JPS6041132B2 - 電磁用途用の鋼の改良 - Google Patents
電磁用途用の鋼の改良Info
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- JPS6041132B2 JPS6041132B2 JP50115453A JP11545375A JPS6041132B2 JP S6041132 B2 JPS6041132 B2 JP S6041132B2 JP 50115453 A JP50115453 A JP 50115453A JP 11545375 A JP11545375 A JP 11545375A JP S6041132 B2 JPS6041132 B2 JP S6041132B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- 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
- C21D8/1261—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 following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
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- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- C21D8/1255—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 with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は電気機械たとえば変圧器等の滋Ｄ材料として用
いられる低コアー損失の粒子配向珪素鋼シートまたはス
トリップの製造に関する。
いられる低コアー損失の粒子配向珪素鋼シートまたはス
トリップの製造に関する。
このような材料はミラー指数で（１１０）００１として
定義される好ましい粒子配向または組織を有する。すな
わちシートまたはストリップを構成する個々の粒子は主
としてシートまたはストリップ表面に平行な（１１０）
結晶学的面および主としてシートまたは主としてストリ
ップの圧延方向に平行な００１結晶学的方向を有する。
本発明の１つの面によれば、電磁用途用の粒子配向珪素
鋼を製造する方法は通常の精製方法より炭素含量最大０
．０鶴亀量％および珪素含量２．５〜３．５重量％のス
ラブを生じる鋼を製造し、スラブを熱間圧延してストリ
ップとし、これを８５０〜１０５０℃で暁鈍し、碗鈍ス
トリップを実質的に最終ゲージに冷間圧延し、冷間圧延
したストリップを９００〜１０００ｑｏで脱炭碗鈍に付
して炭素濃度を０．０５％以下に低減し、そのストリッ
プを最大１２００ｑｏの温度で最終蛾鈍に付することか
らなる。
定義される好ましい粒子配向または組織を有する。すな
わちシートまたはストリップを構成する個々の粒子は主
としてシートまたはストリップ表面に平行な（１１０）
結晶学的面および主としてシートまたは主としてストリ
ップの圧延方向に平行な００１結晶学的方向を有する。
本発明の１つの面によれば、電磁用途用の粒子配向珪素
鋼を製造する方法は通常の精製方法より炭素含量最大０
．０鶴亀量％および珪素含量２．５〜３．５重量％のス
ラブを生じる鋼を製造し、スラブを熱間圧延してストリ
ップとし、これを８５０〜１０５０℃で暁鈍し、碗鈍ス
トリップを実質的に最終ゲージに冷間圧延し、冷間圧延
したストリップを９００〜１０００ｑｏで脱炭碗鈍に付
して炭素濃度を０．０５％以下に低減し、そのストリッ
プを最大１２００ｑｏの温度で最終蛾鈍に付することか
らなる。
好ましくは、スラブは厚さ１．５〜３．物肋のホットバ
ンド（ｈｏｔ舷ｎｄ）に低減される。
ンド（ｈｏｔ舷ｎｄ）に低減される。
最終暁純は好ましくは１１５０〜１２００℃である箱競
鎚であるのが便宜的である。
鎚であるのが便宜的である。
本発明の１つの実施態様では、スラブの鋼はその後に結
合して熱間圧延シートまたはストリップで硫化マンガン
析出物を生じるマンガンおよび硫黄を含有するのが適当
であり、このような硫化マンガン析出物はその後良好な
コアー損失特性を示す材料の製造に有効な結晶粒成長抑
制剤として作用する。
合して熱間圧延シートまたはストリップで硫化マンガン
析出物を生じるマンガンおよび硫黄を含有するのが適当
であり、このような硫化マンガン析出物はその後良好な
コアー損失特性を示す材料の製造に有効な結晶粒成長抑
制剤として作用する。
硫化マンガンはスラブ化用のィンゴツトを鋳造するまで
の任意の適当な段階で最大濃度０．１重量％のマンガン
を鋼溶融物に添加することにより得られる。本発明のこ
の実施態様において、ィンゴットは任意の通常の製鋼法
によりつくられる一般に０．０２〜０．０３５％炭素、
２．８〜３．５％珪素、０．０２〜０．０３％硫黄およ
び０．０５〜０．０９％マンガンに調節され、残部が鉄
および付随不純物である組成を有する溶融物から誘導す
ることが出来る。
の任意の適当な段階で最大濃度０．１重量％のマンガン
を鋼溶融物に添加することにより得られる。本発明のこ
の実施態様において、ィンゴットは任意の通常の製鋼法
によりつくられる一般に０．０２〜０．０３５％炭素、
２．８〜３．５％珪素、０．０２〜０．０３％硫黄およ
び０．０５〜０．０９％マンガンに調節され、残部が鉄
および付随不純物である組成を有する溶融物から誘導す
ることが出来る。
このような溶議物からィンゴット鋳造および熱間圧延に
よりまたは直接的に連続スラブ鋳造により得られるスラ
ブは、１３５０〜１４００ｏｏの温度に再加熱され、熱
間圧延されて便宜的に約１４９側厚さのストリップとさ
れる。
よりまたは直接的に連続スラブ鋳造により得られるスラ
ブは、１３５０〜１４００ｏｏの温度に再加熱され、熱
間圧延されて便宜的に約１４９側厚さのストリップとさ
れる。
熱間圧延パラメー外ま当業界で通常使用されているもの
である。このようにして得られたホットバンドは８５０
〜１０００ｏｏで一般には数分間焼鈍し、次いで中間燐
鈍なしに冷間圧延して実質的に最終ゲージにすることが
出来る。
である。このようにして得られたホットバンドは８５０
〜１０００ｏｏで一般には数分間焼鈍し、次いで中間燐
鈍なしに冷間圧延して実質的に最終ゲージにすることが
出来る。
次に、冷間圧延ストリップは湿った水素または他の脱炭
雰囲気中で好ましくは９００〜１０００３０（しかし８
５０〜１０５０℃の任意の温度が使用出釆る）で連続的
に競鈍される。通常使用されている以上の脱炭温度はス
トリップまたはシートが燐鈍炉に滞留中の期間実質的に
一定に保持することが出来る。
雰囲気中で好ましくは９００〜１０００３０（しかし８
５０〜１０５０℃の任意の温度が使用出釆る）で連続的
に競鈍される。通常使用されている以上の脱炭温度はス
トリップまたはシートが燐鈍炉に滞留中の期間実質的に
一定に保持することが出来る。
しかしながら、競鎚炉は各々炭素濃度を低下させ、およ
び所要の最終磁気特性を発生させるのに有効な２つの異
なる温度範囲を介してストリップを加熱するように配列
することが出来る。便宜的には、ストリップは一般的な
焼鈍炉で８００〜８５０ｏｏおよび９００〜１０００℃
の２つの温度台地で加熱される。しかしながら、もし必
要なら低温および高温台地の順序を逆転することが出来
る。通常使用される以上の最大１０５０ｑｏの脱炭焼錨
温度の使用は、最大１１９０℃で約２独特間であるその
後の箱競鈍中良好な二次結晶化を起させる。
び所要の最終磁気特性を発生させるのに有効な２つの異
なる温度範囲を介してストリップを加熱するように配列
することが出来る。便宜的には、ストリップは一般的な
焼鈍炉で８００〜８５０ｏｏおよび９００〜１０００℃
の２つの温度台地で加熱される。しかしながら、もし必
要なら低温および高温台地の順序を逆転することが出来
る。通常使用される以上の最大１０５０ｑｏの脱炭焼錨
温度の使用は、最大１１９０℃で約２独特間であるその
後の箱競鈍中良好な二次結晶化を起させる。
このような二次結晶化は、現在粒子配向珪素鋼の従来製
造法で用いられている８００〜８５０午０の普通の温度
範囲で脱炭される単一段袷間圧延材料では起らない。本
発明の他の実施態様では、鋼は硫化マンガンの他に結晶
粒成長抑制剤として窒化アルミニウムを含有することが
出釆る。
造法で用いられている８００〜８５０午０の普通の温度
範囲で脱炭される単一段袷間圧延材料では起らない。本
発明の他の実施態様では、鋼は硫化マンガンの他に結晶
粒成長抑制剤として窒化アルミニウムを含有することが
出釆る。
この場合、窒化アルミニウムはィソゴット鋳造に至るま
での任意の段階で銅にアルミニウムを接種し、酸可溶性
アルミニウムの最終濃度が最大０．０６５重量％になる
ようにして製造される。この実施態様では、鋼は再び任
意の通常の製鋼法に基づいて一般に０．０２〜０．０６
％炭素、２．５〜３．５％珪素、０．０１〜０．０６％
酸可溶性アルミニウム、０．０５〜０．１％マンガンお
よび０．０２〜０．０３％硫黄および残部の鉄および他
の付随不純物を含有するように調節された溶融物からつ
くられる。ィンゴットを鋳造してスラブに圧延した後、
スラブは１３５０〜１４０ぴ０に再加熱し、熱間圧延し
約２．８伽厚さのストリップにする。本発明によれば、
このようにして得られたホットバンドは８５０〜１００
０午０、すなわち結晶粒成長抑制剤として窒化アルミニ
ウムを含む通常の仕上げ法よりかなり低い温度で競鈍さ
れ、酸洗い後直接に実質的最終ゲージに冷間圧延される
。
での任意の段階で銅にアルミニウムを接種し、酸可溶性
アルミニウムの最終濃度が最大０．０６５重量％になる
ようにして製造される。この実施態様では、鋼は再び任
意の通常の製鋼法に基づいて一般に０．０２〜０．０６
％炭素、２．５〜３．５％珪素、０．０１〜０．０６％
酸可溶性アルミニウム、０．０５〜０．１％マンガンお
よび０．０２〜０．０３％硫黄および残部の鉄および他
の付随不純物を含有するように調節された溶融物からつ
くられる。ィンゴットを鋳造してスラブに圧延した後、
スラブは１３５０〜１４０ぴ０に再加熱し、熱間圧延し
約２．８伽厚さのストリップにする。本発明によれば、
このようにして得られたホットバンドは８５０〜１００
０午０、すなわち結晶粒成長抑制剤として窒化アルミニ
ウムを含む通常の仕上げ法よりかなり低い温度で競鈍さ
れ、酸洗い後直接に実質的最終ゲージに冷間圧延される
。
冷間圧延ストリップは９００〜１０００００の脱炭暁鎚
に付され、その後約１１９０℃で約２独特間箱暁鈍され
る。
に付され、その後約１１９０℃で約２独特間箱暁鈍され
る。
前述したように、碗銘は２つの温度台地を含む温度勾配
を示し得る適当な炉で行うことが出来る。ホットバンド
齢鈍および脱炭温度の通常でない組合せにより、より高
価な他の方法により製造される物質と少なくとも等しい
磁気特性を有する粒子配向物質が得られると考えられる
。
を示し得る適当な炉で行うことが出来る。ホットバンド
齢鈍および脱炭温度の通常でない組合せにより、より高
価な他の方法により製造される物質と少なくとも等しい
磁気特性を有する粒子配向物質が得られると考えられる
。
本発明の実施態様を特に下記の例により説明する。
例１
ビット分析値０．０２９％Ｃ，０．０７９％Ｍｎ，０．
０２８％Ｓ，３．１８％Ｓｉ，０．００７％Ｐ，０．０
０６５％Ｎ２，０．１１６％Ｃｕ，０．０４４％Ｎｉ，
および０．０１８％Ｓｎの平炉鋼を鋳造してィンゴツト
とし、その後圧延してスラブとした。
０２８％Ｓ，３．１８％Ｓｉ，０．００７％Ｐ，０．０
０６５％Ｎ２，０．１１６％Ｃｕ，０．０４４％Ｎｉ，
および０．０１８％Ｓｎの平炉鋼を鋳造してィンゴツト
とし、その後圧延してスラブとした。
スラブを約１４００℃に再加熱後に連続ホットストリッ
プミル上で圧延して厚さ１．９２側の熱間圧延ストリッ
プとした。この熱間圧延ストリップのシートを９１０℃
で全滞留時間５分間燐鈍した。酸洗い後これらのシート
を中間暁鎚ないこ数回パスで冷間圧延して厚さ０．３３
７脇とした。次に、袷間圧延シートを霧点６０ｑ０の水
素中で９５０ｑｏで約５分間脱蕨焼鈍した。マグネシア
で被覆後、脱炭シートを約１１９０３０で約２独特間焼
鈍した。暁鈍物質から切断したェプスタィン試料は応力
除去燐鈍し後１．５Ｔおよび５０日２で１．０３〜１．
０卵／ｋ９のコァ一揖失値ご示した。これらの値はすべ
てこの厚さの物質に対する鳩級明細ｕＩＷ／ｋ９内に入
る。例２ 塩基性酸素転炉で真空脱ガスした溶融物を鋳造してィン
ゴットとし、次いで熱間圧延してスラブとした。
プミル上で圧延して厚さ１．９２側の熱間圧延ストリッ
プとした。この熱間圧延ストリップのシートを９１０℃
で全滞留時間５分間燐鈍した。酸洗い後これらのシート
を中間暁鎚ないこ数回パスで冷間圧延して厚さ０．３３
７脇とした。次に、袷間圧延シートを霧点６０ｑ０の水
素中で９５０ｑｏで約５分間脱蕨焼鈍した。マグネシア
で被覆後、脱炭シートを約１１９０３０で約２独特間焼
鈍した。暁鈍物質から切断したェプスタィン試料は応力
除去燐鈍し後１．５Ｔおよび５０日２で１．０３〜１．
０卵／ｋ９のコァ一揖失値ご示した。これらの値はすべ
てこの厚さの物質に対する鳩級明細ｕＩＷ／ｋ９内に入
る。例２ 塩基性酸素転炉で真空脱ガスした溶融物を鋳造してィン
ゴットとし、次いで熱間圧延してスラブとした。
スラブを約１４００℃に再加熱後連続ホットストリップ
ミル上で圧延して厚さ２．９７肋の熱間圧延ストリップ
とした。熱間圧延ストリップの分析値は、０．０４１％
Ｃ，０．０８０％Ｍｎ，２．９４％Ｓｊ，０．０２４％
Ｓ，０．０１３％Ｐ，０．００７％Ｎ２および０．０２
５％酸可溶性ＡＩであった。この熱間ストリップのシー
トを９００〜９１０ｑｏで全滞留時間５分間焼した。酸
洗い後、これらのシートを中間嘘銘なしに数回パスして
冷間圧延し厚さを０．３３７側とした。次に、冷間圧延
シートを霧点６０ｑ○の水素中で９５０ｏｏで約５分間
脱炭焼鈍した。マグネシアで被覆後、脱炭シートを約１
１９０００で約２岬時間燐鈍した。
ミル上で圧延して厚さ２．９７肋の熱間圧延ストリップ
とした。熱間圧延ストリップの分析値は、０．０４１％
Ｃ，０．０８０％Ｍｎ，２．９４％Ｓｊ，０．０２４％
Ｓ，０．０１３％Ｐ，０．００７％Ｎ２および０．０２
５％酸可溶性ＡＩであった。この熱間ストリップのシー
トを９００〜９１０ｑｏで全滞留時間５分間焼した。酸
洗い後、これらのシートを中間嘘銘なしに数回パスして
冷間圧延し厚さを０．３３７側とした。次に、冷間圧延
シートを霧点６０ｑ○の水素中で９５０ｏｏで約５分間
脱炭焼鈍した。マグネシアで被覆後、脱炭シートを約１
１９０００で約２岬時間燐鈍した。
このようにして得られた物質は（１１０）００１型の優
れた配向を有し、下記の磁気試験結果を与えた：１．５
Ｔ，５０ＨＺにおけるコアー損失一０．９〜１．００Ｗ
／ｋ９，平均０．９６Ｗ／ｋ９，１．汀，５０ＨＺにお
けるコアー損失−１．１６〜１．３６Ｗ／ｋ９，平均１
．２８Ｗ／ｋｇ，Ｈ＝ＩＫＡ／机におけるＢ−１．９０
〜１．９４Ｔ、平均１．９汀。
れた配向を有し、下記の磁気試験結果を与えた：１．５
Ｔ，５０ＨＺにおけるコアー損失一０．９〜１．００Ｗ
／ｋ９，平均０．９６Ｗ／ｋ９，１．汀，５０ＨＺにお
けるコアー損失−１．１６〜１．３６Ｗ／ｋ９，平均１
．２８Ｗ／ｋｇ，Ｈ＝ＩＫＡ／机におけるＢ−１．９０
〜１．９４Ｔ、平均１．９汀。
例３
ビット分析値０．０２４％Ｃ，０．０８７％Ｍｍ，０．
０２７％Ｓ，３．０８％Ｓｉ，０．００８％Ｐ，０．０
０７％Ｎ２，０．１４２％Ｃｕ，０．０５８％Ｎｉ，０
．０１８％Ｓｎの平炉鋼を鋳造してインゴットとし、次
いで圧延してスラブとした。
０２７％Ｓ，３．０８％Ｓｉ，０．００８％Ｐ，０．０
０７％Ｎ２，０．１４２％Ｃｕ，０．０５８％Ｎｉ，０
．０１８％Ｓｎの平炉鋼を鋳造してインゴットとし、次
いで圧延してスラブとした。
１４００℃に再加熱後、スラブを連続ホットストリップ
ミル上で圧延して厚さ２．２８肋の熱間圧延ストリップ
とした。
ミル上で圧延して厚さ２．２８肋の熱間圧延ストリップ
とした。
この熱間圧延ストリップのシートを１０００ｑｏで全滞
留時間５分間焼鈍した。酸洗い後、これらのシートを中
間圧延し厚さ０．３３７側とした。次に、袷間圧延シー
トを水素（露点＋６０午０）中にて９００℃で約５分間
脱炭した。マグネシアで被覆後、脱炭シートを約１１９
０℃で２幼時間糠鈍した。暁鎚物質から切断してヱプス
タィン試料は応力除去焼錨後１．５Ｔおよび５０ＨＺで
１．０６〜１．０７のコアー損失値およびＨ＝ＩＫＡ／
のでＢ＝１．７８〜１．８１の透磁率を示した。例４ 塩基性酸素転炉で真空脱ガスした溶融物を鋳造してイン
ゴツトし、次いで熱間圧延してスラブとした。
留時間５分間焼鈍した。酸洗い後、これらのシートを中
間圧延し厚さ０．３３７側とした。次に、袷間圧延シー
トを水素（露点＋６０午０）中にて９００℃で約５分間
脱炭した。マグネシアで被覆後、脱炭シートを約１１９
０℃で２幼時間糠鈍した。暁鎚物質から切断してヱプス
タィン試料は応力除去焼錨後１．５Ｔおよび５０ＨＺで
１．０６〜１．０７のコアー損失値およびＨ＝ＩＫＡ／
のでＢ＝１．７８〜１．８１の透磁率を示した。例４ 塩基性酸素転炉で真空脱ガスした溶融物を鋳造してイン
ゴツトし、次いで熱間圧延してスラブとした。
スラブを約１４００℃に再加熱後連続ホットストリップ
ミル上で圧延して厚さ２．０３風の熱間圧延ストリップ
を得た。熱間圧延ストリップの分析値は、０‐０２９％
，３‐１４％Ｓｉ，０‐０２６％Ｓ，０‐００８％Ｐ，
０．０６７％Ｍｎ，０．０１５％Ｎｉ，０．０４２％Ｃ
ｕ，０．０雌％Ｓｎ，０．００４２％Ｎ，０．００４％
Ｍであった。この熱間圧延ストリップを加工連続嬢錨炉
に通して９００ｏｏで全滞留時間５分間処理した。酸洗
い後、ストリップを中間暁錨ないこ数回パスで冷間圧延
して厚さ０．３鼠側にした。冷間圧延シートを連続燐鈍
ラインで水素（露点＋６０℃）中にて９５０℃で約５分
間脱炭碗鈍した。マグネシア被覆後、脱炭ストリップを
コイルにし、１１９０ｑｏで２４時間暁鈍した。
ミル上で圧延して厚さ２．０３風の熱間圧延ストリップ
を得た。熱間圧延ストリップの分析値は、０‐０２９％
，３‐１４％Ｓｉ，０‐０２６％Ｓ，０‐００８％Ｐ，
０．０６７％Ｍｎ，０．０１５％Ｎｉ，０．０４２％Ｃ
ｕ，０．０雌％Ｓｎ，０．００４２％Ｎ，０．００４％
Ｍであった。この熱間圧延ストリップを加工連続嬢錨炉
に通して９００ｏｏで全滞留時間５分間処理した。酸洗
い後、ストリップを中間暁錨ないこ数回パスで冷間圧延
して厚さ０．３鼠側にした。冷間圧延シートを連続燐鈍
ラインで水素（露点＋６０℃）中にて９５０℃で約５分
間脱炭碗鈍した。マグネシア被覆後、脱炭ストリップを
コイルにし、１１９０ｑｏで２４時間暁鈍した。
得られた物質は（１１０）００１型の優れた配向を有し
、応力除去暁錨後下記の磁気試験結果を示した：１．５
Ｔ，５０ＨＺにおけるコアー損失 一１．０３一１．
１３平均１．０７１．汀，５０ＨＺにおけるコアー損失
一１．４７一１．６１平均１．５３Ｈ＝ＩＫＡ／の
における透磁率Ｂ −１．７６〜１．８２平均１．７
９ストリップ脱炭糠雛と最終椀鈍間で周囲に向けて冷却
させた場合またはさせなかった場合の実施態様の間には
磁気特性の変化は大して見られなかつた。
、応力除去暁錨後下記の磁気試験結果を示した：１．５
Ｔ，５０ＨＺにおけるコアー損失 一１．０３一１．
１３平均１．０７１．汀，５０ＨＺにおけるコアー損失
一１．４７一１．６１平均１．５３Ｈ＝ＩＫＡ／の
における透磁率Ｂ −１．７６〜１．８２平均１．７
９ストリップ脱炭糠雛と最終椀鈍間で周囲に向けて冷却
させた場合またはさせなかった場合の実施態様の間には
磁気特性の変化は大して見られなかつた。
本発明の実施の態様を記載すれば次の通りである。
○｝ 鋼が塩基性酸素精錬でつくられる、特許請求の範
囲に記載の方法。
囲に記載の方法。
■ 鋼が平炉精錬によりつくられる、特許請求の範囲に
記載の方法。
記載の方法。
‘３’ 鋼が０．０２〜０．０３５％炭素、２．８〜３
．５％珪素、０．０２〜０．０３硫黄および０．０５〜
０．０９％マンガン、残部鉄および付随不純物からなる
組成に調節される、前記任意の項に記載の方法。
．５％珪素、０．０２〜０．０３硫黄および０．０５〜
０．０９％マンガン、残部鉄および付随不純物からなる
組成に調節される、前記任意の項に記載の方法。
【４’鋼がマンガンを接種される、前記任意の項に記載
の方法。
の方法。
【５｝ マンガンが最大０．１の重量％の濃度まで接種
される、前記第｛４ー項に記載の方法。
される、前記第｛４ー項に記載の方法。
‘６｝ 鋼がアルミニウムを接種される、前記任意の項
に記載の方法。
に記載の方法。
‘７｝ 鋼が０．０２〜０．０６％、炭素、２．５〜３
．５％珪素、０．０１〜０．０６％酸可溶性アルミニウ
ム、０．０５〜０．１％マンガンおよび０．０２〜０．
０３％硫黄、残部鉄および他の付随不純物からなる組成
に調節される、前記第【６｝項に記載の方法。
．５％珪素、０．０１〜０．０６％酸可溶性アルミニウ
ム、０．０５〜０．１％マンガンおよび０．０２〜０．
０３％硫黄、残部鉄および他の付随不純物からなる組成
に調節される、前記第【６｝項に記載の方法。
‘８｝ スラブが熱間圧延１３５０〜１４００００の温
度に加熱される、前記任意の項に記載の方法。
度に加熱される、前記任意の項に記載の方法。
‘９） ストリップが１．５〜３．仇吻の厚さに熱間圧
延される、前記任意の項に記載の方法。
延される、前記任意の項に記載の方法。
胤 熱間圧延ストリップが約９００ｑｏで銃鈍される、
前記任意の項に記載の方法。
前記任意の項に記載の方法。
（１１）脱炭焼銘が湿った水素雰囲気中で行われる、前
記任意の項に記載の方法。
記任意の項に記載の方法。
（１２ 脱炭暁鎚が８００〜８５０℃の競鎚前または後
に行われる、前記任意の項に記載の方法。
に行われる、前記任意の項に記載の方法。
（１３）前又は後の焼純が脱炭暁鈍である、前記第（１
３）項に記載の方法。
３）項に記載の方法。
（１心 ２つの競鈍段階が各々の温度台地を有する連続
蛾鈍炉で行われる、前記第（１３）項または（１４）項
に記載の方法。
蛾鈍炉で行われる、前記第（１３）項または（１４）項
に記載の方法。
（１５）各温度台地が８００〜８５０ｏｏおよび９００
〜１０００℃である、前記第（１５）項に記載の方法。
〜１０００℃である、前記第（１５）項に記載の方法。
（１■ 最終燐鈍が約１１９０℃である、前記任意の項
に記載の方法。（１７）最終焼錨が箱焼銘である、前記
任意の項に記載の方法。
に記載の方法。（１７）最終焼錨が箱焼銘である、前記
任意の項に記載の方法。
（１８）ストリップ温度が脱炭暁錨と最終競鈍の間で周
囲温度に低下する、前記任意の項に記載の方法。
囲温度に低下する、前記任意の項に記載の方法。
（１９ 実質的に任意の１つの例を参照して記載された
電磁用途倫の粒子配向珪素鋼の製造方法。
電磁用途倫の粒子配向珪素鋼の製造方法。
Claims (1)
- １ 下記の行程よりなる電磁用途用の粒子配向珪素鋼の
製造方法； 通常の精錬法により炭素含量０．０８重量
％以下および珪素含量２．５〜３．５重量％のスラブを
生じる鋼を製造する工程； スラブを熱間圧延してスト
リツプとし、このストリツプを８５０〜１０５０℃で焼
鈍する工程； 焼鈍ストリツプを実質的に最終ゲージに
冷間圧延する工程； 冷間圧延ストリツプを９００〜１
０００℃の温度で脱炭焼鈍に付して炭素濃度を０．００
５％以下に減少させる工程；および そのストリツプを
最大１２００℃の温度で最終焼鈍に付する工程。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| GB41353/74 | 1974-09-23 | ||
| GB41353/74A GB1521680A (en) | 1974-09-23 | 1974-09-23 | Steels for electromagnetic applications |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5159719A JPS5159719A (en) | 1976-05-25 |
| JPS6041132B2 true JPS6041132B2 (ja) | 1985-09-14 |
Family
ID=10419301
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP50115453A Expired JPS6041132B2 (ja) | 1974-09-23 | 1975-09-23 | 電磁用途用の鋼の改良 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6041132B2 (ja) |
| BE (1) | BE833649A (ja) |
| CA (1) | CA1050863A (ja) |
| DE (1) | DE2542173A1 (ja) |
| FR (1) | FR2285462A1 (ja) |
| GB (1) | GB1521680A (ja) |
| IT (1) | IT1047423B (ja) |
| SE (1) | SE7510579L (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| DE2841961A1 (de) * | 1978-10-05 | 1980-04-10 | Armco Inc | Verfahren zur herstellung von kornorientiertem siliciumstahl |
| JPS61117215A (ja) * | 1984-10-31 | 1986-06-04 | Nippon Steel Corp | 鉄損の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法 |
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| US3636579A (en) * | 1968-04-24 | 1972-01-25 | Nippon Steel Corp | Process for heat-treating electromagnetic steel sheets having a high magnetic induction |
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| JPS5224499B2 (ja) * | 1973-01-22 | 1977-07-01 |
-
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- 1974-09-23 GB GB41353/74A patent/GB1521680A/en not_active Expired
-
1975
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- 1975-09-22 IT IT69346/75A patent/IT1047423B/it active
- 1975-09-22 CA CA236,029A patent/CA1050863A/en not_active Expired
- 1975-09-22 SE SE7510579A patent/SE7510579L/xx unknown
- 1975-09-22 DE DE19752542173 patent/DE2542173A1/de active Granted
- 1975-09-23 JP JP50115453A patent/JPS6041132B2/ja not_active Expired
- 1975-09-23 FR FR7529125A patent/FR2285462A1/fr not_active Withdrawn
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE2542173A1 (de) | 1976-04-08 |
| SE7510579L (sv) | 1976-03-24 |
| BE833649A (fr) | 1976-01-16 |
| DE2542173C2 (ja) | 1987-09-24 |
| GB1521680A (en) | 1978-08-16 |
| CA1050863A (en) | 1979-03-20 |
| FR2285462A1 (fr) | 1976-04-16 |
| IT1047423B (it) | 1980-09-10 |
| JPS5159719A (en) | 1976-05-25 |
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