JPH028328A - 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH028328A JPH028328A JP1063883A JP6388389A JPH028328A JP H028328 A JPH028328 A JP H028328A JP 1063883 A JP1063883 A JP 1063883A JP 6388389 A JP6388389 A JP 6388389A JP H028328 A JPH028328 A JP H028328A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot
- soluble
- acid
- rolled
- cold rolling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- 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。
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。
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。
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。
磁気特性の優れた電磁鋼板を得るには、磁化容易軸であ
る＜００１ ＞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、表面被
膜等が、磁気特性に大きく影響する。
る＜００１ ＞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、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、ＡＩＮ、 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。
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。
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％Ｓ
ｉ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。
ｉ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。
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。
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
る方法を開示した。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０．２２５ｍ
／ｍ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
である省エネ化に貢献できた。
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
る方法を開示した。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０．２２５ｍ
／ｍ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
である省エネ化に貢献できた。
しかるに、その後、省エネ化に対する時代の要請は、−
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
．２２５ｍ／ｍ材より更に鉄損の低い、板厚０．１７５
ｍ／ｍ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。
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
．２２５ｍ／ｍ材より更に鉄損の低い、板厚０．１７５
ｍ／ｍ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
０．１７５ ｍ／ｍ 、 ０．１５０ｍ／ｍ材の製造
は可能であるが、板厚が、０．１７５ ｍ／ｍ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。
０．１７５ ｍ／ｍ 、 ０．１５０ｍ／ｍ材の製造
は可能であるが、板厚が、０．１７５ ｍ／ｍ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ＡＩｌ、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０．１２〜０．１７ｍ／ｍ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０．１２〜０．１７ｍ／ｍ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。
本発明の特徴とするところは、酸可溶性ＡｌＮ、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心こより、板厚０．１２〜０．１７
ｍ／ｍ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
Ａｐ ： （（２７／１４） ｘＮ （％）＋０、０
０３５｝〜｛（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋０．０
１００｝％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Ｎａ５Ａ Ｉ
Ｎ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
を可能とする。
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心こより、板厚０．１２〜０．１７
ｍ／ｍ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
Ａｐ ： （（２７／１４） ｘＮ （％）＋０、０
０３５｝〜｛（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋０．０
１００｝％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Ｎａ５Ａ Ｉ
Ｎ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
を可能とする。
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： ０．０８０％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ ：０
．０７５％、Ｓ ： ０．０２５％、Ｓｎ：０．１３％
、Ｎ ： ０．００４０〜０．０１２０％、酸可溶性Ａ
ｌＦ ０．０１００〜０．０５００％、残部：実質的に
Ｆｅからなる多数のスラブを１３７０℃で６０分間加熱
し、加熱炉から抽出して、１．４ｍ／ｍの板厚に熱延し
た。熱延終了温度は１０４０〜１０５０℃であった。熱
延終了後的７０℃／秒で５５０ ’Ｃ迄冷却し、その後
大気中に放冷した。熱延板の含有するＮａ５Ａ Ｉ！、
Ｎは０．００１０〜０．００１２％であった。熱延板を
１１００℃で３０秒間焼鈍し、次いで３５℃／秒で常温
迄で冷却した。焼鈍後の板を酸洗し、板厚０．１５ｍ
／ ｍ迄冷延した。次いで、７５％Ｈ２，２５％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、マグネシャパウダーを主成分と
する焼鈍分離剤を塗布し、８５％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’Ｃ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
１５１５０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
Ｎ、酸可溶性Ａ！含有量と、二次再結晶状況、Ｂ８、Ｗ
Ｉ５１５０の関係を、各々、第１図、第２図、第３図に
示す。
．０７５％、Ｓ ： ０．０２５％、Ｓｎ：０．１３％
、Ｎ ： ０．００４０〜０．０１２０％、酸可溶性Ａ
ｌＦ ０．０１００〜０．０５００％、残部：実質的に
Ｆｅからなる多数のスラブを１３７０℃で６０分間加熱
し、加熱炉から抽出して、１．４ｍ／ｍの板厚に熱延し
た。熱延終了温度は１０４０〜１０５０℃であった。熱
延終了後的７０℃／秒で５５０ ’Ｃ迄冷却し、その後
大気中に放冷した。熱延板の含有するＮａ５Ａ Ｉ！、
Ｎは０．００１０〜０．００１２％であった。熱延板を
１１００℃で３０秒間焼鈍し、次いで３５℃／秒で常温
迄で冷却した。焼鈍後の板を酸洗し、板厚０．１５ｍ
／ ｍ迄冷延した。次いで、７５％Ｈ２，２５％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、マグネシャパウダーを主成分と
する焼鈍分離剤を塗布し、８５％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’Ｃ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
１５１５０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
Ｎ、酸可溶性Ａ！含有量と、二次再結晶状況、Ｂ８、Ｗ
Ｉ５１５０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Ａｌ含有量である。二次再結晶状況を○、△、×の符
号で示す。同図における、直線ａｂｂｃ 、 ｃｄ 、
ｄａで囲まれる領域で、二次再結晶が完全であった。
性Ａｌ含有量である。二次再結晶状況を○、△、×の符
号で示す。同図における、直線ａｂｂｃ 、 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。
直線ａｂ：酸可溶性Ａｎ （％）
−（２７／１４） Ｘ Ｎ （％） −１−０，０１０
０（％）すなわち、Ｎ ： ０．００５０−０．０１２
０％で、酸可溶性Ａｌ ： ０．０１００〜（（２７／
１４） ×Ｎ （％）＋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。
０（％）すなわち、Ｎ ： ０．００５０−０．０１２
０％で、酸可溶性Ａｌ ： ０．０１００〜（（２７／
１４） ×Ｎ （％）＋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Ａｌ含有量である、Ｂ８の値を○、Δ×の符合で示す
。同図における、直線ａｂ 、 ｂｃ 、 ｃｄ。
性Ａｌ含有量である、Ｂ８の値を○、Δ×の符合で示す
。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Ａｌ （％）
−（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋０．０１００ （
％）直線ｃｄ：酸可溶性Ａｌ（％） −（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋ ０．００３５
（％）すなわち、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１００
％で、酸可溶性Ａｌ：（（２７／１４） ×Ｎ （％）
＋０．００３５｝〜｛（２７／１４）×Ｎ（％） ＋
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。
％）直線ｃｄ：酸可溶性Ａｌ（％） −（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋ ０．００３５
（％）すなわち、Ｎ ： ０．００５０〜０．０１００
％で、酸可溶性Ａｌ：（（２７／１４） ×Ｎ （％）
＋０．００３５｝〜｛（２７／１４）×Ｎ（％） ＋
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Ａｌ含有量である。Ｗ１５１５０の値を○。
性Ａｌ含有量である。Ｗ１５１５０の値を○。
Δ、×の符号で示す。同図における、直線ａｂ 、 ｂ
ｃ。
ｃ。
ｃｄ 、 ｄａで囲まれる領域で、良好なＷ１５１５０
が得られた。
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Ａｌ （％）
−（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋ ０．０１００
（％）直線ｃｄ：酸可溶性Ａｊ２ （％） ＝ （２７／１４） ｘＮ （％） ＋ ０．００３５
（％）すなわち、Ｎ ： ０．００５０−０．０１０
０％で、酸可溶性Ａｌ；（（２７／１４） ×Ｎ （％
） ＋０．００３５｝〜｛（２７／１４）×Ｎ（％）
＋０．０１００｝％のときに良好なＷ１５１５０が得ら
れることが明らかになった。
（％）直線ｃｄ：酸可溶性Ａｊ２ （％） ＝ （２７／１４） ｘＮ （％） ＋ ０．００３５
（％）すなわち、Ｎ ： ０．００５０−０．０１０
０％で、酸可溶性Ａｌ；（（２７／１４） ×Ｎ （％
） ＋０．００３５｝〜｛（２７／１４）×Ｎ（％）
＋０．０１００｝％のときに良好なＷ１５１５０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、Ｎ ： ０．００
５０〜０．０１００％で、酸可溶性Ａｌ！ ： （（
２７／１４） ×Ｎ（％） ＠−０，００３５｝〜｛（
２７／１４） ×Ｎ （％）＋０．０１００｝％のとき
に二次再結晶が完全て、Ｂ８゜Ｗ１５１５０共良好な製
品が得られることが得られることが明らかになった。
５０〜０．０１００％で、酸可溶性Ａｌ！ ： （（
２７／１４） ×Ｎ（％） ＠−０，００３５｝〜｛（
２７／１４） ×Ｎ （％）＋０．０１００｝％のとき
に二次再結晶が完全て、Ｂ８゜Ｗ１５１５０共良好な製
品が得られること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、Ｗ１５１５０
が不良の領域では、Ｂ８が低くなっている。
が不良の領域では、Ｂ８が低くなっている。
すなわち、低Ａｌ、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。
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 （％）は、鋼に含有す
るＮがすべてＩＮとなる場合に必要な、１１含有量に相
当する。＾ｆＮを主インヒビターとして活用する不法に
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 （％）をベースとする
酸可溶性Ａｌ含有量により強い影響を受けているものと
理解される。
るＮがすべてＩＮとなる場合に必要な、１１含有量に相
当する。＾ｆＮを主インヒビターとして活用する不法に
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 （％）をベースとする
酸可溶性Ａｌ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％、Ｓ ： ０．０２５％、Ｓｎ：０．１４％
、Ｎ ： ０．００８５％、酸可、溶性ＡＩｌ： ０．
０２４０％、残部：実質的にＦｅからなる多数のスラブ
を１３７０℃で６０分間加熱し、加熱炉から抽出して、
０．７５〜３．０ｍ／ｍ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Ｎａ５Ａ ！！、Ｎの量を０．０００１〜０
．００３６％迄変化させた。ここにＩＮは、板全厚の分
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Ａｌｌの分析はすべて臭素メタノー
ル法による）。こ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。
．０７０％、Ｓ ： ０．０２５％、Ｓｎ：０．１４％
、Ｎ ： ０．００８５％、酸可、溶性ＡＩｌ： ０．
０２４０％、残部：実質的にＦｅからなる多数のスラブ
を１３７０℃で６０分間加熱し、加熱炉から抽出して、
０．７５〜３．０ｍ／ｍ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Ｎａ５Ａ ！！、Ｎの量を０．０００１〜０
．００３６％迄変化させた。ここにＩＮは、板全厚の分
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Ａｌｌの分析はすべて臭素メタノー
ル法による）。こ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Ｂ８、鉄損Ｗ １５１５０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Ｎａ５Ａｆｆｉ
Ｎ、冷延圧下率と二次再結晶状況、Ｂ８゜Ｗ１５１５０
の関係を各々、第４図、第５図、第６図に示す。
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Ｎａ５Ａｆｆｉ
Ｎ、冷延圧下率と二次再結晶状況、Ｂ８゜Ｗ１５１５０
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Ｎａ５Ａ Ｉ Ｎ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○Δ、×
の符号で示す。同図における、直線ａｂ 、 ｂｃ。
、縦軸は冷延圧下率である。二次再結晶状況を○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、二次再結晶が完全で
あった。すなわち、Ｎａｓ／ｆ！Ｎ ： ０．０００
１〜０．００２０％、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。
あった。すなわち、Ｎａｓ／ｆ！Ｎ ： ０．０００
１〜０．００２０％、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Ｎａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量であり
、縦軸は冷延圧下率である。Ｂ８の値を○、△、×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、Ｎａ５ｌｌｅＮ ： ０．０００５〜０．０
０２０％、冷延圧下率：８５〜９２％のときに、良好な
り８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。Ｂ８の値を○、△、×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、Ｎａ５ｌｌｅＮ ： ０．０００５〜０．０
０２０％、冷延圧下率：８５〜９２％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６図において、横軸はＮａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量であり
、縦軸は冷延圧下率である。Ｗ１５１５０の値を○、△
。
、縦軸は冷延圧下率である。Ｗ１５１５０の値を○、△
。
×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Ｗ１５１５０
が得られた。
ｃｄ 、 ｄａで囲まれる領域で、良好なＷ１５１５０
が得られた。
すなわち、Ｎａ５Ａ Ｉ Ｎ ： Ｏ，０Ｏ０５〜０
．００２０％、冷延圧下率８５〜９２％のときに、良好
なＷ１５１５０が得られることが明らかになった。
．００２０％、冷延圧下率８５〜９２％のときに、良好
なＷ１５１５０が得られることが明らかになった。
第４図、第５図、第６図の結果から、Ｎａ５ＡＩ’、Ｎ
：０．０００５〜０．００２０％、冷延圧下率：８５〜
９２％のとき一次再結晶が完全で、Ｂ ８ 、 Ｗ１５
１５０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〜
９２％のとき一次再結晶が完全で、Ｂ ８ 、 Ｗ１５
１５０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、ＷＩ５１５０
が不良の領域では、Ｂ８が低くなっている。
が不良の領域では、Ｂ８が低くなっている。
実験Ｉ、実験Ｈの結果から、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、板厚０．１２〜０．
１７ｍ／ｍ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１！ ： （（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋０
．００３５｝〜｛（２７／１４） ｘＮ （％） ＋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Ｎａ５Ａ
４２ Ｎ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位東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．
１７ｍ／ｍ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１！ ： （（２７／１４） ×Ｎ （％） ＋０
．００３５｝〜｛（２７／１４） ｘＮ （％） ＋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Ｎａ５Ａ
４２ Ｎ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位東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Ｎａ５Ａ ４２ Ｎ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。
０．００２０％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０．１７ｍ／ｍ以下の薄手高磁束密度一方向性
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くらべ
、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 Ｉ 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Ｎａ５Ａ １２ Ｎ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。
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くらべ
、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 Ｉ 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Ｎａ５Ａ １２ Ｎ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Ｎａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量を０．０００
５〜０．００２０％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。
５〜０．００２０％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■、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Ｉ、実験■
と同様の実験を行い同様の結果を得た。
一方又は双方を添加した場合について、実験Ｉ、実験■
と同様の実験を行い同様の結果を得た。
（実験■）
Ｃ：、ｏ、ｏｅａ％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ ：０
．０７６％、Ｓ ： ０．０２５％、Ｓｎ：０．１４％
、Ｎ ： ０．００８５％、酸可溶性Ａｌ ： ０．０
２３５％、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含有量と鉄損の関係を第７図に示す。第７図か
ら明らかな如く、Ｃｕ：０．０３〜０．０８％の範囲で
鉄損特性の向上が認められた。
．０７６％、Ｓ ： ０．０２５％、Ｓｎ：０．１４％
、Ｎ ： ０．００８５％、酸可溶性Ａｌ ： ０．０
２３５％、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含有量と鉄損の関係を第７図に示す。第７図か
ら明らかな如く、Ｃｕ：０．０３〜０．０８％の範囲で
鉄損特性の向上が認められた。
ｃ ： ｏ、ｏｓｏ％、Ｓｉ：３．２３％、Ｍｎ ：
０．０７５％、Ｓ ： ０．０２５％、Ｓｎ：０．１３
％、Ｎ ： ０．００８５％、酸可溶性／’ｌ ： 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８図に示す。
０．０７５％、Ｓ ： ０．０２５％、Ｓｎ：０．１３
％、Ｎ ： ０．００８５％、酸可溶性／’ｌ ： 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８図に示す。
第８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。
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、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。
理条件の限定理由について述べる。
Ｃは、０．０６０〜０．１２０％が好ましい。０．０６
０％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。
０％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％が好ましい。２．９未満で
は良好な（低い）鉄損が得られず、４．５％を超えると
、加工性（冷間圧延のし易さ）が劣化する。
は良好な（低い）鉄損が得られず、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％が好ましい。０．０
５０％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。
５０％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の何れか一方か又は双方は、０．０２０〜０
．０６０％が好ましい。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、鉄損が
不良になる。
．０６０％が好ましい。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、鉄損が
不良になる。
Ｓｎは０．０５〜０．２５％が好ましい。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。
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。
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、好ましくは１３００℃以
上での加熱が望ましい。
るため高温加熱が必要であり、好ましくは１３００℃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
ことが好ましい。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。１０分間を超えて焼鈍しても製品特性の
向上は期待できず、経済的に不利である。焼鈍後２００
℃迄を１０℃／秒〜６０℃／秒で冷却することが好まし
い。１０℃／秒未満では、 良好な製品磁気特性が得られず、６０℃／秒を超えると
、二次再結晶が不安定となる。一段冷延法は、二段冷延
法より製造コストが著しく易く、好ましい。冷延後の板
厚は０．１２〜０．１７ｍ／ｍが好ましい。０．１２ｍ
／ｍ未満では、二次再結晶が不安定になり安く、０．１
７ｍ／ｍを超えると期待する鉄＃貝値が得られない。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」二に有効である。高
温仕上焼鈍の昇温途中少くとも１０００℃迄、窒素を含
む雰囲気を用いることが好ましい。窒素を含まない場合
、二次再結晶が不安定になる。
ことが好ましい。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。１０分間を超えて焼鈍しても製品特性の
向上は期待できず、経済的に不利である。焼鈍後２００
℃迄を１０℃／秒〜６０℃／秒で冷却することが好まし
い。１０℃／秒未満では、 良好な製品磁気特性が得られず、６０℃／秒を超えると
、二次再結晶が不安定となる。一段冷延法は、二段冷延
法より製造コストが著しく易く、好ましい。冷延後の板
厚は０．１２〜０．１７ｍ／ｍが好ましい。０．１２ｍ
／ｍ未満では、二次再結晶が不安定になり安く、０．１
７ｍ／ｍを超えると期待する鉄＃貝値が得られない。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」二に有効である。高
温仕上焼鈍の昇温途中少くとも１０００℃迄、窒素を含
む雰囲気を用いることが好ましい。窒素を含まない場合
、二次再結晶が不安定になる。
〔実施例〕
Ｃ： ０．０８０％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ ：０
．０７６％、Ｓ：無添加、０．０１５ 、 ０．０２
５％、Ｓｅ ：無添加、０；０１５ 、 ０．０２５
％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎ ： ０．００４５ 。
．０７６％、Ｓ：無添加、０．０１５ 、 ０．０２
５％、Ｓｅ ：無添加、０；０１５ 、 ０．０２５
％、Ｓｎ：０．１３％、Ｎ ： ０．００４５ 。
０．００８５ 、０．０１１０％、酸可溶性Ａｆｆ ：
０．０１５０．０．０１７００．０２３０ 、０．０
２６０ 、０．０３００％、Ｃｕ ：無添加、０．０７
％、ｓｂ無添加、０．０２０％、残部：実質的にＦｅか
らなる多数のスラブを１３６０℃で６０分間加熱し、加
熱炉から抽出し、０．９２ 、１．００ 、１．３１
、２．４３ｍ／ｍ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Ｎａ５Ａ ４２ Ｎ含有量は０ 、０００２〜０
、００３５％であった。
０．０１５０．０．０１７００．０２３０ 、０．０
２６０ 、０．０３００％、Ｃｕ ：無添加、０．０７
％、ｓｂ無添加、０．０２０％、残部：実質的にＦｅか
らなる多数のスラブを１３６０℃で６０分間加熱し、加
熱炉から抽出し、０．９２ 、１．００ 、１．３１
、２．４３ｍ／ｍ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Ｎａ５Ａ ４２ 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、次いで約３５℃
／秒で常温迄冷却した。焼鈍後の板を酸洗し板厚０．１
２ｍ／ｍと０．１７ｍ／ｍに冷延した。次いで、７５％
Ｈ２，２５％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、マグネシャ
パウダーを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、８５％Ｈ
２＋ 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、１２
００℃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Ｗ１５１５０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含有量、熱延板のＮ
ａ５Ａ ｊ２ Ｎ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、Ｂ ８ 、 Ｗ
１５１５０共優れた製品が得られた。
／秒で常温迄冷却した。焼鈍後の板を酸洗し板厚０．１
２ｍ／ｍと０．１７ｍ／ｍに冷延した。次いで、７５％
Ｈ２，２５％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、マグネシャ
パウダーを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、８５％Ｈ
２＋ 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、１２
００℃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Ｗ１５１５０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含有量、熱延板のＮ
ａ５Ａ ｊ２ Ｎ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、Ｂ ８ 、 Ｗ
１５１５０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
に優れた製品特性が得られた。
に優れた製品特性が得られた。
この発明は、以上述べたように構成したから、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、板厚０．
１２〜０．１７ｍ／ｍ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。
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、板厚０．
１２〜０．１７ｍ／ｍ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Ａｌ
ｌ含有量（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２図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ａｌ
含有Ｍ（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ８（○、×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Ａｌ
含有量（縦軸）と製品の鉄損Ｗ１５１５０（○、Ｘ等で
表示）の関係を示す図である。 第４図は、熱延板のＮａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量（横軸）及
び冷延圧下率（縦軸）と二次再結晶状況（Ｏ２Ｘ等で表
示）の関係を示す図である。 第５図は、熱延板のＮａ５Ａ １． Ｎ （横軸）含
有量及び冷延圧下率（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ８（０
×等で表示）の関係を示す図である。 第６図は、熱延板のＮａ５Ａ Ｉ Ｎ （横軸）及び冷
延圧下率（縦軸）と製品の鉄損Ｗ１５１５０ （○、Ｘ
等で表示）の関係を示す図である。 第７図は、スラブのＣｕ含有量（横軸）とＣｕ添加によ
る製品の鉄損Ｗ１５１５０の変化量（縦軸）の関係を示
す図である。 第８図は、スラブのｓｂ含有量（横軸）とｓｂ添加によ
る製品の鉄損Ｗ１５１５０の変化量（縦軸）の関係を示
す図である。
ｌ含有量（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２図は、スラブのＮ含有量（横軸）及び酸可溶性Ａｌ
含有Ｍ（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ８（○、×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Ａｌ
含有量（縦軸）と製品の鉄損Ｗ１５１５０（○、Ｘ等で
表示）の関係を示す図である。 第４図は、熱延板のＮａ５Ａ Ｉ Ｎ含有量（横軸）及
び冷延圧下率（縦軸）と二次再結晶状況（Ｏ２Ｘ等で表
示）の関係を示す図である。 第５図は、熱延板のＮａ５Ａ １． Ｎ （横軸）含
有量及び冷延圧下率（縦軸）と製品の磁束密度Ｂ８（０
×等で表示）の関係を示す図である。 第６図は、熱延板のＮａ５Ａ Ｉ Ｎ （横軸）及び冷
延圧下率（縦軸）と製品の鉄損Ｗ１５１５０ （○、Ｘ
等で表示）の関係を示す図である。 第７図は、スラブのＣｕ含有量（横軸）とＣｕ添加によ
る製品の鉄損Ｗ１５１５０の変化量（縦軸）の関係を示
す図である。 第８図は、スラブのｓｂ含有量（横軸）とｓｂ添加によ
る製品の鉄損Ｗ１５１５０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の何れか一方か又は双方：０．０２０〜０．
０６０％、Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、残部：酸可溶
性Ａｌ，Ｎ，Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブ
を高温加熱し、熱間圧延し、熱延板を１０３０〜１２０
０℃の温度範囲で１０分間以内焼鈍し、焼鈍後２００℃
迄を１０℃／秒〜６０℃／秒の冷却速度で冷却し、次い
で冷間圧延し、冷間圧延後の板厚を０．１２〜０．１７
ｍ／ｍとし、水素を含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行い
、マグネシヤパウダー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、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
延を行うことを特徴とする、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の何れか一方か又は双方：０．０２０〜０．
０６０％、Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、Ｃｕ：０．０
３〜０．０８％又はＳｂ：０．００５〜０．０３５％の
何れか一方又は双方、残部：酸可溶性Ａｌ，Ｎ，Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる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１
０分間以内焼鈍し、焼鈍後２００℃迄を１０℃／秒〜６
０℃／秒の冷却速度で冷却し、次いで冷間圧延し、冷間
圧延後の板厚を０．１２〜０．１７ｍ／ｍとし、水素を
含む湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行い、マグネシヤパウダ
ーを主とする焼鈍分離剤を塗布し、昇温途中少くとも１
０００℃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、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ＮａｓＡｌＮ含有量を０．００
０５〜０．００２０％に制御する熱延を行うことを特徴
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。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6365188 | 1988-03-18 | ||
| JP63-63651 | 1988-03-18 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH028328A true JPH028328A (ja) | 1990-01-11 |
| JP2755414B2 JP2755414B2 (ja) | 1998-05-20 |
Family
ID=13235468
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2395589A Pending JPH01316421A (ja) | 1988-03-18 | 1989-02-03 | 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP1063883A Expired - Lifetime JP2755414B2 (ja) | 1988-03-18 | 1989-03-17 | 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Family Applications Before (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2395589A Pending JPH01316421A (ja) | 1988-03-18 | 1989-02-03 | 一段冷延法による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 (2) | JPH01316421A (ja) |
-
1989
- 1989-02-03 JP JP2395589A patent/JPH01316421A/ja active Pending
- 1989-03-17 JP JP1063883A patent/JP2755414B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2755414B2 (ja) | 1998-05-20 |
| JPH01316421A (ja) | 1989-12-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH03211232A (ja) | 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JPH0213009B2 (ja) | ||
| JPH02259020A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| US5190597A (en) | Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having improved magnetic and surface film properties | |
| JPH06128646A (ja) | 鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0277524A (ja) | 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| US4992114A (en) | Process for producing grain-oriented thin electrical steel sheet having high magnetic flux density by one-stage cold-rolling method | |
| JPH02228425A (ja) | 高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH028328A (ja) | 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2525721B2 (ja) | 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 | |
| JPH02209426A (ja) | 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 | |
| JP2002363646A (ja) | 脱炭焼鈍を必要としない鏡面を有する一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH08269561A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0949022A (ja) | 低鉄損高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH0372025A (ja) | 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH07305116A (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH06336611A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2762095B2 (ja) | 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 | |
| JPH04329830A (ja) | 鉄損の低い薄物一方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JP2562254B2 (ja) | 薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2525722B2 (ja) | 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 | |
| JPH02243721A (ja) | 一段冷延法による薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH09118920A (ja) | 磁気特性が優れた一方向性電磁鋼板の安定製造方法 | |
| JPS6253576B2 (ja) | ||
| JPH0798976B2 (ja) | 鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080306 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090306 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090306 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100306 Year of fee payment: 12 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100306 Year of fee payment: 12 |