JPH042723A - 磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH042723A JPH042723A JP2103182A JP10318290A JPH042723A JP H042723 A JPH042723 A JP H042723A JP 2103182 A JP2103182 A JP 2103182A JP 10318290 A JP10318290 A JP 10318290A JP H042723 A JPH042723 A JP H042723A
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- 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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- 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
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- 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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- 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
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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〕
この発明は、圧延方向ならびに圧延方向に直角な方向に
磁化容易軸＜ｌＱＱ＞方位を有するとともに圧延面に（
１００）面が現れている（ミラー指数で（１００） ＜
００１＞）結晶粒から構成される、いわゆる二方向性電
磁鋼板の製造方法に関する。
磁化容易軸＜ｌＱＱ＞方位を有するとともに圧延面に（
１００）面が現れている（ミラー指数で（１００） ＜
００１＞）結晶粒から構成される、いわゆる二方向性電
磁鋼板の製造方法に関する。
二方向性電磁鋼板は、圧延方向並びに圧延方向に直角な
方向に磁化容易軸を有し、二方向において磁気特性に優
れているから、圧延方向にのみ磁気特性が優れている一
方向性電磁鋼板（たとえば、圧延方向におけるＢ、値：
ｌ、 ９２Ｔｅｓｌａ 、圧延方向に直角な方向にお
けるＢ８値： １．４２Ｔｅｓｌａ）に比し、磁気的な
特徴があり、特に大型回転機用の磁芯材料として用いる
と有利である。一方、小型静止器の分野では一般的に、
磁化容易軸をあまり集積していない冷間圧延無方向性電
磁鋼板が使用されているが、この分野においても二方向
性電磁鋼板を用いると、機器の小型化、効率向上の面で
極めて有利である。このように、二方向性電磁鋼板は、
一方向性電磁鋼板に比し優れた特性を有しているから、
その製品化が待望されていたにも拘わらず今日まで一般
的に使用されるに至っていない。実験室規模では各種の
製造方法が発表されているけれども、何れも工業的規模
の製造プロセスとしては問題がある。
方向に磁化容易軸を有し、二方向において磁気特性に優
れているから、圧延方向にのみ磁気特性が優れている一
方向性電磁鋼板（たとえば、圧延方向におけるＢ、値：
ｌ、 ９２Ｔｅｓｌａ 、圧延方向に直角な方向にお
けるＢ８値： １．４２Ｔｅｓｌａ）に比し、磁気的な
特徴があり、特に大型回転機用の磁芯材料として用いる
と有利である。一方、小型静止器の分野では一般的に、
磁化容易軸をあまり集積していない冷間圧延無方向性電
磁鋼板が使用されているが、この分野においても二方向
性電磁鋼板を用いると、機器の小型化、効率向上の面で
極めて有利である。このように、二方向性電磁鋼板は、
一方向性電磁鋼板に比し優れた特性を有しているから、
その製品化が待望されていたにも拘わらず今日まで一般
的に使用されるに至っていない。実験室規模では各種の
製造方法が発表されているけれども、何れも工業的規模
の製造プロセスとしては問題がある。
先行技術の１つとして、特公昭３７−７１１０号公報に
開示されている技術がある。
開示されている技術がある。
この先行技術は、極性ガス、たとえば硫化水素を含む雰
囲気中で高温焼鈍を材料に施し、（１００）＜ＱＱＩ
＞方位粒を二次再結晶させる技術である。
囲気中で高温焼鈍を材料に施し、（１００）＜ＱＱＩ
＞方位粒を二次再結晶させる技術である。
しかしながら、この技術においては、鋼板（材料）表面
雰囲気を厳密に制御する必要があり、大量生産プロセス
としては不都合である。もう１つの先行技術は、田口悟
等による特公昭３５−２６５７号公報に開示されている
技術である。この先行技術は、一方向に冷間圧延を行な
った後の圧延方向に直角な方向に冷間圧延を行なう、所
謂交叉冷間圧延によるものである。この交叉冷間圧延法
によれば、比較的高い磁化特性（Ｂ ｓ値で示されるＴ
ｅ５ｌａ）が得られるけれども、製造方法の煩雑さに起
因するコスト高に見合うだけの優れた磁気特性を有しな
いたｔに、従来の一方向性電磁鋼板に対抗できない。一
方向電磁鋼板の磁化特性（Ｂ８）値は、特公昭４０−１
５６４４号公報、特公昭５１−１３４６９号公報に開示
された技術が発明されて以来急速に進歩し、Ｂ６≧１．
８８ＴｅｓｌａがＪＩＳで規格化され、Ｂｓ ：１．
９２Ｔｅｓｌａ前後の製品が市販されている。かかる状
況下で、二方向性電磁鋼板においても、前記一方向性電
磁鋼板に匹敵する磁化特性（Ｂ ｓ値）を有する製品で
ある必要がある。二方向性電磁鋼板の磁化特性（Ｂｓ値
）を向上させる方法として、特公昭３８−８２１３号公
報に、熱間圧延材を焼鈍した後、相互に直交する方向に
冷間圧延を施す方法が、また、特公平１−４３８１８号
公報には、−次回結晶後から二次再結晶発現までの間に
材料に窒化処理を施す方法が、さらに、特開平１−２７
２７１８号公報には、交叉冷間圧延後さらに、最初の冷
間圧延方向に５〜３３％の圧下率で冷間圧延する方法が
開示されている。
雰囲気を厳密に制御する必要があり、大量生産プロセス
としては不都合である。もう１つの先行技術は、田口悟
等による特公昭３５−２６５７号公報に開示されている
技術である。この先行技術は、一方向に冷間圧延を行な
った後の圧延方向に直角な方向に冷間圧延を行なう、所
謂交叉冷間圧延によるものである。この交叉冷間圧延法
によれば、比較的高い磁化特性（Ｂ ｓ値で示されるＴ
ｅ５ｌａ）が得られるけれども、製造方法の煩雑さに起
因するコスト高に見合うだけの優れた磁気特性を有しな
いたｔに、従来の一方向性電磁鋼板に対抗できない。一
方向電磁鋼板の磁化特性（Ｂ８）値は、特公昭４０−１
５６４４号公報、特公昭５１−１３４６９号公報に開示
された技術が発明されて以来急速に進歩し、Ｂ６≧１．
８８ＴｅｓｌａがＪＩＳで規格化され、Ｂｓ ：１．
９２Ｔｅｓｌａ前後の製品が市販されている。かかる状
況下で、二方向性電磁鋼板においても、前記一方向性電
磁鋼板に匹敵する磁化特性（Ｂ ｓ値）を有する製品で
ある必要がある。二方向性電磁鋼板の磁化特性（Ｂｓ値
）を向上させる方法として、特公昭３８−８２１３号公
報に、熱間圧延材を焼鈍した後、相互に直交する方向に
冷間圧延を施す方法が、また、特公平１−４３８１８号
公報には、−次回結晶後から二次再結晶発現までの間に
材料に窒化処理を施す方法が、さらに、特開平１−２７
２７１８号公報には、交叉冷間圧延後さらに、最初の冷
間圧延方向に５〜３３％の圧下率で冷間圧延する方法が
開示されている。
本発明は高い磁化特性（Ｂａ値）をもつ二方向性電磁鋼
板を安定して製造することができる技術を確立すること
を目的とする。
板を安定して製造することができる技術を確立すること
を目的とする。
本発明の特徴とするところは、重量で８１ ：１．８〜
４，８％、酸可溶性Ａｌ ： ０．００８〜０．０４８
％ｔｏｔａｌ Ｎ ：０．００２８〜０．０１００％、
Ｓ≦０．０１６％、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる珪素鋼スラブを熱間圧延により熱延板とし、４０
〜８０％の圧下率を適用する冷間圧延を施し、さらに前
記冷間圧延における圧延方向に交叉する方向に３０〜７
０％の圧下率を適用する冷間圧延を行ない、次いで７５
０〜９５０℃の湿水素中で脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗
布し、次いで９２０〜１１００℃の温度範囲で二次再結
晶を完了させる過程と、引き続いて純化を行なう過程と
からなる最終仕上焼鈍を施す二方向性電磁鋼板の製造方
法にあり、更に、重量でＳｌ：１．８〜４．８％、酸可
溶性ＡＡ ： ０．００８〜０．０４８％（Ｓ≦０．０
１６％）、残部二Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪
素鋼スラブを熱間圧延により熱延板とし、４０〜８０％
の圧下率を適用する冷間圧延を施し、さらに前記冷間圧
延における圧延方向に交叉する方向に３０〜７０％の圧
下率を適用する冷間圧延を行ない、次いで７５０〜９５
０℃の湿水素中で脱炭焼鈍し、この脱炭焼鈍工程、ある
いはその後の追加焼鈍で、あるいは最終仕上焼鈍工程に
おける二次再結晶発現以前の昇温過程のいずれかの段階
で、材料のＮ含有量がｔｏｔａｌ量として０．００２〜
０、０６０％となる如く窒化せしめ、次いで９２０〜１
１００℃の温度範囲で二次再結晶を完了させる過程と、
引き続いて純化を行なう過程とからなる最終仕上焼鈍を
施す二方向性電磁鋼板の製造方法にある。
４，８％、酸可溶性Ａｌ ： ０．００８〜０．０４８
％ｔｏｔａｌ Ｎ ：０．００２８〜０．０１００％、
Ｓ≦０．０１６％、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる珪素鋼スラブを熱間圧延により熱延板とし、４０
〜８０％の圧下率を適用する冷間圧延を施し、さらに前
記冷間圧延における圧延方向に交叉する方向に３０〜７
０％の圧下率を適用する冷間圧延を行ない、次いで７５
０〜９５０℃の湿水素中で脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗
布し、次いで９２０〜１１００℃の温度範囲で二次再結
晶を完了させる過程と、引き続いて純化を行なう過程と
からなる最終仕上焼鈍を施す二方向性電磁鋼板の製造方
法にあり、更に、重量でＳｌ：１．８〜４．８％、酸可
溶性ＡＡ ： ０．００８〜０．０４８％（Ｓ≦０．０
１６％）、残部二Ｆｅおよび不可避的不純物からなる珪
素鋼スラブを熱間圧延により熱延板とし、４０〜８０％
の圧下率を適用する冷間圧延を施し、さらに前記冷間圧
延における圧延方向に交叉する方向に３０〜７０％の圧
下率を適用する冷間圧延を行ない、次いで７５０〜９５
０℃の湿水素中で脱炭焼鈍し、この脱炭焼鈍工程、ある
いはその後の追加焼鈍で、あるいは最終仕上焼鈍工程に
おける二次再結晶発現以前の昇温過程のいずれかの段階
で、材料のＮ含有量がｔｏｔａｌ量として０．００２〜
０、０６０％となる如く窒化せしめ、次いで９２０〜１
１００℃の温度範囲で二次再結晶を完了させる過程と、
引き続いて純化を行なう過程とからなる最終仕上焼鈍を
施す二方向性電磁鋼板の製造方法にある。
以下本発明の詳細な説明する。
本発明で対象とする二方向性電磁鋼板製造において、適
用している基本的冶金原理は二次再結晶現象である。と
ころで、二次再結晶を制御する要因として、 １）目的とする結晶方位を持つ結晶粒が成長し易い一次
再結晶集合組織、 ２）目的とする結晶方位以外の方位をもつ結晶粒の成長
を抑える効果のある微細析出物、或は偏析傾向を持つ置
換型元素、即ちインヒビターの存在、 ３）可及的に均一で、適切な大きさである一次再結晶粒
径、 ４） １）、 ２）、 ３）項の要件を備えた鋼板で
、所期の結晶方位を持つ結晶粒をより完全に成長させる
二次再結晶焼鈍サイクノペ が知られている。しかし、これら因子は全て一方向性電
磁鋼板製造において知られているものであって、二方向
性電磁鋼板製造においては全く知られていない。本発明
者等の研究によれば、前述の特公昭３５−２６５７号公
報、特開平１−２７２７１８号公報に開示されているの
は、１）項に関するものであり、特公平１−４３８１８
号公報に開示されているのは２）項に関するものである
。
用している基本的冶金原理は二次再結晶現象である。と
ころで、二次再結晶を制御する要因として、 １）目的とする結晶方位を持つ結晶粒が成長し易い一次
再結晶集合組織、 ２）目的とする結晶方位以外の方位をもつ結晶粒の成長
を抑える効果のある微細析出物、或は偏析傾向を持つ置
換型元素、即ちインヒビターの存在、 ３）可及的に均一で、適切な大きさである一次再結晶粒
径、 ４） １）、 ２）、 ３）項の要件を備えた鋼板で
、所期の結晶方位を持つ結晶粒をより完全に成長させる
二次再結晶焼鈍サイクノペ が知られている。しかし、これら因子は全て一方向性電
磁鋼板製造において知られているものであって、二方向
性電磁鋼板製造においては全く知られていない。本発明
者等の研究によれば、前述の特公昭３５−２６５７号公
報、特開平１−２７２７１８号公報に開示されているの
は、１）項に関するものであり、特公平１−４３８１８
号公報に開示されているのは２）項に関するものである
。
本発明者等は４）項に関する全く新規な知見を得て、特
願昭６３−２９３６４５に出願した。すなわち、交叉冷
間圧延法で得られる二次再結晶粒には所望の方位である
（１００）＜００１〉に混在して（１１０）＜ＵＶＷ＞
があり、コ（Ｄ （１１０） ＜［ＩＶＷ＞方位が多く
なるとＢ８が劣化する。そしてこの（１１０） ＜ＵＶ
Ｗ＞粒の二次再結晶温度は（１００） ＜ｏｏｌ＞粒よ
り高いことを見い出し、比較的に低い温度範囲９２０〜
１１００℃で二次再結晶を完了させることにより（１１
０） ＜ＵＶＷ＞粒（Ｄｔ長開始前ＩＩ： （１００）
＜００１＞粒の割合を高め、Ｂ８を向上させる事を可
能とした。本発明は、この技術思想を完全に実現させる
条件を提示するものであり、高い磁束密度を安定して得
ることを可能にする。又、合せて、二次再結晶焼鈍サイ
クルが短縮される事により、製造コストが低減する効果
がある。
願昭６３−２９３６４５に出願した。すなわち、交叉冷
間圧延法で得られる二次再結晶粒には所望の方位である
（１００）＜００１〉に混在して（１１０）＜ＵＶＷ＞
があり、コ（Ｄ （１１０） ＜［ＩＶＷ＞方位が多く
なるとＢ８が劣化する。そしてこの（１１０） ＜ＵＶ
Ｗ＞粒の二次再結晶温度は（１００） ＜ｏｏｌ＞粒よ
り高いことを見い出し、比較的に低い温度範囲９２０〜
１１００℃で二次再結晶を完了させることにより（１１
０） ＜ＵＶＷ＞粒（Ｄｔ長開始前ＩＩ： （１００）
＜００１＞粒の割合を高め、Ｂ８を向上させる事を可
能とした。本発明は、この技術思想を完全に実現させる
条件を提示するものであり、高い磁束密度を安定して得
ることを可能にする。又、合せて、二次再結晶焼鈍サイ
クルが短縮される事により、製造コストが低減する効果
がある。
以下に本発明の内容を具体的に説明する。
交叉冷間圧延法による二方向性電磁鋼板を目的とした二
次結晶を発現させるに必要なインヒビターとしてＩＮ、
およびＮ化による（ＡＩ！、５ｉ）Ｎが有効である事は
良く知られている。一方、従来から一方向性電磁鋼板製
造を目的とした二次再結晶においては、Ｓ系（ＭｎＳ）
インヒビターが有効であるとして、使用されている。
次結晶を発現させるに必要なインヒビターとしてＩＮ、
およびＮ化による（ＡＩ！、５ｉ）Ｎが有効である事は
良く知られている。一方、従来から一方向性電磁鋼板製
造を目的とした二次再結晶においては、Ｓ系（ＭｎＳ）
インヒビターが有効であるとして、使用されている。
しかるに本発明者等は、このＭｎＳインヒビターは二方
向性電磁鋼板を目的とした二次再結晶には、むしろ害と
なり、これが存在すると磁束密度が劣化する事を発見し
た。
向性電磁鋼板を目的とした二次再結晶には、むしろ害と
なり、これが存在すると磁束密度が劣化する事を発見し
た。
Ｃ： ０．０４９％、Ｓ ｉ ： ３．２５％、Ｍｎ
： ０．１４％、酸可溶性Ａｌ：： ０．０２７％、Ｔ
、 Ｎ ： ０．００７３％の溶鋼を５分注して、Ｓを
０．００１０％＋’ ｏ、 ００７０％、 ０．０１
６％。
： ０．１４％、酸可溶性Ａｌ：： ０．０２７％、Ｔ
、 Ｎ ： ０．００７３％の溶鋼を５分注して、Ｓを
０．００１０％＋’ ｏ、 ００７０％、 ０．０１
６％。
０、０２３％、 ０．０３５％にそれぞれ調整したス
ラブを鋳造し、粗熱延した後に５分割した。この粗熱延
材を１１００℃、 １１５０℃・１２７０℃、 １３２
０℃、 １３８０℃に加熱後１．５ｍｍの熱延板とした
。１０００℃ｘ２ｍｉｎの焼鈍を行なった後、熱間圧延
と同一方向に０．５５１１１［０厚さまで冷間圧延した
。次いで、第１回目の冷間圧延方向に直角な方向に０．
２３ｍｍ厚まで冷間圧延（交叉冷間圧延）し、湿水素雰
囲気中で８２０℃×１２０ＳｅＣの脱炭焼鈍を施した後
、３％の窒化フェロマンガンを含むＭｇＯを塗布し、（
７５％Ｈ２＋２５％Ｎ２）雰囲気中で３０℃／ ｈ ｒ
の昇温速度で１２００℃まで昇熱し、さらに１００％Ｈ
２雰囲気中で１２００℃×２０ｈｒの焼鈍を行なった。
ラブを鋳造し、粗熱延した後に５分割した。この粗熱延
材を１１００℃、 １１５０℃・１２７０℃、 １３２
０℃、 １３８０℃に加熱後１．５ｍｍの熱延板とした
。１０００℃ｘ２ｍｉｎの焼鈍を行なった後、熱間圧延
と同一方向に０．５５１１１［０厚さまで冷間圧延した
。次いで、第１回目の冷間圧延方向に直角な方向に０．
２３ｍｍ厚まで冷間圧延（交叉冷間圧延）し、湿水素雰
囲気中で８２０℃×１２０ＳｅＣの脱炭焼鈍を施した後
、３％の窒化フェロマンガンを含むＭｇＯを塗布し、（
７５％Ｈ２＋２５％Ｎ２）雰囲気中で３０℃／ ｈ ｒ
の昇温速度で１２００℃まで昇熱し、さらに１００％Ｈ
２雰囲気中で１２００℃×２０ｈｒの焼鈍を行なった。
得られた成品の磁束密度を第１図に示す。第１図から鋼
中Ｓが少なく、スラブ加熱温度が低いほどＢ８の高くな
ることが分る。
中Ｓが少なく、スラブ加熱温度が低いほどＢ８の高くな
ることが分る。
この成品の結晶粒方位を測定すると、鋼中Ｓが多く、ス
ラブ加熱温度が高いものほど、（１１０） ＜ＬＩＶＷ
＞方位粒が多くなっている。又、二次再結晶焼鈍の昇
温中の鋼板を取り出し観察すると、鋼中Ｓが多く、スラ
ブ加熱温度が高いものほど二次再結晶の進行が遅れる傾
向にあることが分った。これは、鋼中Ｓが多く、さらに
スラブ加熱温度が上ることによりＭｎ５Ｏ固溶が進むと
、ＭｎＳ析出物が多量、微細になるため、インヒビター
としての粒成長抑制効果が大きくなり、二次再結晶の進
行が遅れたと考えられる。このような二次再結晶進行の
遅れが、本発明者等が発見した’ （１００） ＜ｏｏ
ｌ〉方位が低温、（１１０） ＜ＬＩＶＷ＞が高温で出
現する」という現象を一層顕在化させ、Ｂ８を劣化させ
たと思われる。
ラブ加熱温度が高いものほど、（１１０） ＜ＬＩＶＷ
＞方位粒が多くなっている。又、二次再結晶焼鈍の昇
温中の鋼板を取り出し観察すると、鋼中Ｓが多く、スラ
ブ加熱温度が高いものほど二次再結晶の進行が遅れる傾
向にあることが分った。これは、鋼中Ｓが多く、さらに
スラブ加熱温度が上ることによりＭｎ５Ｏ固溶が進むと
、ＭｎＳ析出物が多量、微細になるため、インヒビター
としての粒成長抑制効果が大きくなり、二次再結晶の進
行が遅れたと考えられる。このような二次再結晶進行の
遅れが、本発明者等が発見した’ （１００） ＜ｏｏ
ｌ〉方位が低温、（１１０） ＜ＬＩＶＷ＞が高温で出
現する」という現象を一層顕在化させ、Ｂ８を劣化させ
たと思われる。
以上述べたように、一方向性電磁鋼板製造を目的とした
二次再結晶発現にＭｎＳが有効であることは常識である
が、二方向性である（１００） ＜００１＞の二次再結
晶発現に対し、必要以上のＭｎＳはむしろ有害であるこ
とが分った。この新知見に基づいて、以下の発明の構成
を行なった。
二次再結晶発現にＭｎＳが有効であることは常識である
が、二方向性である（１００） ＜００１＞の二次再結
晶発現に対し、必要以上のＭｎＳはむしろ有害であるこ
とが分った。この新知見に基づいて、以下の発明の構成
を行なった。
鋼成分として、Ｓｌを限定する。Ｓｌの含有量が４．８
％を超えると冷間圧延するときに材料が割れ易く圧延の
遂行が困難となる。一方、Ｓｉ含有量が少なくなるほど
磁束密度は高くなるが、二次再結晶焼鈍時にα→Ｔ変態
が生じると結晶の方向性を破壊するので、α→Ｔ変態の
生じない１．８％を下限とする。
％を超えると冷間圧延するときに材料が割れ易く圧延の
遂行が困難となる。一方、Ｓｉ含有量が少なくなるほど
磁束密度は高くなるが、二次再結晶焼鈍時にα→Ｔ変態
が生じると結晶の方向性を破壊するので、α→Ｔ変態の
生じない１．８％を下限とする。
本発明では二次再結晶を生じさせるに必要なインヒビタ
ーとして、供給素材に最初からインヒビターを存在させ
る場合、酸可溶性Ａｎ ： ０．００８〜０、０４８％
、ｔｏｔａｌ Ｎ ： ０．００２８〜０．０１００％
が必要である。酸可溶性Ａｌが０．００８％未満、ｔｏ
ｔａｌ Ｎが０、００２８％未満ではインヒビター量が
少ないため二次再結晶しない。又、酸可溶性ＡＪが０．
０４８％を超えるとＡＩＮ分布が不均一になり二次再結
晶しない。ｔｏｔａｌ Ｎが０．０１００％を超えると
“ブリスターと呼ばれる表面フクレ欠陥が生じる。又、
材料を処理する途中工程でインヒビターを形成する場合
には、酸可溶性ＡＩｌ： ０．００８〜０．０４８％を
含有せしめ、最終冷間圧延後の短時間脱炭焼鈍工程：あ
るいはその後の追加焼鈍工程、あるいは仕上げ焼鈍工程
における二次再結晶発現までの昇温過程の何れかの段階
で、材料のｔｏｔａｌ Ｎが０．００２〜０，０６０％
となるように窒化処理を施し、ＡＩＮあるいは（Ａｊ！
、５ｉ）Ｎの窒化物を形成させ、インヒビターとして機
能させる。
ーとして、供給素材に最初からインヒビターを存在させ
る場合、酸可溶性Ａｎ ： ０．００８〜０、０４８％
、ｔｏｔａｌ Ｎ ： ０．００２８〜０．０１００％
が必要である。酸可溶性Ａｌが０．００８％未満、ｔｏ
ｔａｌ Ｎが０、００２８％未満ではインヒビター量が
少ないため二次再結晶しない。又、酸可溶性ＡＪが０．
０４８％を超えるとＡＩＮ分布が不均一になり二次再結
晶しない。ｔｏｔａｌ Ｎが０．０１００％を超えると
“ブリスターと呼ばれる表面フクレ欠陥が生じる。又、
材料を処理する途中工程でインヒビターを形成する場合
には、酸可溶性ＡＩｌ： ０．００８〜０．０４８％を
含有せしめ、最終冷間圧延後の短時間脱炭焼鈍工程：あ
るいはその後の追加焼鈍工程、あるいは仕上げ焼鈍工程
における二次再結晶発現までの昇温過程の何れかの段階
で、材料のｔｏｔａｌ Ｎが０．００２〜０，０６０％
となるように窒化処理を施し、ＡＩＮあるいは（Ａｊ！
、５ｉ）Ｎの窒化物を形成させ、インヒビターとして機
能させる。
Ｓについては、多くなるとＢ８が悪くなり、本発明では
高Ｂ、が安定して得られる０、 ０１６％以下を限定条
件とする。
高Ｂ、が安定して得られる０、 ０１６％以下を限定条
件とする。
上記成分を含有する珪素鋼スラブを熱間圧延によって熱
延板とする。ＭｎＳによる粒成長への阻止効果を出来る
だけ少なくするためにスラブ加熱でのＭｎＳの固溶を抑
えることが本発明の要点であるので、スラブ加熱温度は
低い方が良い。ノロ発生のない、１２７０℃以下を本発
明の限定範囲とする。
延板とする。ＭｎＳによる粒成長への阻止効果を出来る
だけ少なくするためにスラブ加熱でのＭｎＳの固溶を抑
えることが本発明の要点であるので、スラブ加熱温度は
低い方が良い。ノロ発生のない、１２７０℃以下を本発
明の限定範囲とする。
その後直接に或いは短時間の焼鈍として７５０〜１２０
０℃の温度域で３０秒間〜３０分間の加熱を施した後、
熱延板の長さ方向および交叉する方向に冷間圧延する。
０℃の温度域で３０秒間〜３０分間の加熱を施した後、
熱延板の長さ方向および交叉する方向に冷間圧延する。
この焼鈍を施すことにより、成品の磁束密度を高める事
が出来好ましいけれど製造コストを上昇せしめるから、
所望の製品磁束密度の水準を勘案して短時間焼鈍の採否
を決めるとよい。
が出来好ましいけれど製造コストを上昇せしめるから、
所望の製品磁束密度の水準を勘案して短時間焼鈍の採否
を決めるとよい。
最初に行なう冷間圧延の方向を、素材の熱間圧延方向と
一致させて冷間圧延する場合の方が、最初に行なう冷間
圧延の方向を素材の熱間圧延方向に交叉する方向とする
場合よりも高い磁束密度を有する成品を得ることが出来
る。しかし、最初に行なう冷間圧延の方向を素材の熱間
圧延方向あるいはその交叉する方向いずれの場合であっ
ても、得られる成品が（１００） ＜００１＞またはそ
の近傍の方位を持つ二方向性電磁鋼板であることには変
りはない。冷間圧延後の材料に、通常、鋼中に含まれる
微量のＣを除くために湿水素雰囲気中で７５０〜９５０
℃の温度域で短時間の脱炭焼鈍を施す。
一致させて冷間圧延する場合の方が、最初に行なう冷間
圧延の方向を素材の熱間圧延方向に交叉する方向とする
場合よりも高い磁束密度を有する成品を得ることが出来
る。しかし、最初に行なう冷間圧延の方向を素材の熱間
圧延方向あるいはその交叉する方向いずれの場合であっ
ても、得られる成品が（１００） ＜００１＞またはそ
の近傍の方位を持つ二方向性電磁鋼板であることには変
りはない。冷間圧延後の材料に、通常、鋼中に含まれる
微量のＣを除くために湿水素雰囲気中で７５０〜９５０
℃の温度域で短時間の脱炭焼鈍を施す。
次に、本発明の実施態様の１つである最終冷間圧延後か
ら仕上焼鈍工程における二次再結晶発現までの間におい
て、鋼板を窒化処理することによってインヒビターを形
成する場合、鋼板に窒素を侵入させる手段は、特に限定
しない。たとえば、最終冷間圧延後になされる脱炭焼鈍
中に窒化能のある雰囲気たとえばアンモニアガスを含有
する雰囲気下に鋼板を窒化処理する方法或は、脱炭焼鈍
機鋼板を追加焼鈍しそこで鋼板を窒化処理する方法、ま
たは仕上焼鈍工程における（１００） ＜００１＞方位
粒（二次再結晶）発現までの鋼板の昇温を窒化能のある
雰囲気下に行なう方法等を用いることができる。
ら仕上焼鈍工程における二次再結晶発現までの間におい
て、鋼板を窒化処理することによってインヒビターを形
成する場合、鋼板に窒素を侵入させる手段は、特に限定
しない。たとえば、最終冷間圧延後になされる脱炭焼鈍
中に窒化能のある雰囲気たとえばアンモニアガスを含有
する雰囲気下に鋼板を窒化処理する方法或は、脱炭焼鈍
機鋼板を追加焼鈍しそこで鋼板を窒化処理する方法、ま
たは仕上焼鈍工程における（１００） ＜００１＞方位
粒（二次再結晶）発現までの鋼板の昇温を窒化能のある
雰囲気下に行なう方法等を用いることができる。
上記仕上焼鈍の対象がストリップコイルであってそれが
大型のものである場合、ストリップの層間に窒素が侵入
し難く、鋼板の窒化が不十分かつ不均一となる恐れがあ
るから、ストリップコイルにおける板間隙を一定値以上
確保するか或は仕上焼鈍に先立ってストリップに塗布す
る焼鈍分離剤中に仕上焼鈍中に窒素を放出する金属窒化
物、アンモニア化物を添加する等の措置を講することが
望ましい。
大型のものである場合、ストリップの層間に窒素が侵入
し難く、鋼板の窒化が不十分かつ不均一となる恐れがあ
るから、ストリップコイルにおける板間隙を一定値以上
確保するか或は仕上焼鈍に先立ってストリップに塗布す
る焼鈍分離剤中に仕上焼鈍中に窒素を放出する金属窒化
物、アンモニア化物を添加する等の措置を講することが
望ましい。
次に、この脱炭焼鈍板、あるいは窒化処理した板はＭｇ
Ｏ等の焼鈍分離剤を塗布後、最終仕上焼鈍が行なわれる
。この最終仕上焼鈍の条件として９２０〜１１００℃の
温度領域で二次再結晶を完了させることが必須である。
Ｏ等の焼鈍分離剤を塗布後、最終仕上焼鈍が行なわれる
。この最終仕上焼鈍の条件として９２０〜１１００℃の
温度領域で二次再結晶を完了させることが必須である。
二次再結晶を発現させる具体的な手段は、９２０〜１１
００℃の温度範囲に５時間以上保持するか、又は上記温
度範囲を３０℃／ｈｒ以下の昇温速度で昇温させる。本
発明では、ＭｎＳによる粒成長への阻止効果を出来るだ
け少なくする条件を必須な構成要件としているので、先
願の特願昭６３−２９３６４５号に比ベニ次再結晶温度
を低く、かつ短時間で、又昇温速度を大きく出来ること
になり、焼鈍効率が上るため製造コストが低減する効果
がある。このように二次再結晶が完了した板は、そのま
ま脱Ｎ１脱Ｓ等の純化を目的に水素雰囲気中１１５０〜
１２００℃の温度域で５〜２０時間の焼鈍を行なう。
００℃の温度範囲に５時間以上保持するか、又は上記温
度範囲を３０℃／ｈｒ以下の昇温速度で昇温させる。本
発明では、ＭｎＳによる粒成長への阻止効果を出来るだ
け少なくする条件を必須な構成要件としているので、先
願の特願昭６３−２９３６４５号に比ベニ次再結晶温度
を低く、かつ短時間で、又昇温速度を大きく出来ること
になり、焼鈍効率が上るため製造コストが低減する効果
がある。このように二次再結晶が完了した板は、そのま
ま脱Ｎ１脱Ｓ等の純化を目的に水素雰囲気中１１５０〜
１２００℃の温度域で５〜２０時間の焼鈍を行なう。
（実施例１）
第１図の結果を得るために用いた熱延板と同様（Ｄ １
．５ ｍｍ厚の熱延板にライて、１０００℃ｘ２ｍｉｎ
の焼鈍を行なった後、熱間圧延と同一方向に０．５５ｍ
ｍ厚さまで冷間圧延した。次いで第１回目の冷間圧延方
向に直角な方向に０．２３ｍｍ厚まで冷間圧延（交叉冷
間圧延）し、湿水素雰囲気中で８２０℃Ｘ １２０ｓｅ
ｃの脱炭焼鈍を施した後、３％の窒化フェロマンガンを
含むＭｇＯを塗布し、（７５％Ｈ２＋２５％Ｎ２）雰囲
気中で５０℃／ｈｒの昇温速度で１０２０℃まで加熱し
、２０時間保持し、二次再結晶させついで２５℃／ｈｒ
で１２００℃まで昇温し、１００％Ｈ２雰囲気中で２０
時間保持し、純化を行なった。得られた成品の磁気特性
を第２図に示す。
．５ ｍｍ厚の熱延板にライて、１０００℃ｘ２ｍｉｎ
の焼鈍を行なった後、熱間圧延と同一方向に０．５５ｍ
ｍ厚さまで冷間圧延した。次いで第１回目の冷間圧延方
向に直角な方向に０．２３ｍｍ厚まで冷間圧延（交叉冷
間圧延）し、湿水素雰囲気中で８２０℃Ｘ １２０ｓｅ
ｃの脱炭焼鈍を施した後、３％の窒化フェロマンガンを
含むＭｇＯを塗布し、（７５％Ｈ２＋２５％Ｎ２）雰囲
気中で５０℃／ｈｒの昇温速度で１０２０℃まで加熱し
、２０時間保持し、二次再結晶させついで２５℃／ｈｒ
で１２００℃まで昇温し、１００％Ｈ２雰囲気中で２０
時間保持し、純化を行なった。得られた成品の磁気特性
を第２図に示す。
（実施例２）
Ｃ： ０．０４８％、Ｓ ｉ ： ３．３０％、Ｍｎ
： ０．０７０％、酸可溶性Ａｊ！ ： ０．０２
９％、Ｔ、Ｎ：０１００７２％、残部：Ｆｅおよび不可
避的不純物を含み、さらにＳが０、００６０％と０．０
２１％の２種類の鋳片をそれぞれ１１５０℃と１３２０
℃に加熱後、１．８ｍｍ厚の熱延板とし、１０００℃Ｘ
２ｍ１ｎの焼鈍を行なった後、熱間圧延と同一方向に０
．７５ｍｍ厚さまで冷間圧延した。次いで第１回目の冷
間圧延方向に直角な方向に０．３０ｍｍ厚まで冷間圧延
し、湿水素雰囲気中で８２０℃Ｘ １５０ｓｅｃＯ脱炭
焼鈍を施した後、３％の窒化フェロマンガンを含むＭｇ
Ｏを塗布し、（７５％Ｈ２＋２５％Ｎ２）雰囲気中で５
０℃／ｈｒの昇温速度で１０００℃まで加熱し、５時間
、１０時間、２０時間の３種類の保持を行なった。それ
ぞれに付いて、２５℃／ｈｒで１２００℃まで昇温し、
１００％Ｈ２雰囲気中で２０時間保持し、純化を行なっ
た。得られた成品の磁気特性を第１表に示す。
： ０．０７０％、酸可溶性Ａｊ！ ： ０．０２
９％、Ｔ、Ｎ：０１００７２％、残部：Ｆｅおよび不可
避的不純物を含み、さらにＳが０、００６０％と０．０
２１％の２種類の鋳片をそれぞれ１１５０℃と１３２０
℃に加熱後、１．８ｍｍ厚の熱延板とし、１０００℃Ｘ
２ｍ１ｎの焼鈍を行なった後、熱間圧延と同一方向に０
．７５ｍｍ厚さまで冷間圧延した。次いで第１回目の冷
間圧延方向に直角な方向に０．３０ｍｍ厚まで冷間圧延
し、湿水素雰囲気中で８２０℃Ｘ １５０ｓｅｃＯ脱炭
焼鈍を施した後、３％の窒化フェロマンガンを含むＭｇ
Ｏを塗布し、（７５％Ｈ２＋２５％Ｎ２）雰囲気中で５
０℃／ｈｒの昇温速度で１０００℃まで加熱し、５時間
、１０時間、２０時間の３種類の保持を行なった。それ
ぞれに付いて、２５℃／ｈｒで１２００℃まで昇温し、
１００％Ｈ２雰囲気中で２０時間保持し、純化を行なっ
た。得られた成品の磁気特性を第１表に示す。
鋼中Ｓが０．００６％と少ないものは高３８が得られる
。しかしスラブ加熱温度の１３２０℃と高いものは、高
Ｂ８を得るための二次再結晶焼鈍の保定時間を長くする
必要がある。鋼中Ｓが０．０２１％と多いものはＢ８が
高くない。特にスラブ加熱温度が低く、二次再結晶焼鈍
の保定時間の長いものには二次再結晶不良（二次再結晶
しない部分）が発生する（表中※印）。
。しかしスラブ加熱温度の１３２０℃と高いものは、高
Ｂ８を得るための二次再結晶焼鈍の保定時間を長くする
必要がある。鋼中Ｓが０．０２１％と多いものはＢ８が
高くない。特にスラブ加熱温度が低く、二次再結晶焼鈍
の保定時間の長いものには二次再結晶不良（二次再結晶
しない部分）が発生する（表中※印）。
（実施例３）
Ｃ： ０．０４８％、Ｓ ｉ ： ３．２７％、Ｍｎ
：０．１３％、Ｓ ： ０．００６０％、残部：Ｆ
ｅおよび不可避的不純物、さらに酸可溶性ＡｆとＴ、Ｎ
を第２表に示す量だけ含む鋳片を１２３０℃に加熱後、
１．８關厚の熱延板とし、１０００℃Ｘ２ｍ１ｎの焼鈍
を行なった後、熱間圧延と同一方向に０．７５ｍｍ厚さ
まで冷間圧延した。次いで第１回目の冷間圧延方向に直
角な方向に０．３０ｒＢＩ１１厚まで冷間圧延し、湿水
素雰囲気中で８００℃×１５Ｑｓｅｃの脱炭焼鈍を施し
た後、一種類はそのまま、一種類はアンモニア雰囲気中
で約０．０１２０％だけ増Ｎ化し、ＭｇＯを塗布し、（
７５％Ｈ２＋２５％Ｎ２）雰囲気中で５０℃／ｈｒの昇
温速度で１０００℃まで加熱し、１０時間だけ保定し、
２５℃／ｈｒで１２００℃まで昇温し、１００％Ｈ２雰
囲気中で２０時間保持し、純化を行なった。得られた成
品の磁気特性を第２表に示す。
：０．１３％、Ｓ ： ０．００６０％、残部：Ｆ
ｅおよび不可避的不純物、さらに酸可溶性ＡｆとＴ、Ｎ
を第２表に示す量だけ含む鋳片を１２３０℃に加熱後、
１．８關厚の熱延板とし、１０００℃Ｘ２ｍ１ｎの焼鈍
を行なった後、熱間圧延と同一方向に０．７５ｍｍ厚さ
まで冷間圧延した。次いで第１回目の冷間圧延方向に直
角な方向に０．３０ｒＢＩ１１厚まで冷間圧延し、湿水
素雰囲気中で８００℃×１５Ｑｓｅｃの脱炭焼鈍を施し
た後、一種類はそのまま、一種類はアンモニア雰囲気中
で約０．０１２０％だけ増Ｎ化し、ＭｇＯを塗布し、（
７５％Ｈ２＋２５％Ｎ２）雰囲気中で５０℃／ｈｒの昇
温速度で１０００℃まで加熱し、１０時間だけ保定し、
２５℃／ｈｒで１２００℃まで昇温し、１００％Ｈ２雰
囲気中で２０時間保持し、純化を行なった。得られた成
品の磁気特性を第２表に示す。
本発明範囲外である、鋼中Ｎが少ないもので途中工程で
増Ｎ処理のない条件、又鋼中酸可溶ＡＡが少なすぎるか
、多すぎるもの、は二次再結晶しない部分が多くＢｓが
低い。
増Ｎ処理のない条件、又鋼中酸可溶ＡＡが少なすぎるか
、多すぎるもの、は二次再結晶しない部分が多くＢｓが
低い。
（実施例４）
Ｃ： ０．０４８％、Ｓ ｉ ： ３．２７％、Ｍｎ
：０．１３％、Ｓ ： ０．００６０％、酸可溶性
Ａｆ ： ０．０２８％、Ｔ、Ｎ：０．００７８％、残
部：Ｆｅおよび不可避的不純物を含む鋳片を１２３０℃
に加熱後、１．８ ｍｍ厚の熱延板とし、一つはそのま
ま、一つは１０００℃ｘ２ｍｉｎの焼鈍を行なった後、
熱間圧延と同一方向に０．７５ｍｎ＋厚さまで冷間圧延
した。次いで第１回目の冷間圧延方向に直角な方向に０
．３０ｍω軍まで冷間圧延し、湿水素雰囲気で８２０℃
Ｘ １５０ｓｅｃＯ脱炭焼鈍を施した後、３％の窒化フ
ェロマンガンを含むＭｇＯを塗布し、（７５％Ｈ２＋２
５％Ｎ２）雰囲気中で２０℃／ｈｒの昇温速度で１１０
０℃まで昇温し、その後１００％Ｈ２中で、５０℃／
ｈ ｒで１２００℃まで昇温で２０時間保定した。得ら
れた成品の磁気特性を第３表に示す。
：０．１３％、Ｓ ： ０．００６０％、酸可溶性
Ａｆ ： ０．０２８％、Ｔ、Ｎ：０．００７８％、残
部：Ｆｅおよび不可避的不純物を含む鋳片を１２３０℃
に加熱後、１．８ ｍｍ厚の熱延板とし、一つはそのま
ま、一つは１０００℃ｘ２ｍｉｎの焼鈍を行なった後、
熱間圧延と同一方向に０．７５ｍｎ＋厚さまで冷間圧延
した。次いで第１回目の冷間圧延方向に直角な方向に０
．３０ｍω軍まで冷間圧延し、湿水素雰囲気で８２０℃
Ｘ １５０ｓｅｃＯ脱炭焼鈍を施した後、３％の窒化フ
ェロマンガンを含むＭｇＯを塗布し、（７５％Ｈ２＋２
５％Ｎ２）雰囲気中で２０℃／ｈｒの昇温速度で１１０
０℃まで昇温し、その後１００％Ｈ２中で、５０℃／
ｈ ｒで１２００℃まで昇温で２０時間保定した。得ら
れた成品の磁気特性を第３表に示す。
第３表
熱延板焼鈍を行なうことにより磁束密度Ｂ８の高い成品
が得られた。
が得られた。
本発明は、以上述べたように、現在、最高レベルの一方
向性電磁鋼板の冷間圧延方向におけるＢ８値と同等以上
の値を冷間圧延方向、およびその直角方向の二方向に持
つ二方向性電磁鋼板を安定して、かつ効率的な二次再結
晶焼鈍で製造出来るので、その工業的効果は甚大である
。
向性電磁鋼板の冷間圧延方向におけるＢ８値と同等以上
の値を冷間圧延方向、およびその直角方向の二方向に持
つ二方向性電磁鋼板を安定して、かつ効率的な二次再結
晶焼鈍で製造出来るので、その工業的効果は甚大である
。
第１図及び第２図は鋼中Ｓ量とスラブ加熱温度による成
品の磁束密度（Ｂ８値）を示す図である。 手 続 補 正 書（自発） 平成２年 月 ／
品の磁束密度（Ｂ８値）を示す図である。 手 続 補 正 書（自発） 平成２年 月 ／
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量でＳｉ：１．８〜４．８％、酸可溶性Ａｌ：０
．００８〜０．０４８％ｔｏｔａｌＮ：０．００２８〜
０．０１００％、Ｓ≦０．０１６％、残部：Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを熱間圧延により
熱延板とし、４０〜８０％の圧下率を適用する冷間圧延
を施し、さらに前記冷間圧延における圧延方向に交叉す
る方向に３０〜７０％の圧下率を適用する冷間圧延を行
ない、次いで７５０〜９５０℃の湿水素中で脱炭焼鈍し
、焼鈍分離剤を塗布し、次いで９２０〜１１００℃の温
度範囲で二次再結晶を完了させる過程と、引き続いて純
化を行なう過程とからなる最終仕上焼鈍を施すことを特
徴とする磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法。 ２、重量でＳｉ：１．８〜４．８％、酸可溶性Ａｌ：０
．００８〜０．０４８％、Ｓ≦０．０１６％、残部：Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを熱間圧
延により熱延板とし、４０〜８０％の圧下率を適用する
冷間圧延を施し、さらに前記冷間圧延における圧延方向
に交叉する方向に３０〜７０％の圧下率を適用する冷間
圧延を行ない、次いで７５０〜９５０℃の湿水素中で脱
炭焼鈍し、この脱炭焼鈍工程、あるいはその後の追加焼
鈍で、あるいは最終仕上焼鈍工程における二次再結晶発
現以前の昇温過程のいずれかの段階で、材料のＮ含有量
がｔｏｔａｌ量として０．００２〜０．０６０％となる
如く窒化せしめ、次いで９２０〜１１００℃の温度範囲
で二次再結晶を完了させる過程と、引き続いて純化を行
なう過程とからなる最終仕上焼鈍を施すことを特徴とす
る磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法。 ３、熱延板を７５０〜１２００℃の温度域で３０秒〜３
０分間の焼鈍を行なう請求項１又は２記載の方法。 ４、珪素鋼スラブを１２７０℃以下の温度で加熱後に、
熱間圧延する請求項１、２又は３記載の方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2103182A JPH0733548B2 (ja) | 1990-04-20 | 1990-04-20 | 磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法 |
| DE69130964T DE69130964D1 (de) | 1990-04-20 | 1991-04-18 | Verfahren zur Herstellung doppelorientierter Elektrobleche mit hoher magnetischer Flussdichte |
| EP91303470A EP0453284B1 (en) | 1990-04-20 | 1991-04-18 | Process for manufacturing double oriented electrical steel having high magnetic flux density |
| KR1019910006373A KR930011404B1 (ko) | 1990-04-20 | 1991-04-20 | 고자속밀도를 가지고 있는 이방향성 전자강판의 제조방법 |
| US07/974,354 US5370748A (en) | 1990-04-20 | 1992-11-10 | Process for manufacturing double oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2103182A JPH0733548B2 (ja) | 1990-04-20 | 1990-04-20 | 磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH042723A true JPH042723A (ja) | 1992-01-07 |
| JPH0733548B2 JPH0733548B2 (ja) | 1995-04-12 |
Family
ID=14347371
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2103182A Expired - Fee Related JPH0733548B2 (ja) | 1990-04-20 | 1990-04-20 | 磁束密度の高い二方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5370748A (ja) |
| EP (1) | EP0453284B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0733548B2 (ja) |
| KR (1) | KR930011404B1 (ja) |
| DE (1) | DE69130964D1 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2267715B (en) * | 1992-06-03 | 1995-11-01 | British Steel Plc | Improvements in and relating to the production of high silicon-iron alloys |
| IT1299137B1 (it) * | 1998-03-10 | 2000-02-29 | Acciai Speciali Terni Spa | Processo per il controllo e la regolazione della ricristallizzazione secondaria nella produzione di lamierini magnetici a grano orientato |
| US6562473B1 (en) * | 1999-12-03 | 2003-05-13 | Kawasaki Steel Corporation | Electrical steel sheet suitable for compact iron core and manufacturing method therefor |
| US20100180427A1 (en) * | 2009-01-16 | 2010-07-22 | Ford Motor Company | Texturing of thin metal sheets/foils for enhanced formability and manufacturability |
| US20100330389A1 (en) * | 2009-06-25 | 2010-12-30 | Ford Motor Company | Skin pass for cladding thin metal sheets |
| CN107460293B (zh) * | 2017-08-04 | 2018-10-16 | 北京首钢股份有限公司 | 一种低温高磁感取向硅钢的生产方法 |
| KR102271299B1 (ko) * | 2019-12-19 | 2021-06-29 | 주식회사 포스코 | 이방향성 전기강판 및 그의 제조방법 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB917282A (en) * | 1958-03-18 | 1963-01-30 | Yawata Iron & Steel Co | Method of producing cube oriented silicon steel sheet and strip |
| US3136666A (en) * | 1960-01-27 | 1964-06-09 | Yawata Iron & Steel Co | Method for producing secondary recrystallization grain of cube texture |
| US3537918A (en) * | 1968-04-25 | 1970-11-03 | Westinghouse Electric Corp | Method for producing cube-on-face oriented structure in a plain carbon iron |
| US3640780A (en) * | 1970-06-25 | 1972-02-08 | United States Steel Corp | Method of producing electrical sheet steel with cube texture |
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