JPS6160895B2 - - Google Patents
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- JPS6160895B2 JPS6160895B2 JP57165065A JP16506582A JPS6160895B2 JP S6160895 B2 JPS6160895 B2 JP S6160895B2 JP 57165065 A JP57165065 A JP 57165065A JP 16506582 A JP16506582 A JP 16506582A JP S6160895 B2 JPS6160895 B2 JP S6160895B2
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- annealing
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- secondary recrystallization
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Classifications
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- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
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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
- 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
-
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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
- C21D8/1294—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a localized treatment
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は鋼板を構成する体心立方格子の結晶粒
がミラー指数で｛110｝＜001＞として表わされる
方位を有する磁性に優れた一方向性珪素鋼板を連
続鋳造と一回の熱延工程とから作つた熱延板（鋼
帯）によつて製造する方法に関するものである。
がミラー指数で｛110｝＜001＞として表わされる
方位を有する磁性に優れた一方向性珪素鋼板を連
続鋳造と一回の熱延工程とから作つた熱延板（鋼
帯）によつて製造する方法に関するものである。
一方向性珪素鋼板は軟磁性材料として変圧器お
よび発電機の鉄心として使用され、磁気特性とし
て磁化特性と鉄損特性が良好でなければならな
い。磁化特性の良否は、かけられた一定の磁場で
鉄心内に誘起される磁束密度の大小により決ま
る。磁束密度の大きい材料は電気機器を小さく出
来るので望ましい。鉄損は鉄心に所定の交流磁場
を与えた場合に熱エネルギーとして消費される電
力損失である。鉄損の良否に対しては磁束密度、
板厚、不純物量、比抵抗、結晶粒大きさの影響が
知られている。最近、省エネルギー動向を反映し
てこの鉄損の少ない一方向性珪素鋼板の需要が増
加している。
よび発電機の鉄心として使用され、磁気特性とし
て磁化特性と鉄損特性が良好でなければならな
い。磁化特性の良否は、かけられた一定の磁場で
鉄心内に誘起される磁束密度の大小により決ま
る。磁束密度の大きい材料は電気機器を小さく出
来るので望ましい。鉄損は鉄心に所定の交流磁場
を与えた場合に熱エネルギーとして消費される電
力損失である。鉄損の良否に対しては磁束密度、
板厚、不純物量、比抵抗、結晶粒大きさの影響が
知られている。最近、省エネルギー動向を反映し
てこの鉄損の少ない一方向性珪素鋼板の需要が増
加している。
ところで、一方向性珪素鋼板は熱延と冷延によ
り最終板厚になつた鋼板を仕上高温焼鈍すること
により、｛110｝＜001＞方位を有する一次再結晶粒
が選択成長する、いわゆる二次再結晶によつて得
られる。二次再結晶を生じさせるには、仕上高温
焼鈍前の鋼板中に微細なMnS，AlN等の析出物を
存在させることにより（インヒビター効果）、仕
上高温焼鈍中の｛110｝＜001＞方位以外の一次再
結晶粒成長を抑える必要がある。しかして二次再
結晶を適切に制御することにより、正確な
｛110｝＜001＞方位粒の割合を高めることによつて
磁束密度を高めることが出来る。磁束密度の高い
製品は電気機器の小型化と同時に、鉄損の改善も
可能にするので、製造コストが安く、かつ安定し
て磁性の得られる方法による高磁束密度一方向性
珪素鋼板の製造技術の確立が重要であり、代表技
術として田口悟等による特公昭40―15644号公報
および今中拓一等による特公昭51―13469号公報
記載の方法等がある。
り最終板厚になつた鋼板を仕上高温焼鈍すること
により、｛110｝＜001＞方位を有する一次再結晶粒
が選択成長する、いわゆる二次再結晶によつて得
られる。二次再結晶を生じさせるには、仕上高温
焼鈍前の鋼板中に微細なMnS，AlN等の析出物を
存在させることにより（インヒビター効果）、仕
上高温焼鈍中の｛110｝＜001＞方位以外の一次再
結晶粒成長を抑える必要がある。しかして二次再
結晶を適切に制御することにより、正確な
｛110｝＜001＞方位粒の割合を高めることによつて
磁束密度を高めることが出来る。磁束密度の高い
製品は電気機器の小型化と同時に、鉄損の改善も
可能にするので、製造コストが安く、かつ安定し
て磁性の得られる方法による高磁束密度一方向性
珪素鋼板の製造技術の確立が重要であり、代表技
術として田口悟等による特公昭40―15644号公報
および今中拓一等による特公昭51―13469号公報
記載の方法等がある。
近年、連続鋳造法の工業化が積極的に進められ
ており、一方向性珪素鋼板においても、省力化、
歩留向上により製造コストの低減、そして化学成
分の均一化による成品長手方向の磁性均一化を期
待して連続鋳造工程の適用が進められている。
ており、一方向性珪素鋼板においても、省力化、
歩留向上により製造コストの低減、そして化学成
分の均一化による成品長手方向の磁性均一化を期
待して連続鋳造工程の適用が進められている。
しかしながら、連続鋳造法を一方向性珪素鋼板
に適用した場合、しばしば成品で線状二次再結晶
不完全部が発生し、磁性の劣る場合があつた。こ
れらの対策として、M.F.Littmanは特開昭48―
53919号公報により連続鋳造した鋳片から二回の
熱延工程を経て熱延板を作る技術を提案してい
る。さらに坂倉昭等は特公昭50―37009号公報に
おいて、高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造に際
して連続鋳造した鋳片から二回の熱延工程を経て
熱延板を作る技術を提案している。
に適用した場合、しばしば成品で線状二次再結晶
不完全部が発生し、磁性の劣る場合があつた。こ
れらの対策として、M.F.Littmanは特開昭48―
53919号公報により連続鋳造した鋳片から二回の
熱延工程を経て熱延板を作る技術を提案してい
る。さらに坂倉昭等は特公昭50―37009号公報に
おいて、高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造に際
して連続鋳造した鋳片から二回の熱延工程を経て
熱延板を作る技術を提案している。
しかしながら、これら先行技術は、いずれも二
回の熱延工程を経て熱延板を作る技術であり、連
続鋳造による利点を充分に活かした技術とは言え
ない。その後、連続鋳造スラブを用いた製造法と
して、塩崎守雄等の特開昭53―19913号公報、松
本文夫等の特開昭54―120214号公報に示された技
術が提案された。しかしながら、これらの技術は
いずれも設備の対応措置を新たに構ずる必要があ
る。又、これらの対策を行なつても二次再結晶不
良の発生を完全に解決するには致つていない。す
なわち、最近では省エネルギーを目的とした低鉄
損一方向性珪素鋼板の要求が高まつているが、こ
れに応えるためには磁束密度を高めること、Si含
有量を高めることが重要である。特に特公昭40―
15644号公報による技術は一回圧延法でコストが
安く、高磁束密度の一方向性珪素鋼板が得られる
ので、高Si化が可能になれば、鉄損改善が大であ
る。しかるにSi含有量を高めると二次再結晶不良
の発生が急激に増加し、特にこのような高Siの場
合において、連続鋳造スラブを用いた際に発生す
る二次再結晶不良は一層増加するため、Si含有量
が3.0％を超えると工業的な安定生産が極めて困
難になつていた。これは、坂倉昭等による特開昭
48―51852号公報に述べられているようにSi含有
量を増やすと二次再結晶の発生に適切なAlNの確
保が難かしくなるが、特に連続鋳造スラブを用い
た場合には、この不適切なAlNによる二次再結晶
不良の発生が、より顕著になるためと考えられ
る。
回の熱延工程を経て熱延板を作る技術であり、連
続鋳造による利点を充分に活かした技術とは言え
ない。その後、連続鋳造スラブを用いた製造法と
して、塩崎守雄等の特開昭53―19913号公報、松
本文夫等の特開昭54―120214号公報に示された技
術が提案された。しかしながら、これらの技術は
いずれも設備の対応措置を新たに構ずる必要があ
る。又、これらの対策を行なつても二次再結晶不
良の発生を完全に解決するには致つていない。す
なわち、最近では省エネルギーを目的とした低鉄
損一方向性珪素鋼板の要求が高まつているが、こ
れに応えるためには磁束密度を高めること、Si含
有量を高めることが重要である。特に特公昭40―
15644号公報による技術は一回圧延法でコストが
安く、高磁束密度の一方向性珪素鋼板が得られる
ので、高Si化が可能になれば、鉄損改善が大であ
る。しかるにSi含有量を高めると二次再結晶不良
の発生が急激に増加し、特にこのような高Siの場
合において、連続鋳造スラブを用いた際に発生す
る二次再結晶不良は一層増加するため、Si含有量
が3.0％を超えると工業的な安定生産が極めて困
難になつていた。これは、坂倉昭等による特開昭
48―51852号公報に述べられているようにSi含有
量を増やすと二次再結晶の発生に適切なAlNの確
保が難かしくなるが、特に連続鋳造スラブを用い
た場合には、この不適切なAlNによる二次再結晶
不良の発生が、より顕著になるためと考えられ
る。
本発明の目的は高磁束密度の一方向性珪素鋼板
を連続鋳造スラブを用いて製造する際に発生する
線状二次再結晶不良を完全に解消し、さらに合せ
て鉄損の良い製品を得ることを目的としてSi含有
量を高めた場合に発生する二次再結晶不良を解消
しうる一方向性珪素鋼板の製造法を提供するもの
である。
を連続鋳造スラブを用いて製造する際に発生する
線状二次再結晶不良を完全に解消し、さらに合せ
て鉄損の良い製品を得ることを目的としてSi含有
量を高めた場合に発生する二次再結晶不良を解消
しうる一方向性珪素鋼板の製造法を提供するもの
である。
すなわち、本発明はＣ：0.025〜0.075，Si：3.0
〜4.5％，酸可溶性Al：0.010〜0.060％，Ｎ：
0.0030〜0.0130％，Ｓ：0.007％以下，Mn：0.08
〜0.45％，Ｐ：0.015〜0.045％，残部Fe及び不可
避不純物よりなる一方向性珪素鋼板用連続鋳造ス
ラブを予備熱間圧延することなく、1280〜1430℃
の温度に加熱した後、熱間圧延により熱延板とな
し、次いで該熱延板を850〜1200℃の範囲で短時
間連続焼鈍後、圧下率80℃以上の強圧下冷間圧延
により最終板厚となし、得られた冷延板を湿水素
雰囲気中で連続脱炭焼鈍し、次いで焼鈍分離剤を
塗布して仕上高温焼鈍を行なうことを特徴とする
高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造方法を要旨と
するものである。
〜4.5％，酸可溶性Al：0.010〜0.060％，Ｎ：
0.0030〜0.0130％，Ｓ：0.007％以下，Mn：0.08
〜0.45％，Ｐ：0.015〜0.045％，残部Fe及び不可
避不純物よりなる一方向性珪素鋼板用連続鋳造ス
ラブを予備熱間圧延することなく、1280〜1430℃
の温度に加熱した後、熱間圧延により熱延板とな
し、次いで該熱延板を850〜1200℃の範囲で短時
間連続焼鈍後、圧下率80℃以上の強圧下冷間圧延
により最終板厚となし、得られた冷延板を湿水素
雰囲気中で連続脱炭焼鈍し、次いで焼鈍分離剤を
塗布して仕上高温焼鈍を行なうことを特徴とする
高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造方法を要旨と
するものである。
以下本発明について詳細な説明を行う。
本発明の第一の特徴は素材スラブのＳ含有量を
0.007％以下と低くすることである。すなわち、
本発明者らはＳを0.007％以下と少なくすること
によつて連続鋳造スラブを用いて熱延時に高温ス
ラブ加熱する製造方法において発生する線状二次
再結晶不良を完全に解消出来、又Si含有量を高め
た場合に発生する二次再結晶不良も解消出来るこ
とを発見した。
0.007％以下と低くすることである。すなわち、
本発明者らはＳを0.007％以下と少なくすること
によつて連続鋳造スラブを用いて熱延時に高温ス
ラブ加熱する製造方法において発生する線状二次
再結晶不良を完全に解消出来、又Si含有量を高め
た場合に発生する二次再結晶不良も解消出来るこ
とを発見した。
従来の思想に基づいた一方向性珪素鋼板の製造
技術では、特公昭30―3651号公報あるいは特公昭
47―25250号公報に示されているようにＳは微細
な析出物としてのMnSを形成するために有用で
あり、あるいは必須であるとされていた。そし
て、この微細なMnS析出物を熱延板に均一に存
在させるために、熱延に先立つて行なうスラブ加
熱を高温度で行なうことによりMnSを充分に固
溶させることが重要な要件であつた。二次再結晶
に効果のある析出物として、AlNを用いた一回圧
延法による高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造法
においても、Ｓの必要性は特公昭40―15644号公
報に示されるように適用されていた。特公昭40―
15644号公報では連続鋳造スラブを用いることも
出来ると記述されているが、その際に発生する線
状二次再結晶不良の解決は、その後の特公昭50―
37009号公報で述べられている二回の熱延を採用
する方法でなされた。
技術では、特公昭30―3651号公報あるいは特公昭
47―25250号公報に示されているようにＳは微細
な析出物としてのMnSを形成するために有用で
あり、あるいは必須であるとされていた。そし
て、この微細なMnS析出物を熱延板に均一に存
在させるために、熱延に先立つて行なうスラブ加
熱を高温度で行なうことによりMnSを充分に固
溶させることが重要な要件であつた。二次再結晶
に効果のある析出物として、AlNを用いた一回圧
延法による高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造法
においても、Ｓの必要性は特公昭40―15644号公
報に示されるように適用されていた。特公昭40―
15644号公報では連続鋳造スラブを用いることも
出来ると記述されているが、その際に発生する線
状二次再結晶不良の解決は、その後の特公昭50―
37009号公報で述べられている二回の熱延を採用
する方法でなされた。
しかるに本発明者等はこの高磁束密度一方向性
珪素鋼板の製造において、連続鋳造スラブを用い
た場合に発生する線状二次再結晶不良は素材中の
Ｓ量を少なくすると発生しなくなることを見い出
した。この線状二次再結晶不良発生の原因は特開
昭48―53919号公報で指摘されているように熱延
に先立つて行なう高温スラブ加熱によつて結晶粒
が過大に成長し、熱延板に大きな延伸粒が残存す
るためであるとされていた。本発明者等は、通常
行われている1280〜1430℃の高温スラブ加熱によ
つて結晶粒が過大に成長したとしても、Ｓ含有量
を0.007％以下に少なくすると線状二次再結晶不
良が発生しなくなることを見い出したわけである
が、この原因は従来の二次再結晶に対するMnS
の有効な寄与効果から考えると全く解釈出来ず、
本発明は今後の発展性を秘めていると考えられ
る。
珪素鋼板の製造において、連続鋳造スラブを用い
た場合に発生する線状二次再結晶不良は素材中の
Ｓ量を少なくすると発生しなくなることを見い出
した。この線状二次再結晶不良発生の原因は特開
昭48―53919号公報で指摘されているように熱延
に先立つて行なう高温スラブ加熱によつて結晶粒
が過大に成長し、熱延板に大きな延伸粒が残存す
るためであるとされていた。本発明者等は、通常
行われている1280〜1430℃の高温スラブ加熱によ
つて結晶粒が過大に成長したとしても、Ｓ含有量
を0.007％以下に少なくすると線状二次再結晶不
良が発生しなくなることを見い出したわけである
が、この原因は従来の二次再結晶に対するMnS
の有効な寄与効果から考えると全く解釈出来ず、
本発明は今後の発展性を秘めていると考えられ
る。
第１図はＣ：0.055％，Si：3.30％，Mn：0.25
％，Ｐ：0.035％，酸可溶性Al：0.030％，Ｎ：
0.0080％を含み、さらにＳとして0.004％，0.007
％，0.012％，0.030％を含む４種類の連続鋳造ス
ラブを1410℃に加熱後、熱延により2.3mmの熱延
板とし、1150℃×2minの連続焼鈍後に冷延によ
り0.30mmとし、湿水素中で850℃×2minの脱炭焼
鈍を行ない、焼鈍分離剤としてMgOを塗布し、
1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行なつて得られた
成品の結晶粒マクロ組織を示す。Ｓ含有量が少な
くなるほど線状二次再結晶不良の発生が少なく、
0.007％以下では全く発生しなくなることが分
る。
％，Ｐ：0.035％，酸可溶性Al：0.030％，Ｎ：
0.0080％を含み、さらにＳとして0.004％，0.007
％，0.012％，0.030％を含む４種類の連続鋳造ス
ラブを1410℃に加熱後、熱延により2.3mmの熱延
板とし、1150℃×2minの連続焼鈍後に冷延によ
り0.30mmとし、湿水素中で850℃×2minの脱炭焼
鈍を行ない、焼鈍分離剤としてMgOを塗布し、
1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行なつて得られた
成品の結晶粒マクロ組織を示す。Ｓ含有量が少な
くなるほど線状二次再結晶不良の発生が少なく、
0.007％以下では全く発生しなくなることが分
る。
ところで、最近の省エネルギーの強い傾向に合
せて鉄損の良い成品が要請されており、このため
に素材中のSi含有量を高めることが非常に効果的
であるがこの対策の場合には線状二次再結晶不良
は一層発生し易くなる。素材中のＳ含有量を
0.007％以下にすると、高Si材で発生する線状二
次再結晶不良は発生しなくなる。高Si材におい
て、低Ｓにすることによつて二次再結晶不良の発
生が無くなつた理由は明確でないが、特開昭58―
51852号公報に「高Si材ではAlNの分散が不適切
になり二次再結晶不良が発生する」と述べられて
いることと同じと考えられる。すなわち、低Ｓに
することによつて高Si材の場合でも二次再結晶に
効果のある適切なAlNが熱延板に増すためと考え
られる。
せて鉄損の良い成品が要請されており、このため
に素材中のSi含有量を高めることが非常に効果的
であるがこの対策の場合には線状二次再結晶不良
は一層発生し易くなる。素材中のＳ含有量を
0.007％以下にすると、高Si材で発生する線状二
次再結晶不良は発生しなくなる。高Si材におい
て、低Ｓにすることによつて二次再結晶不良の発
生が無くなつた理由は明確でないが、特開昭58―
51852号公報に「高Si材ではAlNの分散が不適切
になり二次再結晶不良が発生する」と述べられて
いることと同じと考えられる。すなわち、低Ｓに
することによつて高Si材の場合でも二次再結晶に
効果のある適切なAlNが熱延板に増すためと考え
られる。
次に本発明の第二の特徴は素材スラブ中の
Mn，Ｐの含有量を適切範囲に制御することによ
つて磁束密度が向上することを見い出したことで
ある。従来の一方向性珪素鋼板の製造法におい
て、｛110｝＜001＞方位を持つ結晶粒の成長をより
完全に選択的に成長させることにより成品の磁束
密度を高くし、そしてその結果として鉄損を改善
するためには、微細なMnSの析出物を存在させ
ることが最つとも効果的であつた。しかるに本発
明では、前述のように連続鋳造スラブを用いた場
合に発生する線状二次再結晶不良、および素材成
分として高Siにした場合の二次再結晶不良を無く
するために、素材中のＳを少なくすることを特徴
としているのでMnSの存在がなくなり成品の磁
束密度が悪くなる傾向にある。しかしながら、か
かる低Ｓ材の場合でも、素材中のMn，Ｐ含有量
を適切範囲に収めることによつて磁束密度が向上
することを本発明者等は見い出した。
Mn，Ｐの含有量を適切範囲に制御することによ
つて磁束密度が向上することを見い出したことで
ある。従来の一方向性珪素鋼板の製造法におい
て、｛110｝＜001＞方位を持つ結晶粒の成長をより
完全に選択的に成長させることにより成品の磁束
密度を高くし、そしてその結果として鉄損を改善
するためには、微細なMnSの析出物を存在させ
ることが最つとも効果的であつた。しかるに本発
明では、前述のように連続鋳造スラブを用いた場
合に発生する線状二次再結晶不良、および素材成
分として高Siにした場合の二次再結晶不良を無く
するために、素材中のＳを少なくすることを特徴
としているのでMnSの存在がなくなり成品の磁
束密度が悪くなる傾向にある。しかしながら、か
かる低Ｓ材の場合でも、素材中のMn，Ｐ含有量
を適切範囲に収めることによつて磁束密度が向上
することを本発明者等は見い出した。
第２図はＣ：0.060％，Si：3.45％，Ｓ：0.004
％，酸可溶性Al：0.033％，Ｎ：0.0090％を含む
連続鋳造スラブを1410℃に加熱後、熱延によつて
板厚2.3mmの熱延板とし、1150℃×2minの連続焼
鈍後に冷延により0.3mmとし、湿水素雰囲気中で
850℃×2minの脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤と
してMgOを塗布し、1200℃×20hrの仕上高温焼
鈍を行なつて得られた成品の磁束密度（B10）に及
ぼすスラブ中のMn，Ｐ含有量の影響を示す。Mn
量が少なくなると二次再結晶が不安定になり、多
くなるとB10が高くなるが、一定以上添加しても
改善効果が無く、添加合金量が多くなり不経済で
ある。Ｐについてはその含有量が少ないとB10が
悪く、他方多くなると冷延時に割れる頻度が多く
なり、又二次再結晶不良の発生割合が多くなる。
以上の理由から、B10が高く、かつ二次再結晶が
安定しており、割れ問題の少ない範囲として
Mn0.08〜0.45％，P0.015〜0.045％を本発明の範
囲とした。
％，酸可溶性Al：0.033％，Ｎ：0.0090％を含む
連続鋳造スラブを1410℃に加熱後、熱延によつて
板厚2.3mmの熱延板とし、1150℃×2minの連続焼
鈍後に冷延により0.3mmとし、湿水素雰囲気中で
850℃×2minの脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤と
してMgOを塗布し、1200℃×20hrの仕上高温焼
鈍を行なつて得られた成品の磁束密度（B10）に及
ぼすスラブ中のMn，Ｐ含有量の影響を示す。Mn
量が少なくなると二次再結晶が不安定になり、多
くなるとB10が高くなるが、一定以上添加しても
改善効果が無く、添加合金量が多くなり不経済で
ある。Ｐについてはその含有量が少ないとB10が
悪く、他方多くなると冷延時に割れる頻度が多く
なり、又二次再結晶不良の発生割合が多くなる。
以上の理由から、B10が高く、かつ二次再結晶が
安定しており、割れ問題の少ない範囲として
Mn0.08〜0.45％，P0.015〜0.045％を本発明の範
囲とした。
MnとＰで効果のある理由は、かならずしも明
確になつているとは言えないが、MnとＰが本発
明範囲の適当量にあると、二次再結晶前の冷延後
の一次再結晶粒の大きさが小さく均一であり、か
つ再結晶集合組織として｛100｝面結晶方位が少
ない現象がある。この現象があると二次再結晶が
安定し、かつB10が高くなると考えられる。そし
て、このような一次再結晶組織の特徴は、熱延板
焼鈍後、冷延前の鋼中炭化物の分散状態が徴細均
一に変化したことが主原因と考えられる。この
Mn，Ｐの効果は鋼中Ｃが0.025％以上（α→γ変
態あり）の材料でより顕著に出ることからも推察
出来る。
確になつているとは言えないが、MnとＰが本発
明範囲の適当量にあると、二次再結晶前の冷延後
の一次再結晶粒の大きさが小さく均一であり、か
つ再結晶集合組織として｛100｝面結晶方位が少
ない現象がある。この現象があると二次再結晶が
安定し、かつB10が高くなると考えられる。そし
て、このような一次再結晶組織の特徴は、熱延板
焼鈍後、冷延前の鋼中炭化物の分散状態が徴細均
一に変化したことが主原因と考えられる。この
Mn，Ｐの効果は鋼中Ｃが0.025％以上（α→γ変
態あり）の材料でより顕著に出ることからも推察
出来る。
次に、本発明における構成要件の限定理由を説
明する。本発明で用いる溶鋼は転炉、電気炉等、
その溶製方法を問わないが、成分として次の含有
量範囲に入る必要がある。Ｃは0.025％未満にな
ると二次再結晶が不安定になり又二次再結晶をし
た場合でも磁束密度がB8で1.80T以下しか得られ
ず悪いので0.025％以上を限定範囲とした。一
方、Ｃが多くなり過ぎると脱炭焼鈍時間が長くな
り経済的でないので0.075％以下とした。Siは4.5
％を超えると冷延時の割れが著るしくなり又3.0
％未満では従来以上の最高級鉄損が得られないの
で3.0％以上とした。望ましくは3.20％以上であ
る。本発明では二次再結晶に必要な析出分散相と
してAlNを用いる。したがつて二次再結晶を行な
わせるに必要な最低量のAlNを確保するために酸
可溶性Alとして0.010％以上、Ｎとして0.0030％
以上が必要である。酸可溶性Alは0.060％を超え
ると熱延板内のAlNの分散状態が不適切となり二
次再結晶が不安定になるので0.060％以下とし
た。Ｎについては0.0130％を超えると鋼板表面に
ブリスターと呼ぶ脹れ状の欠陥が発生するので
0.0130％以下とした。ＳについてはSiを3.0％以
上含んだ高Si連続鋳造スラブを用いた場合でも線
状の二次再結晶不良を生じさせないために、
0.007％以下とする必要がある。Ｓは低いほど二
次再結晶が安定して得られるので望ましく、熱延
板焼鈍後MnSの析出がほとんど見られない添加
量、即ち、0.005％を超えない範囲で良好な磁性
が安定して得られるが、鋼の溶製時の処理が複雑
になるので、現行の処理方法では0.001％程度が
一般的に行なわれる範囲である。Mn，Ｐについ
ては高い磁束密度を得るためにMn：0.08〜0.45
％，Ｐ：0.015〜0.045％に在る必要がある。
明する。本発明で用いる溶鋼は転炉、電気炉等、
その溶製方法を問わないが、成分として次の含有
量範囲に入る必要がある。Ｃは0.025％未満にな
ると二次再結晶が不安定になり又二次再結晶をし
た場合でも磁束密度がB8で1.80T以下しか得られ
ず悪いので0.025％以上を限定範囲とした。一
方、Ｃが多くなり過ぎると脱炭焼鈍時間が長くな
り経済的でないので0.075％以下とした。Siは4.5
％を超えると冷延時の割れが著るしくなり又3.0
％未満では従来以上の最高級鉄損が得られないの
で3.0％以上とした。望ましくは3.20％以上であ
る。本発明では二次再結晶に必要な析出分散相と
してAlNを用いる。したがつて二次再結晶を行な
わせるに必要な最低量のAlNを確保するために酸
可溶性Alとして0.010％以上、Ｎとして0.0030％
以上が必要である。酸可溶性Alは0.060％を超え
ると熱延板内のAlNの分散状態が不適切となり二
次再結晶が不安定になるので0.060％以下とし
た。Ｎについては0.0130％を超えると鋼板表面に
ブリスターと呼ぶ脹れ状の欠陥が発生するので
0.0130％以下とした。ＳについてはSiを3.0％以
上含んだ高Si連続鋳造スラブを用いた場合でも線
状の二次再結晶不良を生じさせないために、
0.007％以下とする必要がある。Ｓは低いほど二
次再結晶が安定して得られるので望ましく、熱延
板焼鈍後MnSの析出がほとんど見られない添加
量、即ち、0.005％を超えない範囲で良好な磁性
が安定して得られるが、鋼の溶製時の処理が複雑
になるので、現行の処理方法では0.001％程度が
一般的に行なわれる範囲である。Mn，Ｐについ
ては高い磁束密度を得るためにMn：0.08〜0.45
％，Ｐ：0.015〜0.045％に在る必要がある。
以上の範囲の成分を含む溶鋼を連続鋳造により
スラブとなし、予備熱間圧延することなく1280〜
1430℃の範囲で加熱後に熱延により熱延板とす
る。熱延に先立つて行なうスラブ加熱温度は低す
ぎると、B10で1.92T以上の高い磁束密度が得られ
ず、高すぎると工業的に設備が耐えられないた
め、1280〜1430℃と限定した。
スラブとなし、予備熱間圧延することなく1280〜
1430℃の範囲で加熱後に熱延により熱延板とす
る。熱延に先立つて行なうスラブ加熱温度は低す
ぎると、B10で1.92T以上の高い磁束密度が得られ
ず、高すぎると工業的に設備が耐えられないた
め、1280〜1430℃と限定した。
第３図は、Ｃ：0.057％，Si：3.50％，Mn：
0.25％，Ｐ：0.039％，Ｓ：0.003％，酸可溶性
Al：0.033％，T.N：0.0093％を含有する連続鋳
造スラブを加熱後、熱延により2.5mmの熱延板と
し、1120℃×2minの連続焼鈍後の冷延により、
0.30mmとし、湿水素中で850℃×2minの脱炭焼鈍
を行ない、焼鈍分離剤としてMgOを塗布し、
1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行なつて得られた
成品の磁束密度に及ぼすスラブ加熱温度の影響を
示す図である。この図からも、1280℃を超えるス
ラブ加熱温度でB10が1.92T以上の高い磁束密度が
得られることがわかる。
0.25％，Ｐ：0.039％，Ｓ：0.003％，酸可溶性
Al：0.033％，T.N：0.0093％を含有する連続鋳
造スラブを加熱後、熱延により2.5mmの熱延板と
し、1120℃×2minの連続焼鈍後の冷延により、
0.30mmとし、湿水素中で850℃×2minの脱炭焼鈍
を行ない、焼鈍分離剤としてMgOを塗布し、
1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行なつて得られた
成品の磁束密度に及ぼすスラブ加熱温度の影響を
示す図である。この図からも、1280℃を超えるス
ラブ加熱温度でB10が1.92T以上の高い磁束密度が
得られることがわかる。
熱延板は850〜1200℃で短時間の焼鈍を行な
い、急冷によりAlNの析出状態をコントロールす
る。焼鈍温度が850℃未満では高磁束密度が得ら
れず、12000℃を超えると二次再結晶が不完全に
なる。焼鈍時間としては30sec以上あれば充分で
あり、30分以上にも長くなると経済的でない。通
常は１〜3minが一般的である。
い、急冷によりAlNの析出状態をコントロールす
る。焼鈍温度が850℃未満では高磁束密度が得ら
れず、12000℃を超えると二次再結晶が不完全に
なる。焼鈍時間としては30sec以上あれば充分で
あり、30分以上にも長くなると経済的でない。通
常は１〜3minが一般的である。
かくして得られた熱延板は次いで冷延される。
本発明では高磁束密度一方向性電磁鋼板を得るこ
とを目的としているので、冷延時の圧下率として
80％以上の強圧下が必要である。このように冷延
した板は次いで脱炭焼鈍される。脱炭焼鈍は脱炭
及び一次再結晶を行なわせると同時に成品表面の
絶縁皮膜の形成に必要な酸化層を生成させる役割
を持つている。
本発明では高磁束密度一方向性電磁鋼板を得るこ
とを目的としているので、冷延時の圧下率として
80％以上の強圧下が必要である。このように冷延
した板は次いで脱炭焼鈍される。脱炭焼鈍は脱炭
及び一次再結晶を行なわせると同時に成品表面の
絶縁皮膜の形成に必要な酸化層を生成させる役割
を持つている。
脱炭焼鈍後の鋼板表面には仕上高温焼鈍時にお
ける焼付防止及び成品表面の絶縁皮膜形成のため
に焼鈍分離剤を塗布する。焼鈍分離剤としては
MgOを主成分としその他目的に応じてTiO2，
Al2O3，CaO，Ｂ化合物，Ｓ化合物，Ｎ化合物を
添加したものを用いることが出来る。
ける焼付防止及び成品表面の絶縁皮膜形成のため
に焼鈍分離剤を塗布する。焼鈍分離剤としては
MgOを主成分としその他目的に応じてTiO2，
Al2O3，CaO，Ｂ化合物，Ｓ化合物，Ｎ化合物を
添加したものを用いることが出来る。
引き続いて仕上高温焼鈍を行なう。この焼鈍は
二次再結晶、純化および成品表面にMgOとSiO2
の混合物であるフオルステライトを主成分とする
絶縁皮膜を形成させることを目的としており、通
常1100℃以上で5hr以上水素又は水素を含んだ混
合雰囲気中で行なう。
二次再結晶、純化および成品表面にMgOとSiO2
の混合物であるフオルステライトを主成分とする
絶縁皮膜を形成させることを目的としており、通
常1100℃以上で5hr以上水素又は水素を含んだ混
合雰囲気中で行なう。
なお、本発明において採用する前記の仕上高温
焼鈍条件として、二次再結晶の行なわれる温度範
囲を徐加熱することが高い磁束密度を安定して得
るために特に効果的である。この二次再結晶温度
範囲を徐加熱する操作の冶金的考え方は、｛110｝
＜001＞方位からの傾きの小さい二次再結晶粒ほ
ど低い温度で発生するという事実から、徐加熱に
より低い温度で発生したより｛110｝＜001＞方位
に近い二次再結晶粒の成品に占める体積割合を増
やし、磁束密度を高めようとするものである。本
発明のようにＳの少ない場合、すなわち微細
MnSによる結晶粒成長に対する抑制機能の小さ
い場合には、低い温度範囲での粒成長が比較的に
大きいので、徐加熱することにより｛110｝＜001
＞方位に近い低温度で発生した二次再結晶粒の成
品に占める体積割合を増やし、磁束密度を高める
ことが特に効果的に行なえる。
焼鈍条件として、二次再結晶の行なわれる温度範
囲を徐加熱することが高い磁束密度を安定して得
るために特に効果的である。この二次再結晶温度
範囲を徐加熱する操作の冶金的考え方は、｛110｝
＜001＞方位からの傾きの小さい二次再結晶粒ほ
ど低い温度で発生するという事実から、徐加熱に
より低い温度で発生したより｛110｝＜001＞方位
に近い二次再結晶粒の成品に占める体積割合を増
やし、磁束密度を高めようとするものである。本
発明のようにＳの少ない場合、すなわち微細
MnSによる結晶粒成長に対する抑制機能の小さ
い場合には、低い温度範囲での粒成長が比較的に
大きいので、徐加熱することにより｛110｝＜001
＞方位に近い低温度で発生した二次再結晶粒の成
品に占める体積割合を増やし、磁束密度を高める
ことが特に効果的に行なえる。
第４図はC0.060％，Si3.35％，Mn0.25％，
P0.030％，S0.005％，酸可溶性Al0.033％，
N0.0085％を含有する溶鋼を連続鋳造しスラブを
1400℃に加熱後、、熱延によつて2.3mmの熱延板と
し、この熱延板を1120℃×2minの焼鈍を行な
い、0.30mmに冷延し、湿水素雰囲気中で850℃×
2minの連続脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤を塗
布し、1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行なつて得
られた成品の磁束密度（B10）と仕上高温焼鈍時の
700〜1100℃の温度範囲における加熱速度の関係
を示す図である。この図より加熱速度が遅いほど
磁束密度が高くなり、特に15℃／hr以下で顕著に
高くなることがわかる。加熱速度が15℃／hr以下
の範囲では磁束密度は大きく変らないが、磁束密
度のバラツキが少なくなる。しかしながら経済的
効率を考えると７℃／hrが下限となる。この700
〜1100℃範囲の徐加熱を行ない二次再結晶が完了
した後は、鋼中のＮ，Ｓをできるだけ少くするた
めに1200℃前後の高温で純H2中において純化焼
鈍を行なうのが一般的である。
P0.030％，S0.005％，酸可溶性Al0.033％，
N0.0085％を含有する溶鋼を連続鋳造しスラブを
1400℃に加熱後、、熱延によつて2.3mmの熱延板と
し、この熱延板を1120℃×2minの焼鈍を行な
い、0.30mmに冷延し、湿水素雰囲気中で850℃×
2minの連続脱炭焼鈍を行ない、焼鈍分離剤を塗
布し、1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行なつて得
られた成品の磁束密度（B10）と仕上高温焼鈍時の
700〜1100℃の温度範囲における加熱速度の関係
を示す図である。この図より加熱速度が遅いほど
磁束密度が高くなり、特に15℃／hr以下で顕著に
高くなることがわかる。加熱速度が15℃／hr以下
の範囲では磁束密度は大きく変らないが、磁束密
度のバラツキが少なくなる。しかしながら経済的
効率を考えると７℃／hrが下限となる。この700
〜1100℃範囲の徐加熱を行ない二次再結晶が完了
した後は、鋼中のＮ，Ｓをできるだけ少くするた
めに1200℃前後の高温で純H2中において純化焼
鈍を行なうのが一般的である。
この仕上高温焼鈍後に例えばリン酸、無水クロ
ム酸、リン酸アルミニウムを主成分としたコーテ
イング液を塗布し、平坦化を目的とした連続焼鈍
を行ない製品とする。このコーテイングで表面皮
膜は一段と強固で、かつ張力の大きい皮膜として
完成する。
ム酸、リン酸アルミニウムを主成分としたコーテ
イング液を塗布し、平坦化を目的とした連続焼鈍
を行ない製品とする。このコーテイングで表面皮
膜は一段と強固で、かつ張力の大きい皮膜として
完成する。
なお本発明に基づく成品はスラブ加熱温度が高
いため、磁束密度が優れているので、成品表面に
磁区細分化を目的にロール・ベアリングによる局
所歪の付加、あるいはレーザー照射による局所歪
の付加等の処理を行なうと極めて優れた鉄損値が
得られる。
いため、磁束密度が優れているので、成品表面に
磁区細分化を目的にロール・ベアリングによる局
所歪の付加、あるいはレーザー照射による局所歪
の付加等の処理を行なうと極めて優れた鉄損値が
得られる。
以上、詳述したように、本発明は安価に製造で
きる連続鋳造スラブを出発素材とするに際し
MnSをインヒビターとして使用する従来技術の
考え方から脱却し、Ｓをできるだけ少くして線状
二次再結晶不良の発生を防止した上で、Mn，Ｐ
を所定範囲添加して高磁束密度の成品を得ること
に成功したものであり、これによりスラブ素材の
高Si化が可能となり、従つて、良好な鉄損値を得
ることができるなど、本発明によれば極めて工業
的に有用な成品を提供しうるものである。
きる連続鋳造スラブを出発素材とするに際し
MnSをインヒビターとして使用する従来技術の
考え方から脱却し、Ｓをできるだけ少くして線状
二次再結晶不良の発生を防止した上で、Mn，Ｐ
を所定範囲添加して高磁束密度の成品を得ること
に成功したものであり、これによりスラブ素材の
高Si化が可能となり、従つて、良好な鉄損値を得
ることができるなど、本発明によれば極めて工業
的に有用な成品を提供しうるものである。
以下、実施例について説明する。
実施例 １
C0.060％，Si3.30％，Mn0.20％，P0.035％，
S0.006％，酸可溶性Al0.033％，N0.0080％を含有
する溶鋼を連続鋳造によりスラブとなし、1380℃
の温度で加熱後、熱延により2.3mmの熱延板を作
つた。熱延板を1130℃×2min焼鈍した後、0.30
mmの最終板厚まで冷延し、850℃の温度で湿水素
中において脱炭焼鈍を行なつた。さらにMgOを
塗布後、1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行なつ
た。この仕上高温焼鈍の700〜1100℃範囲の加熱
速度は10℃／hrで行なつた。さらに平坦化焼鈍後
に無水クロム酸を主成分とする張力皮膜を施し
た。
S0.006％，酸可溶性Al0.033％，N0.0080％を含有
する溶鋼を連続鋳造によりスラブとなし、1380℃
の温度で加熱後、熱延により2.3mmの熱延板を作
つた。熱延板を1130℃×2min焼鈍した後、0.30
mmの最終板厚まで冷延し、850℃の温度で湿水素
中において脱炭焼鈍を行なつた。さらにMgOを
塗布後、1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行なつ
た。この仕上高温焼鈍の700〜1100℃範囲の加熱
速度は10℃／hrで行なつた。さらに平坦化焼鈍後
に無水クロム酸を主成分とする張力皮膜を施し
た。
成品の圧延方向の磁性は
B10＝1.93Tesla Ｗ17/50＝1.02w／Kg
であつた。
この成品表面にＣ方向に点状のレーザ照射を行
なつた結果、 B10＝1.93Tesla ｗ17/50＝0.91w／Kg と極めて優れた磁性を得た。
なつた結果、 B10＝1.93Tesla ｗ17/50＝0.91w／Kg と極めて優れた磁性を得た。
実施例 ２
C0.057％，Si3.45％，Mn0.29％，P0.039％，
S0.003％，酸可溶性Al0.032％，N0.0090％を含有
する溶鋼を連続鋳造によりスラブとなし1380℃の
温度で加熱後、熱延により2.3mmの熱延板を作つ
た。熱延板を1130℃×2min焼鈍した後、0.30mm
の最終板厚まで冷延し、850℃の温度で湿水素中
の脱炭焼鈍を行なつた。さらにMgOを塗布後、
1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行なつた。この仕
上高温焼鈍の700〜1100℃範囲の加熱速度は20
℃／hrで行なつた。さらに平坦化焼鈍後に無水ク
ロム酸を主成分とする張力皮膜をコーテイングし
た。成品の圧延方向の磁性は B10＝1.92Tesla ｗ17/50＝1.05w／Kgであつた。
S0.003％，酸可溶性Al0.032％，N0.0090％を含有
する溶鋼を連続鋳造によりスラブとなし1380℃の
温度で加熱後、熱延により2.3mmの熱延板を作つ
た。熱延板を1130℃×2min焼鈍した後、0.30mm
の最終板厚まで冷延し、850℃の温度で湿水素中
の脱炭焼鈍を行なつた。さらにMgOを塗布後、
1200℃×20hrの仕上高温焼鈍を行なつた。この仕
上高温焼鈍の700〜1100℃範囲の加熱速度は20
℃／hrで行なつた。さらに平坦化焼鈍後に無水ク
ロム酸を主成分とする張力皮膜をコーテイングし
た。成品の圧延方向の磁性は B10＝1.92Tesla ｗ17/50＝1.05w／Kgであつた。
以上の実施例は板厚0.30mmの成品の製造法につ
いて述べたものであるが、本発明は板厚0.30mm未
満の成品についても適用できることは勿論であ
る。
いて述べたものであるが、本発明は板厚0.30mm未
満の成品についても適用できることは勿論であ
る。
第１図はS0.004％，0.007％，0.012％，0.030％
を含む４種類の連続鋳造スラブからの成品の結晶
粒マクロ組織を示す写真図、第２図はN0.0090％
を含む連続鋳造スラブからの成品の磁束密度
（B10）に及ぼすスラブ中のMn，Ｐ含有量の影響を
示す図、第３図は成品の磁束密度に及ぼすスラブ
加熱温度の影響を示す図、第４図は成品の磁束密
度（B10）と仕上高温焼鈍時の700〜1100℃の温度
範囲における加熱速度の関係を示す図である。第
２図において：×B10＜1.80、△1.80B10＜
1.89、○1.89B10＜1.92、●1.92B101.93、〓
1.93＜B10（単位：Tesla）
を含む４種類の連続鋳造スラブからの成品の結晶
粒マクロ組織を示す写真図、第２図はN0.0090％
を含む連続鋳造スラブからの成品の磁束密度
（B10）に及ぼすスラブ中のMn，Ｐ含有量の影響を
示す図、第３図は成品の磁束密度に及ぼすスラブ
加熱温度の影響を示す図、第４図は成品の磁束密
度（B10）と仕上高温焼鈍時の700〜1100℃の温度
範囲における加熱速度の関係を示す図である。第
２図において：×B10＜1.80、△1.80B10＜
1.89、○1.89B10＜1.92、●1.92B101.93、〓
1.93＜B10（単位：Tesla）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.025〜0.075％，Si：3.0〜4.5％，酸可
溶性Al：0.010〜0.060％，Ｎ：0.0030〜0.0130
％，Ｓ：0.007％以下，Mn：0.08〜0.45％，Ｐ：
0.015〜0.045％，残部Fe及び不可避不純物よりな
る一方向性珪素鋼板用連続鋳造スラブを予備熱間
圧延することなく、1280〜1430℃の温度に加熱し
た後、熱間圧延により熱延板となし、次いで該熱
延板を850〜1200℃の範囲で短時間連続焼鈍後、
圧下率80％以上の強圧下冷間圧延により最終板厚
となし、得られた冷延板を湿水素雰囲気中で連続
脱炭焼鈍し、次いで焼鈍分離剤を塗布して仕上高
温焼鈍を行なうことを特徴とする高磁束密度一方
向性珪素鋼板の製造方法。 ２ 仕上高温焼鈍に際しての加熱時に、700〜
1100℃の範囲を15℃／hr以下の加熱速度で加熱昇
温することを特徴とする特許請求の範囲第１項記
載の方法。
Priority Applications (10)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57165065A JPS5956523A (ja) | 1982-09-24 | 1982-09-24 | 高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| GB08325076A GB2130241B (en) | 1982-09-24 | 1983-09-20 | Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density |
| SE8305095A SE460482B (sv) | 1982-09-24 | 1983-09-21 | Kornorienterad elektrotunnplaat |
| US06/534,290 US4623406A (en) | 1982-09-24 | 1983-09-21 | Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density |
| CA000437373A CA1210670A (en) | 1982-09-24 | 1983-09-22 | Grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density |
| FR8315933A FR2533586B1 (fr) | 1982-09-24 | 1983-09-23 | Procede de fabrication d'une tole d'acier electrique a grain oriente ayant une haute densite de flux magnetique |
| IT22974/83A IT1167387B (it) | 1982-09-24 | 1983-09-23 | Procedimento per produrre un nastro elettrico di acciaio a grana orientata dotato di una elevata densita' del flusso magnetico |
| DE19833334519 DE3334519A1 (de) | 1982-09-24 | 1983-09-23 | Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektroblech mit hoher magnetischer induktion |
| BE0/211574A BE897817A (fr) | 1982-09-24 | 1983-09-23 | Procede de production de toles d'acier electrique a grains orientes et toles ainsi obtenues |
| KR1019830004473A KR890000882B1 (ko) | 1982-09-24 | 1983-09-24 | 높은 자속밀도를 가진 방향성 전기강판의 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57165065A JPS5956523A (ja) | 1982-09-24 | 1982-09-24 | 高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5956523A JPS5956523A (ja) | 1984-04-02 |
| JPS6160895B2 true JPS6160895B2 (ja) | 1986-12-23 |
Family
ID=15805191
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57165065A Granted JPS5956523A (ja) | 1982-09-24 | 1982-09-24 | 高磁束密度一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4623406A (ja) |
| JP (1) | JPS5956523A (ja) |
| BE (1) | BE897817A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02100588U (ja) * | 1989-01-30 | 1990-08-10 | ||
| JPH02145191U (ja) * | 1989-05-15 | 1990-12-10 |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5759293A (en) * | 1989-01-07 | 1998-06-02 | Nippon Steel Corporation | Decarburization-annealed steel strip as an intermediate material for grain-oriented electrical steel strip |
| US5288736A (en) * | 1992-11-12 | 1994-02-22 | Armco Inc. | Method for producing regular grain oriented electrical steel using a single stage cold reduction |
| IT1290172B1 (it) | 1996-12-24 | 1998-10-19 | Acciai Speciali Terni Spa | Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato, con elevate caratteristiche magnetiche. |
| IT1290173B1 (it) * | 1996-12-24 | 1998-10-19 | Acciai Speciali Terni Spa | Procedimento per la produzione di lamierino di acciaio al silicio a grano orientato |
| PL2330223T3 (pl) * | 2008-09-10 | 2021-05-17 | Nippon Steel Corporation | Sposób wytwarzania blachy cienkiej ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych |
| KR101351706B1 (ko) * | 2009-03-23 | 2014-01-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 방향성 전자기 강판의 제조 방법, 권취 철심용 방향성 전자기 강판 및 권취 철심 |
| PL2418294T3 (pl) | 2009-04-06 | 2020-06-01 | Nippon Steel Corporation | Sposób obróbki stali na blachę cienką ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych i sposób wytwarzania blachy cienkiej ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych |
| CN106471140B (zh) * | 2014-07-03 | 2019-02-05 | 新日铁住金株式会社 | 激光加工装置 |
| KR102079771B1 (ko) * | 2017-12-26 | 2020-02-20 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 그의 제조방법 |
Family Cites Families (22)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US2599340A (en) * | 1948-10-21 | 1952-06-03 | Armco Steel Corp | Process of increasing the permeability of oriented silicon steels |
| US2867557A (en) * | 1956-08-02 | 1959-01-06 | Allegheny Ludlum Steel | Method of producing silicon steel strip |
| US3287183A (en) * | 1964-06-22 | 1966-11-22 | Yawata Iron & Steel Co | Process for producing single-oriented silicon steel sheets having a high magnetic induction |
| US3278346A (en) * | 1965-03-16 | 1966-10-11 | Norman P Goss | Electric alloy steel containing vanadium and sulfur |
| CA920036A (en) * | 1968-04-02 | 1973-01-30 | Sakakura Akira | Process for producing single-oriented magnetic steel sheets having a very high magnetic induction |
| US3671337A (en) * | 1969-02-21 | 1972-06-20 | Nippon Steel Corp | Process for producing grain oriented electromagnetic steel sheets having excellent magnetic characteristics |
| JPS5026495B2 (ja) * | 1971-10-22 | 1975-09-01 | ||
| BE790798A (fr) * | 1971-11-04 | 1973-02-15 | Armco Steel Corp | Procédé de fabrication de fer au silicium à orientation cube-sur-arete à partir de brames coulées |
| JPS5037009B2 (ja) * | 1972-04-05 | 1975-11-29 | ||
| JPS5113469B2 (ja) * | 1972-10-13 | 1976-04-28 | ||
| JPS4976719A (ja) * | 1972-11-28 | 1974-07-24 | ||
| US3867211A (en) * | 1973-08-16 | 1975-02-18 | Armco Steel Corp | Low-oxygen, silicon-bearing lamination steel |
| JPS5432412B2 (ja) * | 1973-10-31 | 1979-10-15 | ||
| DE2446509B1 (de) * | 1974-09-28 | 1975-08-07 | Hoesch Werke Ag | Verwendung eines im fluessigen Zustand vakuumbehandelten Stahls als Elektroband |
| JPS5319913A (en) * | 1976-08-10 | 1978-02-23 | Nippon Steel Corp | Preparation of unidirectional silicon steel sheet superior in magnetism from continuous casting slab |
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-
1982
- 1982-09-24 JP JP57165065A patent/JPS5956523A/ja active Granted
-
1983
- 1983-09-21 US US06/534,290 patent/US4623406A/en not_active Expired - Lifetime
- 1983-09-23 BE BE0/211574A patent/BE897817A/fr not_active IP Right Cessation
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02100588U (ja) * | 1989-01-30 | 1990-08-10 | ||
| JPH02145191U (ja) * | 1989-05-15 | 1990-12-10 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US4623406A (en) | 1986-11-18 |
| JPS5956523A (ja) | 1984-04-02 |
| BE897817A (fr) | 1984-01-16 |
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