ｓｅ、Ｓの倒れか１種ま
たは２種０．１０％以下を含有する珪素鋼素材を熱延し
、次に均一化焼鈍を施した後冷延と中間焼鈍を適宜繰返
して最終或品厚の冷延鋼板を得、次いで脱炭を兼ねた１
次再結晶焼鈍を施し、さらに最終仕上焼鈍を施して（１
１０）＜００１＞方位の２次再結晶粒を発達させる一連
の工程よりなる一方向性珪素鋼板の製造方法において、
前記素材中にＭｏ ０．００３〜０．１係を含有させ、
かつ前記適宜繰返される中間焼鈍のうち少なくとも最終
冷延直前の中間焼鈍後の冷却の際９００°Ｃから５００
℃までの間の冷却速度を５°Ｃ／ｓｅｃ以上としたこと
を特徴とする磁束密度の極めて高く鉄損の低い一方向性
珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP54170257A JPS5832214B2 (ja) | 1979-12-28 | 1979-12-28 | 磁束密度の極めて高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| SE8008901A SE437677B (sv) | 1979-12-28 | 1980-12-18 | Sett att framstella en kornorienterad kiselstalplat |
| FR8027546A FR2472614A1 (fr) | 1979-12-28 | 1980-12-24 | Procede pour produire des toles d'acier au silicium a grains orientes ayant une induction magnetique tres elevee et une faible perte dans le fer |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP54170257A JPS5832214B2 (ja) | 1979-12-28 | 1979-12-28 | 磁束密度の極めて高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5693823A JPS5693823A (en) | 1981-07-29 |
| JPS5832214B2 true JPS5832214B2 (ja) | 1983-07-12 |
Family
ID=15901580
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP54170257A Expired JPS5832214B2 (ja) | 1979-12-28 | 1979-12-28 | 磁束密度の極めて高く鉄損の低い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5832214B2 (ja) |
| FR (1) | FR2472614A1 (ja) |
| SE (1) | SE437677B (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1986003784A1 (en) * | 1983-06-20 | 1986-07-03 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing unidirectional silicon steel slab having excellent surface and magnetic properties |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3382043D1 (de) * | 1982-08-18 | 1991-01-17 | Kawasaki Steel Co | Verfahren zum herstellen kornorientierter bleche oder baender aus siliziumstahl mit hoher magnetischer induktion und geringen eisenverlusten. |
| JPS60121222A (ja) * | 1983-12-02 | 1985-06-28 | Kawasaki Steel Corp | 一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| US5203928A (en) * | 1986-03-25 | 1993-04-20 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing low iron loss grain oriented silicon steel thin sheets having excellent surface properties |
| DE3675945D1 (de) * | 1986-03-25 | 1991-01-10 | Kawasaki Steel Co | Verfahren zur herstellung von duennen silizium-stahlblechen mit goss-textur mit niedrigen wattverlusten sowie mit ausgezeichneten oberflaecheneigenschaften. |
-
1979
- 1979-12-28 JP JP54170257A patent/JPS5832214B2/ja not_active Expired
-
1980
- 1980-12-18 SE SE8008901A patent/SE437677B/sv not_active IP Right Cessation
- 1980-12-24 FR FR8027546A patent/FR2472614A1/fr active Granted
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1986003784A1 (en) * | 1983-06-20 | 1986-07-03 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing unidirectional silicon steel slab having excellent surface and magnetic properties |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| FR2472614A1 (fr) | 1981-07-03 |
| SE437677B (sv) | 1985-03-11 |
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