JPS60177131A - 磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPS60177131A JPS60177131A JP3139684A JP3139684A JPS60177131A JP S60177131 A JPS60177131 A JP S60177131A JP 3139684 A JP3139684 A JP 3139684A JP 3139684 A JP3139684 A JP 3139684A JP S60177131 A JPS60177131 A JP S60177131A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- 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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- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板
の製造方法に関するものである。
の製造方法に関するものである。
一方向性電磁鋼板は軟磁性材料として主にトランスその
他の電気機器の鉄心材料として使用されるもので磁気特
性として励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない
。良好な磁気特性を得るためには磁化容易軸である（０
０１）軸を圧延方向に高度に揃える事が重要である。又
板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜等も磁気特性に大
きな影響を及ばず。
他の電気機器の鉄心材料として使用されるもので磁気特
性として励磁特性と鉄損特性が良好でなくてはならない
。良好な磁気特性を得るためには磁化容易軸である（０
０１）軸を圧延方向に高度に揃える事が重要である。又
板厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜等も磁気特性に大
きな影響を及ばず。
方向性についてはＡｔＮ 、 ＭｎＳをインヒビターと
して利用した強圧下最終冷延を特徴とする方法によシ大
巾に向上し、現在では磁束密度が理論値の９６チ程度の
もの迄製造される様になって来た。
して利用した強圧下最終冷延を特徴とする方法によシ大
巾に向上し、現在では磁束密度が理論値の９６チ程度の
もの迄製造される様になって来た。
これに伴って鉄損は大巾に向上して来た。
一方近年エネルギー価格の高騰を反映しトランスメーカ
ーは省エネルギー型トランス用材料として低鉄損素材へ
の指向を一段と強めている。低鉄損素材としてアモルフ
ァスや６．５ ％ Ｓｉ ％ｌ１等ノ開発も進められて
いるがトランス用の商用材料として使用される迄にはな
お解決すべき問題が多く残っている。
ーは省エネルギー型トランス用材料として低鉄損素材へ
の指向を一段と強めている。低鉄損素材としてアモルフ
ァスや６．５ ％ Ｓｉ ％ｌ１等ノ開発も進められて
いるがトランス用の商用材料として使用される迄にはな
お解決すべき問題が多く残っている。
（従来技術）
本発明者らは低鉄損素材に対する時代の要請に応えるべ
く一方向性電磁鋼板の低鉄損化につき植種研究を麓ねて
きた。しかして本発明者らはこれらの研究成果にもとす
き製品の低鉄損化の方策としてさきに特開昭５７−１９
８２１４号公報において最終冷延前の焼鈍の焼鈍サイク
ルの改善を、特開昭５８−２３４１４号公報においてＳ
ｎとＣｕの複合合金添加法を、％開昭５８−２１７６３
０号公報においで薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造法を、特願昭５７−１８２４４４号において脱炭前予
備焼鈍法を、特願昭５７−１６６０３９号において、焼
鈍分離剤への硫酸アンチモン添加法を、提案してきた。
く一方向性電磁鋼板の低鉄損化につき植種研究を麓ねて
きた。しかして本発明者らはこれらの研究成果にもとす
き製品の低鉄損化の方策としてさきに特開昭５７−１９
８２１４号公報において最終冷延前の焼鈍の焼鈍サイク
ルの改善を、特開昭５８−２３４１４号公報においてＳ
ｎとＣｕの複合合金添加法を、％開昭５８−２１７６３
０号公報においで薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造法を、特願昭５７−１８２４４４号において脱炭前予
備焼鈍法を、特願昭５７−１６６０３９号において、焼
鈍分離剤への硫酸アンチモン添加法を、提案してきた。
これらの方法によシ従来よシかなシ鉄損の低い製品を製
造することが可能になった。しかし、トランスメーカー
の素材の低鉄損化に対する要求はとどまるところを知ら
ず、本発明者らはこれらの要求に応えるべく、よシ鉄損
の低い製品を、よ）安定して製造する方法につき引続き
研究を進めてきた。
造することが可能になった。しかし、トランスメーカー
の素材の低鉄損化に対する要求はとどまるところを知ら
ず、本発明者らはこれらの要求に応えるべく、よシ鉄損
の低い製品を、よ）安定して製造する方法につき引続き
研究を進めてきた。
ＡｔＮを主たるインヒビターとする高磁束密度一方向性
電磁鋼板の製造において、酸可溶ＡＬ（以下、、ｔｈｔ
と記す）及びＮは最重要成分でアシ、これらの含有量は
二次再結晶及び製品の磁気特性に影響を及ぼす。工業生
産におけるｍｏＬＡＬ＊ Ｎの成分適中技術は近年かな
シ向上してきたとはいえ、現行溶製技術ではある程度の
実績のばらつきを覚悟しなければならない。５ｏｔＡｔ
、 Ｎ含有量の異なる複数の熱延板を素材とし、通常の
工程処理によシ製品とした場合、二次再結晶が発現して
いても。
電磁鋼板の製造において、酸可溶ＡＬ（以下、、ｔｈｔ
と記す）及びＮは最重要成分でアシ、これらの含有量は
二次再結晶及び製品の磁気特性に影響を及ぼす。工業生
産におけるｍｏＬＡＬ＊ Ｎの成分適中技術は近年かな
シ向上してきたとはいえ、現行溶製技術ではある程度の
実績のばらつきを覚悟しなければならない。５ｏｔＡｔ
、 Ｎ含有量の異なる複数の熱延板を素材とし、通常の
工程処理によシ製品とした場合、二次再結晶が発現して
いても。
例えけ熱延板単位に磁気特性のレベルが異なることがあ
る。又、ある場合には熱延板単位に二次再結晶不良が発
生することがある。しかも二次再結晶不良材は磁気特性
が著しく劣シ、従って層化されることになる。
る。又、ある場合には熱延板単位に二次再結晶不良が発
生することがある。しかも二次再結晶不良材は磁気特性
が著しく劣シ、従って層化されることになる。
（発明の些的）
本発明は、ｔｓｏＬｋｔ 、 Ｎ含有量の異なる一方向
性電磁鋼板素材について、何れからも二次再結晶が完全
に発現し、且つ磁気特性の優れた製品を安定して製造す
る方法を提供するものである。
性電磁鋼板素材について、何れからも二次再結晶が完全
に発現し、且つ磁気特性の優れた製品を安定して製造す
る方法を提供するものである。
（発明の構成・作用）
以下に本発明の詳細な説明する。
先ず実験データに基いて述べる。
Ｃ０，０７７％％Ｓｔ ３．３０％ 、Ｍｎ ０．０７
５％、Ｓｏ、０２５ ％、ｍｏＬｋｔ ０．０２３２〜
０．０３２８％、Ｎ Ｏ，００６４〜０．０１０５％、
Ｓｎ０．１３％、Ｃｕ Ｏ，０９％を含む１２本の珪素
鋼スラブを１３５０℃に加熱し、熱間圧延し２．０％厚
の熱延板とした。熱延板を均熱温度１１４０℃で均熱時
間を３水準変えて焼鈍した。焼鈍後向℃迄炉中及び空気
中で冷却し、９ｏｏ℃から１ｏ。
５％、Ｓｏ、０２５ ％、ｍｏＬｋｔ ０．０２３２〜
０．０３２８％、Ｎ Ｏ，００６４〜０．０１０５％、
Ｓｎ０．１３％、Ｃｕ Ｏ，０９％を含む１２本の珪素
鋼スラブを１３５０℃に加熱し、熱間圧延し２．０％厚
の熱延板とした。熱延板を均熱温度１１４０℃で均熱時
間を３水準変えて焼鈍した。焼鈍後向℃迄炉中及び空気
中で冷却し、９ｏｏ℃から１ｏ。
℃迄を３水準の温度の温水で冷却した。その後０．２２
５％迄３水準のパス間エイジング処理を行いつつ冷延し
た。
５％迄３水準のパス間エイジング処理を行いつつ冷延し
た。
次に脱炭焼鈍の昇温速度を３水準変えて昇温し、脱炭を
兼ねる一次再結晶焼鈍の最高板温を３水準変えて焼鈍し
た。その後、焼鈍分離剤を塗布し、高温仕上焼鈍を行っ
た。
兼ねる一次再結晶焼鈍の最高板温を３水準変えて焼鈍し
た。その後、焼鈍分離剤を塗布し、高温仕上焼鈍を行っ
た。
高温仕上焼鈍では、昇温過程において６００〜１２００
℃の範囲を昇温率を３水準、芥囲気中のＨ２−を３水準
変えて処理し、引続き１２００℃で２０時間純化焼鈍を
行った。
℃の範囲を昇温率を３水準、芥囲気中のＨ２−を３水準
変えて処理し、引続き１２００℃で２０時間純化焼鈍を
行った。
焼鈍後焼鈍分離剤を除去し、表面グラス質被膜を観察し
た。表面グラス質被膜は何れも良好であった。次いで磁
気特性を測定し、表面グラス質被膜を除去し、製品のマ
クロ組織を観察した。材料の５ｏＡＡｔ、 Ｎの含有量
、各試験条件、製品の鉄損値Ｗ１７１５Ω及び二次再結
晶状況を第１表に示す。
た。表面グラス質被膜は何れも良好であった。次いで磁
気特性を測定し、表面グラス質被膜を除去し、製品のマ
クロ組織を観察した。材料の５ｏＡＡｔ、 Ｎの含有量
、各試験条件、製品の鉄損値Ｗ１７１５Ω及び二次再結
晶状況を第１表に示す。
第１表において、材料Ａ１〜１２は３ｏムｔ、Ｎの含有
量の異なる１２種の材料を示す。各試料につき全項１共
基準条件で処理した結果（試験符号Ｓ）と、当該項目の
み試験条件で処理し、その他の項目はすべて基準条件で
処理した結果（試験符号Ｔ１〜７）を示す。例えば、試
験符号Ｔ１においては、熱延板焼鈍の均熱時間の基準条
件を６０ｓｅｃとし、基準条件よシ短かい３０ ｓｅｃ
と、基準条件よシ長い１２０ ｓｅｃの３水準を設定し
て試験した。試験符号Ｔ２〜７についても同様な考え方
で試験した。なお試験符号Ｔ３における冷延パス間エイ
ジングは、冷延途中の複数のノ４ス後、板温を２００℃
で５分間保持する仁とによって付与した。冷地／９ス間
エイジングの強弱は上記エイジング付与回数によシ区別
した。試験符号Ｔ５における一次再結晶焼鈍は通常脱炭
焼鈍と兼ねて行われるが脱炭後追加焼鈍してもよい。表
中の数字は鉄損Ｗ１７／５ｏ（Ｗ／に９）の値であシ×
印は細粒が発生し、二次再結晶が不良であったことを示
す。
量の異なる１２種の材料を示す。各試料につき全項１共
基準条件で処理した結果（試験符号Ｓ）と、当該項目の
み試験条件で処理し、その他の項目はすべて基準条件で
処理した結果（試験符号Ｔ１〜７）を示す。例えば、試
験符号Ｔ１においては、熱延板焼鈍の均熱時間の基準条
件を６０ｓｅｃとし、基準条件よシ短かい３０ ｓｅｃ
と、基準条件よシ長い１２０ ｓｅｃの３水準を設定し
て試験した。試験符号Ｔ２〜７についても同様な考え方
で試験した。なお試験符号Ｔ３における冷延パス間エイ
ジングは、冷延途中の複数のノ４ス後、板温を２００℃
で５分間保持する仁とによって付与した。冷地／９ス間
エイジングの強弱は上記エイジング付与回数によシ区別
した。試験符号Ｔ５における一次再結晶焼鈍は通常脱炭
焼鈍と兼ねて行われるが脱炭後追加焼鈍してもよい。表
中の数字は鉄損Ｗ１７／５ｏ（Ｗ／に９）の値であシ×
印は細粒が発生し、二次再結晶が不良であったことを示
す。
第１表に示す試験データの解析結果を第１図〜第７図に
示す。第１図は試験符号Ｔ１に、第２図は試験符号Ｔ２
に、第３図は試験符号Ｔ３に、第４図は試験符号Ｔ４に
、第５図は試験符号Ｔ５に、第６図は試験符号Ｔ６に、
第７図は試験符号Ｔ７に対応する。
示す。第１図は試験符号Ｔ１に、第２図は試験符号Ｔ２
に、第３図は試験符号Ｔ３に、第４図は試験符号Ｔ４に
、第５図は試験符号Ｔ５に、第６図は試験符号Ｔ６に、
第７図は試験符号Ｔ７に対応する。
第１図においてに）の横軸は５ｏｔｋｔ含有量であシ、
＠）の横軸はＮ含有量である。縦軸は何れも鉄損値Ｗ１
７１５ｏである。第１図（ｑも含めて図中の符号は熱延
板焼鈍の均熱時間条件と二次再結晶状況で下記の如く種
分けしてｉる。
＠）の横軸はＮ含有量である。縦軸は何れも鉄損値Ｗ１
７１５ｏである。第１図（ｑも含めて図中の符号は熱延
板焼鈍の均熱時間条件と二次再結晶状況で下記の如く種
分けしてｉる。
（Ａ） 、 （Ｂ）よシ明らかなどと＜、５ｏｔＡＡが
高目又はＮが低目では二次再結晶が完全な場合、鉄損が
良くなる傾向が認められるが、一方で細粒発生による二
次再結晶不良が増大する場合が認められる。
高目又はＮが低目では二次再結晶が完全な場合、鉄損が
良くなる傾向が認められるが、一方で細粒発生による二
次再結晶不良が増大する場合が認められる。
又、熱延板の均熱時間が長目では、二次再結晶が完全な
場合、鉄損が良くなる傾向が認められるが、一方で細粒
発生による二次再結晶不良が増大する場合が認められる
。このような磁気特性の変動が認められるので、本発明
者達は５ｏＡＡｔとＮが有機的に作用し合っていると考
えて、ａｏＬｋｔ含有量とを導入し、熱延板焼鈍の均熱
時間と製品の鉄損値、二次再結晶状況の関係の解析を試
みた。解析の結果を（Ｃ）に示した。（Ｃ）から明らか
な如＜ 、５ｏＬＡＬ含有量とＮ含有量をまとめた指標
として、（ｓ ｏ７ＡＡ（ＰＰＭ） −” Ｎ（ＰＰＭ
） ）を用いた場合、最終冷４ 延前の焼鈍に相当する熱延板焼鈍の均熱時間と製品の鉄
損値、二次再結晶状況の関係が著しく良く整理出来るこ
とが判明した。今、 ７ ｊｕｎ（ＰＰＭ） ＝ ｓｏｔＡＡ（ＰＰＭ） −−Ｎ
（ＰＰＭ）４ とす、ルト、（Ｃ１よ’）ｊｕｎ ５０〜８９ＰＰＭ
、９０〜１１９ＰＰＭ、１２０〜１４７ ＰＰＭ の範
囲をそれぞれ均熱時間１２０ ｓｅｃ ＋ ６０ ＠ｅ
ａ ｈ ３０ ｓｅｃで熱延板焼鈍すれば図中点線で結
ぶとと（ＡＬｎ ５０〜１４７ ＰＰＭの範囲に亘って
二次再結晶が完全で且つ鉄損の極めて低い製品が安定し
て得られることがわかる。
場合、鉄損が良くなる傾向が認められるが、一方で細粒
発生による二次再結晶不良が増大する場合が認められる
。このような磁気特性の変動が認められるので、本発明
者達は５ｏＡＡｔとＮが有機的に作用し合っていると考
えて、ａｏＬｋｔ含有量とを導入し、熱延板焼鈍の均熱
時間と製品の鉄損値、二次再結晶状況の関係の解析を試
みた。解析の結果を（Ｃ）に示した。（Ｃ）から明らか
な如＜ 、５ｏＬＡＬ含有量とＮ含有量をまとめた指標
として、（ｓ ｏ７ＡＡ（ＰＰＭ） −” Ｎ（ＰＰＭ
） ）を用いた場合、最終冷４ 延前の焼鈍に相当する熱延板焼鈍の均熱時間と製品の鉄
損値、二次再結晶状況の関係が著しく良く整理出来るこ
とが判明した。今、 ７ ｊｕｎ（ＰＰＭ） ＝ ｓｏｔＡＡ（ＰＰＭ） −−Ｎ
（ＰＰＭ）４ とす、ルト、（Ｃ１よ’）ｊｕｎ ５０〜８９ＰＰＭ
、９０〜１１９ＰＰＭ、１２０〜１４７ ＰＰＭ の範
囲をそれぞれ均熱時間１２０ ｓｅｃ ＋ ６０ ＠ｅ
ａ ｈ ３０ ｓｅｃで熱延板焼鈍すれば図中点線で結
ぶとと（ＡＬｎ ５０〜１４７ ＰＰＭの範囲に亘って
二次再結晶が完全で且つ鉄損の極めて低い製品が安定し
て得られることがわかる。
第２図に５ｏＡＡ！ 、 Ｎ含有量と熱延板焼鈍の冷却
水温と、製品の鉄損、二次再結晶状況の関係の解析結果
を示す。第１図（Ｃ）の場合と同様に、ＡＬＢ値の導入
によシ相互の関係がよく整理でき、ＡｔＢ５０〜７９Ｐ
ＰＭ、８０〜１１９ＰＰＭ１１２０〜１５９ ＰＰＭの
範囲をそれぞれ水温４０℃、７０℃、１００℃で冷却す
れば、Ａｌｔｔ ５０−１５９ ＰＰＭの範囲に亘って
二次再結晶が完全で且つ鉄損の極めて低い製品が安定し
て得られることがわかる。図中の符号は冷却水温と二次
再結晶状況で下記の如く種分けしている。
水温と、製品の鉄損、二次再結晶状況の関係の解析結果
を示す。第１図（Ｃ）の場合と同様に、ＡＬＢ値の導入
によシ相互の関係がよく整理でき、ＡｔＢ５０〜７９Ｐ
ＰＭ、８０〜１１９ＰＰＭ１１２０〜１５９ ＰＰＭの
範囲をそれぞれ水温４０℃、７０℃、１００℃で冷却す
れば、Ａｌｔｔ ５０−１５９ ＰＰＭの範囲に亘って
二次再結晶が完全で且つ鉄損の極めて低い製品が安定し
て得られることがわかる。図中の符号は冷却水温と二次
再結晶状況で下記の如く種分けしている。
第３図に５ｏＬｋｌ 、 Ｎ含有量と冷延・母ス間エイ
ジングと、製品の鉄損、二次再結晶状況の関係の解析結
果を示す。第１図（Ｃ）の場合と同様に、ＡＬＢ値の導
入によシ相互の関係がよく整理でき、ＡＬＢ ５０〜７
９ＰＰＭ 、８０〜１１９ＰＰＭ 、１２０〜１５９Ｐ
ＰＭ（２）範囲をそれぞれパス間エイジング回数７回、
５回。
ジングと、製品の鉄損、二次再結晶状況の関係の解析結
果を示す。第１図（Ｃ）の場合と同様に、ＡＬＢ値の導
入によシ相互の関係がよく整理でき、ＡＬＢ ５０〜７
９ＰＰＭ 、８０〜１１９ＰＰＭ 、１２０〜１５９Ｐ
ＰＭ（２）範囲をそれぞれパス間エイジング回数７回、
５回。
３回とすればＡｌｍ ５０〜１５９ ＰＰＭの範囲に亘
って二次再結晶が完全で且つ鉄損の極めて低い製品が安
定して得られることがわかる。図中の符号はエイジング
回数と二次再結晶状況で下記の如く種分けしている。
って二次再結晶が完全で且つ鉄損の極めて低い製品が安
定して得られることがわかる。図中の符号はエイジング
回数と二次再結晶状況で下記の如く種分けしている。
第４図にｍｏＬＡｔ 、 Ｎ含有量と、脱炭焼鈍の昇温
速度と、製品の鉄損、二次再結晶状況の関係の解析結果
を示す。第１図（ｑの場合と同様に、ＡＡｉｚ値の導入
によシ相互の関係がよく整理でき、ＡＬｍ ５０〜７９
ＰＰＭ、８０〜１１９ＰＰＭ、１２０〜１５９ ＰＰＭ
の範囲をそれぞれ、４０℃／ａｅｃ 、 ２０℃／ｓｅ
ｃ 、 ７℃／ｓｅｃで昇温すれば、ＡＡｉ５０〜１５
９ ＰＰＭ の範囲に亘って、二次再結晶が完全で且つ
鉄損の極めて低い製品が安定して得られることがわかる
。図中の符号は脱炭焼鈍における昇温速度と二次再結晶
状況で下記の如く種分けしている。
速度と、製品の鉄損、二次再結晶状況の関係の解析結果
を示す。第１図（ｑの場合と同様に、ＡＡｉｚ値の導入
によシ相互の関係がよく整理でき、ＡＬｍ ５０〜７９
ＰＰＭ、８０〜１１９ＰＰＭ、１２０〜１５９ ＰＰＭ
の範囲をそれぞれ、４０℃／ａｅｃ 、 ２０℃／ｓｅ
ｃ 、 ７℃／ｓｅｃで昇温すれば、ＡＡｉ５０〜１５
９ ＰＰＭ の範囲に亘って、二次再結晶が完全で且つ
鉄損の極めて低い製品が安定して得られることがわかる
。図中の符号は脱炭焼鈍における昇温速度と二次再結晶
状況で下記の如く種分けしている。
第５図にｍｏＬｋＬ ａ Ｎ含有量と、−次男結晶焼鈍
での最高板温と、製品の鉄損、二次再結晶状況の関係の
解析結果を示す。第１図（ｑの場合と同様に、ＡＬＢ値
の導入によシ相互の関係がよく整理でき、Ａ１．ｍ ５
０〜９９ＰＰＭ 、 １００〜１１９ＰＰＭ 、 １２
０〜１４９ＰＰＭの範囲をそれぞれ最高板温８８０℃、
８４０℃。
での最高板温と、製品の鉄損、二次再結晶状況の関係の
解析結果を示す。第１図（ｑの場合と同様に、ＡＬＢ値
の導入によシ相互の関係がよく整理でき、Ａ１．ｍ ５
０〜９９ＰＰＭ 、 １００〜１１９ＰＰＭ 、 １２
０〜１４９ＰＰＭの範囲をそれぞれ最高板温８８０℃、
８４０℃。
８２０℃とすればＡｔＲ５０〜１４９ ＰＰＭ の範囲
に亘って、二次再結晶が完全で、且つ鉄損の極めて低い
製品が安定して得られることがわかる。図中の符号は一
次再結晶焼鈍での最高板温と二次再結晶状況で下記の如
く種分けしている。
に亘って、二次再結晶が完全で、且つ鉄損の極めて低い
製品が安定して得られることがわかる。図中の符号は一
次再結晶焼鈍での最高板温と二次再結晶状況で下記の如
く種分けしている。
第６図にｔｒｏＬＡＬ 、 Ｎ含有量と、高温仕上焼鈍
での昇温速度と、製品の鉄損、二次再結晶状況の関係の
解析結果を示す。第１図（ｃｌの場合と同様に、ＡＩ、
Ｂ値の導入によシ相互の関係がよく整理できＡｔｍ ５
０〜７９ＰＰＭ、８０〜１１９ＰＰＭ、１２０〜１５９
ＰＰＭの範囲をそれぞれ７℃／ｈｒ、１５℃／ｈｒ 、
３０Ｃ／ｈｒで昇温すれば、Ａ−１ｎ ５０〜１５９
ＰＰＭの範囲に亘って、二次再結晶が光径で且つ鉄損
の極めて低い製品が安定して得られることがわかる。図
中の符号は高温仕上焼鈍での昇温速度と二次再結晶状況
で下記の如く種分けしている。
での昇温速度と、製品の鉄損、二次再結晶状況の関係の
解析結果を示す。第１図（ｃｌの場合と同様に、ＡＩ、
Ｂ値の導入によシ相互の関係がよく整理できＡｔｍ ５
０〜７９ＰＰＭ、８０〜１１９ＰＰＭ、１２０〜１５９
ＰＰＭの範囲をそれぞれ７℃／ｈｒ、１５℃／ｈｒ 、
３０Ｃ／ｈｒで昇温すれば、Ａ−１ｎ ５０〜１５９
ＰＰＭの範囲に亘って、二次再結晶が光径で且つ鉄損
の極めて低い製品が安定して得られることがわかる。図
中の符号は高温仕上焼鈍での昇温速度と二次再結晶状況
で下記の如く種分けしている。
第７図にａｏｔＡｔ、 Ｎ含有量と、高温仕上焼鈍での
昇温中雰囲気のＨ２Ｔｏと製品の鉄損、二次再結晶状況
の関係の解析結果を示す。第１図（ｑの場合と同様に、
ＡＡＢ値の導入によシ相互の関係がよく整理できｌ’ｄ
、ｎ ５０〜７９ＰＰＭ、８０〜１１９ＰＰＭ、１２０
〜１５９ ＰＰＭの範囲をそれぞれＨ２Ｏ２チ、７５チ
。
昇温中雰囲気のＨ２Ｔｏと製品の鉄損、二次再結晶状況
の関係の解析結果を示す。第１図（ｑの場合と同様に、
ＡＡＢ値の導入によシ相互の関係がよく整理できｌ’ｄ
、ｎ ５０〜７９ＰＰＭ、８０〜１１９ＰＰＭ、１２０
〜１５９ ＰＰＭの範囲をそれぞれＨ２Ｏ２チ、７５チ
。
５５％で焼鈍すれば、Ａｔａ５０〜１５９ＰＰＭの範囲
に亘って、二次再結晶が完全で且つ鉄損の極めて低い製
品が安定して得られることがわかる。図中の符号は高温
仕上焼鈍での昇温中雰囲気のＨ２Ｓと二次再結晶状況で
下記の如く種分けしている。
に亘って、二次再結晶が完全で且つ鉄損の極めて低い製
品が安定して得られることがわかる。図中の符号は高温
仕上焼鈍での昇温中雰囲気のＨ２Ｓと二次再結晶状況で
下記の如く種分けしている。
前述の実験データで杜製造条件の中の１つの工程での条
件（試験条件）を変えた場合を説明したが、前記条件の
２つ以上をＡｔＲ値によって変えても同様な作用効果が
ある。
件（試験条件）を変えた場合を説明したが、前記条件の
２つ以上をＡｔＲ値によって変えても同様な作用効果が
ある。
上記の様にＡｔＮを主たるインヒビターとして活用する
本発明にかかわる高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造に
おいてｍｏｔＡｌ 、 Ｎ含有量の異なる材料につきｍ
ｏＬＡＬ含有量とＮ含有量に関し指標１％ｔＲ値を導入
し、ＡｔＩＬ値に応じて、（１）最終冷延前の焼鈍にお
ける均熱時間、（２）最終冷延前の焼鈍における冷却速
度、（３）冷間圧延におけるノヤス間エイジング強度、
（４）脱炭焼純における昇温速度、（５）−次男結晶焼
鈍における最高板温、（６）高温仕上焼鈍における昇温
速度、（７）高温仕上焼鈍における昇温中雰囲気Ｏ中の
Ｈ２Ｓの各項目の少なくとも１項を制御することによル
、ＡｔＲ値の広い範囲に亘って、すなわち、ｇｏＡＩＬ
Ｌ 、 Ｎ含有量がある程度ばらついても、二次再結晶
が完全で、且っ鉄損の極めて低い製品が安定して得られ
ることが判明した。
本発明にかかわる高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造に
おいてｍｏｔＡｌ 、 Ｎ含有量の異なる材料につきｍ
ｏＬＡＬ含有量とＮ含有量に関し指標１％ｔＲ値を導入
し、ＡｔＩＬ値に応じて、（１）最終冷延前の焼鈍にお
ける均熱時間、（２）最終冷延前の焼鈍における冷却速
度、（３）冷間圧延におけるノヤス間エイジング強度、
（４）脱炭焼純における昇温速度、（５）−次男結晶焼
鈍における最高板温、（６）高温仕上焼鈍における昇温
速度、（７）高温仕上焼鈍における昇温中雰囲気Ｏ中の
Ｈ２Ｓの各項目の少なくとも１項を制御することによル
、ＡｔＲ値の広い範囲に亘って、すなわち、ｇｏＡＩＬ
Ｌ 、 Ｎ含有量がある程度ばらついても、二次再結晶
が完全で、且っ鉄損の極めて低い製品が安定して得られ
ることが判明した。
ＡＡＢ値によって製品の二次再結晶状況及び鉄損値がよ
くなる理由については、十分解明されていないが、ＡＬ
Ｒ（ｉが５ｏｔＡｔ含有甘の金倉からＮが１００チｍと
なったと仮定した場合のＩ％ｔＮとしての畠０ｔｈｔ量
を差引いた残留５ｏｔＡｔ値に相当することから、主イ
ンヒビターとしてのＡｔＮの挙動に何らかの影響を与え
るためと考えられる。
くなる理由については、十分解明されていないが、ＡＬ
Ｒ（ｉが５ｏｔＡｔ含有甘の金倉からＮが１００チｍと
なったと仮定した場合のＩ％ｔＮとしての畠０ｔｈｔ量
を差引いた残留５ｏｔＡｔ値に相当することから、主イ
ンヒビターとしてのＡｔＮの挙動に何らかの影響を与え
るためと考えられる。
ＡＡ 、 Ｎ含有量によって処理条件を変更する技術に
関しては特開昭５７−１２０６１８号公報記載のものが
ある。これは全量Ａ／、含有量と、Ｎ含有量とによって
特定される熱延板焼鈍の均熱温度と水冷開始温度を規定
したものであシ、本発明のＡｔＲ値の導入とＡｔＲ値に
ょＣ（１）！終冷延前の焼鈍における均熱時間、（２）
最終冷延前の焼鈍における冷却速度、（３）冷間圧延に
訃けるパス間エイ−） ｙ ｆ 強Ｋ、（４）脱炭焼鈍
における昇温速度、（５）−次男結晶焼鈍における最高
板温、（６）高温仕上焼鈍における昇温速度、（７）高
温仕上焼鈍における昇温中雰囲気の中のＨｚ％の各項目
中少くとも１項を制御することを特徴とする方法とは異
なる技術である。
関しては特開昭５７−１２０６１８号公報記載のものが
ある。これは全量Ａ／、含有量と、Ｎ含有量とによって
特定される熱延板焼鈍の均熱温度と水冷開始温度を規定
したものであシ、本発明のＡｔＲ値の導入とＡｔＲ値に
ょＣ（１）！終冷延前の焼鈍における均熱時間、（２）
最終冷延前の焼鈍における冷却速度、（３）冷間圧延に
訃けるパス間エイ−） ｙ ｆ 強Ｋ、（４）脱炭焼鈍
における昇温速度、（５）−次男結晶焼鈍における最高
板温、（６）高温仕上焼鈍における昇温速度、（７）高
温仕上焼鈍における昇温中雰囲気の中のＨｚ％の各項目
中少くとも１項を制御することを特徴とする方法とは異
なる技術である。
本発明において成分、その他の条件を定めた理由を以下
に述べる。
に述べる。
Ｃは０．０２％未満の場合、二次再結晶が不良とな！０
．０．１２％を超えると脱炭性、磁気特性の点から好ま
しくない。Ｓｔは２．７−未満では本発明の狙いである
低鉄損が得られず、４チを超えると冷延性が著しく劣化
する。Ｍｎ及びＳ又はＳｓはＭｎＳ又はＭｎＳｅを形成
させるために必要な元素である。適切なインヒビター効
果を得るためのＭｎの適量は０．０３〜０．２０％であ
シ、好ましくは０．０５〜０．１５チである。Ｓ又はＳ
ｅは０．０１１未満では十分なインヒビター効果が得ら
れず、０．０５％を超えると純化が行われにくくなシ好
ましくない。このＳとＳｅは少なくとも１種含有される
成分である。
．０．１２％を超えると脱炭性、磁気特性の点から好ま
しくない。Ｓｔは２．７−未満では本発明の狙いである
低鉄損が得られず、４チを超えると冷延性が著しく劣化
する。Ｍｎ及びＳ又はＳｓはＭｎＳ又はＭｎＳｅを形成
させるために必要な元素である。適切なインヒビター効
果を得るためのＭｎの適量は０．０３〜０．２０％であ
シ、好ましくは０．０５〜０．１５チである。Ｓ又はＳ
ｅは０．０１１未満では十分なインヒビター効果が得ら
れず、０．０５％を超えると純化が行われにくくなシ好
ましくない。このＳとＳｅは少なくとも１種含有される
成分である。
ｍｏＬＡＬ及びＮ娘主インヒビターとしてのＡΔを形成
させるために重要な元素であ）、適切なインヒビジョン
効果によシ十分に二次再結晶を発現させ、優れた磁気特
性を得るためには各々適正範囲に制御する必要がある。
させるために重要な元素であ）、適切なインヒビジョン
効果によシ十分に二次再結晶を発現させ、優れた磁気特
性を得るためには各々適正範囲に制御する必要がある。
５ｏＬＡ１．はｏ、ｏｉ＊未満の場合、製品の方向性が
劣シ、０．０５％を超えると二次再結晶が不安定となシ
０．０２０〜０．０４０％が特に好ましい範囲である。
劣シ、０．０５％を超えると二次再結晶が不安定となシ
０．０２０〜０．０４０％が特に好ましい範囲である。
Ｎは０．００４％未満では二次再結晶が不安定となり、
ｏ、ｏｘ２ｓを超えるとブリスターが発生し、０．００
５〜０．００９チが特に好ましい範囲である。
ｏ、ｏｘ２ｓを超えるとブリスターが発生し、０．００
５〜０．００９チが特に好ましい範囲である。
上記成分を含む珪素鋼スラブを熱延し、最終冷延を行う
前に焼鈍と急冷によるいわゆるＡｔＮの析出処理が行わ
れる。焼鈍温度は１０５０〜１２００ ℃が望ましく、
特に好ましくは１０７０〜１１６０℃である。この焼鈍
として本発明者らが先に出願した特開昭５７−１９８２
１４号公報に示されるように二段階の温度域に加熱する
方法も適用される。この場合、本発明の「（１）最終冷
延前の焼鈍における１均熱時間”」とは高温側焼鈍温度
域の均熱時間を意味し、「（２）最終冷延前の焼鈍にお
ける冷却速度”」とは低温側焼鈍温度域後の冷却速度を
意味する。
前に焼鈍と急冷によるいわゆるＡｔＮの析出処理が行わ
れる。焼鈍温度は１０５０〜１２００ ℃が望ましく、
特に好ましくは１０７０〜１１６０℃である。この焼鈍
として本発明者らが先に出願した特開昭５７−１９８２
１４号公報に示されるように二段階の温度域に加熱する
方法も適用される。この場合、本発明の「（１）最終冷
延前の焼鈍における１均熱時間”」とは高温側焼鈍温度
域の均熱時間を意味し、「（２）最終冷延前の焼鈍にお
ける冷却速度”」とは低温側焼鈍温度域後の冷却速度を
意味する。
幻Ｒの析出焼鈍後の材料は必要に応じてパス間エイソン
グ処理を行いながら最終冷延され０．１０〜０．３５％
の板厚とされる。最終冷延の好ましい圧下率は８０チ以
上である。引続き、脱炭焼鈍を行い、必要に応じて、脱
炭後に一次再結晶焼鈍を付加する。その後焼鈍分離剤を
塗布し、Ｈ２を含む雰囲気で昇温し、高温仕上焼鈍を行
う。
グ処理を行いながら最終冷延され０．１０〜０．３５％
の板厚とされる。最終冷延の好ましい圧下率は８０チ以
上である。引続き、脱炭焼鈍を行い、必要に応じて、脱
炭後に一次再結晶焼鈍を付加する。その後焼鈍分離剤を
塗布し、Ｈ２を含む雰囲気で昇温し、高温仕上焼鈍を行
う。
上記のごとき処理過程において＠ｏｔＡＡ 、 Ｎ含有
量で特定されるＡｔＲ値に応じて特許請求の範囲に記載
の（１）〜（７）項の少なくとも１項を制御するもので
あるが、各々の制御範囲の数値については限定しない。
量で特定されるＡｔＲ値に応じて特許請求の範囲に記載
の（１）〜（７）項の少なくとも１項を制御するもので
あるが、各々の制御範囲の数値については限定しない。
この理由はトランプエレメントを含む各成分含有量、ス
ラブ加熱条件、熱間圧延条件、当該項目以外の工程処理
条件によシ当該項目の要制御範囲が異るからである。
ラブ加熱条件、熱間圧延条件、当該項目以外の工程処理
条件によシ当該項目の要制御範囲が異るからである。
又本発明の前記実験データはＳｎ ｒ Ｃｕを複合添加
した珪素鋼スラブを素材とした最終板厚０．２２５Ｘに
ついてであったが、 ａｎ ＃ Ｃｕを含まない場合又
は最終板厚が０．２２５％以外のものについても、ＡＬ
Ｂ値導入による同様の効果が認められた。
した珪素鋼スラブを素材とした最終板厚０．２２５Ｘに
ついてであったが、 ａｎ ＃ Ｃｕを含まない場合又
は最終板厚が０．２２５％以外のものについても、ＡＬ
Ｂ値導入による同様の効果が認められた。
（実施例）
次に実施例について述べる。
実施例Ｉ
Ｃ０，０７８％、Ｓｔａ、３５％、Ｍｎ ０．０７４
％、Ｓｏ、０２４％１．Ｓｎ０．１２％、ＣｕＯ，０９
％ を含み第２表に示すごと（５ｏｔＡｔとＮ含有量の
異なる３種類（試料符号Ａ、Ｂ、Ｃ）の珪素鋼スラブを
１３５０℃の高温スラブ加熱し、熱間圧延し、板厚２．
ＯＸＯ熱延板を得た。熱延板を均熱温度１１３０℃で、
均熱時間を３水準変えて焼鈍した。焼鈍後８８０℃迄炉
中及び空気中で冷却し、８８０℃から１００℃迄を３水
準の温度の温水で冷却した。その後０．２２５％迄３水
準のパス間エイジンダ処理を行いつつ冷延した。ノ臂ス
間エイジングは１回当！＋ ２５０℃で５分間行った。
％、Ｓｏ、０２４％１．Ｓｎ０．１２％、ＣｕＯ，０９
％ を含み第２表に示すごと（５ｏｔＡｔとＮ含有量の
異なる３種類（試料符号Ａ、Ｂ、Ｃ）の珪素鋼スラブを
１３５０℃の高温スラブ加熱し、熱間圧延し、板厚２．
ＯＸＯ熱延板を得た。熱延板を均熱温度１１３０℃で、
均熱時間を３水準変えて焼鈍した。焼鈍後８８０℃迄炉
中及び空気中で冷却し、８８０℃から１００℃迄を３水
準の温度の温水で冷却した。その後０．２２５％迄３水
準のパス間エイジンダ処理を行いつつ冷延した。ノ臂ス
間エイジングは１回当！＋ ２５０℃で５分間行った。
次に脱炭焼純に際し、昇温速度を３水準変更した。脱炭
焼鈍を兼ねる一次再結晶焼鈍の最高板温を３水準とった
。その後焼鈍分離剤を塗布し、高温仕上焼鈍を行った。
焼鈍を兼ねる一次再結晶焼鈍の最高板温を３水準とった
。その後焼鈍分離剤を塗布し、高温仕上焼鈍を行った。
扁温仕上焼鈍の昇温過程で６００〜１２００℃の範囲を
昇温速度を３水準、雰囲気のＨ２Ｓを３水準変えて処理
し、引続き１２００℃で２０ｈｒ純化焼鈍を行った。各
工程の処理条件と製品の鉄損値ｗｉ７１５０及び二次再
結晶状況を第３表に示す。
昇温速度を３水準、雰囲気のＨ２Ｓを３水準変えて処理
し、引続き１２００℃で２０ｈｒ純化焼鈍を行った。各
工程の処理条件と製品の鉄損値ｗｉ７１５０及び二次再
結晶状況を第３表に示す。
ＡＬＲによシ工程条件を変更する本発明法によるものが
何れも二次再結晶が完全で極めて低い鉄損値を示した。
何れも二次再結晶が完全で極めて低い鉄損値を示した。
第２表
実施例２
ＣＯ，０７０％、Ｓｔ ３．１５％、 Ｍｎ ０．０７
０％、５Ｏ１０２３％、を含み第４表のどと＜ ５ｏＺ
ＡＺ ｒ Ｎ含有量の異なる３種類（試料符号Ｅ、Ｆ、
Ｇ）の珪素鋼スラブを１３５０℃の高温スラブ加熱し熱
間圧延し、板厚２．３％の熱延板を得た。工程処理方法
について社、最終冷延厚みを０．２６０１Ｘとする以外
は実施例１に準じた方法で処理した。各工程の処理条件
と製品の鉄損Ｗ１７１５０及び二次再結晶状況を第５表
に示す。ｋｉＲ値によ〕工程条件を変更する本発明法に
よるものが何れも二次再結晶が完全で極めて低い鉄損値
を示した。
０％、５Ｏ１０２３％、を含み第４表のどと＜ ５ｏＺ
ＡＺ ｒ Ｎ含有量の異なる３種類（試料符号Ｅ、Ｆ、
Ｇ）の珪素鋼スラブを１３５０℃の高温スラブ加熱し熱
間圧延し、板厚２．３％の熱延板を得た。工程処理方法
について社、最終冷延厚みを０．２６０１Ｘとする以外
は実施例１に準じた方法で処理した。各工程の処理条件
と製品の鉄損Ｗ１７１５０及び二次再結晶状況を第５表
に示す。ｋｉＲ値によ〕工程条件を変更する本発明法に
よるものが何れも二次再結晶が完全で極めて低い鉄損値
を示した。
第４表
実施例３
Ｃ０，０６９％、Ｓｔ ３．１２％、 Ｍｎ ０．０７
５％、ＳｓＯ，０２３％を含み第６表のごとく、５ｏｔ
Ａｔ、 Ｎ含有量の異なる３種類（試料符号Ｈ，Ｉ、Ｊ
）の珪素鋼スラブを１３５０℃の高温スラゾ加熱し熱間
圧延し、板厚２．３１Ｘの熱延板を得た。工程処理方法
については最終冷延厚みを０．２６０％とし、Ａ−ｔＲ
による工程条件の変更を冷延・ヤス間エイソング回数、
高温仕上焼鈍の昇温中雰囲気のＨ２％のみとした以外は
実施例１に準じた方法で処理した。各工程の処理条件と
製品の鉄損Ｗ１７１５ｏ及び二次再結晶状、況−を第７
表に示す。ｕＲ値によυ工程条件を変更する本発明法に
よるものが何れも二次再結晶が完全で極めて低い鉄損値
を示した。
５％、ＳｓＯ，０２３％を含み第６表のごとく、５ｏｔ
Ａｔ、 Ｎ含有量の異なる３種類（試料符号Ｈ，Ｉ、Ｊ
）の珪素鋼スラブを１３５０℃の高温スラゾ加熱し熱間
圧延し、板厚２．３１Ｘの熱延板を得た。工程処理方法
については最終冷延厚みを０．２６０％とし、Ａ−ｔＲ
による工程条件の変更を冷延・ヤス間エイソング回数、
高温仕上焼鈍の昇温中雰囲気のＨ２％のみとした以外は
実施例１に準じた方法で処理した。各工程の処理条件と
製品の鉄損Ｗ１７１５ｏ及び二次再結晶状、況−を第７
表に示す。ｕＲ値によυ工程条件を変更する本発明法に
よるものが何れも二次再結晶が完全で極めて低い鉄損値
を示した。
第６表
第１図は熱延板焼鈍（最終冷延前の焼鈍）の均熱時間に
対するＡｔＲの検討結果を示す図、第２図は熱延板焼鈍
（最終冷延前の焼鈍）の冷却水温度に対するｍＢの検討
結果を示す図、第３図は冷延／４’ス間エイソングの強
度に対するＡｔＲの検討結果を示す図、第４図は脱炭焼
鈍の昇温速度に対する紅８の検討結果を示す図、第５図
は一次再結晶焼鈍の最高板温に対するＡｔＲの検討結果
を示す図、第６図は高温仕上焼鈍の昇温速度に対するＭ
ｎの検討結果を示す図、第７図は高温仕上焼鈍の昇温中
雰囲気Ｈｚ％に対するＡｔＲの検討結果を示す図である
。 第 ２ｇ ６ｏ ｌＯπσ １２θ ／９ ／ｌθ→５ｅｌｌノー
ｉ： Ａ／ （＝、ｎ！Ｒ）（ＰｒＭ）３０ ／θ Ｉ６ πθ ｋリ ／４σ ／６θ５ｏｌＡノー
〃〃と＝Ａ！ｐ）（ＰＰＭ）８４ 菌 ６０ ＩＩ） １０１） ／２６） ７％ ／６θ−５
ｏｌＡノーＵＮ （＝Ａｌｔ＜）（ＰＰＨ）応Ｓ 口
対するＡｔＲの検討結果を示す図、第２図は熱延板焼鈍
（最終冷延前の焼鈍）の冷却水温度に対するｍＢの検討
結果を示す図、第３図は冷延／４’ス間エイソングの強
度に対するＡｔＲの検討結果を示す図、第４図は脱炭焼
鈍の昇温速度に対する紅８の検討結果を示す図、第５図
は一次再結晶焼鈍の最高板温に対するＡｔＲの検討結果
を示す図、第６図は高温仕上焼鈍の昇温速度に対するＭ
ｎの検討結果を示す図、第７図は高温仕上焼鈍の昇温中
雰囲気Ｈｚ％に対するＡｔＲの検討結果を示す図である
。 第 ２ｇ ６ｏ ｌＯπσ １２θ ／９ ／ｌθ→５ｅｌｌノー
ｉ： Ａ／ （＝、ｎ！Ｒ）（ＰｒＭ）３０ ／θ Ｉ６ πθ ｋリ ／４σ ／６θ５ｏｌＡノー
〃〃と＝Ａ！ｐ）（ＰＰＭ）８４ 菌 ６０ ＩＩ） １０１） ／２６） ７％ ／６θ−５
ｏｌＡノーＵＮ （＝Ａｌｔ＜）（ＰＰＨ）応Ｓ 口
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ＣＯ，０２〜０．１２’％、Ｓｉ ２．７〜４．０％、
Ｍｎ ０．０３〜０．２０％、ＳとＳｅの少くとも１
種０．０１〜０．０５％、酸可溶ＡｔＯ，０１〜０．０
５％、ＮＯ，００４〜０．０１２％を含む珪素鋼スラブ
を熱延し、最終冷延を行う前に焼鈍と急冷処理を行い、
続いて最終冷延を行い、脱炭焼鈍を行い、焼鈍分離剤を
塗布し、高温仕上焼鈍を行う高磁束密度一方向性電磁鋼
板の製造方法において、酸可溶Ａｔ含有量とＮ含有量と
によって特定される次式で表わされる指標、ｊｕＢ値に
よって、（１）最終冷延前の焼鈍における均熱時間、（
２）最終冷延前の焼鈍における冷却速度、（３）冷間圧
延におけるパス間エイジング強度、（４）脱炭焼鈍にお
ける昇温速度、（５）−次男結晶焼鈍における最高板温
、（６）高温仕上焼鈍における昇温速度、（７）高温仕
上焼鈍における昇温中雰囲気の中の８２％、の何れかの
項の少なくとも１項を制御することを特徴とする特許 の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3139684A JPS60177131A (ja) | 1984-02-23 | 1984-02-23 | 磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3139684A JPS60177131A (ja) | 1984-02-23 | 1984-02-23 | 磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Related Child Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29853193A Division JP2525722B2 (ja) | 1993-11-29 | 1993-11-29 | 磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP29853093A Division JP2525721B2 (ja) | 1993-11-29 | 1993-11-29 | 磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60177131A true JPS60177131A (ja) | 1985-09-11 |
| JPS6253576B2 JPS6253576B2 (ja) | 1987-11-11 |
Family
ID=12330097
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3139684A Granted JPS60177131A (ja) | 1984-02-23 | 1984-02-23 | 磁気特性の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60177131A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010029921A1 (ja) | 2008-09-10 | 2010-03-18 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US7857915B2 (en) | 2005-06-10 | 2010-12-28 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet extremely excellent in magnetic properties and method of production of same |
-
1984
- 1984-02-23 JP JP3139684A patent/JPS60177131A/ja active Granted
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7857915B2 (en) | 2005-06-10 | 2010-12-28 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented electrical steel sheet extremely excellent in magnetic properties and method of production of same |
| WO2010029921A1 (ja) | 2008-09-10 | 2010-03-18 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US8303730B2 (en) | 2008-09-10 | 2012-11-06 | Nippon Steel Corporation | Manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6253576B2 (ja) | 1987-11-11 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |