JPH01225723A - 磁気特性の優れた無方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れた無方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPH01225723A JPH01225723A JP63049576A JP4957688A JPH01225723A JP H01225723 A JPH01225723 A JP H01225723A JP 63049576 A JP63049576 A JP 63049576A JP 4957688 A JP4957688 A JP 4957688A JP H01225723 A JPH01225723 A JP H01225723A
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Classifications
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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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
-
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-
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- C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling
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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〕
本発明は,磁気特性の優れた無方向性珪素鋼板の製造方
法に関する。
法に関する。
電磁鋼板の磁気特性を支配する重要な因子として.鋼中
に析出するAΔ. MnS等のサイズおよび分布状態が
ある。これは、これらの析出物自体が磁壁移動の障害物
となって低磁場磁気特性および鉄損特性を劣化させるこ
とに加え、再結晶焼鈍段階での粒成長性を阻害すること
に起因したフェライト粒の粒成長不良により,磁気特性
に好ましい集合組織の発達に悪鰺響を及ぼすためである
。
に析出するAΔ. MnS等のサイズおよび分布状態が
ある。これは、これらの析出物自体が磁壁移動の障害物
となって低磁場磁気特性および鉄損特性を劣化させるこ
とに加え、再結晶焼鈍段階での粒成長性を阻害すること
に起因したフェライト粒の粒成長不良により,磁気特性
に好ましい集合組織の発達に悪鰺響を及ぼすためである
。
磁壁或いは粒界移動に対しては、こうした析出物は粗大
且つ疎に分布している程好ましいことが知られておシ、
こうした背景に基づいて、電磁鋼板の製造プロセスにお
いて、再結晶焼鈍前にAΔ或いはMnSの析出、粗大化
を図る技術が開示されている。例えば、スラブ加熱温度
を低下させて、スラブ中の粗大Amの再固溶を抑制する
技術(特開昭49−38814号等)、微細な非金属介
在物の生成を伴うS、O量を低減する技術(特公昭!5
6−22931号等)、Ca、REM添加による硫化物
の形態制御技術(特開昭55−8409号等)、熱間圧
延前でのスラブ保熱によるAlN粗大化技術(特開昭5
2−108318号、特開昭54−41219号1%開
昭58−123825号等)、熱延後の超高温巻取りに
よる自己焼鈍効果を利用したktHの粗大化とフェライ
ト粒成長技術(特開昭54−76422号等)等がその
例である。
且つ疎に分布している程好ましいことが知られておシ、
こうした背景に基づいて、電磁鋼板の製造プロセスにお
いて、再結晶焼鈍前にAΔ或いはMnSの析出、粗大化
を図る技術が開示されている。例えば、スラブ加熱温度
を低下させて、スラブ中の粗大Amの再固溶を抑制する
技術(特開昭49−38814号等)、微細な非金属介
在物の生成を伴うS、O量を低減する技術(特公昭!5
6−22931号等)、Ca、REM添加による硫化物
の形態制御技術(特開昭55−8409号等)、熱間圧
延前でのスラブ保熱によるAlN粗大化技術(特開昭5
2−108318号、特開昭54−41219号1%開
昭58−123825号等)、熱延後の超高温巻取りに
よる自己焼鈍効果を利用したktHの粗大化とフェライ
ト粒成長技術(特開昭54−76422号等)等がその
例である。
ところで、製造プロセスにおける省エネルギーの観点に
立つと、熱間圧延時に連鋳スラブを直送圧延することが
有利である。しかし。
立つと、熱間圧延時に連鋳スラブを直送圧延することが
有利である。しかし。
このようなプロセスを採用する場合、上記したktN、
Mnsの析出粗大化が不十分となるという問題があり、
これを解決するため、スラブを熱延前に保熱するという
技術が開示されている。
Mnsの析出粗大化が不十分となるという問題があり、
これを解決するため、スラブを熱延前に保熱するという
技術が開示されている。
しかし、実際の製造プロセスにおいて、連間スラブをた
とえ均熱時間が短くても一旦加熱炉や均熱炉に・要人す
るというような方法は。
とえ均熱時間が短くても一旦加熱炉や均熱炉に・要人す
るというような方法は。
直送圧延本来の省エネルギーのメリットを享受できない
ばかりか、AflJの析出を狙いとする場合、均熱時間
が矧いとスラブ内外部での析出の不均一を生じてしまう
。
ばかりか、AflJの析出を狙いとする場合、均熱時間
が矧いとスラブ内外部での析出の不均一を生じてしまう
。
本発明はこのような問題に忘みなされたものでゃ連鋳ス
ラブを保熱、均熱を行うことなく直送圧延することによ
シ、熱延段階では不可避的に析出するAlN以外はAl
Nの析出を抑えるとともに、粗圧延−仕上圧延間でデイ
レイ時間を設けることによりAlNの析出核を導入し、
続く熱延板焼鈍処理によって均−且つ粗大なAlNの析
出を図ることにより、再結晶焼鈍時に極めて均−且つ良
好なフェライト粒成長を可能としたものである。
ラブを保熱、均熱を行うことなく直送圧延することによ
シ、熱延段階では不可避的に析出するAlN以外はAl
Nの析出を抑えるとともに、粗圧延−仕上圧延間でデイ
レイ時間を設けることによりAlNの析出核を導入し、
続く熱延板焼鈍処理によって均−且つ粗大なAlNの析
出を図ることにより、再結晶焼鈍時に極めて均−且つ良
好なフェライト粒成長を可能としたものである。
すなわち、本発明はC:0.005wt%以下。
81 : 1.0〜4.0wt % 、 Mn : 0
.1〜1.0w1%、P :0.1wt%以下、S :
0.005wtチ以下、Al:0.1〜2.0wt%
、残部Fe及び不可避的不純物からなる連続鋳造スラブ
を特定の温度域にて保熱または加熱することなく直ちに
圧下率10チ以上で20駕以上の厚さまで粗圧延し、続
く仕上圧延との間で粗圧延バーの表面温度が900℃以
上の温度域にて40秒以上の時間的間隔をおいた後、仕
上圧延して650℃以下で巻取る工程と、該熱延板をS
OO〜950℃の均熱温度にて。
.1〜1.0w1%、P :0.1wt%以下、S :
0.005wtチ以下、Al:0.1〜2.0wt%
、残部Fe及び不可避的不純物からなる連続鋳造スラブ
を特定の温度域にて保熱または加熱することなく直ちに
圧下率10チ以上で20駕以上の厚さまで粗圧延し、続
く仕上圧延との間で粗圧延バーの表面温度が900℃以
上の温度域にて40秒以上の時間的間隔をおいた後、仕
上圧延して650℃以下で巻取る工程と、該熱延板をS
OO〜950℃の均熱温度にて。
exp (−0,022T−)−21,6)≦t<ex
p(−0,030T+31.9)但し、T:均熱温度(
”C) t:均熱時間(分) を満足する時間均熱する熱延板焼鈍を行う工程とを経た
後、1回または中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延と
、850〜1100℃の範囲での最終連、続焼鈍とを行
うようにすることをその特徴とする。
p(−0,030T+31.9)但し、T:均熱温度(
”C) t:均熱時間(分) を満足する時間均熱する熱延板焼鈍を行う工程とを経た
後、1回または中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延と
、850〜1100℃の範囲での最終連、続焼鈍とを行
うようにすることをその特徴とする。
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
本発明では、C:0.005wtチ以下、Si:1.0
〜4.0wt%、 Mn : 0.1〜1.0wt %
、 P: 0.1 wt%以下、 S : 0.00
5wt%以下、 kA : 0.1〜2.0wtチを含
有する連続鋳造スラブを、特定の温度域にて保熱または
加熱することなく直ちに圧下率10%以上で20−以上
の厚さまで粗圧延し1次いで所定の時間的間隔(以下、
待機時間と称す)をおいた後仕上圧延を行う。
〜4.0wt%、 Mn : 0.1〜1.0wt %
、 P: 0.1 wt%以下、 S : 0.00
5wt%以下、 kA : 0.1〜2.0wtチを含
有する連続鋳造スラブを、特定の温度域にて保熱または
加熱することなく直ちに圧下率10%以上で20−以上
の厚さまで粗圧延し1次いで所定の時間的間隔(以下、
待機時間と称す)をおいた後仕上圧延を行う。
本発明では、上記時期時間においてktNの析出核を導
入し、後の熱延板焼鈍においてALNの速か且つ均一な
析出、粗大化を図るものである。そして、上記粗圧延で
は、歪の導入と凝固組織の破壊によって、続く待機期間
における短時間で均一なAlN析出核の導入を促すもの
であり、このため10チ以上、好ましくは20チ以上の
圧下率を確保する。
入し、後の熱延板焼鈍においてALNの速か且つ均一な
析出、粗大化を図るものである。そして、上記粗圧延で
は、歪の導入と凝固組織の破壊によって、続く待機期間
における短時間で均一なAlN析出核の導入を促すもの
であり、このため10チ以上、好ましくは20チ以上の
圧下率を確保する。
また、ffl圧延バーの厚さが薄過ぎると待機期間にお
いてktNの析出核が十分に導入される前にバーの冷却
が進み、適切な析出及び仕上圧延温度の確保が難しくな
る。このため粗圧延バーの厚さは20 m s好ましく
は30曙をその下限とする。
いてktNの析出核が十分に導入される前にバーの冷却
が進み、適切な析出及び仕上圧延温度の確保が難しくな
る。このため粗圧延バーの厚さは20 m s好ましく
は30曙をその下限とする。
粗圧延後、仕上圧延までの待機では、仕上圧延温度の確
保と、 AlNの析出ノーズでの析出核の生成を、有効
に促す目的から、粗圧延バー表面温度で900℃以上を
確保する。また待機時間は40秒以上とする。第1図は
3チ珪素鋼(第1表中gA−4,粗圧延終了温度:11
00℃、粗圧延バー厚:3zm)を例に、粗圧延後の待
機時11Jff(ffl圧延終了〜仕上圧延開始間の時
間)が熱延板中のAlN析出核サイズに及ぼす影響と粗
圧延バー表面温度の経時的変化を示したもので、 Al
N析出核を十分導入するためには、待機時間を40秒以
−ヒ、好ましくは60秒以上確保する必要があることが
判る。
保と、 AlNの析出ノーズでの析出核の生成を、有効
に促す目的から、粗圧延バー表面温度で900℃以上を
確保する。また待機時間は40秒以上とする。第1図は
3チ珪素鋼(第1表中gA−4,粗圧延終了温度:11
00℃、粗圧延バー厚:3zm)を例に、粗圧延後の待
機時11Jff(ffl圧延終了〜仕上圧延開始間の時
間)が熱延板中のAlN析出核サイズに及ぼす影響と粗
圧延バー表面温度の経時的変化を示したもので、 Al
N析出核を十分導入するためには、待機時間を40秒以
−ヒ、好ましくは60秒以上確保する必要があることが
判る。
一方、待機時間を長くとり過ぎると粗圧延バーの表面温
度が900℃よシも下がってしまい、仕上圧延が難しく
なる。第1図の粗圧延終了温度1100℃、厚さ32+
nmの粗圧延バーの場合、待機時間約2分強で粗圧延バ
ーの表面温度は900°Cまで下降している。このよう
に待機時間は、粗圧延終了温度と粗圧延バーの厚さに応
じ、仕上開始温度が900℃を下回らないように定める
必要がある。
度が900℃よシも下がってしまい、仕上圧延が難しく
なる。第1図の粗圧延終了温度1100℃、厚さ32+
nmの粗圧延バーの場合、待機時間約2分強で粗圧延バ
ーの表面温度は900°Cまで下降している。このよう
に待機時間は、粗圧延終了温度と粗圧延バーの厚さに応
じ、仕上開始温度が900℃を下回らないように定める
必要がある。
なお、この待機時間とは1通常の走行時間及びデイレイ
時間(意図的な待機時間)とを含む粗圧延終了から仕上
圧延開始までの時間を指す1本発明を実施するには1通
常はデイレイ時間を設ける必要があると思われるが、圧
延間の走行時間が上記待機時間を満す場合には、特にデ
イレイ時間を設ける必要はない。
時間(意図的な待機時間)とを含む粗圧延終了から仕上
圧延開始までの時間を指す1本発明を実施するには1通
常はデイレイ時間を設ける必要があると思われるが、圧
延間の走行時間が上記待機時間を満す場合には、特にデ
イレイ時間を設ける必要はない。
また、待機時間中のエツジ部の温度補償を行うため、エ
ツジ態勢を行うことができ、これにより本発明をよシ効
果的に実施することができる。
ツジ態勢を行うことができ、これにより本発明をよシ効
果的に実施することができる。
本発明では、粗圧延後の待機はあくまでktHの析出核
を導入するためのもので、完全な析出処理は、熱延板の
熱延処理段階で行う。
を導入するためのもので、完全な析出処理は、熱延板の
熱延処理段階で行う。
このため、仕上げ圧延後の巻取9時にコイル長手方向で
のA7Nの析出の不均一を生じさせないために1巻取温
度を650℃り下とし。
のA7Nの析出の不均一を生じさせないために1巻取温
度を650℃り下とし。
巻取9時にはAlNは析出させないaまた、続く熱延板
焼鈍時に熱延板表面にスケールが残存した場合、電化に
よる特性劣化が問題となる。このような問題に対しては
熱延板焼鈍前の酸洗により脱スケールを図ることが有効
であり、この酸洗における脱スケール性の観点からも巷
取υを650℃以下とすることが好ましい。
焼鈍時に熱延板表面にスケールが残存した場合、電化に
よる特性劣化が問題となる。このような問題に対しては
熱延板焼鈍前の酸洗により脱スケールを図ることが有効
であり、この酸洗における脱スケール性の観点からも巷
取υを650℃以下とすることが好ましい。
熱延板は1次いで熱延板焼鈍工程に付される。本発明で
はこの熱延板焼鈍をAlNの析出ノーズ近傍の800〜
950℃で行うことにより。
はこの熱延板焼鈍をAlNの析出ノーズ近傍の800〜
950℃で行うことにより。
kLHの析出、凝集粗大化を図る。ここで、熱延板焼鈍
温度が800℃未満では、 AlNの凝集粗大化が十分
図れず、、また、950℃を超えると、 A1.Hの析
出促進によってフェライト粒の異常粒成長をきたす。
温度が800℃未満では、 AlNの凝集粗大化が十分
図れず、、また、950℃を超えると、 A1.Hの析
出促進によってフェライト粒の異常粒成長をきたす。
また、焼鈍の均熱時間tは上記均熱温度Tとの関係で所
定の範囲に規制される。第2図は、3%Si鋼を例に、
熱延板中のAlN平均サイズ及び最終焼鈍後の磁気特性
に及ぼす熱延板均熱時間の影響を示したもので、均熱温
度に応じ熱延板均熱時間に最適範囲が存在していること
が判る。そして、これらを含めた実験の結果、第3図に
示すように、均一時間L(mi n )は均熱温度T
(°C)との関係で1次のような条件t−満足させる必
要があることが判った。
定の範囲に規制される。第2図は、3%Si鋼を例に、
熱延板中のAlN平均サイズ及び最終焼鈍後の磁気特性
に及ぼす熱延板均熱時間の影響を示したもので、均熱温
度に応じ熱延板均熱時間に最適範囲が存在していること
が判る。そして、これらを含めた実験の結果、第3図に
示すように、均一時間L(mi n )は均熱温度T
(°C)との関係で1次のような条件t−満足させる必
要があることが判った。
exp(−0,022T−1−21,6)りt≦exp
(−0,030T+31.9 )すなわち1本発明が
目的とする十分なAlHの凝集粗大化とフェライト粒の
再結晶粒成長を図るためには、をンexp(−0,02
2T+21.6)を7.74足させる必要がある。一方
、必要以上の均熱を行なうと900℃以上では主として
フェライト粒の異常粒成長が、また900℃以下では主
として窒化層の形成による特性劣化が問題と々す、均熱
時間t(分)が、3XI)(−0,030T−)−31
,9)を超えると、これらの問題を生じる。なお、窒化
に対しては、予め酸洗してスケールを除去するのが有効
であるが、実用上許容できる範囲として、上記上限を規
定した。
(−0,030T+31.9 )すなわち1本発明が
目的とする十分なAlHの凝集粗大化とフェライト粒の
再結晶粒成長を図るためには、をンexp(−0,02
2T+21.6)を7.74足させる必要がある。一方
、必要以上の均熱を行なうと900℃以上では主として
フェライト粒の異常粒成長が、また900℃以下では主
として窒化層の形成による特性劣化が問題と々す、均熱
時間t(分)が、3XI)(−0,030T−)−31
,9)を超えると、これらの問題を生じる。なお、窒化
に対しては、予め酸洗してスケールを除去するのが有効
であるが、実用上許容できる範囲として、上記上限を規
定した。
以上のような、熱間圧延工程及び熱延板焼鈍工程を経た
鋼板には、1回または中間焼鈍るはさむ2回以上の冷間
圧延がなされ、最終的に850〜11.00℃の範囲で
最終仕上焼鈍が施される。
鋼板には、1回または中間焼鈍るはさむ2回以上の冷間
圧延がなされ、最終的に850〜11.00℃の範囲で
最終仕上焼鈍が施される。
ここで最終焼鈍の均熱温度が850℃未満では、目的と
する優れた鉄損と磁束密度が得られない。一方、110
0℃を超えると、コイル通板上及びエネルギーコスト上
実用的ではなく、加えて磁気特性面でも、フェライト粒
の異常粒成長によシ逆に鉄損値が増大してしまう。
する優れた鉄損と磁束密度が得られない。一方、110
0℃を超えると、コイル通板上及びエネルギーコスト上
実用的ではなく、加えて磁気特性面でも、フェライト粒
の異常粒成長によシ逆に鉄損値が増大してしまう。
次に1本発明の鋼成分の限定理由を説明する。
Cは熱延板熱処理時におけるフェライト粒の粒成長を確
保し、フェライト相の安定化に伴うAlNの固溶限の低
下を通してAlNの凝集粗大化を図るため、製鋼段階で
0.005 wtφ以下とする。
保し、フェライト相の安定化に伴うAlNの固溶限の低
下を通してAlNの凝集粗大化を図るため、製鋼段階で
0.005 wtφ以下とする。
Siは1.0wt%未満では固有抵抗の低下により十分
な低鉄損化が図れない。一方、4.0wtチを超える素
材の脆化により冷間圧延が困難になる。
な低鉄損化が図れない。一方、4.0wtチを超える素
材の脆化により冷間圧延が困難になる。
Sは、 MnSの絶対量を減少させることによって磁気
特性の改善を図るためその上限を規定する。すなわち、
Sは0.005 wt%以下とすることによシ、直送圧
延におけるMnSの悪影響を無視できるレベルとするこ
とができる。
特性の改善を図るためその上限を規定する。すなわち、
Sは0.005 wt%以下とすることによシ、直送圧
延におけるMnSの悪影響を無視できるレベルとするこ
とができる。
A/、はso、1wtチ未満ではAlNの粗大化を十分
図ることができず、 A1.Hの微細析出が避けられな
い。一方、 2.0wt ’lr を超えてもそれに見
合う磁気特性上の効果がないばかりか、溶接性及び脆化
の而で問題を生じる。
図ることができず、 A1.Hの微細析出が避けられな
い。一方、 2.0wt ’lr を超えてもそれに見
合う磁気特性上の効果がないばかりか、溶接性及び脆化
の而で問題を生じる。
第1表の組成の4α鋳造スラブを素材とし。
熱間圧延−A延板焼鈍−酸洗一冷間圧延一最終連読゛暁
鈍の工yを経て無方向性1磁鋼板を製造した。得られた
電磁Δ板の磁気特性及び熱延板の性状等を熱延、熱延板
焼鈍及び最終焼鈍の各条件とともに第2表に示す。
鈍の工yを経て無方向性1磁鋼板を製造した。得られた
電磁Δ板の磁気特性及び熱延板の性状等を熱延、熱延板
焼鈍及び最終焼鈍の各条件とともに第2表に示す。
*:比較鋼
〔発明の効果〕
以上述べた本発明によれば、直送圧延を行いながら、熱
延板段階でのAlNの析出粗大化を十分確保し、再結晶
焼鈍時に極めて均−且つ良好なフェライト粒成長を図る
ことができ、このため直送圧延のメリットを十分生かし
て磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を経済的に製造す
ることができる。
延板段階でのAlNの析出粗大化を十分確保し、再結晶
焼鈍時に極めて均−且つ良好なフェライト粒成長を図る
ことができ、このため直送圧延のメリットを十分生かし
て磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を経済的に製造す
ることができる。
第1図は粗圧延後の待機時間が熱延板中のAlN析出核
サイズに及ぼす影響と、粗圧延バー表面温度の経時変化
を示したものである。第2図は3%Si鋼に関し、熱延
板中のAlN平均サイズ及び磁気特性に及ぼす熱延板均
熱時間の影響を示したものである。 第3図は熱低板焼鈍時における均熱温度と均熱時間の適
正範囲を示すものである。 特許出願人 日本鋼管株式会社
サイズに及ぼす影響と、粗圧延バー表面温度の経時変化
を示したものである。第2図は3%Si鋼に関し、熱延
板中のAlN平均サイズ及び磁気特性に及ぼす熱延板均
熱時間の影響を示したものである。 第3図は熱低板焼鈍時における均熱温度と均熱時間の適
正範囲を示すものである。 特許出願人 日本鋼管株式会社
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 C:0.005wt%以下、Si:1.0〜4.0w
t%、Mn:0.1〜1.0wt%、P:0.1wt%
以下、S:0.005wt%以下、Al:0.1〜2.
0wt%、残部Fe及び不可避的不純物からなる連続鋳
造スラブを特定の温度域にて保熱または加熱することな
く直ちに圧下率10%以上で20mm以上の厚さまで粗
圧延し、続く仕上圧延との間で粗圧延バーの表面温度が
900℃以上の温度域にて40秒以上の時間的間隔をお
いた後、仕上圧延して650℃以下で巻取る工程と、該
熱延板を800〜950℃の均熱温度にて、 exp(−0.022T+21.6)≦t≦exp(−
0.030T+31.9) 但し、T:均熱温度(℃) t:均熱時間(分) を満足する時間均熱する熱延板焼鈍を行う工程とを経た
後、1回または中間焼鈍をはさむ2回以上の冷間圧延と
、850〜1100℃の範囲での最終連続焼鈍とを行う
ことを 特徴とする磁気特性の優れた無方向性珪素鋼板の製造方
法。
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WO2016063098A1 (en) | 2014-10-20 | 2016-04-28 | Arcelormittal | Method of production of tin containing non grain-oriented silicon steel sheet, steel sheet obtained and use thereof |
DE102018201618A1 (de) * | 2018-02-02 | 2019-08-08 | Thyssenkrupp Ag | Nachglühfähiges, aber nicht nachglühpflichtiges Elektroband |
KR102139649B1 (ko) * | 2018-09-27 | 2020-07-30 | 주식회사 포스코 | 무방향성 전기강판의 제조방법 |
CN109252102B (zh) * | 2018-11-02 | 2020-07-14 | 东北大学 | 一种提高低硅无取向硅钢磁性能的方法 |
CN113684422B (zh) * | 2021-10-26 | 2022-03-29 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 无取向硅钢及其生产方法 |
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JPS51151215A (en) * | 1975-06-21 | 1976-12-25 | Kawasaki Steel Corp | Process for manufacturing non-oriented silicon steel plate with low co re loss and high magnetic flux density |
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JPS5468717A (en) * | 1977-11-11 | 1979-06-02 | Kawasaki Steel Co | Production of unidirectional silicon steel plate with excellent electromagnetic property |
JPS5476422A (en) * | 1977-11-30 | 1979-06-19 | Nippon Steel Corp | Manufacture of non-oriented electrical sheet with superior magnetism by self annealing of hot rolled sheet |
JPS6056403B2 (ja) * | 1981-06-10 | 1985-12-10 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の極めてすぐれたセミプロセス無方向性電磁鋼板の製造方法 |
JPS598049B2 (ja) * | 1981-08-05 | 1984-02-22 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造法 |
JPS58123825A (ja) * | 1982-01-20 | 1983-07-23 | Kawasaki Steel Corp | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
JPS60138014A (ja) * | 1983-12-26 | 1985-07-22 | Kawasaki Steel Corp | 無方向性珪素鋼板の製造方法 |
JPS61127817A (ja) * | 1984-11-26 | 1986-06-16 | Kawasaki Steel Corp | リジングの少ない無方向性けい素鋼板の製造方法 |
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- 1988-03-04 JP JP63049576A patent/JPH01225723A/ja active Granted
-
1989
- 1989-03-03 EP EP89903274A patent/EP0357800B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-03-03 DE DE68917393T patent/DE68917393T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1989-03-03 KR KR1019890701736A patent/KR920006581B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1989-03-03 WO PCT/JP1989/000232 patent/WO1989008151A1/ja active IP Right Grant
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- 1989-03-06 CA CA000592813A patent/CA1318576C/en not_active Expired - Fee Related
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