JPS6345444B2 - - Google Patents
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Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は、トランス等の鉄芯に用いられる鉄損
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。 〔従来の技術〕 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芯材料に使用されてい
るもので、磁気特性として励磁特性と鉄損特性が
良好はなくてはならない。 この励磁特性を表わす数値として通常B8（磁場
の強さ800A／ｍにおける磁束密度）を用い、鉄
損特性を表わす数値としてW17/50（50Hzで1.7Tま
で磁化させた時の１Kg当りの鉄損）を用いてい
る。 この一方向性電磁鋼板は通常２次再結晶現象を
利用して鋼板面に｛110｝面、圧延方向に＜001＞
軸をもつたいわゆるゴス組織を発達させることに
よつて得られている。良好な磁気特性を得るため
には磁化容易軸である＜001＞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、鋼板の純度等も磁気特性に
大きな影響を及ぼす。 方向性についてはMnS、AlNをインヒビター
として利用する最終強圧下冷間圧延を特徴とする
方法によつて大幅に向上し、それに伴つて鉄損特
性も著しく向上してきた。 一方、近年エネルギー価格の高騰を背景とし
て、トランスメーカーは低鉄損トランス用素材へ
の指向を一段と強めている。低鉄損素材としてア
モルフアス合金や6.5％Si鋼等の開発も進められ
てはいるが、トランス用材料として工業的に使用
するには解決すべき問題を残している。他方レー
ザー等を用いた磁区制御技術が近年開発され、そ
れによつて鉄損特性が大幅に向上した。また製品
の板厚が薄いほど、磁束密度が高いほど磁区制御
技術の効果が大きい等の理由で、板厚が薄く高磁
束密度を有する製品を開発する必要性が高まつて
きた。 高磁束密度化を計る有効な手段としてAlNを
インヒビターとして用い、圧下率80％超の最終強
圧下冷間圧延を行なう方法があるが、この方法
は、板厚が薄くなると２次再結晶が不安定化する
という問題がある。この問題を解決する方法とし
て、熱延板焼鈍を施し、次いで冷間圧延と中間焼
鈍を順次施した後に80％超の最終強圧下冷間圧延
を行なう方法が提案されている（米国特許第
3632456号明細書）。確かにこの方法を行なうと、
0.14mmの板厚までは２次再結晶は安定するが、磁
束密度が低下するなどの原因で充分満足すべき鉄
損特性は得られ難い。 このように鉄損特性の優れた高磁束密度を有す
る製品を板厚の薄いものまで製造するには解決す
べき課題が残つている。またAlNをインヒビタ
ーとして利用した圧下率81〜95％の１回強圧下冷
間圧延法による高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造に於て上記強圧下冷間圧延時に時効処理を施す
ことにより磁気特性が向上することが報告されて
いる（特公昭54−13846号公報）。また、２回以上
の冷間圧延を行ない一方向性電磁鋼板を製造する
方法において、最終冷間圧延時に時効処理を施す
こと、ならびにこの時効処理に関連して最終冷間
圧延前の工程である中間焼鈍の冷却速度をコント
ロールすることによつて磁気特性が向上すること
が報告されている（特公昭56−3892号公報）。ま
た、圧下率40〜80％の最終冷間圧延を行なう２回
冷延法で一方向性電磁鋼板を製造する方法におい
て、１回目の冷間圧延時、２回目の冷間圧延時に
時効処理を施すことにより磁気特性が向上するこ
とが報告されている（特開昭58−25425号公報）。
これら３つの技術では鉄損特性が優れ高磁束密度
を有する製品を例えば0.20mm以下の板厚の薄いも
のまで製造するには十分でない。 〔発明が解決しようとする問題点〕 本発明はAlNを主インヒビターとして一方向
性電磁鋼板を製造する場合、特に薄手製品が高い
磁速密度を得ることが出来ず従つて良好な鉄損特
性が得難いという問題点を解決する方法を提供す
るものである。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は、AlNを主インヒビターとし、珪素
鋼熱延板に熱延板焼鈍、圧下率80超〜95％の強圧
下最終冷間圧延を含む２回以上の冷間圧延とその
間に行なう中間焼鈍と最終冷間圧延後の脱炭焼
鈍、最終仕上焼鈍を順次施す製造法に於いて、熱
延板焼鈍の冷却過程において600〜200℃の間を少
くとも５℃／sec以上で冷却し、上記１回目の冷
間圧延における複数パスのパス間の少くとも１回
に鋼板を50〜500℃の温度範囲で１分以上の時間
保持することによつて磁気特性の優れた一方向性
電磁鋼板を製造する方法を提供するものである。 即ち、本発明者らは、AlNを主インヒビター
とし、珪素鋼熱延板に熱延板焼鈍、圧下率80超〜
95％の強圧下最終冷間圧延を含む２回以上の冷間
圧延とその間に行なう中間焼鈍と最終冷間圧延後
の脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を順次施す製造法にお
いて、板厚が薄くなるに従つて高い磁速密度が得
ることが出来ず従つて良好な鉄損特性が得難くな
るという問題点を解決する方法を種々検討した結
果、熱延板焼鈍の冷却過程において600〜200℃の
間の冷速を少くとも５℃／sec以上とし、１回目
の冷間圧延における複数パスのパス間の少くとも
１回に、鋼板を50〜500℃の温度範囲で１分以上
の時間保持することによつて0.10mmの板厚でも磁
気特性が一段と向上することを見い出した。この
ように熱間板焼鈍での冷却コントロールと１回目
の冷間圧延での時効処理を組み合わせた効果が、
ひき続く中間焼鈍、80％超の強下圧冷間圧延、脱
炭焼鈍、仕上焼鈍後も継承され製品の磁気特性を
向上させるということは従来の方法の中に見いだ
すことはできないまつたく新しい知見である。 以下本発明を詳細に説明する。 本発明の出発素材である熱延板の成分について
は、Si：2.5〜4.0％、Ｃ：0.03〜0.10％、酸可溶性
Al：0.0010〜0.065％、Ｎ：0.0010〜0.0150％、
Mn：0.02〜0.30％、Ｓ：0.005〜0.040％を含有
し、さらに0.4％以下のSn、Sb、Cu、Crの１種又
は２種以上を含有する必要がある。 Siは4.0％を超すと脆化が激しく冷間圧延が困
難となり好ましくない。一方2.5％未満では電気
抵抗が低く良好な鉄損特性を得難い。 Ｃは0.03％未満では脱炭工程以前でのγ量が極
めて少なくなつてしまい良好な１次再結晶組織が
得難い。一方0.10％を超えると脱炭不良となり好
ましくない。 酸可溶性Al、Ｎは本発明において高磁束密度
を得るために必須の主インヒビターAlNを得る
ための基本成分であり、上記範囲を外れると２次
再結晶が不安定となり好ましくないので酸可溶性
Alは0.010〜0.065％、Ｎは0.0010〜0.0150％とす
る。 またMnおよびＳはインヒビターMnSを形成す
るために必要な元素であり、上記範囲を外れると
２次再結晶が不安定となり好ましくないのでMn
は0.02〜0.30％、Ｓは0.005〜0.040％と定める。 インヒビター構成元素としては、これらの他
に、0.4％以下のSn、Sb、Cu、Crの１種または２
種以上が含有されることが必要である。上限値
は、この値以上になると２次再結晶の成長が害さ
れるので厳守せねばならない。また、他のインヒ
ビター構成元素として公知であるSe、As、Bi等
を含有してもよいことは勿論である。 本発明は前記成分を含有する珪素鋼熱延板を出
発材として、これに熱延板焼鈍、圧下率80超〜95
％の強圧下最終冷間圧延を含む２回以上の冷間圧
延とその間に行なう中間焼鈍と最終冷間圧延後の
脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を順次施す工程を前提と
している。この様な製造方法により板厚が0.14mm
までの２次再結晶は比較的安定化するが、磁束密
度が低下する傾向を示すため、低鉄損値は得られ
難い。 本発明者らは上記工程を前提として、熱延板焼
鈍での冷却をコントロールし、１回目の冷間圧延
時に時効処理を施すことにより、板厚0.10mm程度
まで薄い製品の２次再結晶を可能にすると共に、
磁速密度と鉄損を大幅に向上せしめたのである。 以下、本発明の製造方法について説明する。ま
ず、上記成分を有する熱延板に熱延板焼鈍を施
す。この焼鈍で熱延板は700〜1200℃に30秒〜30
分間保定される。 次に本発明の特徴である熱延板焼鈍保定後の冷
却条件および１回目の冷間圧延時のパス間に施す
時効処理条件、及びその限定理由を述べる。 熱延板焼鈍の冷却過程において600〜200℃の間
は少なくとも５℃／sec以上で冷却し、１回目の
冷間圧延における複数パスのパス間の少くとも１
回に鋼板を50〜500℃の温度範囲で１分以上の時
間保持することが必要である。 １回目の冷間圧延時のパス間での時効処理で変
形組織を制御することによつて製品の磁気特性を
向上させる目的で種々の実験を行なつた結果、１
回目の冷間圧延前の鋼板に固溶Ｃ、Ｎ、微細炭化
物、微細窒化物が十分あることがきわめて重要で
あることが推定された。即ち、１回目の冷間圧延
時のパス間時効の効果をひき続く、中間焼鈍、最
終強圧下冷間圧延、脱炭焼鈍、仕上焼鈍の後まで
継承させ製品の磁気特性を向上させるためには、
熱延板焼鈍の保定後急冷し、冷却によつて有効な
固溶Ｃ、Ｎ、微細炭化物、微細窒化物を得ること
が必要であると考えられた。そこでこの知見にも
とずき、特にＣの析出温度帯と考えられる600〜
200℃における冷却速度に着目し、１回目の冷間
圧延でのパス間時効の効果を顕在化させる条件を
調査した。その結果を以下に示す。 第１図に熱延板焼鈍保定後の600〜200℃の間の
冷却速度と磁気特性との関係を示す。この場合出
発素材として、Si：3.27％、Ｃ：0.075％、酸可溶
性Al：0.026％、Ｎ：0.0081％、Mn：0.083％、
Ｓ：0.025％、Sn：0.10％を含有する2.3mm厚の熱
延板を用い、かかる熱延板を1000℃に３分間保持
した後種々の冷却速度で冷却した後、酸洗し、ひ
き続く１回目の冷間圧延のパス間に250℃に５分
保持する時効処理を２回施して1.25mm厚とし（圧
下率：約46％）、1120℃に30秒保持した後850℃に
１分間保持し急冷する中間焼鈍を行なつた後酸洗
し、圧下率約86％の最終強圧下冷間圧延をして
0.170mmとし、ひき続き公知の方法で脱炭焼鈍し、
MgOを主成分とする焼付分離剤を塗布し、1200
℃で最終仕上焼鈍を行なつた後、張力コーテイン
グを行なつた。第１図から明らかなように、磁気
特性を向上させる冷却速度の範囲は５℃／sec以
上である。上限については特に限定しないが、過
度の急冷は材料の形状を悪化させるので、工業的
には200℃／sec以下が望ましい。冷却の方法は必
ずしも限定しないが、水冷、ガス冷却、気水冷却
などの方法によつて上記範囲の冷却速度は工業的
に達成できる。 上記熱延板焼鈍後本発明の特徴である１回目の
冷間圧延を行なう。 １回目の冷間圧延における複数パスのパス間の
少くとも１回に鋼板を50〜500℃の温度範囲で１
分以上の時間保持する必要がある。 第２図に１回目の冷間圧延でのパス間時効温度
と磁気特性との関係を示す。この場合出発素材と
してSi：3.22％、Ｃ：0.076％、酸可溶性Al：
0.026％、Ｎ：0.0086％、Mn：0.073％、Ｓ：
0.025％、Sn：0.12％を含有する2.3mm厚の熱延板
を用い、かかる熱延板を1000℃に３分間保持した
後急冷した。600℃から200℃までの冷却速度は20
℃／secであつた。しかる後酸洗し、圧下率約46
％で1.25mm厚とする１回目の冷間圧延のパス間に
２回各温度に５分間保持する時効処理を行なつ
た。しかる後公知の方法で中間焼鈍0.170mmに仕
上げる最終強圧下冷間圧延、脱炭焼鈍、MgOを
主成分とする焼付分離剤の塗布、1200℃に20時間
保持する仕上焼鈍、張力コーテイングを行なつ
た。第２図から明らかなように、磁気特性を向上
させる時効温度の範囲は50〜500℃である。 第３図に１回目の冷間圧延でのパス間時効の保
持時間と磁気特性との関係を示す。ただし１回目
の冷間圧延によつて板厚を2.3mmから1.25mmとし、
途中板厚1.75mmの段階で鋼板を250℃に種々の時
間保持した。出発素材、１回目の冷間圧延以外の
工程条件は第２図を説明した実験と同じである。
第３図から明らかなように時効処理の時間は１分
以上で磁気特性向上効果がある。 第２図、第３図から１回目の冷間圧延のパス間
時効の条件を規定した。つまり、１回目の冷間圧
延における複数パスのパス間の少くとも１回に鋼
板を50〜500℃の温度範囲で１分以上の時間保持
する。時効時間の上限は特に規定しないが、生産
性を考慮すると５時間以下で時効が終るように温
度を選ぶことが望ましい。時効温度が低い場合に
は時効時間を長くする必要がある。時効処理は１
回でも効果があるが、圧延と時効処理を交互に繰
返すと製品の磁気特性が一層向上する。時効温度
は冷間圧延での加工熱を利用しても得られるが、
冷間圧延での温度上昇が不十分な場合には加熱設
備又は焼鈍説備を利用してもよい。 １回目の冷間圧延の圧下率は限定しないが、10
〜80％の範囲が磁性の安定性の点では適当であ
る。 本発明の特徴である１回目の冷間圧延でのパス
間時効の効果のメカニズムについて本発明者らは
以下のように考えている。第４図に１回目の冷間
圧延でのパス間時効条件と１回目の冷間圧延後の
ビツカス硬度（加重１Kg、板厚中心部板巾方向断
面で測定）との関係図を示し、第５図、第６図に
各々１回目の冷間圧延パス間の時効条件とひき続
く中間焼鈍後の集合組織（中心層）、金属組織
（中心層、巾方向断面）との関係図を示す。この
場合出発材は第２図を説明したものと同一成分の
2.3mm厚熱延板である。かかる熱延板を1000℃に
３分間保持した後急冷した。600℃から200℃まで
の冷却速度は20℃／secであつた。しかる後酸洗
し、1.25mmまで冷間圧延した。かかる冷間圧延に
おいて1.84mm、1.47mmなる各途中板厚段階で処
理なし、鋼板を300℃に５分間保持、鋼板を
550℃に５分間保持の時効処理を行なつた。しか
る後1130℃に30秒保持した後ひき続き850℃に１
分間保持後急冷した。第４〜６図からわかるよう
に本発明の条件であるの履歴の場合冷間圧延後
の硬度が高く、ひき続く焼鈍後に｛110｝方位粒
が増加し、｛100｝方位粒が減少し、粗粒が減少
し、整粒化している。本発明のパス間時効を行な
うことによつて固溶Ｃ、Ｎが冷間圧延によつて形
成された転位等欠陥部に固着する作用、又は微細
炭化物、微細窒化物による転位運動の防害作用に
よつて変形機構に影響を与えたものと考えられ
る。その結果第４図に示したように、１回目の冷
間圧延後の硬度が増していると考えられる。この
ように変形機構が変化したため、ひき続く中間焼
鈍での再結晶挙動が変化し、第５，６図に示すよ
うに｛110｝方位粒が増加し、｛100｝方位粒が減
少し、整粒化するものと考えられる。このように
本発明のパス間時効によつて中間焼鈍板の集合組
織、金属組織を変えた効果はひき続く80％超の最
終強圧冷間圧延後ひいては仕上焼鈍中の２次再結
晶現象にまで継承され、２次再結晶を安定化させ
ると共に製品の磁気特性を向上させるものと考え
られる。 熱延板焼鈍の冷却過程における冷却制御は、ひ
き続く１回目の冷間圧延におけるパス間時効での
固溶Ｃ、Ｎ、微細炭化物、微細窒化物による変形
組織制御効果を助長し、製品の特性を向上させる
ものと考えられる。 中間焼鈍は公知の方法で行なわれる。昇温速度
を高めることによつて磁気特性は一層向上する。 最終強圧下冷間圧延の圧下率は80超〜95％にす
る必要がある。80％以下では高磁束密度が得難
く、95％を超えると脱炭焼鈍後の集合組織が不適
切となるため２次再結晶に不安定が生じる。この
冷間圧延のパス間に特公昭54−13846号記載の方
法で時効処理を行なうと磁気特性は一層向上す
る。 最終強圧下冷間圧延鋼板に700〜900℃の温度で
脱炭焼鈍を行なう。脱炭焼鈍後の鋼板表面に焼鈍
分離剤を塗布し、次いで1000℃以上の温度で最終
仕上焼鈍を行ない製品とする。最終仕上焼鈍後に
鋼板に張力を付与するコーテイングを行なうと磁
気特性が一層向上する。 以下、実施例について述べる。 〔実施例〕 実施例 １ Si：3.21％、Ｃ：0.076％、酸可溶性Al：0.026
％、Ｎ：0.0086％、Mn：0.073％、Ｓ：0.025％、
Sn：0.11％、Cu：0.07％、残部Feおよび不可避
的不純物を含む2.3mmの熱延板に1000℃×３分
（均熱）の熱延板焼鈍後、酸洗した。熱延板焼鈍
均熱後の冷却は均熱後直ちに100℃の湯の中に
鋼板を入れる、850℃の炉に入れた後550℃まで
炉冷しひき続き空冷の２水準とした。かかる酸洗
後約46％の圧下率で１回目の冷間圧延をして1.25
mmとした。かかる１回目の冷間圧延の途中板厚段
階で、1.84mm厚、1.47mm厚の時300℃×５分
（均熱）の時効処理を施す処理なしの２通りの
処理を行なつた。しかる後1130℃に30秒保持後ひ
き続き850℃に１分間保持後急冷し、かかる後約
86％の圧下率で冷間圧延して0.170mmとした。得
られた冷延板を公知の方法で脱炭焼鈍し、焼付分
離剤を塗布した後1200℃×20時間の最終仕上焼鈍
した後、張力コーテイングを施して一方向性電磁
鋼板を得た。材料の履歴、熱延板焼鈍冷却おける
600〜200℃の間の冷却速度と製品の磁気特性を第
１表に示す。
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。 〔従来の技術〕 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芯材料に使用されてい
るもので、磁気特性として励磁特性と鉄損特性が
良好はなくてはならない。 この励磁特性を表わす数値として通常B8（磁場
の強さ800A／ｍにおける磁束密度）を用い、鉄
損特性を表わす数値としてW17/50（50Hzで1.7Tま
で磁化させた時の１Kg当りの鉄損）を用いてい
る。 この一方向性電磁鋼板は通常２次再結晶現象を
利用して鋼板面に｛110｝面、圧延方向に＜001＞
軸をもつたいわゆるゴス組織を発達させることに
よつて得られている。良好な磁気特性を得るため
には磁化容易軸である＜001＞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、鋼板の純度等も磁気特性に
大きな影響を及ぼす。 方向性についてはMnS、AlNをインヒビター
として利用する最終強圧下冷間圧延を特徴とする
方法によつて大幅に向上し、それに伴つて鉄損特
性も著しく向上してきた。 一方、近年エネルギー価格の高騰を背景とし
て、トランスメーカーは低鉄損トランス用素材へ
の指向を一段と強めている。低鉄損素材としてア
モルフアス合金や6.5％Si鋼等の開発も進められ
てはいるが、トランス用材料として工業的に使用
するには解決すべき問題を残している。他方レー
ザー等を用いた磁区制御技術が近年開発され、そ
れによつて鉄損特性が大幅に向上した。また製品
の板厚が薄いほど、磁束密度が高いほど磁区制御
技術の効果が大きい等の理由で、板厚が薄く高磁
束密度を有する製品を開発する必要性が高まつて
きた。 高磁束密度化を計る有効な手段としてAlNを
インヒビターとして用い、圧下率80％超の最終強
圧下冷間圧延を行なう方法があるが、この方法
は、板厚が薄くなると２次再結晶が不安定化する
という問題がある。この問題を解決する方法とし
て、熱延板焼鈍を施し、次いで冷間圧延と中間焼
鈍を順次施した後に80％超の最終強圧下冷間圧延
を行なう方法が提案されている（米国特許第
3632456号明細書）。確かにこの方法を行なうと、
0.14mmの板厚までは２次再結晶は安定するが、磁
束密度が低下するなどの原因で充分満足すべき鉄
損特性は得られ難い。 このように鉄損特性の優れた高磁束密度を有す
る製品を板厚の薄いものまで製造するには解決す
べき課題が残つている。またAlNをインヒビタ
ーとして利用した圧下率81〜95％の１回強圧下冷
間圧延法による高磁束密度一方向性電磁鋼板の製
造に於て上記強圧下冷間圧延時に時効処理を施す
ことにより磁気特性が向上することが報告されて
いる（特公昭54−13846号公報）。また、２回以上
の冷間圧延を行ない一方向性電磁鋼板を製造する
方法において、最終冷間圧延時に時効処理を施す
こと、ならびにこの時効処理に関連して最終冷間
圧延前の工程である中間焼鈍の冷却速度をコント
ロールすることによつて磁気特性が向上すること
が報告されている（特公昭56−3892号公報）。ま
た、圧下率40〜80％の最終冷間圧延を行なう２回
冷延法で一方向性電磁鋼板を製造する方法におい
て、１回目の冷間圧延時、２回目の冷間圧延時に
時効処理を施すことにより磁気特性が向上するこ
とが報告されている（特開昭58−25425号公報）。
これら３つの技術では鉄損特性が優れ高磁束密度
を有する製品を例えば0.20mm以下の板厚の薄いも
のまで製造するには十分でない。 〔発明が解決しようとする問題点〕 本発明はAlNを主インヒビターとして一方向
性電磁鋼板を製造する場合、特に薄手製品が高い
磁速密度を得ることが出来ず従つて良好な鉄損特
性が得難いという問題点を解決する方法を提供す
るものである。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は、AlNを主インヒビターとし、珪素
鋼熱延板に熱延板焼鈍、圧下率80超〜95％の強圧
下最終冷間圧延を含む２回以上の冷間圧延とその
間に行なう中間焼鈍と最終冷間圧延後の脱炭焼
鈍、最終仕上焼鈍を順次施す製造法に於いて、熱
延板焼鈍の冷却過程において600〜200℃の間を少
くとも５℃／sec以上で冷却し、上記１回目の冷
間圧延における複数パスのパス間の少くとも１回
に鋼板を50〜500℃の温度範囲で１分以上の時間
保持することによつて磁気特性の優れた一方向性
電磁鋼板を製造する方法を提供するものである。 即ち、本発明者らは、AlNを主インヒビター
とし、珪素鋼熱延板に熱延板焼鈍、圧下率80超〜
95％の強圧下最終冷間圧延を含む２回以上の冷間
圧延とその間に行なう中間焼鈍と最終冷間圧延後
の脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を順次施す製造法にお
いて、板厚が薄くなるに従つて高い磁速密度が得
ることが出来ず従つて良好な鉄損特性が得難くな
るという問題点を解決する方法を種々検討した結
果、熱延板焼鈍の冷却過程において600〜200℃の
間の冷速を少くとも５℃／sec以上とし、１回目
の冷間圧延における複数パスのパス間の少くとも
１回に、鋼板を50〜500℃の温度範囲で１分以上
の時間保持することによつて0.10mmの板厚でも磁
気特性が一段と向上することを見い出した。この
ように熱間板焼鈍での冷却コントロールと１回目
の冷間圧延での時効処理を組み合わせた効果が、
ひき続く中間焼鈍、80％超の強下圧冷間圧延、脱
炭焼鈍、仕上焼鈍後も継承され製品の磁気特性を
向上させるということは従来の方法の中に見いだ
すことはできないまつたく新しい知見である。 以下本発明を詳細に説明する。 本発明の出発素材である熱延板の成分について
は、Si：2.5〜4.0％、Ｃ：0.03〜0.10％、酸可溶性
Al：0.0010〜0.065％、Ｎ：0.0010〜0.0150％、
Mn：0.02〜0.30％、Ｓ：0.005〜0.040％を含有
し、さらに0.4％以下のSn、Sb、Cu、Crの１種又
は２種以上を含有する必要がある。 Siは4.0％を超すと脆化が激しく冷間圧延が困
難となり好ましくない。一方2.5％未満では電気
抵抗が低く良好な鉄損特性を得難い。 Ｃは0.03％未満では脱炭工程以前でのγ量が極
めて少なくなつてしまい良好な１次再結晶組織が
得難い。一方0.10％を超えると脱炭不良となり好
ましくない。 酸可溶性Al、Ｎは本発明において高磁束密度
を得るために必須の主インヒビターAlNを得る
ための基本成分であり、上記範囲を外れると２次
再結晶が不安定となり好ましくないので酸可溶性
Alは0.010〜0.065％、Ｎは0.0010〜0.0150％とす
る。 またMnおよびＳはインヒビターMnSを形成す
るために必要な元素であり、上記範囲を外れると
２次再結晶が不安定となり好ましくないのでMn
は0.02〜0.30％、Ｓは0.005〜0.040％と定める。 インヒビター構成元素としては、これらの他
に、0.4％以下のSn、Sb、Cu、Crの１種または２
種以上が含有されることが必要である。上限値
は、この値以上になると２次再結晶の成長が害さ
れるので厳守せねばならない。また、他のインヒ
ビター構成元素として公知であるSe、As、Bi等
を含有してもよいことは勿論である。 本発明は前記成分を含有する珪素鋼熱延板を出
発材として、これに熱延板焼鈍、圧下率80超〜95
％の強圧下最終冷間圧延を含む２回以上の冷間圧
延とその間に行なう中間焼鈍と最終冷間圧延後の
脱炭焼鈍、最終仕上焼鈍を順次施す工程を前提と
している。この様な製造方法により板厚が0.14mm
までの２次再結晶は比較的安定化するが、磁束密
度が低下する傾向を示すため、低鉄損値は得られ
難い。 本発明者らは上記工程を前提として、熱延板焼
鈍での冷却をコントロールし、１回目の冷間圧延
時に時効処理を施すことにより、板厚0.10mm程度
まで薄い製品の２次再結晶を可能にすると共に、
磁速密度と鉄損を大幅に向上せしめたのである。 以下、本発明の製造方法について説明する。ま
ず、上記成分を有する熱延板に熱延板焼鈍を施
す。この焼鈍で熱延板は700〜1200℃に30秒〜30
分間保定される。 次に本発明の特徴である熱延板焼鈍保定後の冷
却条件および１回目の冷間圧延時のパス間に施す
時効処理条件、及びその限定理由を述べる。 熱延板焼鈍の冷却過程において600〜200℃の間
は少なくとも５℃／sec以上で冷却し、１回目の
冷間圧延における複数パスのパス間の少くとも１
回に鋼板を50〜500℃の温度範囲で１分以上の時
間保持することが必要である。 １回目の冷間圧延時のパス間での時効処理で変
形組織を制御することによつて製品の磁気特性を
向上させる目的で種々の実験を行なつた結果、１
回目の冷間圧延前の鋼板に固溶Ｃ、Ｎ、微細炭化
物、微細窒化物が十分あることがきわめて重要で
あることが推定された。即ち、１回目の冷間圧延
時のパス間時効の効果をひき続く、中間焼鈍、最
終強圧下冷間圧延、脱炭焼鈍、仕上焼鈍の後まで
継承させ製品の磁気特性を向上させるためには、
熱延板焼鈍の保定後急冷し、冷却によつて有効な
固溶Ｃ、Ｎ、微細炭化物、微細窒化物を得ること
が必要であると考えられた。そこでこの知見にも
とずき、特にＣの析出温度帯と考えられる600〜
200℃における冷却速度に着目し、１回目の冷間
圧延でのパス間時効の効果を顕在化させる条件を
調査した。その結果を以下に示す。 第１図に熱延板焼鈍保定後の600〜200℃の間の
冷却速度と磁気特性との関係を示す。この場合出
発素材として、Si：3.27％、Ｃ：0.075％、酸可溶
性Al：0.026％、Ｎ：0.0081％、Mn：0.083％、
Ｓ：0.025％、Sn：0.10％を含有する2.3mm厚の熱
延板を用い、かかる熱延板を1000℃に３分間保持
した後種々の冷却速度で冷却した後、酸洗し、ひ
き続く１回目の冷間圧延のパス間に250℃に５分
保持する時効処理を２回施して1.25mm厚とし（圧
下率：約46％）、1120℃に30秒保持した後850℃に
１分間保持し急冷する中間焼鈍を行なつた後酸洗
し、圧下率約86％の最終強圧下冷間圧延をして
0.170mmとし、ひき続き公知の方法で脱炭焼鈍し、
MgOを主成分とする焼付分離剤を塗布し、1200
℃で最終仕上焼鈍を行なつた後、張力コーテイン
グを行なつた。第１図から明らかなように、磁気
特性を向上させる冷却速度の範囲は５℃／sec以
上である。上限については特に限定しないが、過
度の急冷は材料の形状を悪化させるので、工業的
には200℃／sec以下が望ましい。冷却の方法は必
ずしも限定しないが、水冷、ガス冷却、気水冷却
などの方法によつて上記範囲の冷却速度は工業的
に達成できる。 上記熱延板焼鈍後本発明の特徴である１回目の
冷間圧延を行なう。 １回目の冷間圧延における複数パスのパス間の
少くとも１回に鋼板を50〜500℃の温度範囲で１
分以上の時間保持する必要がある。 第２図に１回目の冷間圧延でのパス間時効温度
と磁気特性との関係を示す。この場合出発素材と
してSi：3.22％、Ｃ：0.076％、酸可溶性Al：
0.026％、Ｎ：0.0086％、Mn：0.073％、Ｓ：
0.025％、Sn：0.12％を含有する2.3mm厚の熱延板
を用い、かかる熱延板を1000℃に３分間保持した
後急冷した。600℃から200℃までの冷却速度は20
℃／secであつた。しかる後酸洗し、圧下率約46
％で1.25mm厚とする１回目の冷間圧延のパス間に
２回各温度に５分間保持する時効処理を行なつ
た。しかる後公知の方法で中間焼鈍0.170mmに仕
上げる最終強圧下冷間圧延、脱炭焼鈍、MgOを
主成分とする焼付分離剤の塗布、1200℃に20時間
保持する仕上焼鈍、張力コーテイングを行なつ
た。第２図から明らかなように、磁気特性を向上
させる時効温度の範囲は50〜500℃である。 第３図に１回目の冷間圧延でのパス間時効の保
持時間と磁気特性との関係を示す。ただし１回目
の冷間圧延によつて板厚を2.3mmから1.25mmとし、
途中板厚1.75mmの段階で鋼板を250℃に種々の時
間保持した。出発素材、１回目の冷間圧延以外の
工程条件は第２図を説明した実験と同じである。
第３図から明らかなように時効処理の時間は１分
以上で磁気特性向上効果がある。 第２図、第３図から１回目の冷間圧延のパス間
時効の条件を規定した。つまり、１回目の冷間圧
延における複数パスのパス間の少くとも１回に鋼
板を50〜500℃の温度範囲で１分以上の時間保持
する。時効時間の上限は特に規定しないが、生産
性を考慮すると５時間以下で時効が終るように温
度を選ぶことが望ましい。時効温度が低い場合に
は時効時間を長くする必要がある。時効処理は１
回でも効果があるが、圧延と時効処理を交互に繰
返すと製品の磁気特性が一層向上する。時効温度
は冷間圧延での加工熱を利用しても得られるが、
冷間圧延での温度上昇が不十分な場合には加熱設
備又は焼鈍説備を利用してもよい。 １回目の冷間圧延の圧下率は限定しないが、10
〜80％の範囲が磁性の安定性の点では適当であ
る。 本発明の特徴である１回目の冷間圧延でのパス
間時効の効果のメカニズムについて本発明者らは
以下のように考えている。第４図に１回目の冷間
圧延でのパス間時効条件と１回目の冷間圧延後の
ビツカス硬度（加重１Kg、板厚中心部板巾方向断
面で測定）との関係図を示し、第５図、第６図に
各々１回目の冷間圧延パス間の時効条件とひき続
く中間焼鈍後の集合組織（中心層）、金属組織
（中心層、巾方向断面）との関係図を示す。この
場合出発材は第２図を説明したものと同一成分の
2.3mm厚熱延板である。かかる熱延板を1000℃に
３分間保持した後急冷した。600℃から200℃まで
の冷却速度は20℃／secであつた。しかる後酸洗
し、1.25mmまで冷間圧延した。かかる冷間圧延に
おいて1.84mm、1.47mmなる各途中板厚段階で処
理なし、鋼板を300℃に５分間保持、鋼板を
550℃に５分間保持の時効処理を行なつた。しか
る後1130℃に30秒保持した後ひき続き850℃に１
分間保持後急冷した。第４〜６図からわかるよう
に本発明の条件であるの履歴の場合冷間圧延後
の硬度が高く、ひき続く焼鈍後に｛110｝方位粒
が増加し、｛100｝方位粒が減少し、粗粒が減少
し、整粒化している。本発明のパス間時効を行な
うことによつて固溶Ｃ、Ｎが冷間圧延によつて形
成された転位等欠陥部に固着する作用、又は微細
炭化物、微細窒化物による転位運動の防害作用に
よつて変形機構に影響を与えたものと考えられ
る。その結果第４図に示したように、１回目の冷
間圧延後の硬度が増していると考えられる。この
ように変形機構が変化したため、ひき続く中間焼
鈍での再結晶挙動が変化し、第５，６図に示すよ
うに｛110｝方位粒が増加し、｛100｝方位粒が減
少し、整粒化するものと考えられる。このように
本発明のパス間時効によつて中間焼鈍板の集合組
織、金属組織を変えた効果はひき続く80％超の最
終強圧冷間圧延後ひいては仕上焼鈍中の２次再結
晶現象にまで継承され、２次再結晶を安定化させ
ると共に製品の磁気特性を向上させるものと考え
られる。 熱延板焼鈍の冷却過程における冷却制御は、ひ
き続く１回目の冷間圧延におけるパス間時効での
固溶Ｃ、Ｎ、微細炭化物、微細窒化物による変形
組織制御効果を助長し、製品の特性を向上させる
ものと考えられる。 中間焼鈍は公知の方法で行なわれる。昇温速度
を高めることによつて磁気特性は一層向上する。 最終強圧下冷間圧延の圧下率は80超〜95％にす
る必要がある。80％以下では高磁束密度が得難
く、95％を超えると脱炭焼鈍後の集合組織が不適
切となるため２次再結晶に不安定が生じる。この
冷間圧延のパス間に特公昭54−13846号記載の方
法で時効処理を行なうと磁気特性は一層向上す
る。 最終強圧下冷間圧延鋼板に700〜900℃の温度で
脱炭焼鈍を行なう。脱炭焼鈍後の鋼板表面に焼鈍
分離剤を塗布し、次いで1000℃以上の温度で最終
仕上焼鈍を行ない製品とする。最終仕上焼鈍後に
鋼板に張力を付与するコーテイングを行なうと磁
気特性が一層向上する。 以下、実施例について述べる。 〔実施例〕 実施例 １ Si：3.21％、Ｃ：0.076％、酸可溶性Al：0.026
％、Ｎ：0.0086％、Mn：0.073％、Ｓ：0.025％、
Sn：0.11％、Cu：0.07％、残部Feおよび不可避
的不純物を含む2.3mmの熱延板に1000℃×３分
（均熱）の熱延板焼鈍後、酸洗した。熱延板焼鈍
均熱後の冷却は均熱後直ちに100℃の湯の中に
鋼板を入れる、850℃の炉に入れた後550℃まで
炉冷しひき続き空冷の２水準とした。かかる酸洗
後約46％の圧下率で１回目の冷間圧延をして1.25
mmとした。かかる１回目の冷間圧延の途中板厚段
階で、1.84mm厚、1.47mm厚の時300℃×５分
（均熱）の時効処理を施す処理なしの２通りの
処理を行なつた。しかる後1130℃に30秒保持後ひ
き続き850℃に１分間保持後急冷し、かかる後約
86％の圧下率で冷間圧延して0.170mmとした。得
られた冷延板を公知の方法で脱炭焼鈍し、焼付分
離剤を塗布した後1200℃×20時間の最終仕上焼鈍
した後、張力コーテイングを施して一方向性電磁
鋼板を得た。材料の履歴、熱延板焼鈍冷却おける
600〜200℃の間の冷却速度と製品の磁気特性を第
１表に示す。
【表】
実施例 ２
Si：3.50％、Ｃ：0.084％、酸可溶性Al：0.025
％、Ｎ：0.0080％、Mn：0.075％、Ｓ：0.024％、
Sn：0.15％、Cu：0.06％、Cr：0.05％、残部Feお
よび不可避的不純物を含む板厚2.3mmの熱延板に
980℃×３分（均熱）の熱延板焼鈍後酸洗した。
熱延板焼鈍均熱後の冷却には、炉冷、空冷、100
℃湯冷、塩水冷を組み合わせて種々の冷却速度を
得た。かかる酸洗後約37％の圧下率で１回目の冷
間圧延を行ない1.45mmとした。かかる１回目の冷
間圧延の途中板厚段階である1.8mm厚の時処理
なし、50℃×４時間（均熱）、250℃×20分
（均熱）、600℃×10分（均熱）の４通りの処理
を行なつた。しかる後1080℃で中間焼鈍し急冷
し、かかる後約87％の圧下率で冷間圧延して
0.195mmとした。得られた冷延板を公知の方法で
脱炭焼鈍し、MgOを主成分とする焼付分離剤を
塗布した後、1200℃で最終仕上焼鈍した後張力コ
ーテイングを施して一方向性電磁鋼板を得た。熱
延板焼鈍冷却における600〜200℃の間の冷却速
度、１回目の冷間圧延パス間の時効処理条件と製
品の磁気特性を第２表に示す。
％、Ｎ：0.0080％、Mn：0.075％、Ｓ：0.024％、
Sn：0.15％、Cu：0.06％、Cr：0.05％、残部Feお
よび不可避的不純物を含む板厚2.3mmの熱延板に
980℃×３分（均熱）の熱延板焼鈍後酸洗した。
熱延板焼鈍均熱後の冷却には、炉冷、空冷、100
℃湯冷、塩水冷を組み合わせて種々の冷却速度を
得た。かかる酸洗後約37％の圧下率で１回目の冷
間圧延を行ない1.45mmとした。かかる１回目の冷
間圧延の途中板厚段階である1.8mm厚の時処理
なし、50℃×４時間（均熱）、250℃×20分
（均熱）、600℃×10分（均熱）の４通りの処理
を行なつた。しかる後1080℃で中間焼鈍し急冷
し、かかる後約87％の圧下率で冷間圧延して
0.195mmとした。得られた冷延板を公知の方法で
脱炭焼鈍し、MgOを主成分とする焼付分離剤を
塗布した後、1200℃で最終仕上焼鈍した後張力コ
ーテイングを施して一方向性電磁鋼板を得た。熱
延板焼鈍冷却における600〜200℃の間の冷却速
度、１回目の冷間圧延パス間の時効処理条件と製
品の磁気特性を第２表に示す。
【表】
【表】
実施例 ３
Si：3.25％、Ｃ：0.072％、酸可溶性Al：0.028
％、Ｎ：0.0082％、Mn：0.073％、Ｓ：0.025％、
Sn：0.09％、Cu：0.06％、Sb：0.028％、残部Fe
および不可避的不純物を含む板厚2.3mmの熱延板
に1050℃×３分（均熱）の熱延板焼鈍均熱後100
℃の湯の中に入れて急冷した。600〜200℃間の冷
却速度は19℃／secであつた。しかる後酸洗し、
50％の圧下率で１回目の冷間圧延を行ない1.15mm
とした。かかる１回目の冷間圧延の途中板厚段階
である1.8mm、1.5mm厚の時処理なし250℃×
５分（均熱）なる２通りの処理を行なつた。しか
る後1120℃に30秒保持後ひき続き850℃に30秒保
持後急冷し、かかる後約85％の圧下率で冷間圧延
して0.170mmとした。得られた冷延板を公知の方
法で脱炭焼鈍し、MgOを主成分とする焼付分離
剤を塗布した後1200℃で最終仕上焼鈍し、張力コ
ーテイングを施して一方向性電磁鋼板を得た。材
料の履歴と製品の磁気特性を第３表に示す。
％、Ｎ：0.0082％、Mn：0.073％、Ｓ：0.025％、
Sn：0.09％、Cu：0.06％、Sb：0.028％、残部Fe
および不可避的不純物を含む板厚2.3mmの熱延板
に1050℃×３分（均熱）の熱延板焼鈍均熱後100
℃の湯の中に入れて急冷した。600〜200℃間の冷
却速度は19℃／secであつた。しかる後酸洗し、
50％の圧下率で１回目の冷間圧延を行ない1.15mm
とした。かかる１回目の冷間圧延の途中板厚段階
である1.8mm、1.5mm厚の時処理なし250℃×
５分（均熱）なる２通りの処理を行なつた。しか
る後1120℃に30秒保持後ひき続き850℃に30秒保
持後急冷し、かかる後約85％の圧下率で冷間圧延
して0.170mmとした。得られた冷延板を公知の方
法で脱炭焼鈍し、MgOを主成分とする焼付分離
剤を塗布した後1200℃で最終仕上焼鈍し、張力コ
ーテイングを施して一方向性電磁鋼板を得た。材
料の履歴と製品の磁気特性を第３表に示す。
【表】
実施例 ４
Si：3.35％、Ｃ：0.078％、酸可溶性Al：0.025
％、Ｎ：0.0081％、Mn：0.078％、Ｓ：0.024％、
Sn：0.15％、Cu：0.07％、残部Feおよび不可避
的不純物を含む板厚2.3mmの熱延板に1050℃×３
分（均熱）の熱延板焼鈍均熱後100℃の湯の中に
入れ急冷した。600〜200℃の間の冷却速度は19
℃／secであつた。しかる後酸洗し、約53％の圧
下率で冷間圧延して1.07mmとした。かかる１回目
の冷間圧延の途中板厚段階において処理なし
200℃×５分（均熱）の時効処理を1.9mm、1.6mm、
1.3mm厚の段階で施す、200℃×１時間（均熱）
の時効処理を1.7mm厚の段階で施す、なる３通り
の処理を行なつた。しかる後1120℃に30秒保持後
ひき続き840℃に30秒保持後急冷し、かかる後約
86％の圧下率で冷間圧延して0.150mmとした。得
られた冷延板を公知の方法で脱炭焼鈍し、MgO
を主成分とする焼付分離剤を塗付した後1200℃で
最終仕上焼鈍し、張力コーテイングを施して一方
向性電磁鋼板を得た。材料の履歴と製品の磁気特
性を第４表に示す。
％、Ｎ：0.0081％、Mn：0.078％、Ｓ：0.024％、
Sn：0.15％、Cu：0.07％、残部Feおよび不可避
的不純物を含む板厚2.3mmの熱延板に1050℃×３
分（均熱）の熱延板焼鈍均熱後100℃の湯の中に
入れ急冷した。600〜200℃の間の冷却速度は19
℃／secであつた。しかる後酸洗し、約53％の圧
下率で冷間圧延して1.07mmとした。かかる１回目
の冷間圧延の途中板厚段階において処理なし
200℃×５分（均熱）の時効処理を1.9mm、1.6mm、
1.3mm厚の段階で施す、200℃×１時間（均熱）
の時効処理を1.7mm厚の段階で施す、なる３通り
の処理を行なつた。しかる後1120℃に30秒保持後
ひき続き840℃に30秒保持後急冷し、かかる後約
86％の圧下率で冷間圧延して0.150mmとした。得
られた冷延板を公知の方法で脱炭焼鈍し、MgO
を主成分とする焼付分離剤を塗付した後1200℃で
最終仕上焼鈍し、張力コーテイングを施して一方
向性電磁鋼板を得た。材料の履歴と製品の磁気特
性を第４表に示す。
以上のとおり、本発明によれば熱延板焼鈍の冷
却過程での冷却速度の制御と１回目の冷間圧延に
おけるパス間時効によつて磁気特性の良好な一方
向性電磁鋼板特に薄手鋼板を安定して得ることが
できるので、その工業的効果は大きい。
却過程での冷却速度の制御と１回目の冷間圧延に
おけるパス間時効によつて磁気特性の良好な一方
向性電磁鋼板特に薄手鋼板を安定して得ることが
できるので、その工業的効果は大きい。
第１図は１回目の冷間圧延でパス間時効を施し
た場合の熱延板焼鈍保定後の冷却速度と製品の磁
気特性との関係図、第２図は１回目の冷間圧延で
のパス間時効温度と製品の磁気特性との関係図、
第３図は１回目の冷間圧延でのパス間時効の保定
時間と製品の磁気特性との関係図、第４図は１回
目の冷間圧延でのパス間時効条件と冷延板のビツ
カス硬度との関係図、第５図は１回目の冷間圧延
でのパス間時効条件と中間焼鈍後の集合組織との
関係図、第６図は１回目の冷間圧延でのパス間時
効条件と中間焼鈍後の金属組織との関係を示す顕
微鏡写真である。
た場合の熱延板焼鈍保定後の冷却速度と製品の磁
気特性との関係図、第２図は１回目の冷間圧延で
のパス間時効温度と製品の磁気特性との関係図、
第３図は１回目の冷間圧延でのパス間時効の保定
時間と製品の磁気特性との関係図、第４図は１回
目の冷間圧延でのパス間時効条件と冷延板のビツ
カス硬度との関係図、第５図は１回目の冷間圧延
でのパス間時効条件と中間焼鈍後の集合組織との
関係図、第６図は１回目の冷間圧延でのパス間時
効条件と中間焼鈍後の金属組織との関係を示す顕
微鏡写真である。
Claims (1)
- １ 重量％でSi：2.5〜4.0％、Ｃ：0.03〜0.10％、
酸可溶性Al：0.010〜0.065％、Ｎ：0.0010〜
0.0150％、Mn：0.02〜0.30％、Ｓ：0.005〜0.040
％を含有し、さらに、0.4％以下のSn、Sb、Cu、
Crの１種又は２種以上を含有し、残部Feおよび
不可避的不純物からなる珪素鋼熱延板に熱延板焼
鈍を施し、圧下率80超〜95％の強圧下最終冷間圧
延を含む２回以上の冷間圧延とその間に行なう中
間焼鈍と最終冷間圧延後の脱炭焼鈍、最終仕上焼
鈍を施して一方向性電磁鋼板を製造する方法にお
いて、上記熱延板焼鈍の冷却過程において600〜
200℃の間を５℃／sec以上で冷却し、上記１回目
の冷間圧延における複数パスのパス間の少くとも
１回に鋼板を50〜500℃の温度範囲で１分以上の
時間保持することを特徴とする磁気特性の優れた
一方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61028933A JPS62202024A (ja) | 1986-02-14 | 1986-02-14 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US07/013,887 US4824493A (en) | 1986-02-14 | 1987-02-12 | Process for producing a grain-oriented electrical steel sheet having improved magnetic properties |
| EP87102051A EP0234443B1 (en) | 1986-02-14 | 1987-02-13 | Process for producing a grain-oriented electrical steel sheet having improved magnetic properties |
| DE3751429T DE3751429T2 (de) | 1986-02-14 | 1987-02-13 | Verfahren zum Herstellen kornorientierter Elektrobleche aus Stahl mit magnetischen Eigenschaften. |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61028933A JPS62202024A (ja) | 1986-02-14 | 1986-02-14 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62202024A JPS62202024A (ja) | 1987-09-05 |
| JPS6345444B2 true JPS6345444B2 (ja) | 1988-09-09 |
Family
ID=12262198
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61028933A Granted JPS62202024A (ja) | 1986-02-14 | 1986-02-14 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4824493A (ja) |
| EP (1) | EP0234443B1 (ja) |
| JP (1) | JPS62202024A (ja) |
| DE (1) | DE3751429T2 (ja) |
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| JPH0768580B2 (ja) * | 1988-02-16 | 1995-07-26 | 新日本製鐵株式会社 | 鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板 |
| JP2670108B2 (ja) * | 1988-10-21 | 1997-10-29 | 川崎製鉄株式会社 | 高磁束密度方向性けい素鋼板の製造方法 |
| 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 |
| US5215603A (en) * | 1989-04-05 | 1993-06-01 | Nippon Steel Corporation | Method of primary recrystallization annealing grain-oriented electrical steel strip |
| JPH0753885B2 (ja) * | 1989-04-17 | 1995-06-07 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO1990014445A1 (fr) * | 1989-05-15 | 1990-11-29 | Kawasaki Steel Corporation | Procede de production de feuilles d'acier au silicium directionnel presentant d'excellentes proprietes magnetiques |
| US5244511A (en) * | 1990-07-27 | 1993-09-14 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing an oriented silicon steel sheet having improved magnetic flux density |
| JP3160281B2 (ja) * | 1990-09-10 | 2001-04-25 | 川崎製鉄株式会社 | 磁気特性の優れた方向性けい素鋼板の製造方法 |
| US5354389A (en) * | 1991-07-29 | 1994-10-11 | Nkk Corporation | Method of manufacturing silicon steel sheet having grains precisely arranged in Goss orientation |
| JP3275712B2 (ja) | 1995-10-06 | 2002-04-22 | 日本鋼管株式会社 | 加工性に優れた高珪素鋼板およびその製造方法 |
| US5702539A (en) * | 1997-02-28 | 1997-12-30 | Armco Inc. | Method for producing silicon-chromium grain orieted electrical steel |
| DE19816158A1 (de) * | 1998-04-09 | 1999-10-14 | G K Steel Trading Gmbh | Verfahren zur Herstellung von korn-orientierten anisotropen, elektrotechnischen Stahlblechen |
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| DE10060950C2 (de) * | 2000-12-06 | 2003-02-06 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Erzeugen von kornorientiertem Elektroblech |
| KR101756606B1 (ko) | 2013-09-26 | 2017-07-10 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 방향성 전기 강판의 제조 방법 |
| KR102012319B1 (ko) * | 2017-12-26 | 2019-08-20 | 주식회사 포스코 | 방향성 전기강판 및 그 제조방법 |
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Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3636579A (en) * | 1968-04-24 | 1972-01-25 | Nippon Steel Corp | Process for heat-treating electromagnetic steel sheets having a high magnetic induction |
| FR2007129A1 (ja) * | 1968-04-27 | 1970-01-02 | Yawata Iron & Steel Co | |
| JPS5413846B2 (ja) | 1973-06-18 | 1979-06-02 | ||
| JPS5294825A (en) | 1976-02-05 | 1977-08-09 | Nippon Steel Corp | Preparation of unidirectional silicon steel sheet |
| ZA783651B (en) | 1977-07-01 | 1979-06-27 | Lucas Industries Ltd | Starter motor |
| US4319936A (en) * | 1980-12-08 | 1982-03-16 | Armco Inc. | Process for production of oriented silicon steel |
| JPS5948934B2 (ja) * | 1981-05-30 | 1984-11-29 | 新日本製鐵株式会社 | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPS5825425A (ja) | 1981-08-06 | 1983-02-15 | Nippon Steel Corp | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
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| US4595426A (en) * | 1985-03-07 | 1986-06-17 | Nippon Steel Corporation | Grain-oriented silicon steel sheet and process for producing the same |
-
1986
- 1986-02-14 JP JP61028933A patent/JPS62202024A/ja active Granted
-
1987
- 1987-02-12 US US07/013,887 patent/US4824493A/en not_active Expired - Fee Related
- 1987-02-13 EP EP87102051A patent/EP0234443B1/en not_active Revoked
- 1987-02-13 DE DE3751429T patent/DE3751429T2/de not_active Revoked
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62202024A (ja) | 1987-09-05 |
| EP0234443A2 (en) | 1987-09-02 |
| EP0234443B1 (en) | 1995-08-02 |
| EP0234443A3 (en) | 1990-06-27 |
| DE3751429D1 (de) | 1995-09-07 |
| US4824493A (en) | 1989-04-25 |
| DE3751429T2 (de) | 1996-01-04 |
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