JPH02209426A - 一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH02209426A JPH02209426A JP1032469A JP3246989A JPH02209426A JP H02209426 A JPH02209426 A JP H02209426A JP 1032469 A JP1032469 A JP 1032469A JP 3246989 A JP3246989 A JP 3246989A JP H02209426 A JPH02209426 A JP H02209426A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
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〕
本発明は一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手高
磁束密度一方向性電磁鋼板の安定した製造方法に関する
。
磁束密度一方向性電磁鋼板の安定した製造方法に関する
。
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
他の電気機器の磁芯材料として使用され、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。
他の電気機器の磁芯材料として使用され、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。
磁気特性の優れた鋼板を得るには磁化容易軸である＜０
０１＞軸が圧延方向に高度に揃うことが必要である。そ
の他に、板厚、結晶粒度、固有抵抗５表面被膜等が磁気
特性に大きく影響する。
０１＞軸が圧延方向に高度に揃うことが必要である。そ
の他に、板厚、結晶粒度、固有抵抗５表面被膜等が磁気
特性に大きく影響する。
電磁鋼板の方向性はＡ７Ｎ、ＭｎＳをインヒビターとし
て機能せしめる強圧下一段冷間圧延プロセスによって大
きく向上し、現在、磁束密度が理論値の９６％程度のも
のまで製造されるようになって来ている。
て機能せしめる強圧下一段冷間圧延プロセスによって大
きく向上し、現在、磁束密度が理論値の９６％程度のも
のまで製造されるようになって来ている。
一方、近年、エネルギー価格の高騰を反映してトランス
メーカーは省エネルギー型トランス用素材として、低鉄
損磁性材料への指向を一段と強めている。
メーカーは省エネルギー型トランス用素材として、低鉄
損磁性材料への指向を一段と強めている。
低鉄損磁性材料としてアモルファス合金や６，５％Ｓｉ
合金といった高Ｓｉ材の開発も進められているが、トラ
ンス用の材料としては、価格、加工性等の点で難点があ
る。
合金といった高Ｓｉ材の開発も進められているが、トラ
ンス用の材料としては、価格、加工性等の点で難点があ
る。
他方、電磁鋼板の鉄損にはＳｉ含有量の他に板厚が大き
く影響し、化学研摩等により製品の板厚を薄くすると鉄
損が低下することが知られている。
く影響し、化学研摩等により製品の板厚を薄くすると鉄
損が低下することが知られている。
本発明者等は先に特開昭５８−２１７６３０号公報にお
いて、酸可溶性Ａｌ、 Ｎ 、 Ｓｎを含有する珪素鋼
スラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷
延法により薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造する
方法を提案した。この方法により鉄損の優れた薄手高磁
束密度一方向性電磁鋼板、就中、板厚０．２２５ｍｍ迄
の薄手材が安価に工業生産できるようになり、これを用
いたトランスの低鉄損化を通して時代の課題である省エ
ネルギー化に貢献できた。
いて、酸可溶性Ａｌ、 Ｎ 、 Ｓｎを含有する珪素鋼
スラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷
延法により薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造する
方法を提案した。この方法により鉄損の優れた薄手高磁
束密度一方向性電磁鋼板、就中、板厚０．２２５ｍｍ迄
の薄手材が安価に工業生産できるようになり、これを用
いたトランスの低鉄損化を通して時代の課題である省エ
ネルギー化に貢献できた。
しかるに、その後省エネルギー化に対する時代の要請は
一段と強まり、トランス用素材である一方向性電磁鋼板
の一層の高性能化が必要となってきた。すなわち、板厚
０．２２５ｍｍ材より更に鉄損の低い、板厚０．１７５
ｍ＋ｎ以下の薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安価で
、且つ、安定した製造方法の確立が緊急の課題になって
きた。
一段と強まり、トランス用素材である一方向性電磁鋼板
の一層の高性能化が必要となってきた。すなわち、板厚
０．２２５ｍｍ材より更に鉄損の低い、板厚０．１７５
ｍ＋ｎ以下の薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安価で
、且つ、安定した製造方法の確立が緊急の課題になって
きた。
特開昭５８−２１７６３０号 公報に開示した方法によ
り０．１７５ｍｍ 、 ０．１５０ｍｍ材の製造は可能
テアルカ、板厚が０．１７５ｍｍ以下の場合、上記公報
の第８表および第１１表に示すごとく、二次再結晶が完
全ではなく、工業生産の場合、工程歩留が低く、製品磁
気特性のレベル及び安定性の点で問題がある事が判明し
た。
り０．１７５ｍｍ 、 ０．１５０ｍｍ材の製造は可能
テアルカ、板厚が０．１７５ｍｍ以下の場合、上記公報
の第８表および第１１表に示すごとく、二次再結晶が完
全ではなく、工業生産の場合、工程歩留が低く、製品磁
気特性のレベル及び安定性の点で問題がある事が判明し
た。
本発明は酸可溶性Ｎ＋ Ｎ 、 Ｓｎを含有する珪素鋼
スラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷
延法により板厚０．１２〜０．１７ｍｍに冷延された製
品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板を
安定して製造する方法を目指すものである。
スラブを出発材料とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷
延法により板厚０．１２〜０．１７ｍｍに冷延された製
品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板を
安定して製造する方法を目指すものである。
本発明の骨子とするところは、酸可溶性／ＩＪ、Ｎ。
Ｓｎを含有する珪素鋼スラブを出発材料とし、熱延板焼
鈍を伴う強圧下一段冷延法により板厚０．１２〜０．１
７ｍｍに冷延された薄手一方向性電磁鋼板を製造する方
法において、スラブの含有するＮと酸可溶性Ａｌについ
て、Ｎ： ０．００５０〜０．０１００％。
鈍を伴う強圧下一段冷延法により板厚０．１２〜０．１
７ｍｍに冷延された薄手一方向性電磁鋼板を製造する方
法において、スラブの含有するＮと酸可溶性Ａｌについ
て、Ｎ： ０．００５０〜０．０１００％。
酸可溶性Ａｔ ： （（２７／１４）Ｘ Ｎ（χ＞
＋０．００３５１〜（（２７／１４） Ｘ Ｎ（χ）
＋ ０．０１００ ｝％とし、且つ、冷延圧下率が
８５〜９２％となる熱延板の板厚とし、且つ、熱延板中
のＮａｓ／ＶＮ含有量を０．０００５〜０．００２０％
に制御する熱延を行い、且つ、熱延板焼鈍後冷却後の鋼
板断面の板厚方向平均硬度をＨｖ（１ｋｇ） ２００以
上、２３０未満に制御することにより、二次再結晶が完
全で、製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電
磁鋼板の安定した製造を可能とするにある。
＋０．００３５１〜（（２７／１４） Ｘ Ｎ（χ）
＋ ０．０１００ ｝％とし、且つ、冷延圧下率が
８５〜９２％となる熱延板の板厚とし、且つ、熱延板中
のＮａｓ／ＶＮ含有量を０．０００５〜０．００２０％
に制御する熱延を行い、且つ、熱延板焼鈍後冷却後の鋼
板断面の板厚方向平均硬度をＨｖ（１ｋｇ） ２００以
上、２３０未満に制御することにより、二次再結晶が完
全で、製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電
磁鋼板の安定した製造を可能とするにある。
以下に本発明に至った経緯を実験結果に基づいて説明す
る。
る。
（実験■）
Ｃ： ｏ、ｏｓｏ％、Ｓｉ：３．２５％、 Ｍｎ ：
０．０７５％。
０．０７５％。
Ｓ ： ０．０２５％、Ｓｎ：０．１３％、 Ｎ
： ０．００４０〜０．０１２０％、酸可溶性Ａｌ：
０．０１００〜０．０５００％１残部：実質的にＦｅ
からなる多数の珪素鋼スラブを１３７０℃で６０分間加
熱し、加熱炉から抽出して、１．４ Ｍの板厚に熱延し
た。熱延終了温度は１０４０〜１０５０℃であった。熱
延終了後約マＯ’Ｃ／秒で５５０℃迄冷却し、その後大
気中に放冷した。熱延板の含有するＮａｓ／ＶＮは０．
００１０〜０．００１２％であった。
： ０．００４０〜０．０１２０％、酸可溶性Ａｌ：
０．０１００〜０．０５００％１残部：実質的にＦｅ
からなる多数の珪素鋼スラブを１３７０℃で６０分間加
熱し、加熱炉から抽出して、１．４ Ｍの板厚に熱延し
た。熱延終了温度は１０４０〜１０５０℃であった。熱
延終了後約マＯ’Ｃ／秒で５５０℃迄冷却し、その後大
気中に放冷した。熱延板の含有するＮａｓ／ＶＮは０．
００１０〜０．００１２％であった。
熱延板を１１００℃で３０秒間焼鈍し、次いで１００℃
の水に浸漬して冷却した。冷却後の鋼板断面の板厚方向
平均硬度はＨｖ（１ｋｇ） ２１０〜２１５であった。
の水に浸漬して冷却した。冷却後の鋼板断面の板厚方向
平均硬度はＨｖ（１ｋｇ） ２１０〜２１５であった。
焼鈍後の板を酸洗し、板厚０．１５卸迄冷延した。
次いで、７５％Ｈ，，２５％Ｎｚ 、露点６５℃の雰囲
気中で、８５０“Ｃで１５０秒間の脱炭焼鈍を行った。
気中で、８５０“Ｃで１５０秒間の脱炭焼鈍を行った。
次いで、マグネシアパウダーを主成分とする焼鈍分離剤
を塗布し、８５％Ｌ 。
を塗布し、８５％Ｌ 。
１５％Ｎ２雰囲気中で、２５℃／時間の昇温速度で１２
００℃まで加熱し、次いでＨ２雰囲気中で、１２００℃
で２０時間均熱した後冷却し、焼鈍分離剤を除去し、張
力コーティングを行って製品を得た。
００℃まで加熱し、次いでＨ２雰囲気中で、１２００℃
で２０時間均熱した後冷却し、焼鈍分離剤を除去し、張
力コーティングを行って製品を得た。
製品の磁束密度Ｂ８、鉄損Ｗ 、 、、５゜を測定した
。
。
次いで、コーティングおよびグラス被膜を除去して、マ
クロ組織を観察した。スラブのＮ３ 酸可溶性Ｎ含有量
と、二次再結晶状況ＩＢＩＩ ＩＷＩ５１５Ｇの関係を
、各々、第１図、第２図、第３図に示す。
クロ組織を観察した。スラブのＮ３ 酸可溶性Ｎ含有量
と、二次再結晶状況ＩＢＩＩ ＩＷＩ５１５Ｇの関係を
、各々、第１図、第２図、第３図に示す。
第１図において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶
性Ｎ含有量である。二次再結晶状況をＯ△、×の符号で
示す。同図における直線ａｂ 、 ｂｃ。
性Ｎ含有量である。二次再結晶状況をＯ△、×の符号で
示す。同図における直線ａｂ 、 ｂｃ。
ｃｄ 、 ｄａで囲まれる領域で、二次再結晶が完全で
あった。直線ａｂは次式で表わされる。
あった。直線ａｂは次式で表わされる。
直線ａｂ：酸可溶性Ｍ（χ） −（２７／１４）×Ｎ（
Ｘ）十０．０１００ （Ｘ） すなわち、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１２０％で、
酸可溶性Ａ７： ０．０１００〜（（２７／１４）
×Ｎ（χ）＋０．０１００｝％のときに、二次再結晶が
完全であることが明らかになった。
Ｘ）十０．０１００ （Ｘ） すなわち、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１２０％で、
酸可溶性Ａ７： ０．０１００〜（（２７／１４）
×Ｎ（χ）＋０．０１００｝％のときに、二次再結晶が
完全であることが明らかになった。
第２図において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶
性Ｎ含有量である。Ｂ、の植を０．Δ、×の符号で示す
。同図における直線ａｂ＋ ｂｃ、 ｃｄ。
性Ｎ含有量である。Ｂ、の植を０．Δ、×の符号で示す
。同図における直線ａｂ＋ ｂｃ、 ｃｄ。
ｄａで囲まれる領域で、良好なり８が得られた。
直線ａｂ 、 ｃｄは、各々、次式で表わされる。
直線ａｂ：酸可溶性ｋｌ（χ） ＝ （２７／１４）×
Ｎ（χ）＋ ０．０１００（χ） 直線ｃｄ：酸可溶性ＩＩ＋７（χ） ＝ （２７／１
４）×Ｎ（χ）＋ ０．００３５（χ） すなわち、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１００％で、
酸可溶性ＡＪ： （（２７／１４） ×Ｎ（χ）＋
０．００３５｝〜｛（２７／１４） ×Ｎ（χ）＋０
．０１００｝％のときに、良好なり８が得られることが
明らかになった。
Ｎ（χ）＋ ０．０１００（χ） 直線ｃｄ：酸可溶性ＩＩ＋７（χ） ＝ （２７／１
４）×Ｎ（χ）＋ ０．００３５（χ） すなわち、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１００％で、
酸可溶性ＡＪ： （（２７／１４） ×Ｎ（χ）＋
０．００３５｝〜｛（２７／１４） ×Ｎ（χ）＋０
．０１００｝％のときに、良好なり８が得られることが
明らかになった。
第３図において、横軸はＮ含有量であり、縦軸は酸可溶
性ＡｌＮ含有量ある。Ｗ＋５１５゜の値をＯ２△、×の
符号で示す。同図における、直線ａｂ 。
性ＡｌＮ含有量ある。Ｗ＋５１５゜の値をＯ２△、×の
符号で示す。同図における、直線ａｂ 。
ｂｃ＋ ｃｄ＋ ｄａで囲まれる領域で、良好なＷ＋５
１５゜が得られた。
１５゜が得られた。
直線ａｂ ＋ ｃｄは、各々、次式で表わされる。
直線ａｂ：酸可溶性Ｍ（χ） ＝ （２７／１４）×Ｎ
（χ）十０．０１００（Ｘ） 直線ｃｄ：酸可溶性Ｍ（χ） ＝ ＜２７／１４）×Ｎ
（χ）十０．００３５（χ） すなわち、Ｎ ： ０．００５０〜ｏ、ｏｉｏｏ％で、
酸可溶性Ｎ： （（２７／１４） ×Ｎ（χ）＋０
．００３５｝〜｛（２７／１４） ｘＮ（χ）＋〇、０
１００｝％のときに、良好なＷ、、、５ｏが得られるこ
とが明らかになった。
（χ）十０．０１００（Ｘ） 直線ｃｄ：酸可溶性Ｍ（χ） ＝ ＜２７／１４）×Ｎ
（χ）十０．００３５（χ） すなわち、Ｎ ： ０．００５０〜ｏ、ｏｉｏｏ％で、
酸可溶性Ｎ： （（２７／１４） ×Ｎ（χ）＋０
．００３５｝〜｛（２７／１４） ｘＮ（χ）＋〇、０
１００｝％のときに、良好なＷ、、、５ｏが得られるこ
とが明らかになった。
第１図、第２図、第３図の結果から、＋ｌ：０．００５
０〜０．０１００％で、酸可溶性Ａｌ： （（２７／
１４） ×Ｎ（χ）十０．００３５） 〜（（２７／１
４） ×Ｎ（Ｘ）＋０．０１００｝％のときに二次再
結晶が完全で、ＢＢ 、 ＷＩＳ／Ｓｏ共良好な製品が
得られることが明らかになった。
０〜０．０１００％で、酸可溶性Ａｌ： （（２７／
１４） ×Ｎ（χ）十０．００３５） 〜（（２７／１
４） ×Ｎ（Ｘ）＋０．０１００｝％のときに二次再
結晶が完全で、ＢＢ 、 ＷＩＳ／Ｓｏ共良好な製品が
得られることが明らかになった。
二次再結晶が完全であるにも拘らず、ＷＩＳ／Ｓ。
が不良の領域ではＢ８が低くなっている。すなわち、低
Ｍ、高Ｎサイドでは二次再結晶は安定であるが、方向性
が劣り、良好な鉄損値が得られにくい傾向を示している
。
Ｍ、高Ｎサイドでは二次再結晶は安定であるが、方向性
が劣り、良好な鉄損値が得られにくい傾向を示している
。
ここに、（２７／１４） ×Ｎ（χ）は、鋼に含有する
ＮがすべてＡｌＮとなる場合に必要なＭ含有量に相当す
る。ＩＶＮを主インヒビターとして活用する本性におい
て、製品の磁束密度、鉄損値を左右する二次再結晶現象
が、（２７／１４） ×Ｎ（χ）をベースとする酸可溶
性Ｍ含有量により強い影響を受けているものと理解され
る。
ＮがすべてＡｌＮとなる場合に必要なＭ含有量に相当す
る。ＩＶＮを主インヒビターとして活用する本性におい
て、製品の磁束密度、鉄損値を左右する二次再結晶現象
が、（２７／１４） ×Ｎ（χ）をベースとする酸可溶
性Ｍ含有量により強い影響を受けているものと理解され
る。
（実験■）
Ｃ： ０．０８２％、Ｓｉ：３．２５％、 Ｍｎ：
０．０７０％。
０．０７０％。
ｓ ： ０．０２５％、Ｓｎ：０．１４％、 Ｎ ：
０．００８５％、酸可溶性Ｎ： ０．０２４０％、残部
：実質的にＦｅからなる多数の珪素鋼スラブを１３７０
’Ｃで６０分間加熱し、加熱炉から抽出し、０．７５〜
３．０ ｍｍの各種板厚に熱延した。この場合、圧延前
、圧延中及び圧延後の冷却条件を種々変更し、熱延板の
Ｎａ５Ａｉ’Ｈの量を０．０００１〜０．００３６％迄
変化させた。ここにＡｌＮは、板金属の分析値であり、
分析方法は臭素メタノール法を用いた（本発明に関する
ＡｌＮの分析はすべて臭素メタノール法による）にれ等
の熱延板を実験Ｉと同様な方法で処理し、製品を得た。
０．００８５％、酸可溶性Ｎ： ０．０２４０％、残部
：実質的にＦｅからなる多数の珪素鋼スラブを１３７０
’Ｃで６０分間加熱し、加熱炉から抽出し、０．７５〜
３．０ ｍｍの各種板厚に熱延した。この場合、圧延前
、圧延中及び圧延後の冷却条件を種々変更し、熱延板の
Ｎａ５Ａｉ’Ｈの量を０．０００１〜０．００３６％迄
変化させた。ここにＡｌＮは、板金属の分析値であり、
分析方法は臭素メタノール法を用いた（本発明に関する
ＡｌＮの分析はすべて臭素メタノール法による）にれ等
の熱延板を実験Ｉと同様な方法で処理し、製品を得た。
次いで、製品の磁束密度ＢＢ＋鉄損Ｗ＋５／Ｓ。を測定
した。次いで、コーティングおよびグラス被膜を除去し
てマクロ組織を観察した。熱延板のＮａｓ ＡｌＮ、
冷延圧下率と二次再結晶状況＋ＢＢＷＩＳ／Ｓ。の関係
を各々、第４図、第５図、第６図に示す。
した。次いで、コーティングおよびグラス被膜を除去し
てマクロ組織を観察した。熱延板のＮａｓ ＡｌＮ、
冷延圧下率と二次再結晶状況＋ＢＢＷＩＳ／Ｓ。の関係
を各々、第４図、第５図、第６図に示す。
第４図において、横軸はＮａ５ＩＶＮ含有量であり、縦
軸は冷延圧下率である。二次再結晶状況をＯ１△５ ×
の符号で示す。同図における直線ａｂ。
軸は冷延圧下率である。二次再結晶状況をＯ１△５ ×
の符号で示す。同図における直線ａｂ。
ｂｃ、 ｃｄ、 ｄａで囲まれる領域で、二次再結晶が
完全であった。すなわち、Ｎ ａｓ ＡｌＮ ： ０．
０００１〜０．００２０％、冷延圧下率＝８０〜９２％
のときに、二次再結晶が完全であることが明らかになっ
た。
完全であった。すなわち、Ｎ ａｓ ＡｌＮ ： ０．
０００１〜０．００２０％、冷延圧下率＝８０〜９２％
のときに、二次再結晶が完全であることが明らかになっ
た。
第５図において、横軸は）ｌａｓ／ＶＮ含有量であり、
縦軸は冷延圧下率である。ＢａＯ値をＯ２△×の符号で
示す。同図におけるａｂ＋ ｂｃ ｃｄ ｄａで囲
まれる領域で、良好なり８が得られた。すなわち、Ｎ
ａｓ ＡｌＮ ： ０．０００５〜０．００２０％、冷
延圧下率二８５〜９２％のときに、良好なりＩｌが得ら
れることが明らかになった。
縦軸は冷延圧下率である。ＢａＯ値をＯ２△×の符号で
示す。同図におけるａｂ＋ ｂｃ ｃｄ ｄａで囲
まれる領域で、良好なり８が得られた。すなわち、Ｎ
ａｓ ＡｌＮ ： ０．０００５〜０．００２０％、冷
延圧下率二８５〜９２％のときに、良好なりＩｌが得ら
れることが明らかになった。
第６図において、横軸はＮａ５Ａ７Ｎ含有量であり、縦
軸は冷延圧下率である。ＷＩ５１５０の値をＯ２△、×
の符号で示す。同図における、ａｂ、 ｂｃ＋ ｃｄ。
軸は冷延圧下率である。ＷＩ５１５０の値をＯ２△、×
の符号で示す。同図における、ａｂ、 ｂｃ＋ ｃｄ。
ｄａで囲まれる領域で、良好なＷＩＳ／Ｓｏが得られた
。
。
すなわちＮ ａｓ ｊＶＮ ： ０．０００５〜０．０
０２０％、冷延圧下率８５〜９２％のときに、良好なＷ
、、、、ｏが得られることが明らかになった。
０２０％、冷延圧下率８５〜９２％のときに、良好なＷ
、、、、ｏが得られることが明らかになった。
第４図、第５図、第６図の結果がらＮａ５Ａｌｌ’Ｊ：
０．０００５〜０．００２０％、冷延圧下率８５〜９
２％のとき、二次再結晶が完全で、Ｂ Ｂ 、ＷＩＳ／
Ｓ。共良好な製品が得られることが明らかになった。
０．０００５〜０．００２０％、冷延圧下率８５〜９
２％のとき、二次再結晶が完全で、Ｂ Ｂ 、ＷＩＳ／
Ｓ。共良好な製品が得られることが明らかになった。
二次再結晶が完全であるにもかかわらず、Ｊｓｚｓ。
が不良の領域では、Ｂ８が低くなっている。
実験１．実験■の結果から、酸可溶性Ａ／、 Ｎ 。
Ｓｎを含有する珪素鋼スラブを出発材料とし、熱延板焼
鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚０．１２〜０．
１７ｍｍに冷延された薄手一方向性電磁網板を製造する
方法において、スラブの含有するＮと酸可溶性Ｎについ
て、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１００％、酸可溶性
Ｎ：（（２７／１４） ×Ｎ（χ）＋０．００３５１
〜 （（２７／１４） ×Ｎ（χ）＋０．０１００｝
％とし、且つ、冷延圧下率が８５〜９２％となる熱延板
の板厚とし、且つ、熱延板中のＮａ５Ａ７Ｎ含有量を０
．０００５〜０．００２０％に制御する熱延を行うこと
により、二次再結晶が完全で、製品磁気特性の優れた薄
手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定製造が可能になる
ことが明らかになった。
鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚０．１２〜０．
１７ｍｍに冷延された薄手一方向性電磁網板を製造する
方法において、スラブの含有するＮと酸可溶性Ｎについ
て、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１００％、酸可溶性
Ｎ：（（２７／１４） ×Ｎ（χ）＋０．００３５１
〜 （（２７／１４） ×Ｎ（χ）＋０．０１００｝
％とし、且つ、冷延圧下率が８５〜９２％となる熱延板
の板厚とし、且つ、熱延板中のＮａ５Ａ７Ｎ含有量を０
．０００５〜０．００２０％に制御する熱延を行うこと
により、二次再結晶が完全で、製品磁気特性の優れた薄
手高磁束密度一方向性電磁鋼板の安定製造が可能になる
ことが明らかになった。
熱延板中のＮａ５ｌＶＮ含有量を０．０００５〜０．０
０２０％に制御する熱延を行うことにより、二次再結晶
が良好で、且つ、磁気特性の優れた製品が得られる理由
については必ずしも明確ではない。
０２０％に制御する熱延を行うことにより、二次再結晶
が良好で、且つ、磁気特性の優れた製品が得られる理由
については必ずしも明確ではない。
冷延板厚０．１７ ｍｍ以下の薄手高磁束密度一方向電
磁鋼板を一段冷延法で製造する場合には、厚手製品を製
造する場合又は多段冷延法で製造する場合に比べ、熱延
板焼鈍後の組織及び析出物の状況が製品特性に対し、よ
り強い影響を及ぼすことが考えられる。
磁鋼板を一段冷延法で製造する場合には、厚手製品を製
造する場合又は多段冷延法で製造する場合に比べ、熱延
板焼鈍後の組織及び析出物の状況が製品特性に対し、よ
り強い影響を及ぼすことが考えられる。
一方、熱延板中のＮａ５Ａ／Ｎ含有量は、熱延板焼鈍に
おける鋼板の組織変化及び析出物の挙動に微妙に影響を
及ぼすことが考えられ、熱延板中のＮａ５Ａ７Ｎ含有量
が０．０００５〜０．００２０％の場合に、製品特性に
対して最も有利な熱延板焼鈍後の鋼板の性状が得られる
ものであろう。
おける鋼板の組織変化及び析出物の挙動に微妙に影響を
及ぼすことが考えられ、熱延板中のＮａ５Ａ７Ｎ含有量
が０．０００５〜０．００２０％の場合に、製品特性に
対して最も有利な熱延板焼鈍後の鋼板の性状が得られる
ものであろう。
なお、熱延板中のＮａｓ／ＶＮ含有量を０．０００５〜
０．００２０％に制御する方法としては、スラブ加熱条
件、粗圧延条件、仕上圧延条件、仕上圧延後の冷却条件
等があるが、その何れでもよい。
０．００２０％に制御する方法としては、スラブ加熱条
件、粗圧延条件、仕上圧延条件、仕上圧延後の冷却条件
等があるが、その何れでもよい。
（実験■）
Ｃ： ０．０７５％、Ｓｉ：３．２５％、 Ｍｎ ：
０．０７０％。
０．０７０％。
Ｓ ： ０．０２５％、酸可溶性Ａ７ ： ０．０２
５５％、Ｎ ： ０．００８５％、Ｓｎ：０．１５％、
残部：実質的にＦｅからなる珪素鋼スラブを、熱延板焼
鈍後の急冷条件以外は実験■と同様の方法で処理し製品
を得た。上記急冷条件については、種々条件を変更し、
冷却後の鋼板断面の板厚方向平均硬度）１ｖ（１ｋｇ）
を１８５〜２９０とした。
５５％、Ｎ ： ０．００８５％、Ｓｎ：０．１５％、
残部：実質的にＦｅからなる珪素鋼スラブを、熱延板焼
鈍後の急冷条件以外は実験■と同様の方法で処理し製品
を得た。上記急冷条件については、種々条件を変更し、
冷却後の鋼板断面の板厚方向平均硬度）１ｖ（１ｋｇ）
を１８５〜２９０とした。
製品の鉄損値と磁束密度を測定した。
平均硬度と鉄損値及び磁束密度の関係を第７図に示す。
第７図において横軸は、平均硬度であり、縦軸は鉄損値
と磁束密度である。
と磁束密度である。
第７図から明らかなように、平均硬度Ｈｖ（１ｋｇ）２
００以上、２３０未満の範囲で良好な鉄損値と磁束密度
が得られた。
００以上、２３０未満の範囲で良好な鉄損値と磁束密度
が得られた。
実験１１実験■、実験■で示す材料成分にＣｕ又はｓｂ
の何れか一方又は双方を添加した場合について、実験■
５実験■、実験■と同様の実験を行い同様の結果を得た
。
の何れか一方又は双方を添加した場合について、実験■
５実験■、実験■と同様の実験を行い同様の結果を得た
。
（実験■）
Ｃ： ０．０８３％、Ｓｉ：３．２５％、 Ｍｎ：
０．０７６％Ｓ ： ０．０２５％、Ｓｎ：０．１４
％、 Ｎ ： ０．００８５％、酸可溶性Ａｌ ： ０
．０２３５％、Ｃｕ：無添加および０．０１〜０．２０
％、残部：実質的にＦｅからなる多数の珪素鋼スラブに
ついて、熱延以降工程を実験Ｉと同様の方法で処理し製
品を得た。Ｃｕ含有量と鉄損値の関係を第８図に示す。
０．０７６％Ｓ ： ０．０２５％、Ｓｎ：０．１４
％、 Ｎ ： ０．００８５％、酸可溶性Ａｌ ： ０
．０２３５％、Ｃｕ：無添加および０．０１〜０．２０
％、残部：実質的にＦｅからなる多数の珪素鋼スラブに
ついて、熱延以降工程を実験Ｉと同様の方法で処理し製
品を得た。Ｃｕ含有量と鉄損値の関係を第８図に示す。
第８図から明らかな如く、Ｃｕ ： ０．０３〜０．０
８％の範囲で鉄損特性の向上が認められた。
８％の範囲で鉄損特性の向上が認められた。
（実験Ｖ）
ｃ ： ０．０８０％、Ｓｉ：３．２３％、 Ｍｎ
： ０．０７５％。
： ０．０７５％。
Ｓ ： ０．０２５％、Ｓｎ：０．１３％、 Ｎ ：
０．００８５％、酸可溶性Ａｔ ： ０．０２３０％、
Ｓｂ：無添加および０．００１〜０．０５０％、残部：
実質的にＦｅからなる多数の珪素鋼スラブについて、熱
延以降工程を実験■と同様の方法で処理し、製品を得た
。ｓｂ含有量と鉄損の関係を第９図に示す。第９図から
明らかな如く、Ｓｂ ： ０．００５〜０．０３５％の
範囲で鉄損特性の向上が認められた。
０．００８５％、酸可溶性Ａｔ ： ０．０２３０％、
Ｓｂ：無添加および０．００１〜０．０５０％、残部：
実質的にＦｅからなる多数の珪素鋼スラブについて、熱
延以降工程を実験■と同様の方法で処理し、製品を得た
。ｓｂ含有量と鉄損の関係を第９図に示す。第９図から
明らかな如く、Ｓｂ ： ０．００５〜０．０３５％の
範囲で鉄損特性の向上が認められた。
次に、本発明における珪素鋼スラブの成分及び製造工程
の処理条件の限定理由について述べる。
の処理条件の限定理由について述べる。
Ｃは０．０６０〜０．１２０％とする。 ０．０６０％
未満、あるいは０．１２０％を超えると、二次再結晶が
不安定になる。
未満、あるいは０．１２０％を超えると、二次再結晶が
不安定になる。
Ｓｉは２．９〜４．５％とする。２．９％未満では良好
な（低い）鉄損値が得られず、４．５％を超えると加工
性（冷間圧延のし易さ）が劣化する。
な（低い）鉄損値が得られず、４．５％を超えると加工
性（冷間圧延のし易さ）が劣化する。
Ｍｎは０．０５０〜０．０９０％とする。０．０５０％
未満、あるいは０．０９０％を超えると、二次再結晶が
不安定になる。
未満、あるいは０．０９０％を超えると、二次再結晶が
不安定になる。
Ｓ又はＳｅの何れか一方又は双方は０．０２０〜０．０
６０％とする。０．０２０％未満では二次再結晶が不安
定となり、０．０６０％を超えると鉄損値が不良になる
。
６０％とする。０．０２０％未満では二次再結晶が不安
定となり、０．０６０％を超えると鉄損値が不良になる
。
又、ＳとＳｅを複合添加した場合に、特に優れた製品磁
気特性が得られる。
気特性が得られる。
Ｓｎは０．０５〜０．２５％とする。０．０５％未満で
は二次再結晶が不安定となり、０．２５％を超えると加
工性が劣化する。
は二次再結晶が不安定となり、０．２５％を超えると加
工性が劣化する。
スラブ加熱において、硫化物、窒化物を十分に固溶させ
るため高温加熱が必要であり、好ましくハエ３００°０
以上での加熱が望ましい。
るため高温加熱が必要であり、好ましくハエ３００°０
以上での加熱が望ましい。
熱延板を１０３０〜１２００℃で１０分間以内焼鈍する
理由は、１０３０℃未満では良好な製品磁気特性が得ら
れず、１２００℃を超えると二次再結晶が不安定になる
からであり、又１０分間を超えて焼鈍しても製品磁気特
性の向上は期待できず、経済的に不利であるからである
。
理由は、１０３０℃未満では良好な製品磁気特性が得ら
れず、１２００℃を超えると二次再結晶が不安定になる
からであり、又１０分間を超えて焼鈍しても製品磁気特
性の向上は期待できず、経済的に不利であるからである
。
焼鈍後は急冷する。急冷しないと良好な製品磁気特性が
得られない。
得られない。
一段冷延法は、二段冷延法より製造コストが著しく安く
、好ましい。
、好ましい。
冷延後の板厚は０．１２〜０．１７胴とする。０．１２
胴未満では二次再結晶が不安定になり易く、０．１７胴
を超えると期待する鉄損値が得られない。
胴未満では二次再結晶が不安定になり易く、０．１７胴
を超えると期待する鉄損値が得られない。
なお、冷間圧延の途中で、２００〜３００℃で１〜５分
間保定することは製品磁気特性の向上に有効である。
間保定することは製品磁気特性の向上に有効である。
高温仕上焼鈍に際しては、昇温途中少くとも１０００℃
迄、窒素を含む雰囲気を用いる。窒素を含まない場合、
二次再結晶が不安定になる。
迄、窒素を含む雰囲気を用いる。窒素を含まない場合、
二次再結晶が不安定になる。
実施例Ｉ
Ｃ： ０．０８０％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ ：
０．０７６％、Ｓ ：無添加、 ０．０１５％、 ０
．０２５％、ｓｅ：無添加。
０．０７６％、Ｓ ：無添加、 ０．０１５％、 ０
．０２５％、ｓｅ：無添加。
０．０１５％、０．０２５％、Ｓｎ ： ０．１３％、
Ｎ ： ０．００４５％、 ０．００８５％、 ０．０
１１０％、酸可溶性ＩＶ：０．０１５０％、 ０．０１
７０％、 ０．０２３０％、 ０．０２６０％、 ０．
０３００％。
Ｎ ： ０．００４５％、 ０．００８５％、 ０．０
１１０％、酸可溶性ＩＶ：０．０１５０％、 ０．０１
７０％、 ０．０２３０％、 ０．０２６０％、 ０．
０３００％。
Ｃｕ：無添加、０．０７％、Ｓｂ：無添加、 ０．０
２０％、残部：実質的にＦｅからなる多数の珪素鋼スラ
ブを１３６０℃で６０分間加熱し、加熱炉から抽出し、
０．９２ｍｍ、１．００ ｍｍ、１．３１胴、２．４３
胴の各板厚に熱延した。この場合、圧延前、圧延中及び
圧延後の冷却条件を種々変更した。熱延板のＮａ５Ａｌ
Ｎ含有量は０．０００２〜０．００３５％であった。
２０％、残部：実質的にＦｅからなる多数の珪素鋼スラ
ブを１３６０℃で６０分間加熱し、加熱炉から抽出し、
０．９２ｍｍ、１．００ ｍｍ、１．３１胴、２．４３
胴の各板厚に熱延した。この場合、圧延前、圧延中及び
圧延後の冷却条件を種々変更した。熱延板のＮａ５Ａｌ
Ｎ含有量は０．０００２〜０．００３５％であった。
熱延板を１１２０℃で６０秒間焼鈍し、次いで風冷と１
００℃の水への浸漬により冷却した。
００℃の水への浸漬により冷却した。
冷却後の鋼板断面の板厚方向平均硬度はＨｖ（Ｉｋｇ）
２１０〜２１５であった。焼鈍後の板を酸洗し板厚０．
１２肛と０．１７胴に冷延した。
２１０〜２１５であった。焼鈍後の板を酸洗し板厚０．
１２肛と０．１７胴に冷延した。
次イテ、７５％Ｈｚ、２５％Ｎ２、露点６５℃の雰囲気
中で、８５０℃で１５０秒間の脱炭焼鈍を行った。次い
で、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、８
５％１１□、１５％Ｎ２雰囲気中で、２５℃／時間の昇
温速度で１２００℃まで加熱し、次いでＨ２雰囲気中で
、１２００℃で２０時間均熱した後冷却し、焼鈍分離剤
を除去し、張力コーティングを行って製品を得た。製品
の磁束密度Ｂｌ＋＋鉄損Ｗ、５．．。を測定した。次い
で、コーティングおよびグラス被膜を除去して、マクロ
組織を観察した。その結果を第１表に示す。第１表から
明らかなように、スラブのＮ、酸可溶性Ａｌ含含有量熟
熱延板Ｎａｓ／ＶＮ含有量及び冷延圧下率が本発明の条
件であるときのみ、二次再結晶が完全で、Ｂ８＋ＷＩＳ
１５０共優れた製品が得られた。
中で、８５０℃で１５０秒間の脱炭焼鈍を行った。次い
で、マグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、８
５％１１□、１５％Ｎ２雰囲気中で、２５℃／時間の昇
温速度で１２００℃まで加熱し、次いでＨ２雰囲気中で
、１２００℃で２０時間均熱した後冷却し、焼鈍分離剤
を除去し、張力コーティングを行って製品を得た。製品
の磁束密度Ｂｌ＋＋鉄損Ｗ、５．．。を測定した。次い
で、コーティングおよびグラス被膜を除去して、マクロ
組織を観察した。その結果を第１表に示す。第１表から
明らかなように、スラブのＮ、酸可溶性Ａｌ含含有量熟
熱延板Ｎａｓ／ＶＮ含有量及び冷延圧下率が本発明の条
件であるときのみ、二次再結晶が完全で、Ｂ８＋ＷＩＳ
１５０共優れた製品が得られた。
また、Ｃｕ 、 Ｓｂの含有量が本発明領域にあるとき
、更に優れた製品磁気特性が得られた。
、更に優れた製品磁気特性が得られた。
実施例２
第２表に示す、Ａ、 Ｂ、 Ｃ，Ｄ４種の成分の珪素鋼
スラブを熱延板焼鈍の冷却条件以外は実施例１と同様の
方法で処理し製品を得た。熱延板焼鈍の冷却条件につい
ては、冷却後の鋼板断面の板厚方向平均硬度Ｈｖ（Ｉｋ
ｇ）が１９０．２１５．２４０になるよう調整した。
スラブを熱延板焼鈍の冷却条件以外は実施例１と同様の
方法で処理し製品を得た。熱延板焼鈍の冷却条件につい
ては、冷却後の鋼板断面の板厚方向平均硬度Ｈｖ（Ｉｋ
ｇ）が１９０．２１５．２４０になるよう調整した。
製品の鉄損値（Ｗ＋５／Ｓ。）と磁束密度（Ｂ８）を測
定した。その結果を第３表に示す。第３表から明らかな
ように、平均硬度が本発明の領域にあるときのみ優れた
（低い）鉄損値と（高い）磁束密度を示している。
定した。その結果を第３表に示す。第３表から明らかな
ように、平均硬度が本発明の領域にあるときのみ優れた
（低い）鉄損値と（高い）磁束密度を示している。
第
表
〔発明の効果〕
本発明は、以上述べたように構成したから、酸可溶性ｊ
Ｖ、 Ｎ 、 Ｓｎを含有する珪素鋼スラブを出発材料
とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚
０．１２〜０．１７ ｍｍに冷延された薄手一方向性電
磁鋼板を製造する方法において、二次再結晶が完全で、
製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板
が安定して製造できるようになった。
Ｖ、 Ｎ 、 Ｓｎを含有する珪素鋼スラブを出発材料
とし、熱延板焼鈍を伴う強圧下一段冷延法により、板厚
０．１２〜０．１７ ｍｍに冷延された薄手一方向性電
磁鋼板を製造する方法において、二次再結晶が完全で、
製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板
が安定して製造できるようになった。
第１図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ｎ含
有量（縦軸）と二次再結晶状況（Ｏ２×等で表示）の関
係を示す図である。 第２図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ｎ含
有量（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ、（○。 Ｘ等で表示）の関係を示す図である。 第３図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ｎ含
有量（縦軸）と製品の鉄損Ｗ ＩＳ／ｓ ｏ （０。 Ｘ等で表示）の関係を示す図である。 第４図は、熱延板のＮａ５ＡＺＮ含有量（横軸）及び冷
延圧下率（縦軸）と二次再結晶状況（○。 ×等で表示）の関係を示す図である。 第５図は、熱延板のＮＢｓＡｌＮ含有量（横軸）及び冷
延圧下率（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ８（○、Ｘ等で表
示）の関係を示す図である。 第６図は、熱延板のＮａｓ／ＶＮ（横軸）及び冷延圧下
率（縦軸）と製品の鉄損Ｗ＋５／Ｓ。（０１×等で表示
）の関係を示す図である。 第７図は、熱延焼鈍板の断面の板厚方向平均硬度（横軸
）と製品の鉄損値及び磁束密度（縦軸）の関係を示す図
である。 第８図は、スラブのＣｕ含有量（横軸）とＣｕ添加によ
る製品の鉄損ＷＩ５１５゜の変化量（縦軸）の関係を示
す図である。 第９図は、スラブのｓｂ含有量（横軸）とｓｂ添加によ
る製品の鉄損ＷＩ５１５゜の変化量（縦軸）の関係を示
す図である。
有量（縦軸）と二次再結晶状況（Ｏ２×等で表示）の関
係を示す図である。 第２図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ｎ含
有量（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ、（○。 Ｘ等で表示）の関係を示す図である。 第３図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ｎ含
有量（縦軸）と製品の鉄損Ｗ ＩＳ／ｓ ｏ （０。 Ｘ等で表示）の関係を示す図である。 第４図は、熱延板のＮａ５ＡＺＮ含有量（横軸）及び冷
延圧下率（縦軸）と二次再結晶状況（○。 ×等で表示）の関係を示す図である。 第５図は、熱延板のＮＢｓＡｌＮ含有量（横軸）及び冷
延圧下率（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ８（○、Ｘ等で表
示）の関係を示す図である。 第６図は、熱延板のＮａｓ／ＶＮ（横軸）及び冷延圧下
率（縦軸）と製品の鉄損Ｗ＋５／Ｓ。（０１×等で表示
）の関係を示す図である。 第７図は、熱延焼鈍板の断面の板厚方向平均硬度（横軸
）と製品の鉄損値及び磁束密度（縦軸）の関係を示す図
である。 第８図は、スラブのＣｕ含有量（横軸）とＣｕ添加によ
る製品の鉄損ＷＩ５１５゜の変化量（縦軸）の関係を示
す図である。 第９図は、スラブのｓｂ含有量（横軸）とｓｂ添加によ
る製品の鉄損ＷＩ５１５゜の変化量（縦軸）の関係を示
す図である。
Claims (2)
- （１）重量％でＣ：０．０６０〜０．１２０％、Ｓｉ：
２．９〜４．５％、Ｍｎ：０．０５０〜０．０９０％、
Ｓ又はＳｅの何れか一方又は双方：０．０２０〜０．０
６０％、Ｓｎ：０．０２〜０．２５％並びに酸可溶性Ａ
ｌ、Ｎを含み、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からな
る珪素鋼スラブを高温加熱し、熱間圧延し、熱延板を１
０３０〜１２００℃の温度範囲で１０分間以内焼鈍し、
焼鈍後急冷し、次いで冷間圧延し、冷間圧延後の板厚を
０．１２〜０．１７ｍｍとし、水素を含む湿潤雰囲気中
で脱炭焼鈍を行い、マグネシアを主とする焼鈍分離剤を
塗布し、昇温途中少くとも１０００℃迄、窒素を含む雰
囲気を用いる高温仕上焼鈍を行い、張力コーティングを
行う薄手一方向性電磁鋼板の製造方法において、前記珪
素鋼スラブの含有するＮと酸可溶性Ａｌについて、Ｎ：
０．００５０〜０．０１００％、酸可溶性Ａｌ：｛（２
７／１４）×Ｎ（％）＋０．００３５｝〜｛（２７／１
４）×Ｎ（％）＋０．０１００｝％とし、且つ、冷延圧
下率が８５〜９２％となる熱延板の板厚とし、且つ、熱
延板中のＮａｓＡｌＮ含有量を０．０００５〜０．００
２０％に制御する熱延を行い、且つ、熱延板焼鈍後冷却
後の鋼板断面の板厚方向平均硬度をＨｖ（１ｋｇ）２０
０以上、２３０未満に制御することを特徴とする一段冷
延法による製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向
性電磁鋼板の製造方法。 - （２）重量％でＣ：０．０６０〜０．１２０％、Ｓｉ：
２．９〜４．５％、Ｍｎ：０．０５０〜０．０９０％、
Ｓ又はＳｅの何れか一方又は双方：０．０２０〜０．０
６０％、Ｓｎ：０．０２〜０．２５％、Ｃｕ：０．０３
〜０．０８％又はＳｂ：０．００５〜０．０３５％の何
れか一方又は双方並びに酸可溶性Ａｌ、Ｎを含み、残部
：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを高
温加熱し、熱間圧延し、熱延板を１０３０〜１２００℃
の温度範囲で１０分間以内焼鈍し、焼鈍後急冷し、次い
で冷間圧延し、冷間圧延後の板厚を０．１２〜０．１７
ｍｍとし、水素を含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行い、
マグネシアを主とする焼鈍分離剤を塗布し、昇温途中少
くとも１０００℃迄、窒素を含む雰囲気を用いる高温仕
上焼鈍を行い、張力コーティングを行う薄手一方向性電
磁鋼板の製造方法において、前記珪素鋼スラブの含有す
るＮと酸可溶性Ａｌについて、Ｎ：０．００５０〜０．
０１００％、酸可溶性Ａｌ：｛（２７／１４）×Ｎ（％
）＋０．００３５｝〜｛（２７／１４）×Ｎ（％）＋０
．０１００｝％とし、且つ、冷延圧下率が８５〜９２％
となる熱延板の板厚とし、且つ、熱延板中のＮａｓＡｌ
Ｎ含有量を０．０００５〜０．００２０％に制御する熱
延を行い、且つ、熱延板焼鈍後冷却後の鋼板断面の板厚
方向平均硬度をＨｖ（１ｋｇ）２００以上、２３０未満
に制御することを特徴とする一段冷延法による製品磁気
特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3246989A JPH0717954B2 (ja) | 1989-02-10 | 1989-02-10 | 一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手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 |
|---|---|---|---|
| JP3246989A JPH0717954B2 (ja) | 1989-02-10 | 1989-02-10 | 一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02209426A true JPH02209426A (ja) | 1990-08-20 |
| JPH0717954B2 JPH0717954B2 (ja) | 1995-03-01 |
Family
ID=12359832
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3246989A Expired - Lifetime JPH0717954B2 (ja) | 1989-02-10 | 1989-02-10 | 一段冷延法による製品磁気特性の優れた薄手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) | JPH0717954B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110100025A (zh) * | 2016-12-22 | 2019-08-06 | Posco公司 | 取向电工钢板及其制造方法 |
| CN112313358A (zh) * | 2018-06-21 | 2021-02-02 | 日本制铁株式会社 | 磁特性优异的方向性电磁钢板 |
-
1989
- 1989-02-10 JP JP3246989A patent/JPH0717954B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110100025A (zh) * | 2016-12-22 | 2019-08-06 | Posco公司 | 取向电工钢板及其制造方法 |
| US11667984B2 (en) | 2016-12-22 | 2023-06-06 | Posco Co., Ltd | Grain-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor |
| CN112313358A (zh) * | 2018-06-21 | 2021-02-02 | 日本制铁株式会社 | 磁特性优异的方向性电磁钢板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0717954B2 (ja) | 1995-03-01 |
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