JPH0380846B2 - - Google Patents
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- JPH0380846B2 JPH0380846B2 JP59201594A JP20159484A JPH0380846B2 JP H0380846 B2 JPH0380846 B2 JP H0380846B2 JP 59201594 A JP59201594 A JP 59201594A JP 20159484 A JP20159484 A JP 20159484A JP H0380846 B2 JPH0380846 B2 JP H0380846B2
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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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1205—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving particular fabrication steps or treatments of ingots or slabs
- C21D8/1211—Rapid solidification; Thin strip casting
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1216—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the working steps
- C21D8/1227—Warm rolling
-
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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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1216—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the working steps
- C21D8/1233—Cold rolling
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は、性能の優れた軟磁性材料たる高珪素
鉄合金の薄板を安価に製造する方法に関するもの
である。 〔従来の技術〕 珪素鋼板は透磁率および電気抵抗が珪素を含ま
ない磁性鋼帯と比較して高く、しかも比較的安価
に製造出来るために従来から電力用の磁心として
大量に使用されてきた。珪素鋼板において、珪素
の添加量が多い程軟磁気特性は向上し、6.5％で
ピークをしめすことが知られている。 しかしながら、鋼中の珪素含有量が4.0％以上
になると伸びが急激に低下するために通常の冷間
圧延が出来ず、そのために工業的に珪素を３％以
上含む高珪素鉄合金の薄板を製造することは困難
とされていた。このような難点にたいして、熱間
鋳造後の熱間圧延条件を適切に選定することによ
り、ある程度冷間圧延が可能となることが報告さ
れている（石坂ら：日本金属学会誌Vol.30（1966）
No.６）。 すなわち、この報告書は１〜７％珪素を含有す
る合金を大気中で高周波溶解し50mm角のインゴツ
トにした後、それらを厚さ15mmまで熱間鋳造し、
その試験片の表面を切削して11mm厚さとした後、
1000、850、750℃でそれぞれ１mm厚さまで、ま
た、750℃で５mm厚さまで熱間圧延した後600℃で
１mm厚さまで、および750℃で５mm厚さまで熱間
圧延した後３mm厚さまで600℃で熱間圧延し、そ
の後450℃で１mm厚さまで熱間圧延し、次にそれ
らのサンプルを酸洗・冷間圧延して割れの発生の
様子を観察することにより冷間圧延性におよぼす
熱間圧延条件の影響を調べたものであり、これに
よれば、珪素含有量約4.7％以下では熱間圧延条
件に関係なく冷間圧延可能であり、珪素含有量５
％前後では熱延板の側端部（耳）をせん断すれば
熱間圧延条件に関係なく冷間圧延可能である。し
かしがら、約６％以上の珪素を含む鋼板では熱間
圧延温度によつてその後の冷間圧延性が異なり、
特に珪素含有量6.5％付近の鋼では600〜750℃で
熱間圧延を行なうことにより、冷間で圧延するこ
とが可能になると報告している。 一方、高珪素鉄合金の薄板を製造する方法とし
てこのような圧延による方法以外に溶融体超急冷
法（通常、冷却速度は105℃／sec以上）による方
法も知られている（例えば、特開昭59−16926）。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかしながら、上述した方法のうち前者のもの
では、圧延前に熱間鋳造することが不可欠である
ことから、この熱間鋳造のため一連の処理が必然
的に不連続とならざるを得ず、この経過製造工程
が繁雑になるとともに製造コストが高くなつてし
まう。さらに、鋳造したインゴツト材を熱間鋳造
すると割れが発生するため、熱間圧延前に表面調
整を十分に行わなければならない。事実、上記報
告中の試験でも表面調整のため約27％（板厚15mm
から11mmまで）もの切削を施している。さらに、
冷間加工性の優れた750℃未満での圧延を行なう
ためには、直接その温度で圧延することができ
ず、750℃以上の温度で予備圧延した後に圧延し
なければならない難点もある。このように製造コ
ストおよび歩留の点から上記した方法を工業規模
で実施することは非常に困難であるということが
できる。 一方、後者の溶融体超急冷法は、600〜3000
ｍ／分程度で高速移動している金属冷却移動体の
表面へ、ノズルから溶融金属を噴出、凝固させる
ものであり、連続的にしかも高い歩留で金属薄板
を製造することが可能であるが、この場合、得ら
れる薄板の厚さは高々100μ程度であつて、鉄心
等に通常用いられるような0.2〜0.4mm程度の板厚
の薄板は得ることができず、加えて幅広のものは
板形状が極端に悪くなるため板幅も約20cm程度が
限度であり、このため用途が非常に限定されてし
まう。また、この種の薄板は、その大きな冷却速
度の故に凹凸を生じるなど表面性状にも難点があ
り、これらに起因した磁気特性の劣化が問題とな
る。以上のような理由から、この超急冷法による
高珪素薄板の工業的規模での生産は未だ行われて
いないのが実状である。 〔問題を解決するための手段〕 上述した従来方法（前者）の要点は、冷間加工
性を改善するために600〜750℃の温度で圧延する
ことにある。しかし、このように低い温度で直ち
に圧延することはできず、熱間圧延の前処理とし
て熱間鋳造することが必要不可欠であることはす
でに述べた通りである。難加工材を、加工、圧延
する際の予備処理として鋳造することはよく知ら
れた方法であるが、鋳造は生産性が低く、得られ
る製品の形状にも制約がある。上記の方法が実用
化されなかつた理由もここにあると考えられる。 本発明者らは高珪素鉄合金の熱間・冷間加工性
を改善するための研究を行い、、この結果熱間鋳
造により600〜750℃での熱間圧延が可能となるの
は、組織が微細化するためであることを確認し、
しかも、この組織微細化を急冷凝固することによ
り得られる細粒化で代替できることを見出した。
さらに、その急冷凝固を実現する具体的方法とし
て、本発明者らは比較的厚肉の素材が得られる薄
鋳片鋳造法に注目した。現在、鋳造技術の分野で
は、工程省略のために薄鋳片鋳造法に関心が高ま
り、種々の鋳造法が提案されている。この薄鋳片
鋳造法は、溶融体超急冷法における金属冷却移動
体の移動速度が数百ｍ／分以上（場合によつて
は、2000〜3000ｍ／分）の高速であるのに対し、
その金属冷却移動体の移動速度（鋳片製造速度）
はせいぜい10〜50ｍ／分程度であり、溶湯の冷却
速度は溶融体超急冷法のそれと較べてはるかに小
さく、鋳造される鋳片の厚さも数十mm〜１mm程度
である。通常、この薄鋳片鋳造法も溶融体超急冷
法と同様に双ロールタイプの鋳造機等で実施する
ことができるが、上述したように金属冷却移動体
（双ロールタイプの場合には冷却ロール）の移動
速度が溶融体超急冷法よりもはるかに小さいこと
から、例えば、溶融体超急冷法では溶湯供給側の
双ロール間の目視できるような溶湯の湯溜りがほ
とんど形成されないのに対し、薄鋳片鋳造法で
は、通常双ロール間に明らかに目視できる湯溜り
が形成され、この湯溜りから双ロール間に溶湯が
流れ、鋳片が鋳造される このように薄鋳片鋳造法で鋳造される鋳片冷却
速度は所謂溶融体超急冷法（冷却速度105℃／sec
以上）と比較して小さいが、従来から行われてき
た造塊法と較べるとはるかに大きく、鋼の組織は
微細・均質なものが得られ、さらに上記溶融体超
急冷法に較べ板厚が厚く、広巾の鋳片を連続的に
製造できるという特徴を持つている。 本発明者らは、このような薄鋳片製造法の特
徴、すなわち細粒でしかも厚肉の熱延素材が溶湯
から直接製造できるという特徴を高珪素鉄合金の
製造に生かすべく数々の検討を行つた結果、薄鋳
片鋳造法により製造した素材を所定の条件で熱間
圧延することより、冷間加工性の優れた高珪素鉄
合金熱延板を連続的に得ることができることを見
出し、かかる熱間圧延とそれに続く冷間圧延およ
び焼鈍によつて磁気特性が確保された所望の厚み
の高珪素薄板を連続的且つ低コストで製造するこ
とを可能ならしめたものである。 このような本発明は、Si：4.0wt％以上を含有
する鉄合金を溶融状態から薄鋳片鋳造法により１
℃／sec以上、104℃／sec未満の冷却速度で急速
凝固させて厚さ30〜１mmの薄鋳片を得、この薄鋳
片を600℃〜800℃の温度範囲に加熱し、その温度
範囲で圧下率30％以上の熱間圧延を施し、その後
酸洗、冷間圧延及び焼鈍することをその基本的特
徴とする。 このような本発明によれば、薄鋳片製造法によ
り細粒組織の熱延素材が得られるため、鍛造等を
行うことなく熱間圧延が可能であり、しかも所定
の熱間圧延条件を採ることに優れた冷間加工性を
得ることができ、熱間圧延−冷間圧延という圧延
手法により高珪素薄板を連続的に得ることができ
る。加えて、薄鋳片鋳造法により得られる素材
は、細粒でありながら比較的厚肉であるため、素
材に対して熱間圧延−冷間圧延を実施しても通常
の製品板厚たる0.2〜0.4mm程度を確保することが
でき、このように厚肉の素材から熱間圧延−冷間
圧延を経て薄板を製造できることから、所望の板
厚でしかも熱延−冷延によつて磁気特性が確保さ
れた薄板を得ることができる。 以下本発明の詳細を説明する。 本発明はSi：4.0wt％以上を含有する高珪素鉄
合金をその対象とするもので、この中には一般の
高珪素鉄合金以外に、所謂センダスト合金等の合
金も含まれる。通常の高珪素鉄合金では、その目
的とする磁気特性を得るためSiが4.0〜7.0wt％程
度含まれている。前述したように鋼中にSiを添加
すると透磁率が高くなり、その値はSi含有量が約
6.5wt％のときに最大となる。また、Siを添加す
ることにより鋼板の電気抵抗が高くなるために、
鉄損が小さくなる。Si含有量が4.0wt％未満の材
料では、従来法により比較的容易に熱間圧延及び
冷間圧延が可能である。 一方、前述したように本発明は、高珪素鉄合金
の中でも所謂センダスト合金やスーパーセンダス
ト合金と呼ばれる高透磁合金をもその対象として
いる。このような合金は、通常次のような組成を
有している。 (a) Si：8.0〜10.0wt％、Al：4.0〜7.0wt％、残
部実質的Fe及び不可避不純物からなる鉄合金。 (b) Si：4.0〜8.0wt％、Al：2.0〜6.0wt％、Ni：
1.0〜5.0wt％、残部実質的に鉄及び不可避不純
物からなる鉄合金。 これらの合金は難加工材であり、従来、圧延に
よる薄板の製造はほとんど行なわれていない。本
発明によれば、このような通常の製造工程では製
造困難な高透磁率合金、さらには他の難加工性材
料についても工業的に薄板を製造することが可能
となる。 本発明は、以上のような成分組成の鉄合金を、
溶融状態から薄鋳片鋳造法により鋳造し、薄鋳片
を得る。 本発明では、この薄鋳片鋳造法における溶湯の
冷却速度を１℃／sec以上、104℃／sec未満、鋳
造する鋳片の厚さの30mm〜１mmと規定する。 第１図は6.5wt％ Si添加鋼の急冷凝固時の冷
却速度と結晶粒との関係を示すものである。この
図からわかるように、冷却速度が遅くなると鋳片
の結晶粒径が大きくなるために、その後の熱間圧
延時、加工性が劣化する。このため本発明では細
粒・均質な組織を得るために冷却速度の下限を１
℃／secとした。一方、冷却速度が104℃／sec以
上では、上述した溶融体超急冷法の領域に近づ
き、所望の厚さと板幅の鋳片は得られない。特
に、冷却速度が105℃／sec以上ではほぼ完全に溶
融体超急冷法の領域となり、100μｍ程度の厚さ
でしかも幅狭（せいぜい200mm程度）の薄板しか
得られない。 また、鋳片の板厚が30mmを超えると、冷却速度
が本発明が規定する下限を下回るおそれが大き
く、したがつて目的とする細粒・均質な組織を確
実に得るため、板厚の上限を30mmとした。一方、
板厚が１mm未満では、熱間圧延−冷間圧延後の最
終板厚との関係で、熱間圧延および冷間圧延時の
所定の圧下率を確保することが難しく、このため
板厚の下限を１mmとした。このように１mm以上の
素材板厚が確保されることにより、熱間圧延−冷
間圧延の工程によつて所望の厚み（例えば、0.2
〜0.4mm程度）の製品を得ることができ、しかも
薄鋳片厚が比較的厚いため幅広の鋳片を得ること
ができる。なお、薄鋳片鋳造の具体的な方法とし
ては、いずれの方法でもよく、双ロール法、巻上
げ法、スプレーキヤステイング法、ハザレツト法
等が利用できる。 このようにして得られた薄鋳片は600〜800℃の
温度に加熱され、この温度で圧下率30％以上の熱
間圧延が施される。 第２図は熱間圧延温度と熱間圧延性との関係
を、また第３図は熱間圧延温度とその温度におい
て圧下率80％で熱間圧延したのち冷間圧延した時
の冷間加工性との関係をそれぞれ表わしている。
なお、実験に使用した鋼は6.5wt％Si含有鋼であ
り、溶解、薄鋳片鋳造（鋳片厚さ：５mm、冷却速
度：約300℃／sec）後、熱間圧延し、80％の圧下
率で圧延できたサンプルについて冷間圧延を施し
た。なお熱・冷間加工性は目視観察により微細な
割れが入つた時を終点としている。第２図から
650℃以上の温度ならば圧下率80％の熱間圧延が
可能であることがわかる。しかしながら、このよ
うに熱間圧延した後の鋼を冷間で圧延した場合は
第３図に示されるように約600℃〜800℃の温度範
囲で熱間圧延したサンプルのみが圧下率60％以上
冷間圧延可能であつた。また第４図には730℃は
所定の圧下率まで熱間圧延した後の冷間圧延性と
圧下率との関係を示している。この図から熱間圧
延時の圧下率が30％未満では冷間圧延が不可能で
あることが判る。このようなことから本発明で
は、600〜800℃の温度範囲で圧下率30％以上の熱
間圧延を行うことが要件とされる。 熱間圧延後、鋼板には酸洗、冷間圧延及び焼鈍
が施される。冷間圧延後の焼鈍は目的の磁気特性
を得るためには重要である。特に6.5wt％Si添加
鋼は冷間圧延と焼鈍とを適切に組み合せることに
より方向性を付与することが可能であり、方向性
高珪素鉄合金の薄板を製造することができる。さ
らに最終焼鈍において絶縁皮膜を形成させたり、
磁場中熱処理を行うことも可能である。 なお、上述したように従来の溶融体超急冷法に
よつて得られる薄板はSiの偏析や表面形状の劣化
により磁気特性の確保に問題がある。これに対
し、本発明における薄鋳片は冷却速度が上記方法
に較べて小さいためSiの偏析等は上記方法に較べ
生じにくいと言えるが、板厚が比較的薄い薄鋳片
のものについて上記偏析や表面形状の劣化を生じ
ても、これらは鋳造後の熱間圧延−冷間圧延−焼
鈍という工程により適切に解消されることにな
る。 〔実施例〕 (1) 第１表に示す鋼を溶解・精錬後、双ロールタ
イプの薄鋳片鋳造機にて鋳造（冷却速度：約
300℃／sec）し、巾500mm、厚さ５mmの鋳片を
作成した。この鋳片を圧延温度を変えて圧下率
80％を目標に熱間圧延し、圧延できたものにつ
いては酸洗後圧下率60％を目標に冷間圧延し
た。これらの圧延状況を第２表に示す。この表
から、本発明の条件に従えば、熱間圧延以前に
鍛冶することなく熱間圧延が可能であり、しか
も予備圧延することなく熱間圧延が可能であ
り、さらに600〜800℃の温度範囲で熱間圧延し
たものは冷間圧延可能で、巾500mm、厚さ0.4mm
の薄板を製造できることが判る。
鉄合金の薄板を安価に製造する方法に関するもの
である。 〔従来の技術〕 珪素鋼板は透磁率および電気抵抗が珪素を含ま
ない磁性鋼帯と比較して高く、しかも比較的安価
に製造出来るために従来から電力用の磁心として
大量に使用されてきた。珪素鋼板において、珪素
の添加量が多い程軟磁気特性は向上し、6.5％で
ピークをしめすことが知られている。 しかしながら、鋼中の珪素含有量が4.0％以上
になると伸びが急激に低下するために通常の冷間
圧延が出来ず、そのために工業的に珪素を３％以
上含む高珪素鉄合金の薄板を製造することは困難
とされていた。このような難点にたいして、熱間
鋳造後の熱間圧延条件を適切に選定することによ
り、ある程度冷間圧延が可能となることが報告さ
れている（石坂ら：日本金属学会誌Vol.30（1966）
No.６）。 すなわち、この報告書は１〜７％珪素を含有す
る合金を大気中で高周波溶解し50mm角のインゴツ
トにした後、それらを厚さ15mmまで熱間鋳造し、
その試験片の表面を切削して11mm厚さとした後、
1000、850、750℃でそれぞれ１mm厚さまで、ま
た、750℃で５mm厚さまで熱間圧延した後600℃で
１mm厚さまで、および750℃で５mm厚さまで熱間
圧延した後３mm厚さまで600℃で熱間圧延し、そ
の後450℃で１mm厚さまで熱間圧延し、次にそれ
らのサンプルを酸洗・冷間圧延して割れの発生の
様子を観察することにより冷間圧延性におよぼす
熱間圧延条件の影響を調べたものであり、これに
よれば、珪素含有量約4.7％以下では熱間圧延条
件に関係なく冷間圧延可能であり、珪素含有量５
％前後では熱延板の側端部（耳）をせん断すれば
熱間圧延条件に関係なく冷間圧延可能である。し
かしがら、約６％以上の珪素を含む鋼板では熱間
圧延温度によつてその後の冷間圧延性が異なり、
特に珪素含有量6.5％付近の鋼では600〜750℃で
熱間圧延を行なうことにより、冷間で圧延するこ
とが可能になると報告している。 一方、高珪素鉄合金の薄板を製造する方法とし
てこのような圧延による方法以外に溶融体超急冷
法（通常、冷却速度は105℃／sec以上）による方
法も知られている（例えば、特開昭59−16926）。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかしながら、上述した方法のうち前者のもの
では、圧延前に熱間鋳造することが不可欠である
ことから、この熱間鋳造のため一連の処理が必然
的に不連続とならざるを得ず、この経過製造工程
が繁雑になるとともに製造コストが高くなつてし
まう。さらに、鋳造したインゴツト材を熱間鋳造
すると割れが発生するため、熱間圧延前に表面調
整を十分に行わなければならない。事実、上記報
告中の試験でも表面調整のため約27％（板厚15mm
から11mmまで）もの切削を施している。さらに、
冷間加工性の優れた750℃未満での圧延を行なう
ためには、直接その温度で圧延することができ
ず、750℃以上の温度で予備圧延した後に圧延し
なければならない難点もある。このように製造コ
ストおよび歩留の点から上記した方法を工業規模
で実施することは非常に困難であるということが
できる。 一方、後者の溶融体超急冷法は、600〜3000
ｍ／分程度で高速移動している金属冷却移動体の
表面へ、ノズルから溶融金属を噴出、凝固させる
ものであり、連続的にしかも高い歩留で金属薄板
を製造することが可能であるが、この場合、得ら
れる薄板の厚さは高々100μ程度であつて、鉄心
等に通常用いられるような0.2〜0.4mm程度の板厚
の薄板は得ることができず、加えて幅広のものは
板形状が極端に悪くなるため板幅も約20cm程度が
限度であり、このため用途が非常に限定されてし
まう。また、この種の薄板は、その大きな冷却速
度の故に凹凸を生じるなど表面性状にも難点があ
り、これらに起因した磁気特性の劣化が問題とな
る。以上のような理由から、この超急冷法による
高珪素薄板の工業的規模での生産は未だ行われて
いないのが実状である。 〔問題を解決するための手段〕 上述した従来方法（前者）の要点は、冷間加工
性を改善するために600〜750℃の温度で圧延する
ことにある。しかし、このように低い温度で直ち
に圧延することはできず、熱間圧延の前処理とし
て熱間鋳造することが必要不可欠であることはす
でに述べた通りである。難加工材を、加工、圧延
する際の予備処理として鋳造することはよく知ら
れた方法であるが、鋳造は生産性が低く、得られ
る製品の形状にも制約がある。上記の方法が実用
化されなかつた理由もここにあると考えられる。 本発明者らは高珪素鉄合金の熱間・冷間加工性
を改善するための研究を行い、、この結果熱間鋳
造により600〜750℃での熱間圧延が可能となるの
は、組織が微細化するためであることを確認し、
しかも、この組織微細化を急冷凝固することによ
り得られる細粒化で代替できることを見出した。
さらに、その急冷凝固を実現する具体的方法とし
て、本発明者らは比較的厚肉の素材が得られる薄
鋳片鋳造法に注目した。現在、鋳造技術の分野で
は、工程省略のために薄鋳片鋳造法に関心が高ま
り、種々の鋳造法が提案されている。この薄鋳片
鋳造法は、溶融体超急冷法における金属冷却移動
体の移動速度が数百ｍ／分以上（場合によつて
は、2000〜3000ｍ／分）の高速であるのに対し、
その金属冷却移動体の移動速度（鋳片製造速度）
はせいぜい10〜50ｍ／分程度であり、溶湯の冷却
速度は溶融体超急冷法のそれと較べてはるかに小
さく、鋳造される鋳片の厚さも数十mm〜１mm程度
である。通常、この薄鋳片鋳造法も溶融体超急冷
法と同様に双ロールタイプの鋳造機等で実施する
ことができるが、上述したように金属冷却移動体
（双ロールタイプの場合には冷却ロール）の移動
速度が溶融体超急冷法よりもはるかに小さいこと
から、例えば、溶融体超急冷法では溶湯供給側の
双ロール間の目視できるような溶湯の湯溜りがほ
とんど形成されないのに対し、薄鋳片鋳造法で
は、通常双ロール間に明らかに目視できる湯溜り
が形成され、この湯溜りから双ロール間に溶湯が
流れ、鋳片が鋳造される このように薄鋳片鋳造法で鋳造される鋳片冷却
速度は所謂溶融体超急冷法（冷却速度105℃／sec
以上）と比較して小さいが、従来から行われてき
た造塊法と較べるとはるかに大きく、鋼の組織は
微細・均質なものが得られ、さらに上記溶融体超
急冷法に較べ板厚が厚く、広巾の鋳片を連続的に
製造できるという特徴を持つている。 本発明者らは、このような薄鋳片製造法の特
徴、すなわち細粒でしかも厚肉の熱延素材が溶湯
から直接製造できるという特徴を高珪素鉄合金の
製造に生かすべく数々の検討を行つた結果、薄鋳
片鋳造法により製造した素材を所定の条件で熱間
圧延することより、冷間加工性の優れた高珪素鉄
合金熱延板を連続的に得ることができることを見
出し、かかる熱間圧延とそれに続く冷間圧延およ
び焼鈍によつて磁気特性が確保された所望の厚み
の高珪素薄板を連続的且つ低コストで製造するこ
とを可能ならしめたものである。 このような本発明は、Si：4.0wt％以上を含有
する鉄合金を溶融状態から薄鋳片鋳造法により１
℃／sec以上、104℃／sec未満の冷却速度で急速
凝固させて厚さ30〜１mmの薄鋳片を得、この薄鋳
片を600℃〜800℃の温度範囲に加熱し、その温度
範囲で圧下率30％以上の熱間圧延を施し、その後
酸洗、冷間圧延及び焼鈍することをその基本的特
徴とする。 このような本発明によれば、薄鋳片製造法によ
り細粒組織の熱延素材が得られるため、鍛造等を
行うことなく熱間圧延が可能であり、しかも所定
の熱間圧延条件を採ることに優れた冷間加工性を
得ることができ、熱間圧延−冷間圧延という圧延
手法により高珪素薄板を連続的に得ることができ
る。加えて、薄鋳片鋳造法により得られる素材
は、細粒でありながら比較的厚肉であるため、素
材に対して熱間圧延−冷間圧延を実施しても通常
の製品板厚たる0.2〜0.4mm程度を確保することが
でき、このように厚肉の素材から熱間圧延−冷間
圧延を経て薄板を製造できることから、所望の板
厚でしかも熱延−冷延によつて磁気特性が確保さ
れた薄板を得ることができる。 以下本発明の詳細を説明する。 本発明はSi：4.0wt％以上を含有する高珪素鉄
合金をその対象とするもので、この中には一般の
高珪素鉄合金以外に、所謂センダスト合金等の合
金も含まれる。通常の高珪素鉄合金では、その目
的とする磁気特性を得るためSiが4.0〜7.0wt％程
度含まれている。前述したように鋼中にSiを添加
すると透磁率が高くなり、その値はSi含有量が約
6.5wt％のときに最大となる。また、Siを添加す
ることにより鋼板の電気抵抗が高くなるために、
鉄損が小さくなる。Si含有量が4.0wt％未満の材
料では、従来法により比較的容易に熱間圧延及び
冷間圧延が可能である。 一方、前述したように本発明は、高珪素鉄合金
の中でも所謂センダスト合金やスーパーセンダス
ト合金と呼ばれる高透磁合金をもその対象として
いる。このような合金は、通常次のような組成を
有している。 (a) Si：8.0〜10.0wt％、Al：4.0〜7.0wt％、残
部実質的Fe及び不可避不純物からなる鉄合金。 (b) Si：4.0〜8.0wt％、Al：2.0〜6.0wt％、Ni：
1.0〜5.0wt％、残部実質的に鉄及び不可避不純
物からなる鉄合金。 これらの合金は難加工材であり、従来、圧延に
よる薄板の製造はほとんど行なわれていない。本
発明によれば、このような通常の製造工程では製
造困難な高透磁率合金、さらには他の難加工性材
料についても工業的に薄板を製造することが可能
となる。 本発明は、以上のような成分組成の鉄合金を、
溶融状態から薄鋳片鋳造法により鋳造し、薄鋳片
を得る。 本発明では、この薄鋳片鋳造法における溶湯の
冷却速度を１℃／sec以上、104℃／sec未満、鋳
造する鋳片の厚さの30mm〜１mmと規定する。 第１図は6.5wt％ Si添加鋼の急冷凝固時の冷
却速度と結晶粒との関係を示すものである。この
図からわかるように、冷却速度が遅くなると鋳片
の結晶粒径が大きくなるために、その後の熱間圧
延時、加工性が劣化する。このため本発明では細
粒・均質な組織を得るために冷却速度の下限を１
℃／secとした。一方、冷却速度が104℃／sec以
上では、上述した溶融体超急冷法の領域に近づ
き、所望の厚さと板幅の鋳片は得られない。特
に、冷却速度が105℃／sec以上ではほぼ完全に溶
融体超急冷法の領域となり、100μｍ程度の厚さ
でしかも幅狭（せいぜい200mm程度）の薄板しか
得られない。 また、鋳片の板厚が30mmを超えると、冷却速度
が本発明が規定する下限を下回るおそれが大き
く、したがつて目的とする細粒・均質な組織を確
実に得るため、板厚の上限を30mmとした。一方、
板厚が１mm未満では、熱間圧延−冷間圧延後の最
終板厚との関係で、熱間圧延および冷間圧延時の
所定の圧下率を確保することが難しく、このため
板厚の下限を１mmとした。このように１mm以上の
素材板厚が確保されることにより、熱間圧延−冷
間圧延の工程によつて所望の厚み（例えば、0.2
〜0.4mm程度）の製品を得ることができ、しかも
薄鋳片厚が比較的厚いため幅広の鋳片を得ること
ができる。なお、薄鋳片鋳造の具体的な方法とし
ては、いずれの方法でもよく、双ロール法、巻上
げ法、スプレーキヤステイング法、ハザレツト法
等が利用できる。 このようにして得られた薄鋳片は600〜800℃の
温度に加熱され、この温度で圧下率30％以上の熱
間圧延が施される。 第２図は熱間圧延温度と熱間圧延性との関係
を、また第３図は熱間圧延温度とその温度におい
て圧下率80％で熱間圧延したのち冷間圧延した時
の冷間加工性との関係をそれぞれ表わしている。
なお、実験に使用した鋼は6.5wt％Si含有鋼であ
り、溶解、薄鋳片鋳造（鋳片厚さ：５mm、冷却速
度：約300℃／sec）後、熱間圧延し、80％の圧下
率で圧延できたサンプルについて冷間圧延を施し
た。なお熱・冷間加工性は目視観察により微細な
割れが入つた時を終点としている。第２図から
650℃以上の温度ならば圧下率80％の熱間圧延が
可能であることがわかる。しかしながら、このよ
うに熱間圧延した後の鋼を冷間で圧延した場合は
第３図に示されるように約600℃〜800℃の温度範
囲で熱間圧延したサンプルのみが圧下率60％以上
冷間圧延可能であつた。また第４図には730℃は
所定の圧下率まで熱間圧延した後の冷間圧延性と
圧下率との関係を示している。この図から熱間圧
延時の圧下率が30％未満では冷間圧延が不可能で
あることが判る。このようなことから本発明で
は、600〜800℃の温度範囲で圧下率30％以上の熱
間圧延を行うことが要件とされる。 熱間圧延後、鋼板には酸洗、冷間圧延及び焼鈍
が施される。冷間圧延後の焼鈍は目的の磁気特性
を得るためには重要である。特に6.5wt％Si添加
鋼は冷間圧延と焼鈍とを適切に組み合せることに
より方向性を付与することが可能であり、方向性
高珪素鉄合金の薄板を製造することができる。さ
らに最終焼鈍において絶縁皮膜を形成させたり、
磁場中熱処理を行うことも可能である。 なお、上述したように従来の溶融体超急冷法に
よつて得られる薄板はSiの偏析や表面形状の劣化
により磁気特性の確保に問題がある。これに対
し、本発明における薄鋳片は冷却速度が上記方法
に較べて小さいためSiの偏析等は上記方法に較べ
生じにくいと言えるが、板厚が比較的薄い薄鋳片
のものについて上記偏析や表面形状の劣化を生じ
ても、これらは鋳造後の熱間圧延−冷間圧延−焼
鈍という工程により適切に解消されることにな
る。 〔実施例〕 (1) 第１表に示す鋼を溶解・精錬後、双ロールタ
イプの薄鋳片鋳造機にて鋳造（冷却速度：約
300℃／sec）し、巾500mm、厚さ５mmの鋳片を
作成した。この鋳片を圧延温度を変えて圧下率
80％を目標に熱間圧延し、圧延できたものにつ
いては酸洗後圧下率60％を目標に冷間圧延し
た。これらの圧延状況を第２表に示す。この表
から、本発明の条件に従えば、熱間圧延以前に
鍛冶することなく熱間圧延が可能であり、しか
も予備圧延することなく熱間圧延が可能であ
り、さらに600〜800℃の温度範囲で熱間圧延し
たものは冷間圧延可能で、巾500mm、厚さ0.4mm
の薄板を製造できることが判る。
【表】
〓鋳片のチエツク分析値〓
【表】
(2) 第２表に示した鋼の薄鋳片（鋳片厚：５mm）
を使用し、700℃において圧下率80％の熱間圧
延を行なつた後酸洗し、続いて圧下率70％の冷
間圧延を施し、さらに1200℃の乾燥水素ガス雰
囲気中で30分間焼鈍した後、磁気特性を測定し
た。その結果を第３表に示す。 この表から、薄鋳片鋳造法で製造された本発
明品では細粒化による加工性の向上とともに均
質化効果も生じており、さらに磁気特性の向上
も認められる。
を使用し、700℃において圧下率80％の熱間圧
延を行なつた後酸洗し、続いて圧下率70％の冷
間圧延を施し、さらに1200℃の乾燥水素ガス雰
囲気中で30分間焼鈍した後、磁気特性を測定し
た。その結果を第３表に示す。 この表から、薄鋳片鋳造法で製造された本発
明品では細粒化による加工性の向上とともに均
質化効果も生じており、さらに磁気特性の向上
も認められる。
【表】
※３ 造塊法で製造したインゴツト
から試料を切り出し
(3) 第４表に示す組成のセンダスト合金を溶解
後、双ロールタイプの薄鋳片鋳造機にて鋳造
（冷却速度：約700℃／sec）し、厚さ３mmの鋳
片を得た。また、同じ組成のセンダスト合金を
50Kgインゴツトに鋳造した。これらを750℃、
圧下率90％で熱間圧延し、熱間圧延可能であつ
たものについては圧下率30％で冷間圧延し、
1100℃で焼鈍した後、その磁気特性を測定し
た。第５表に加工性の結果を、また、第６表に
磁気特性を示すが、薄鋳片鋳造法により得られ
た３mm厚の鋳片を素材とした本発明法によれ
ば、板厚0.2mmのセンダスト板を適切に製造す
ることができることが判る。
から試料を切り出し
(3) 第４表に示す組成のセンダスト合金を溶解
後、双ロールタイプの薄鋳片鋳造機にて鋳造
（冷却速度：約700℃／sec）し、厚さ３mmの鋳
片を得た。また、同じ組成のセンダスト合金を
50Kgインゴツトに鋳造した。これらを750℃、
圧下率90％で熱間圧延し、熱間圧延可能であつ
たものについては圧下率30％で冷間圧延し、
1100℃で焼鈍した後、その磁気特性を測定し
た。第５表に加工性の結果を、また、第６表に
磁気特性を示すが、薄鋳片鋳造法により得られ
た３mm厚の鋳片を素材とした本発明法によれ
ば、板厚0.2mmのセンダスト板を適切に製造す
ることができることが判る。
【表】
【表】
【表】
(4) 第１表の組成の溶鋼を双ロールタイプの薄鋳
片鋳造機で鋳造し、厚さ15mm（冷却速度：約40
℃／sec）、30mm（冷却速度：約１℃／sec）、45
mm（冷却速度：約0.4℃／sec）の各鋳片を得
た。これらの鋳片を750℃、圧下率90％で熱間
圧延し、熱間圧延可能であつたものについては
圧下率50％で冷間圧延した。その結果を第７表
に示す。なお、厚さ45mmの鋳片は熱間圧延不可
能であつたが、同じ鋳片を1000℃で加工率60％
の鍛造を行つた後に熱間圧延したところ、圧下
率80％の熱間圧延が可能であつた。本実施例に
よれば、厚さ30mm以下、冷却速度１℃／sec以
上の条件で製造された鋳片を素材とすることに
より、鍛造等の予備処理なしで高珪素薄板を製
造できることが判る。
片鋳造機で鋳造し、厚さ15mm（冷却速度：約40
℃／sec）、30mm（冷却速度：約１℃／sec）、45
mm（冷却速度：約0.4℃／sec）の各鋳片を得
た。これらの鋳片を750℃、圧下率90％で熱間
圧延し、熱間圧延可能であつたものについては
圧下率50％で冷間圧延した。その結果を第７表
に示す。なお、厚さ45mmの鋳片は熱間圧延不可
能であつたが、同じ鋳片を1000℃で加工率60％
の鍛造を行つた後に熱間圧延したところ、圧下
率80％の熱間圧延が可能であつた。本実施例に
よれば、厚さ30mm以下、冷却速度１℃／sec以
上の条件で製造された鋳片を素材とすることに
より、鍛造等の予備処理なしで高珪素薄板を製
造できることが判る。
【表】
〔発明の効果〕
以上述べた本発明によれば磁気特性の優れた高
珪素鉄合金の薄板を製造するに当り、次のような
効果が得られる。 (1) 薄鋳片鋳造法によつて得られる所定の板厚の
鋳片を素材として特定の条件で熱間圧延し、さ
らに冷間圧延−焼鈍を実施することにより、熱
間鍛造などの繁雑な工程を要することなく、高
珪素薄板を連続的且つ低コストで製造すること
ができる。 (2) 厚肉の素材から熱間圧延−冷間圧延を経て薄
板を製造できることから、所望の板厚（例えば
0.2〜0.4mm程度）でしかも熱延−冷延によつて
磁気特性が確保された薄板を得ることができ
る。 (3) 薄鋳片鋳造法により得られる素材は所定の板
厚を有するため、鋳片の広幅化が可能であり、
このため広幅の薄板を製造することができる。 (4) 薄鋳片鋳造法による鋳片の組織は、板厚方向
に揃つた柱状晶からなるために熱間圧延以降の
熱処理によつて容易に方位制御が可能である。 以上の結果、これまで事実上不可能とされてい
た高珪素鉄合金薄板の工業規模での製造が可能と
なる。
珪素鉄合金の薄板を製造するに当り、次のような
効果が得られる。 (1) 薄鋳片鋳造法によつて得られる所定の板厚の
鋳片を素材として特定の条件で熱間圧延し、さ
らに冷間圧延−焼鈍を実施することにより、熱
間鍛造などの繁雑な工程を要することなく、高
珪素薄板を連続的且つ低コストで製造すること
ができる。 (2) 厚肉の素材から熱間圧延−冷間圧延を経て薄
板を製造できることから、所望の板厚（例えば
0.2〜0.4mm程度）でしかも熱延−冷延によつて
磁気特性が確保された薄板を得ることができ
る。 (3) 薄鋳片鋳造法により得られる素材は所定の板
厚を有するため、鋳片の広幅化が可能であり、
このため広幅の薄板を製造することができる。 (4) 薄鋳片鋳造法による鋳片の組織は、板厚方向
に揃つた柱状晶からなるために熱間圧延以降の
熱処理によつて容易に方位制御が可能である。 以上の結果、これまで事実上不可能とされてい
た高珪素鉄合金薄板の工業規模での製造が可能と
なる。
第１図は急冷鋳造鋳片の平均冷却速度と平均結
晶粒径との関係を示すものである。第２図は熱間
圧延温度と熱間圧延率との関係を示すものであ
る。第３図は熱間圧延温度と圧下率80％熱延後に
おける冷間圧延率との関係を示すものである。第
４図は730℃熱間圧延時の圧延率と冷間圧延率と
の関係を示すものである。
晶粒径との関係を示すものである。第２図は熱間
圧延温度と熱間圧延率との関係を示すものであ
る。第３図は熱間圧延温度と圧下率80％熱延後に
おける冷間圧延率との関係を示すものである。第
４図は730℃熱間圧延時の圧延率と冷間圧延率と
の関係を示すものである。
１ 加熱帯を被熱物の搬送路より上部と下部のゾ
ーンに分けると共に下部ゾーンを更に前段と後段
のゾーンに分け、これらの各ゾーンにそれぞれ複
数個のバーナを備えた加熱炉において、被熱物の
装入時の温度の検出器と、被熱物の装入個数を検
出する検出器と、これらの検出信号によりホツト
材か準ホツト材かコールド材かを判別する判別器
と、該判別器の出力信号及びキーインされた装入
トン数により加熱帯及び均熱帯の炉温を自動設定
する設定器と、該設定器からの出力信号と加熱帯
の雰囲気温度とを比較して炉内各ゾーンに設けた
複数のバーナの燃料調節弁を選択的に開閉して燃
焼量を調節する炉温調節計と、を備えたことを特
徴とする加熱炉における加熱制御装置。 ２ 前記炉温調節計が、ターンダウンの限界まで
は定空気比で燃料調節弁の燃料投入量を制御し、
その限界以上は燃焼をオン・オフ制御するもので
ある特許請求の範囲第１項記載の加熱炉における
加熱制御装置。
ーンに分けると共に下部ゾーンを更に前段と後段
のゾーンに分け、これらの各ゾーンにそれぞれ複
数個のバーナを備えた加熱炉において、被熱物の
装入時の温度の検出器と、被熱物の装入個数を検
出する検出器と、これらの検出信号によりホツト
材か準ホツト材かコールド材かを判別する判別器
と、該判別器の出力信号及びキーインされた装入
トン数により加熱帯及び均熱帯の炉温を自動設定
する設定器と、該設定器からの出力信号と加熱帯
の雰囲気温度とを比較して炉内各ゾーンに設けた
複数のバーナの燃料調節弁を選択的に開閉して燃
焼量を調節する炉温調節計と、を備えたことを特
徴とする加熱炉における加熱制御装置。 ２ 前記炉温調節計が、ターンダウンの限界まで
は定空気比で燃料調節弁の燃料投入量を制御し、
その限界以上は燃焼をオン・オフ制御するもので
ある特許請求の範囲第１項記載の加熱炉における
加熱制御装置。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59201594A JPS6179724A (ja) | 1984-09-28 | 1984-09-28 | 高珪素鉄合金の薄板製造方法 |
| KR1019860700093A KR900006690B1 (ko) | 1984-09-28 | 1985-09-26 | 고규소철합금의 박판 제조방법 |
| DE8585904864T DE3585738D1 (de) | 1984-09-28 | 1985-09-26 | Verfahren zur herstellung einer duennen platte einer legierung mit hohem ferrosiliziumgehalt. |
| EP85904864A EP0202336B1 (en) | 1984-09-28 | 1985-09-26 | Process for producing a thin plate of a high ferrosilicon alloy |
| US06/833,394 US4715905A (en) | 1984-09-28 | 1985-09-26 | Method of producting thin sheet of high Si-Fe alloy |
| KR860700093A KR860700267A (ko) | 1984-09-28 | 1985-09-26 | 고규소 철합금의 박판 제조방법 |
| PCT/JP1985/000534 WO1986002102A1 (fr) | 1984-09-28 | 1985-09-26 | Procede de production d'une mince plaque en alliage a forte teneur en ferrosilicium |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59201594A JPS6179724A (ja) | 1984-09-28 | 1984-09-28 | 高珪素鉄合金の薄板製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6179724A JPS6179724A (ja) | 1986-04-23 |
| JPH0380846B2 true JPH0380846B2 (ja) | 1991-12-26 |
Family
ID=16443641
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59201594A Granted JPS6179724A (ja) | 1984-09-28 | 1984-09-28 | 高珪素鉄合金の薄板製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4715905A (ja) |
| EP (1) | EP0202336B1 (ja) |
| JP (1) | JPS6179724A (ja) |
| KR (2) | KR860700267A (ja) |
| DE (1) | DE3585738D1 (ja) |
| WO (1) | WO1986002102A1 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| JPH07115041B2 (ja) * | 1987-03-11 | 1995-12-13 | 日本鋼管株式会社 | 無方向性高Ｓｉ鋼板の製造方法 |
| JP2796295B2 (ja) * | 1987-07-17 | 1998-09-10 | ファナック株式会社 | 高周波放電励起レーザ装置 |
| JPH01191486A (ja) * | 1988-01-27 | 1989-08-01 | Komatsu Ltd | レーザの予備電離電極 |
| US5049204A (en) * | 1989-03-30 | 1991-09-17 | Nippon Steel Corporation | Process for producing a grain-oriented electrical steel sheet by means of rapid quench-solidification process |
| FR2683229B1 (fr) * | 1991-10-31 | 1994-02-18 | Ugine Sa | Procede d'elaboration d'une bande d'acier magnetique par coulee directe. |
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| WO1999063120A1 (en) * | 1998-05-29 | 1999-12-09 | Sumitomo Special Metals Co., Ltd. | Method for producing high silicon steel, and silicon steel |
| JP2006501361A (ja) * | 2002-05-08 | 2006-01-12 | エイケイ・プロパティーズ・インコーポレイテッド | 無方向性電磁鋼ストリップの連続鋳造方法 |
| US20050000596A1 (en) * | 2003-05-14 | 2005-01-06 | Ak Properties Inc. | Method for production of non-oriented electrical steel strip |
| WO2010048288A1 (en) | 2008-10-21 | 2010-04-29 | Ibalance Medical, Inc. | Method and apparatus for performing and open wedge, high tibial osteotomy |
| IN2014DN06891A (ja) * | 2012-02-17 | 2015-05-15 | Univ Deakin | |
| CN102990023A (zh) * | 2012-12-28 | 2013-03-27 | 青岛云路新能源科技有限公司 | 一种制备高柔韧性非晶薄带的喷嘴 |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US3162554A (en) * | 1960-10-05 | 1964-12-22 | Gen Electric | Heat treatment of grain oriented steel to obtain a substantially constant magnetic permeability |
| GB1086215A (en) * | 1963-11-13 | 1967-10-04 | English Electric Co Ltd | Grain-oriented silicon-iron alloy sheet |
| DE2024525B1 (de) * | 1970-05-11 | 1971-12-30 | Mannesmann Ag | Verfahren zur Herstellung von für eine Kaltbearbeitung ausreichend duktilen Zwischenprodukten aus Eisen-Silizium-Legierungen mit 4,5 bis 7,5 Gew.-% Silizium |
| DE2856795C2 (de) * | 1977-12-30 | 1984-12-06 | Noboru Prof. Sendai Tsuya | Verwendung einer Stahlschmelze für ein Verfahren zum Stranggießen eines dünnen Bandes |
| JPS6038462B2 (ja) * | 1978-09-19 | 1985-08-31 | 昇 津屋 | 珪素鉄薄帯とその製造方法 |
| SE448381B (sv) * | 1978-09-19 | 1987-02-16 | Tsuya Noboru | Sett att framstella ett tunt band av kiselstal, tunt kiselstalband och anvendning av dylikt |
| JPS5613461A (en) * | 1979-07-09 | 1981-02-09 | Hitachi Metals Ltd | High permeability alloy sheet |
| JPS5687627A (en) * | 1979-12-20 | 1981-07-16 | Kawasaki Steel Corp | Production of nondirectional silicon steel thin strip of superior of magnetic characteristics |
| JPS5794517A (en) * | 1980-12-03 | 1982-06-12 | Kawasaki Steel Corp | Method for rolling treatment which improves magnetic characteristic of quenched strip of high silicon steel |
| JPS5858409B2 (ja) * | 1980-12-05 | 1983-12-24 | 川崎製鉄株式会社 | 優れた軟磁気特性を有する珪素鋼薄帯の製造方法 |
| JPS58113319A (ja) * | 1981-12-28 | 1983-07-06 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性の優れた高珪素鋼薄帯の製造方法 |
| JPS5916655A (ja) * | 1982-07-16 | 1984-01-27 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 配向性高珪素鋼帯の製造方法 |
-
1984
- 1984-09-28 JP JP59201594A patent/JPS6179724A/ja active Granted
-
1985
- 1985-09-26 EP EP85904864A patent/EP0202336B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1985-09-26 US US06/833,394 patent/US4715905A/en not_active Expired - Fee Related
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