JPH02221326A - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH02221326A JPH02221326A JP1041661A JP4166189A JPH02221326A JP H02221326 A JPH02221326 A JP H02221326A JP 1041661 A JP1041661 A JP 1041661A JP 4166189 A JP4166189 A JP 4166189A JP H02221326 A JPH02221326 A JP H02221326A
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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〕
本発明は直送圧延または特定の温度以上での熱片挿入−
圧延による無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
圧延による無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
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ＡｔＮ 、 Ｍｎ８などの量、サイズ、分布
形態などがある。これらは、最終製品の磁気特性に影響
をおよぼすことはもちろんであるが、製造過程において
鋼板のミクロ組織形成に対して重要な役割を果たす。
に析出するＡｔＮ 、 Ｍｎ８などの量、サイズ、分布
形態などがある。これらは、最終製品の磁気特性に影響
をおよぼすことはもちろんであるが、製造過程において
鋼板のミクロ組織形成に対して重要な役割を果たす。
方向性珪素鋼板の場合は、こうした析出物は二次再結晶
時のインヒビターとして有効に利用されるが、無方向性
珪素鋼板の場合は、それらを無害化するため、以下の様
な技術が開示され【いる。
時のインヒビターとして有効に利用されるが、無方向性
珪素鋼板の場合は、それらを無害化するため、以下の様
な技術が開示され【いる。
１、スラブを低温加熱することによって、Ａバあるいは
ＭｎＳの再溶解を抑制する（例えば、４Ｉ公昭５０−３
５８８５号）。
ＭｎＳの再溶解を抑制する（例えば、４Ｉ公昭５０−３
５８８５号）。
λ微細な非金属介在物の析出を伴５Ｓ、Ｏ量を低減する
（例えば、特公昭５６−２２９３１号）。
（例えば、特公昭５６−２２９３１号）。
３、ｃａ 、 ＲＥＭ添加による硫化物の形態制御方法
（例えば、特公昭５８−１７２４８号、特公昭５８−１
７２４９号）。
（例えば、特公昭５８−１７２４８号、特公昭５８−１
７２４９号）。
４、熱延後の超高温巻取りＫよる自己焼鈍を利用したＡ
ＡＮの粗大化（例えば、特公昭５７−４３１３２号）。
ＡＮの粗大化（例えば、特公昭５７−４３１３２号）。
しかし、こうした技術の多くは従来のスラブ加熱−熱延
プロセスを前提としたもので。
プロセスを前提としたもので。
省エネルギー、省プロセスの観点から有望と目される直
送圧延を考えた場合、ｋｔＮあるいはＭｎ８が熱延過程
で鋼中に微細に析出するため、上記技術のみでは優れた
磁気特性を得ることができない。
送圧延を考えた場合、ｋｔＮあるいはＭｎ８が熱延過程
で鋼中に微細に析出するため、上記技術のみでは優れた
磁気特性を得ることができない。
そこで、こうした観点に立ち、直送圧延においてＡｔＮ
等の粗大化を図る方法として、特公昭５６−１．８．０
４５号、特公昭５６−３３４５１号、特開昭５８−１２
３８２５号のように直送圧延の途中で軽加熱を行い、
ＡｔＮの粗大化を図るようにした技術が提案されている
。しかし、こうした技術は、スラブの厚さ方向でＡＩＮ
の粗大化を不均一にする要因となり、特性の均一性が重
要である電磁鋼板の製造法としては、必ずしも十分なも
のとは言い難い。
等の粗大化を図る方法として、特公昭５６−１．８．０
４５号、特公昭５６−３３４５１号、特開昭５８−１２
３８２５号のように直送圧延の途中で軽加熱を行い、
ＡｔＮの粗大化を図るようにした技術が提案されている
。しかし、こうした技術は、スラブの厚さ方向でＡＩＮ
の粗大化を不均一にする要因となり、特性の均一性が重
要である電磁鋼板の製造法としては、必ずしも十分なも
のとは言い難い。
本発明はこのような従来の問題に踊みなされたもので、
直送圧延技術を電磁鋼板の製造プロセスにおいて実現す
るため、従来問題となっていた直送圧延におけるＡｔＮ
、 ＭｎＳの析出形態制御を独自の成分設計と処理条
件の規定とにより可能ならしめたものであり、直送圧延
途中で析出するんαおよびＭｎＢを、紅とＳの量を規制
することによって磁気特性に問題とならないレベルまで
低減させ、さらｋ、不可避的に析出する窒化物をＢＮ
として粗大析出させることを骨子とするものである。
直送圧延技術を電磁鋼板の製造プロセスにおいて実現す
るため、従来問題となっていた直送圧延におけるＡｔＮ
、 ＭｎＳの析出形態制御を独自の成分設計と処理条
件の規定とにより可能ならしめたものであり、直送圧延
途中で析出するんαおよびＭｎＢを、紅とＳの量を規制
することによって磁気特性に問題とならないレベルまで
低減させ、さらｋ、不可避的に析出する窒化物をＢＮ
として粗大析出させることを骨子とするものである。
すなわち、本願筒１の発明は、ｃ ： ｏ、ｏ ｔｗｔ
％以下、Ｓｔ ： １．０〜４．Ｏｗｔ％、Ｍｎ ：
０．１〜０．５ｗｔ％、Ｓ ： ０．００５ｗｔ％未満
、Ａｔ：０．００２ｗｔ％以下、Ｐ：０．０５ｗｔ％以
下、Ｎ：ｏ、ｏ０３０ｗｔ％以下、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなる連続鋳造スラブを、鋳片表面温度が
１０００℃を下回らない状態、または鋳片表面温度が６
００℃を下回らない温度域から１０００℃以上に再加熱
して１０分以上均熱した状態のいずれかから熱間圧延を
開始し、仕上温度−７５０〜８５０℃で圧延を終了した
後、６５０℃未満で巻取り、との熱延鋼帯な下記条件（
１）または（２）を満足する均熱温度Ｔ （℃）および
均熱時間ｔ（分）で熱延板焼鈍し、 次いで、１回若しくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間
圧延を施した後、８００〜１０５０℃の範囲で連続焼鈍
するようにしたものである。
％以下、Ｓｔ ： １．０〜４．Ｏｗｔ％、Ｍｎ ：
０．１〜０．５ｗｔ％、Ｓ ： ０．００５ｗｔ％未満
、Ａｔ：０．００２ｗｔ％以下、Ｐ：０．０５ｗｔ％以
下、Ｎ：ｏ、ｏ０３０ｗｔ％以下、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなる連続鋳造スラブを、鋳片表面温度が
１０００℃を下回らない状態、または鋳片表面温度が６
００℃を下回らない温度域から１０００℃以上に再加熱
して１０分以上均熱した状態のいずれかから熱間圧延を
開始し、仕上温度−７５０〜８５０℃で圧延を終了した
後、６５０℃未満で巻取り、との熱延鋼帯な下記条件（
１）または（２）を満足する均熱温度Ｔ （℃）および
均熱時間ｔ（分）で熱延板焼鈍し、 次いで、１回若しくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間
圧延を施した後、８００〜１０５０℃の範囲で連続焼鈍
するようにしたものである。
また、本願第２の発明は、Ｃ：Ｑ、０１ｗｔ％以下、Ｓ
ｔ ： １．０〜４．Ｏｗｔ％、 Ｍｎ ： ０．１〜
０．５ ｗｔ％。
ｔ ： １．０〜４．Ｏｗｔ％、 Ｍｎ ： ０．１〜
０．５ ｗｔ％。
８：０．ＯＯ！Ｓｗｔ％未満、Ａｔ：０．０１ｗｔ％以
下、Ｐ：０．０５ｗｔ％以下、Ｎ：０．００３０ｗｔ％
以下で、且つＢ（ｗｔ％） ／Ｎ 〔ｗｔ％〕が０．５
〜２．０のＢを含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる連続鋳造スラブを、上記と同様の条件で処理する
ようにしたものである。
下、Ｐ：０．０５ｗｔ％以下、Ｎ：０．００３０ｗｔ％
以下で、且つＢ（ｗｔ％） ／Ｎ 〔ｗｔ％〕が０．５
〜２．０のＢを含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる連続鋳造スラブを、上記と同様の条件で処理する
ようにしたものである。
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
まず、鋼成分の限定理由について説明する。
Ｃ：本発明は熱延板焼鈍時の粒成長性を向上させる狙い
からＣを０．０１ｗｔ％以下とする。
からＣを０．０１ｗｔ％以下とする。
特に、磁気時効の観点からは最終的には０．００５ｗｔ
％未満が好ましく、製鋼時の脱ガスプロセスで脱炭する
か、最終焼鈍時に脱炭を行うものとする。
％未満が好ましく、製鋼時の脱ガスプロセスで脱炭する
か、最終焼鈍時に脱炭を行うものとする。
Ｓｌ：本発明では高級電磁鋼板に要求される鉄損値を満
足させるため、１．０ｗ１％以上のＳｌを添加した鋼を
対象とする。しかし、Ｓｌを多量に添加した場合は製造
が困難になるばかりでなく、経済的な観点からも汎用性
に乏しくなるため、その上限を４．０ｗｔ％とする。
足させるため、１．０ｗ１％以上のＳｌを添加した鋼を
対象とする。しかし、Ｓｌを多量に添加した場合は製造
が困難になるばかりでなく、経済的な観点からも汎用性
に乏しくなるため、その上限を４．０ｗｔ％とする。
Ｍｎ ： Ｍｎは直送圧延にて電磁鋼板を製造する場合
、鋼中ＳをＭｎＳとして析出させることから、そのサイ
ズコントロールという点で非常に重要な元素である。本
発明では鋼中Ｓを十分に析出させるためその下限を０．
１ｗｔ％とする。また％Ｍｎの上限は磁気特性に悪影響
を及ぼさない限界として０．５ ｗｔ％とする。
、鋼中ＳをＭｎＳとして析出させることから、そのサイ
ズコントロールという点で非常に重要な元素である。本
発明では鋼中Ｓを十分に析出させるためその下限を０．
１ｗｔ％とする。また％Ｍｎの上限は磁気特性に悪影響
を及ぼさない限界として０．５ ｗｔ％とする。
Ｓ：Ｓは直送圧延下でＭｎＳの析出総量を規制する狙い
から０．００５ｗｔ％未満とする。
から０．００５ｗｔ％未満とする。
Ａｔ ： Ａｔは本発明において重要な元素であり、従
来の技術がＡｔＮの析出形態の制御を狙いとしたのに対
し１本発明では紅を極力低下させ、ＡｔＮを磁気特性上
問題とならないレベルまで低下させることを狙いとして
いる。
来の技術がＡｔＮの析出形態の制御を狙いとしたのに対
し１本発明では紅を極力低下させ、ＡｔＮを磁気特性上
問題とならないレベルまで低下させることを狙いとして
いる。
このためＡｔは０．００２ｗｔ％以下に規制される。し
かし、後述するようなりを添加する場合には、第１図に
示されるように０．０１ｗｔ％以下とすることで優れた
特性が得られる。
かし、後述するようなりを添加する場合には、第１図に
示されるように０．０１ｗｔ％以下とすることで優れた
特性が得られる。
Ｐ：Ｐは低Ｓｔ電磁鋼板の鉄損を下げる安価で且つ有効
な元素であるが、多量に添加すると硬質となるばかりで
なく、スラブ割れ等の原因となり、このため０．０５ｗ
ｔ％をその上限とする。
な元素であるが、多量に添加すると硬質となるばかりで
なく、スラブ割れ等の原因となり、このため０．０５ｗ
ｔ％をその上限とする。
Ｎ：Ｎは熱延過程で微細なＡｔＮとして析出し、熱延板
の粒成長のみならず、冷圧後の最終焼鈍においても粒成
長を阻害する。本発明は■の析出をなるべく抑え、好ま
しくは後述するＢの添加によりＢＮとして析出させるよ
うにするものであり、ＡｔＮ、ＢＮとしての析出量を規
制するためＮの上限を０．００３０ｗｔ％とする。
の粒成長のみならず、冷圧後の最終焼鈍においても粒成
長を阻害する。本発明は■の析出をなるべく抑え、好ま
しくは後述するＢの添加によりＢＮとして析出させるよ
うにするものであり、ＡｔＮ、ＢＮとしての析出量を規
制するためＮの上限を０．００３０ｗｔ％とする。
Ｂ：Ｂは本発明において最も重要な元素の１つであり、
特に直送圧延時に析出するＡｆｆｌをＡｔ量を規制する
ことで極力低減させ、不可避的に含まれるＮをＢＮとし
て析出させる。第１図は低鉄損値（ΔＷ１５／ｙ３は通
常のＨＣｌ材との鉄損値の差）が得られるＢ／Ｎの領域
をＡｊ量との関係で調べたもので、Ａｔ：０．０１ｗｔ
％以下において、Ｂ／Ｎ ： ０．５〜２．０の範囲で
通常のＨＣｌ材とほぼ同等の低鉄損値が得られている。
特に直送圧延時に析出するＡｆｆｌをＡｔ量を規制する
ことで極力低減させ、不可避的に含まれるＮをＢＮとし
て析出させる。第１図は低鉄損値（ΔＷ１５／ｙ３は通
常のＨＣｌ材との鉄損値の差）が得られるＢ／Ｎの領域
をＡｊ量との関係で調べたもので、Ａｔ：０．０１ｗｔ
％以下において、Ｂ／Ｎ ： ０．５〜２．０の範囲で
通常のＨＣｌ材とほぼ同等の低鉄損値が得られている。
このため本発明では、ＢをＢ／Ｎ：０．５〜２．０の範
囲で添加する。
囲で添加する。
本発明では以上のような組成の連続鋳造スラブを直送圧
延するが、この直送圧延の圧延を開始するスラブ温度（
鋳片表面温度、以下同様）を１０００℃以上とした。こ
れは、圧延開始温度が１０００℃未満であると、本発明
が規定する仕上温度および巻取温度を確保することが困
難となり、熱延時の歪誘起析出および巻取後のＢＮの成
長が不十分となるためである。また、本発明ではスラブ
温度が１０００℃未満となった場合でもその下限を６０
０℃とし、この６００℃以上の温度域から１０００℃以
上に再加熱して圧延を行うことができ、これによっても
所望の特性を得ることができる。スラブ温度が６００℃
未満となると、もはや短時間の再加熱処理でスラブ中心
部まで均一加熱することが困難となり、従来のようなス
ラブ加熱が不可避となる。つまり経済的観点から本発明
のメリットが損われることになる。なお、スラブを再加
熱する際の均熱時間は、１０分以上確保すれば十分な特
性が得られるが、均熱時間が長くなり過ぎることは経済
上得策ではなく、このため均熱時間は４０分以下が好ま
しい。
延するが、この直送圧延の圧延を開始するスラブ温度（
鋳片表面温度、以下同様）を１０００℃以上とした。こ
れは、圧延開始温度が１０００℃未満であると、本発明
が規定する仕上温度および巻取温度を確保することが困
難となり、熱延時の歪誘起析出および巻取後のＢＮの成
長が不十分となるためである。また、本発明ではスラブ
温度が１０００℃未満となった場合でもその下限を６０
０℃とし、この６００℃以上の温度域から１０００℃以
上に再加熱して圧延を行うことができ、これによっても
所望の特性を得ることができる。スラブ温度が６００℃
未満となると、もはや短時間の再加熱処理でスラブ中心
部まで均一加熱することが困難となり、従来のようなス
ラブ加熱が不可避となる。つまり経済的観点から本発明
のメリットが損われることになる。なお、スラブを再加
熱する際の均熱時間は、１０分以上確保すれば十分な特
性が得られるが、均熱時間が長くなり過ぎることは経済
上得策ではなく、このため均熱時間は４０分以下が好ま
しい。
熱間圧延では、フェライトの細粒化が十分に進行するよ
う、熱延仕上温度を８５０℃以下とする。また、熱延時
の圧延負荷の観点から仕上温度の下限を７５０℃とする
。また、巻取後の徐冷却で不均一な再結晶が起らないよ
５にするため、熱延巻取温度を６５０℃未満とする。
う、熱延仕上温度を８５０℃以下とする。また、熱延時
の圧延負荷の観点から仕上温度の下限を７５０℃とする
。また、巻取後の徐冷却で不均一な再結晶が起らないよ
５にするため、熱延巻取温度を６５０℃未満とする。
本発明では、熱間圧延後、熱延板焼鈍を行うことを必須
とする。これは１．０以上の８１を含む熱延板組織を冷
間圧延前に十分再結晶させておくことが、磁気特性上好
ましい集合組織の発達をもたらすためである。このよう
な熱延板焼鈍は、下記条件（１）または（２）を満足す
る均熱温度Ｔ （”Ｃ）および均熱時間ｔ（分）で行わ
れる。
とする。これは１．０以上の８１を含む熱延板組織を冷
間圧延前に十分再結晶させておくことが、磁気特性上好
ましい集合組織の発達をもたらすためである。このよう
な熱延板焼鈍は、下記条件（１）または（２）を満足す
る均熱温度Ｔ （”Ｃ）および均熱時間ｔ（分）で行わ
れる。
第２図は熱延板焼鈍において、低鉄損値（Δｗ１ｓ／ｗ
は通常のＨＣＲ材との鉄損値の差）が得られる均熱時間
および均熱温度の領域を調べたもので、上記の範囲外子
→、すなわち下限を下回る均熱温度および均熱時間では
十分な再結晶粒成長が進まず、また上限を超える均熱温
度および均熱時間では、再結晶粒の粗大化および加熱雰
囲気からの吸窒により。
は通常のＨＣＲ材との鉄損値の差）が得られる均熱時間
および均熱温度の領域を調べたもので、上記の範囲外子
→、すなわち下限を下回る均熱温度および均熱時間では
十分な再結晶粒成長が進まず、また上限を超える均熱温
度および均熱時間では、再結晶粒の粗大化および加熱雰
囲気からの吸窒により。
いずれも磁気特性が劣化する問題があり、通常のＨＣＲ
材並みの鉄損値は得られない。
材並みの鉄損値は得られない。
また％ Ｔ＞８９０℃となると、フェライト粒の異常粒
成長が生じ、冷圧後の表面に粗大粒に起因した凹凸が発
生し、占積率の低下をもたらす。
成長が生じ、冷圧後の表面に粗大粒に起因した凹凸が発
生し、占積率の低下をもたらす。
なお、均熱時間が長過ぎると、フェライト粒の粗大化の
みならず通常の焼鈍雰囲気では鋼板表面からの窒化が問
題となり、最終焼鈍後の鉄損増大の原因となる。
みならず通常の焼鈍雰囲気では鋼板表面からの窒化が問
題となり、最終焼鈍後の鉄損増大の原因となる。
熱延板焼鈍された熱延鋼帯は常法にしたがい１回若しく
は中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を経て、８００
〜１０５０℃の温度で連続焼鈍される。
は中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を経て、８００
〜１０５０℃の温度で連続焼鈍される。
上記中間焼鈍は通常７５０〜９００℃穆度の均熱温度で
行われ、この焼鈍方式はコイル状焼鈍、連続焼鈍のいず
れでもよい。
行われ、この焼鈍方式はコイル状焼鈍、連続焼鈍のいず
れでもよい。
最終焼鈍は連続焼鈍により行う。その加熱温度は８００
℃未満では十分粒成長ができず、一方加熱温度が１０５
０℃を超えるとフェライト粒が大きくなり過ぎ、逆に鉄
損が増大してしまう。
℃未満では十分粒成長ができず、一方加熱温度が１０５
０℃を超えるとフェライト粒が大きくなり過ぎ、逆に鉄
損が増大してしまう。
実施例 １゜
第１表に示す寛１、ｍ３ｓＮａ１４の各鋼成分の連続鋳
造スラブを第２表に示す条件で直送熱間圧延（板厚２箇
）した後、熱延板焼鈍した０次いで酸洗、冷間圧延（板
厚０．５露）シた後、連続焼鈍ラインによる最終焼鈍を
施した。得られた鋼板の磁気特性を第２表に併せて示す
。
造スラブを第２表に示す条件で直送熱間圧延（板厚２箇
）した後、熱延板焼鈍した０次いで酸洗、冷間圧延（板
厚０．５露）シた後、連続焼鈍ラインによる最終焼鈍を
施した。得られた鋼板の磁気特性を第２表に併せて示す
。
実施例 １
第１表に示すＮａ１４の鋼成分の連続鋳造スラブを、篤
３表に示す条件で再加熱・熱間圧延（板厚２． Ｏｗｍ
） した後、熱延板焼鈍した。次いで、酸洗・冷間圧
延（板厚０．５ ｍ ）した後、連続焼鈍ラインによる
最終焼鈍を施した。得られた鋼板の磁気特性を第３表に
併せて示す。
３表に示す条件で再加熱・熱間圧延（板厚２． Ｏｗｍ
） した後、熱延板焼鈍した。次いで、酸洗・冷間圧
延（板厚０．５ ｍ ）した後、連続焼鈍ラインによる
最終焼鈍を施した。得られた鋼板の磁気特性を第３表に
併せて示す。
実施例 ３゜
第１表に示す各鋼成分の連続鋳造スラブを加熱炉に装入
することなく、鋳片表面温度が１０００℃以上の状態か
ら直送圧延し、仕上温度７８０〜８２０℃で板厚２．０
ｓｗ＊に熱延した後、５６０〜６１０℃で巻取り、 次
いで第４表に示す条件で熱延板焼鈍を施した。
することなく、鋳片表面温度が１０００℃以上の状態か
ら直送圧延し、仕上温度７８０〜８２０℃で板厚２．０
ｓｗ＊に熱延した後、５６０〜６１０℃で巻取り、 次
いで第４表に示す条件で熱延板焼鈍を施した。
この熱延板な酸洗後、板厚０．５ ｍまで冷間圧延した
後、第４表に示す温度で連続焼鈍した。このようＫして
得られた鋼板の磁気
後、第４表に示す温度で連続焼鈍した。このようＫして
得られた鋼板の磁気
第１図は低鉄損値が得られるａ／Ｎの領域を紅量との関
係で示したものである。第２図は熱延板焼鈍において低
鉄損値が得られる均熱時間および均熱温度の領域を示し
たものである。 特許出血入 日本鋼管株式会社 発 明 者 西 本 昭 彦同 細 谷 佳 弘 同 占 部 俊 明
係で示したものである。第２図は熱延板焼鈍において低
鉄損値が得られる均熱時間および均熱温度の領域を示し
たものである。 特許出血入 日本鋼管株式会社 発 明 者 西 本 昭 彦同 細 谷 佳 弘 同 占 部 俊 明
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０〜４．０
ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｓ：０．００５
ｗｔ％未満、Ａｌ：０．００２ｗｔ％以下、Ｐ：０．０
５ｗｔ％以下、Ｎ：０．００３０ｗｔ％以下、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、 鋳片表面温度が１０００℃を下回らない状 態、または鋳片表面温度が６００℃を下回 らない温度域から１０００℃以上に再加熱 して１０分以上均熱した状態のいずれか から熱間圧延を開始し、仕上温度７５０〜 ８５０℃で圧延を終了した後、６５０℃未満で巻取り、
この熱延鋼帯を下記条件（１）または（２）を満足する
均熱温度Ｔ（℃）および均熱時間ｔ（分）で熱延板焼鈍
し、 ７７０≦Ｔ≦８９０｝ −１００ｌｎｔ＋１１７０≦Ｔ≦−１００ｌｎｔ＋１４
３１｝（１）８９０≦Ｔ≦９７０｝ −１００ｌｎｔ＋９７９≦Ｔ≦−１００ｌｎｔ＋１０６
９｝（２）次いで、１回若しくは中間焼鈍をはさむ ２回以上の冷間圧延を施した後、８００〜 １０５０℃の範囲で連続焼鈍することを特 徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。 - （２）Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０〜４．０
ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜０．５ｗｔ％、Ｓ：０．００５
ｗｔ％未満、Ａｌ：０．０１ｗｔ％以下、ｐ：０．０５
ｗｔ％以下、Ｎ：０．００３０ｗｔ％以下で、且つＢ〔
ｗｔ％〕／Ｎ〔ｗｔ％〕が０．５〜２．０のＢを含み、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる連続鋳造 スラブを、鋳片表面温度が１０００℃を下 回らない状態、または鋳片表面温度が ６００℃を下回らない温度域から１０００℃以上に再加
熱して１０分以上均熱した状 態のいずれかから熱間圧延を開始し、仕 上温度７５０〜８５０℃で圧延を終了した後、６５０℃
未満で巻取り、この熱延鋼帯を下 記条件（１）または（２）を満足する均熱温度Ｔ（℃）
および均熱時間ｔ（分）で熱延板焼鈍し、 ７７０≦Ｔ≦８９０｝ −１００ｌｎｔ＋１１７０≦Ｔ≦−１００ｌｎｔ＋１４
３１｝（１）８９０≦Ｔ≦９７０｝ −１００ｌｎｔ＋９７９≦Ｔ≦−１００ｌｎｔ＋１０６
９｝（２）次いで、１回若しくは中間焼鈍をはさむ ２回以上の冷間圧延を施した後、８００〜 １０５０℃の範囲で連続焼鈍することを特 徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (6)
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|---|---|---|---|
| JP1041661A JPH07116507B2 (ja) | 1989-02-23 | 1989-02-23 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| FR9001908A FR2643387B1 (fr) | 1989-02-23 | 1990-02-16 | Procede de fabrication de feuillards d'acier magnetique non-oriente |
| CA002010587A CA2010587A1 (en) | 1989-02-23 | 1990-02-21 | Method of making non-oriented magnetic steel strips |
| DE4005807A DE4005807C2 (de) | 1989-02-23 | 1990-02-23 | Verfahren zum Herstellen von nichtorientiertem Magnetstahlblech |
| KR1019900002330A KR950013287B1 (ko) | 1989-02-23 | 1990-02-23 | 무방향성 전자 강스트립의 제조방법 |
| US07/748,180 US5102478A (en) | 1989-02-23 | 1991-08-20 | Method of making non-oriented magnetic steel strips |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1041661A JPH07116507B2 (ja) | 1989-02-23 | 1989-02-23 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02221326A true JPH02221326A (ja) | 1990-09-04 |
| JPH07116507B2 JPH07116507B2 (ja) | 1995-12-13 |
Family
ID=12614565
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1041661A Expired - Lifetime JPH07116507B2 (ja) | 1989-02-23 | 1989-02-23 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (6)
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|---|---|
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| JP (1) | JPH07116507B2 (ja) |
| KR (1) | KR950013287B1 (ja) |
| CA (1) | CA2010587A1 (ja) |
| DE (1) | DE4005807C2 (ja) |
| FR (1) | FR2643387B1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014061246A1 (ja) * | 2012-10-16 | 2014-04-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法 |
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| ES2146714T3 (es) * | 1994-04-26 | 2000-08-16 | Ltv Steel Co Inc | Procedimiento para la fabricacion de aceros electricos. |
| JP3240035B2 (ja) * | 1994-07-22 | 2001-12-17 | 川崎製鉄株式会社 | コイル全長にわたり磁気特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法 |
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| CN113106224B (zh) * | 2021-03-18 | 2022-11-01 | 武汉钢铁有限公司 | 一种提高无取向硅钢铁损均匀性的方法 |
| DE102021115174A1 (de) | 2021-06-11 | 2021-11-11 | Technische Universität Bergakademie Freiberg, Körperschaft des öffentlichen Rechts | Verfahren zur Herstellung eines höherpermeablen, nichtkornorientierten Elektrobleches und dessen Verwendung |
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-
1989
- 1989-02-23 JP JP1041661A patent/JPH07116507B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1990
- 1990-02-16 FR FR9001908A patent/FR2643387B1/fr not_active Expired - Fee Related
- 1990-02-21 CA CA002010587A patent/CA2010587A1/en not_active Abandoned
- 1990-02-23 KR KR1019900002330A patent/KR950013287B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1990-02-23 DE DE4005807A patent/DE4005807C2/de not_active Expired - Fee Related
-
1991
- 1991-08-20 US US07/748,180 patent/US5102478A/en not_active Expired - Fee Related
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| KR950013287B1 (ko) | 1995-11-02 |
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