JPH11279642A - 磁気特性および被膜形成の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性および被膜形成の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH11279642A JPH11279642A JP8399298A JP8399298A JPH11279642A JP H11279642 A JPH11279642 A JP H11279642A JP 8399298 A JP8399298 A JP 8399298A JP 8399298 A JP8399298 A JP 8399298A JP H11279642 A JPH11279642 A JP H11279642A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- steel sheet
- grain
- annealing
- temp
- 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.)
- Withdrawn
Links
Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 低温スラブ加熱と、仕上焼鈍の窒素分圧と昇
温速度との関係を特定し、磁気特性、被膜形成の優れた
一方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０２０〜０．０７５％，Ｓｉ：
２．５〜５．０％、その他Ｍｎ，Ｓ及び／またはＳｅ、
酸可溶性Ａｌ、Ｎ、Ｓｎ：０．０２〜０．１５％，Ｃ
ｒ：０．０３〜０．２０％からなる電磁鋼スラブを、１
２８０℃以下に加熱後熱延し、酸洗、冷延、脱炭焼鈍、
窒化処理、仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法
において、仕上焼鈍の昇温過程の雰囲気：ＰＨ2 Ｏ／Ｐ
Ｈ2 を、昇温開始から７５０℃〜８５０℃内の切り替え
温度までは０．０５〜０．３、以後均熱温度までは０．
０５未満とし、かつ９００℃から均熱温度までの昇温速
度Ｒ（℃／ｈ）と雰囲気ガスの窒素分圧Ｎ（％）を次の
条件で焼鈍する。条件：１７−０．２５Ｎ≦Ｒ≦４０−
１．２５Ｎ（但し、Ｎmax ：２０）
温速度との関係を特定し、磁気特性、被膜形成の優れた
一方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０２０〜０．０７５％，Ｓｉ：
２．５〜５．０％、その他Ｍｎ，Ｓ及び／またはＳｅ、
酸可溶性Ａｌ、Ｎ、Ｓｎ：０．０２〜０．１５％，Ｃ
ｒ：０．０３〜０．２０％からなる電磁鋼スラブを、１
２８０℃以下に加熱後熱延し、酸洗、冷延、脱炭焼鈍、
窒化処理、仕上焼鈍を施す一方向性電磁鋼板の製造方法
において、仕上焼鈍の昇温過程の雰囲気：ＰＨ2 Ｏ／Ｐ
Ｈ2 を、昇温開始から７５０℃〜８５０℃内の切り替え
温度までは０．０５〜０．３、以後均熱温度までは０．
０５未満とし、かつ９００℃から均熱温度までの昇温速
度Ｒ（℃／ｈ）と雰囲気ガスの窒素分圧Ｎ（％）を次の
条件で焼鈍する。条件：１７−０．２５Ｎ≦Ｒ≦４０−
１．２５Ｎ（但し、Ｎmax ：２０）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電気機器の鉄心に
用いられる一方向性電磁鋼板の製造方法に関するもの
で、これにより鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板
の製造を可能とする。
用いられる一方向性電磁鋼板の製造方法に関するもの
で、これにより鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板
の製造を可能とする。
【０００２】
【従来の技術】一方向性電磁鋼板は鋼板面が｛１１０｝
面で、圧延方向が＜１００＞軸を有するいわゆるゴス方
位（ミラ−指数で｛１１０｝＜００１＞方位を表す）を
持つ結晶粒から構成されており、軟磁性材料として変圧
器及び発電器用の鉄心に使用されている。この鋼板は磁
気特性として磁化特性と鉄損特性が良好でなければなら
ない。磁化特性の良否はかけられた一定の磁場中で鉄心
内に誘起される磁束密度の高低で決まり、磁束密度の高
い製品では鉄芯を小型化できる。磁束密度の高さは鋼板
結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞に高度に揃えるこ
とによって達成できる。鉄損は鉄心に所定の交流磁場を
与えた場合に熱エネルギ−として消費される電力損失で
あり、その良否に対して磁束密度、板厚、被膜張力、不
純物量、比抵抗、結晶粒の大きさ等が影響する。磁束密
度の高い鋼板は電気機器の鉄心を小さくでき、又鉄損も
小さくなるので望ましく、当該技術分野ではできる限り
磁束密度の高い製品を易いコストで製造する方法の開発
が課題である。
面で、圧延方向が＜１００＞軸を有するいわゆるゴス方
位（ミラ−指数で｛１１０｝＜００１＞方位を表す）を
持つ結晶粒から構成されており、軟磁性材料として変圧
器及び発電器用の鉄心に使用されている。この鋼板は磁
気特性として磁化特性と鉄損特性が良好でなければなら
ない。磁化特性の良否はかけられた一定の磁場中で鉄心
内に誘起される磁束密度の高低で決まり、磁束密度の高
い製品では鉄芯を小型化できる。磁束密度の高さは鋼板
結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞に高度に揃えるこ
とによって達成できる。鉄損は鉄心に所定の交流磁場を
与えた場合に熱エネルギ−として消費される電力損失で
あり、その良否に対して磁束密度、板厚、被膜張力、不
純物量、比抵抗、結晶粒の大きさ等が影響する。磁束密
度の高い鋼板は電気機器の鉄心を小さくでき、又鉄損も
小さくなるので望ましく、当該技術分野ではできる限り
磁束密度の高い製品を易いコストで製造する方法の開発
が課題である。
【０００３】ところで、現在、工業生産されている代表
的な一方向性電磁鋼板の製造方法として３種類あるが、
各々については長所、短所がある。第一の技術はＦ．
Ｍ．Ｌｉｔｔｍａｎｎによる特公昭３０−３６５１号公
報に示されたＭｎＳを用いた２回冷延工程であり、得ら
れる二次再結晶粒は安定して発達するが、高い磁束密度
が得られない。
的な一方向性電磁鋼板の製造方法として３種類あるが、
各々については長所、短所がある。第一の技術はＦ．
Ｍ．Ｌｉｔｔｍａｎｎによる特公昭３０−３６５１号公
報に示されたＭｎＳを用いた２回冷延工程であり、得ら
れる二次再結晶粒は安定して発達するが、高い磁束密度
が得られない。
【０００４】第二の技術は田口等による特公昭４０−１
５６４４号公報に示されたＡｌＮ＋ＭｎＳを用いた最終
冷延圧延率を８０％以上の強圧下率とするプロセスであ
り、高い磁束密度は得られるが、工業生産に際しては製
造条件の厳密なコントロ−ルが要求される。第三の技術
は今中等による特公昭５１−１３４６９号公報に示され
たＭｎＳ（及び／又はＭｎＳｅ）＋Ｓｂを含有する珪素
鋼を２回冷延工程によって製造するプロセスであり、比
較的に高い磁束密度は得られている。
５６４４号公報に示されたＡｌＮ＋ＭｎＳを用いた最終
冷延圧延率を８０％以上の強圧下率とするプロセスであ
り、高い磁束密度は得られるが、工業生産に際しては製
造条件の厳密なコントロ−ルが要求される。第三の技術
は今中等による特公昭５１−１３４６９号公報に示され
たＭｎＳ（及び／又はＭｎＳｅ）＋Ｓｂを含有する珪素
鋼を２回冷延工程によって製造するプロセスであり、比
較的に高い磁束密度は得られている。
【０００５】上記３種類の技術においては共通して次の
ような問題がある。即ち、上記技術はいずれもが析出物
を微細、均一に制御する技術として熱延に先立つスラブ
加熱温度を、１２５０℃超、実際には１３００℃以上と
極めて高い温度にすることによって粗大に析出している
析出物を一旦固溶させ、さの後の熱延中、或いは熱処理
中に析出させている。スラブ加熱温度を上げることはス
ラブ加熱時の使用エネルギ−の増大、設備損傷率の増大
等の他、材質的にはスラブの結晶組織に起因する線状の
二次再結晶不良が発生し、特に薄手材、高Ｓｉ材におい
て顕著になってくる。
ような問題がある。即ち、上記技術はいずれもが析出物
を微細、均一に制御する技術として熱延に先立つスラブ
加熱温度を、１２５０℃超、実際には１３００℃以上と
極めて高い温度にすることによって粗大に析出している
析出物を一旦固溶させ、さの後の熱延中、或いは熱処理
中に析出させている。スラブ加熱温度を上げることはス
ラブ加熱時の使用エネルギ−の増大、設備損傷率の増大
等の他、材質的にはスラブの結晶組織に起因する線状の
二次再結晶不良が発生し、特に薄手材、高Ｓｉ材におい
て顕著になってくる。
【０００６】このような高温スラブ加熱法に対し特開昭
６２−４０３１５号公報或いは特開平５−１１２８２７
号公報に開示されている技術、即ち二次再結晶に必要な
インヒビタ−は、脱炭焼鈍（一次再結晶）完了以降から
仕上げ焼鈍における二次再結晶発現以前までに造り込む
ものがある。その手段は、鋼中にＮを侵入させることに
よって、インヒビタ−として機能する（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ
を形成させるものである。
６２−４０３１５号公報或いは特開平５−１１２８２７
号公報に開示されている技術、即ち二次再結晶に必要な
インヒビタ−は、脱炭焼鈍（一次再結晶）完了以降から
仕上げ焼鈍における二次再結晶発現以前までに造り込む
ものがある。その手段は、鋼中にＮを侵入させることに
よって、インヒビタ−として機能する（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ
を形成させるものである。
【０００７】鋼中にＮを侵入させる手段としては、仕上
焼鈍昇温過程での雰囲気ガスからのＮの侵入を利用する
か、脱炭焼鈍後段領域或いは脱炭焼鈍完了後のストリツ
プを連続ラインでＮＨ3 等の窒化原となる雰囲気ガスを
も用いて行う。これらの方法によって磁気特性の良好な
一方向性電磁鋼板が得られているが、更なる高品質方向
性電磁鋼板が望まれるところである。
焼鈍昇温過程での雰囲気ガスからのＮの侵入を利用する
か、脱炭焼鈍後段領域或いは脱炭焼鈍完了後のストリツ
プを連続ラインでＮＨ3 等の窒化原となる雰囲気ガスを
も用いて行う。これらの方法によって磁気特性の良好な
一方向性電磁鋼板が得られているが、更なる高品質方向
性電磁鋼板が望まれるところである。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】一方向性電磁鋼板の製
造方法においては、脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の粒径及
びその集合組織が二次再結晶粒の発達並びに磁気特性を
大きく左右することは勿論であるが、脱炭焼鈍後に行う
仕上焼鈍は良好なＧｏｓｓ組織の発達及びフォルステラ
イト被膜を形成させる上で重要な工程である。特に、仕
上焼鈍昇温過程におけるインヒビタ−の変動が、二次再
結晶粒の発達及びその方位集積度を左右する。この変動
因子として、昇温過程の雰囲気ガスの組成（Ｎ，Ｈの割
合）、昇温速度或いはフォルステライト被膜形成状態等
がある。良好な被膜を形成させるためには昇温過程にお
ける雰囲気ガスの酸化ポテンシャルのコントロ−ルが重
要である。
造方法においては、脱炭焼鈍後の一次再結晶粒の粒径及
びその集合組織が二次再結晶粒の発達並びに磁気特性を
大きく左右することは勿論であるが、脱炭焼鈍後に行う
仕上焼鈍は良好なＧｏｓｓ組織の発達及びフォルステラ
イト被膜を形成させる上で重要な工程である。特に、仕
上焼鈍昇温過程におけるインヒビタ−の変動が、二次再
結晶粒の発達及びその方位集積度を左右する。この変動
因子として、昇温過程の雰囲気ガスの組成（Ｎ，Ｈの割
合）、昇温速度或いはフォルステライト被膜形成状態等
がある。良好な被膜を形成させるためには昇温過程にお
ける雰囲気ガスの酸化ポテンシャルのコントロ−ルが重
要である。
【０００９】本発明はこれら因子の組み合わせを適正に
することによって良好な被膜を有する磁気特性の優れた
一方向性電磁鋼板を安定して製造することを可能とする
と同時に、仕上焼鈍の時間短縮をも可能とすることを狙
いとするものである。
することによって良好な被膜を有する磁気特性の優れた
一方向性電磁鋼板を安定して製造することを可能とする
と同時に、仕上焼鈍の時間短縮をも可能とすることを狙
いとするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、重量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０７５％，Ｓ
ｉ：２．５〜５．０％，Ｍｎ：０．０５〜０．４５％，
Ｓ或いはＳｅを単独又は複合で０．１５％以下、酸可溶
性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％，Ｎ：０．００３５
〜０．０１２％，Ｓｎ：０．０２〜０．１５％，Ｃｒ：
０．０３〜０．２０％、更に必要に応じてＣｕ：０．０
３〜０．３０％を添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなる電磁鋼スラブを、１２８０℃以下の温度に加熱
した後熱延し、酸洗し、最終圧延率が８０％以上となる
圧延をし、次いで脱炭焼鈍をし、窒化処理をし、仕上焼
鈍をする一方向性電磁鋼板の製造方法において、仕上焼
鈍の昇温過程における雰囲気の酸化ポテンシャルＰＨ2
Ｏ／ＰＨ2 を、昇温の始めから７５０℃〜８５０℃内の
切り替え温度までは０．０５〜０．３、上記切り替え温
度から均熱温度までは０．０５未満とし、かつ９００℃
から均熱温度までの昇温速度Ｒ（℃／ｈ）と雰囲気ガス
の窒素分圧Ｎ（％）との関係が次に示す条件を満たすこ
とを特徴とする磁気特性及び被膜形成の優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法である。
ろは、重量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０７５％，Ｓ
ｉ：２．５〜５．０％，Ｍｎ：０．０５〜０．４５％，
Ｓ或いはＳｅを単独又は複合で０．１５％以下、酸可溶
性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％，Ｎ：０．００３５
〜０．０１２％，Ｓｎ：０．０２〜０．１５％，Ｃｒ：
０．０３〜０．２０％、更に必要に応じてＣｕ：０．０
３〜０．３０％を添加し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなる電磁鋼スラブを、１２８０℃以下の温度に加熱
した後熱延し、酸洗し、最終圧延率が８０％以上となる
圧延をし、次いで脱炭焼鈍をし、窒化処理をし、仕上焼
鈍をする一方向性電磁鋼板の製造方法において、仕上焼
鈍の昇温過程における雰囲気の酸化ポテンシャルＰＨ2
Ｏ／ＰＨ2 を、昇温の始めから７５０℃〜８５０℃内の
切り替え温度までは０．０５〜０．３、上記切り替え温
度から均熱温度までは０．０５未満とし、かつ９００℃
から均熱温度までの昇温速度Ｒ（℃／ｈ）と雰囲気ガス
の窒素分圧Ｎ（％）との関係が次に示す条件を満たすこ
とを特徴とする磁気特性及び被膜形成の優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法である。
【００１１】また、本発明においては、上記製造方法に
加えて、最終冷延前に鋼板を９５０℃〜１１７０℃の温
度で焼鈍すること、更に仕上焼鈍における雰囲気ガスの
窒素ガスに含有される酸素の量を５０ｐｐｍ以下とする
ことを特徴とする磁気特性及び被膜形成の優れた一方向
性電磁鋼板の製造方法である。
加えて、最終冷延前に鋼板を９５０℃〜１１７０℃の温
度で焼鈍すること、更に仕上焼鈍における雰囲気ガスの
窒素ガスに含有される酸素の量を５０ｐｐｍ以下とする
ことを特徴とする磁気特性及び被膜形成の優れた一方向
性電磁鋼板の製造方法である。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下本発明を詳細に説明するにあ
たり、先ず、本発明を実験結果に基づいて説明する。重
量％で、Ｃ：０．０６０％，Ｓｉ：３，５％，Ｍｎ：
０．１０％，Ｓ：０．０７％，酸可溶性Ａｌ：０．０２
８％，Ｃｒ：０．１２％，Ｐ：０．０２０％，Ｓｎ：
０．０５％，Ｎ：０．００８６％を含んだスラブを１１
５０℃で加熱し、熱延し２．３ｍｍの熱延板を製造し
た。これを１１２０℃に加熱し、冷却し、次いで９００
℃に維持する焼鈍を行った後急冷した。更に、この焼鈍
された鋼板を酸洗し、０．２３ｍｍに冷延した。この冷
延板を湿水素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍をし一次再結晶
粒の平均粒径をほぼ２３μｍ（画像処理測定）に調整し
た。この後、窒化焼鈍を７５０℃の温度で３０秒間水
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素
量をほぼ２００ｐｐｍに調整した。次いでＭｇＯ，Ｔｉ
Ｏ 2 を主成分とした焼鈍分離剤を塗布し１２００℃の温
度で２０時間の仕上焼鈍を行った。
たり、先ず、本発明を実験結果に基づいて説明する。重
量％で、Ｃ：０．０６０％，Ｓｉ：３，５％，Ｍｎ：
０．１０％，Ｓ：０．０７％，酸可溶性Ａｌ：０．０２
８％，Ｃｒ：０．１２％，Ｐ：０．０２０％，Ｓｎ：
０．０５％，Ｎ：０．００８６％を含んだスラブを１１
５０℃で加熱し、熱延し２．３ｍｍの熱延板を製造し
た。これを１１２０℃に加熱し、冷却し、次いで９００
℃に維持する焼鈍を行った後急冷した。更に、この焼鈍
された鋼板を酸洗し、０．２３ｍｍに冷延した。この冷
延板を湿水素、窒素雰囲気中で脱炭焼鈍をし一次再結晶
粒の平均粒径をほぼ２３μｍ（画像処理測定）に調整し
た。この後、窒化焼鈍を７５０℃の温度で３０秒間水
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素
量をほぼ２００ｐｐｍに調整した。次いでＭｇＯ，Ｔｉ
Ｏ 2 を主成分とした焼鈍分離剤を塗布し１２００℃の温
度で２０時間の仕上焼鈍を行った。
【００１３】この仕上焼鈍の昇温速度と雰囲気ガスの条
件は表１に示す値を用いた。昇温速度の変更開始温度は
９００℃とし、窒素分圧の変更温度は８５０℃とし、８
５０℃までの雰囲気ガスはＨ2 ：７５％，Ｎ2 ：２５％
の混合ガスとした。
件は表１に示す値を用いた。昇温速度の変更開始温度は
９００℃とし、窒素分圧の変更温度は８５０℃とし、８
５０℃までの雰囲気ガスはＨ2 ：７５％，Ｎ2 ：２５％
の混合ガスとした。
【００１４】
【表１】
【００１５】また、室温から８００℃まで雰囲気の酸化
ポテンシャルはほぼ０．１０に調整し、この温度以上で
はＤｒｙガスとした。この結果を図１に示す。この図１
から昇温速度（Ｒ℃／ｈ）と雰囲気の窒素分圧（Ｎ％）
との関係が（１５−０．２５Ｎ）≦Ｒ≦（４０−１２５
Ｎ）、ただし、Ｎｍａｘ：２０、の範囲において、良好
な鉄損特性が得られることが分かる。このことは窒素分
圧を小さくすれば、仕上焼鈍の昇温速度を高めるめられ
るため、仕上焼鈍の時間短縮も可能とするものである。
ポテンシャルはほぼ０．１０に調整し、この温度以上で
はＤｒｙガスとした。この結果を図１に示す。この図１
から昇温速度（Ｒ℃／ｈ）と雰囲気の窒素分圧（Ｎ％）
との関係が（１５−０．２５Ｎ）≦Ｒ≦（４０−１２５
Ｎ）、ただし、Ｎｍａｘ：２０、の範囲において、良好
な鉄損特性が得られることが分かる。このことは窒素分
圧を小さくすれば、仕上焼鈍の昇温速度を高めるめられ
るため、仕上焼鈍の時間短縮も可能とするものである。
【００１６】次に、上記仕上焼鈍における昇温過程での
８００℃までの酸化ポテンシャルの影響を観察し、表２
に示す結果を得た。
８００℃までの酸化ポテンシャルの影響を観察し、表２
に示す結果を得た。
【００１７】
【表２】
【００１８】表２から分かるように、ＰＨ2 Ｏ／Ｐ
Ｈ2 ：０．０５〜０．３０の範囲において、鉄損特性、
被膜形成共良好なものが得られた。なお、本実験に用い
た窒素ガスに含有する酸素は８ｐｐｍであった。次に、
本発明の仕上焼鈍方法について前述した結果を含めて説
明する。
Ｈ2 ：０．０５〜０．３０の範囲において、鉄損特性、
被膜形成共良好なものが得られた。なお、本実験に用い
た窒素ガスに含有する酸素は８ｐｐｍであった。次に、
本発明の仕上焼鈍方法について前述した結果を含めて説
明する。
【００１９】本発明の仕上焼鈍において使用する雰囲気
ガスはＨ2 ，Ｎ2 ，或いはこの混合ガスである。そして
昇温過程における室温から７５０℃〜８５０℃内の切り
替え温度までの間は、ガスの酸化ポテンシャルを０．０
５〜０．３に調整することが必要である。これは脱炭焼
鈍後に形成された酸化層の変質を防ぎ良好なフォルステ
ライト被膜を得るために重要である。０．０５未満では
反応不良となり被膜形成が悪い。一方、０．３を超える
と酸化性が強くなりすぎて被膜が厚くなって磁気特性を
損ない、また点状の金属面が現れ好ましくない。なお、
この間に用いる雰囲気ガスのＨ2 とＮ2 の割合は特に限
定しない。そして、上記の切り替え温度から均熱温度ま
での窒素分圧は２０％以下にする必要がある。窒素分圧
の上限を規制することによって磁気特性、被膜形成とも
変動が少なくなり高位安定化する。
ガスはＨ2 ，Ｎ2 ，或いはこの混合ガスである。そして
昇温過程における室温から７５０℃〜８５０℃内の切り
替え温度までの間は、ガスの酸化ポテンシャルを０．０
５〜０．３に調整することが必要である。これは脱炭焼
鈍後に形成された酸化層の変質を防ぎ良好なフォルステ
ライト被膜を得るために重要である。０．０５未満では
反応不良となり被膜形成が悪い。一方、０．３を超える
と酸化性が強くなりすぎて被膜が厚くなって磁気特性を
損ない、また点状の金属面が現れ好ましくない。なお、
この間に用いる雰囲気ガスのＨ2 とＮ2 の割合は特に限
定しない。そして、上記の切り替え温度から均熱温度ま
での窒素分圧は２０％以下にする必要がある。窒素分圧
の上限を規制することによって磁気特性、被膜形成とも
変動が少なくなり高位安定化する。
【００２０】磁気特性が高位安定化する理由としては、
鋼板への窒化によるインヒビタ−の変動をなくし良好な
ゴス組織を発達させるものと考えている。唯この場合、
窒素分圧が低くなる程、二次再結晶温度域での脱窒が起
こり易くなる。従って、この温度域でのインヒビタ−の
弱まる速度と二次再結晶粒の成長速度のバランスをとる
ことが重要である。このバランスをとるため、昇温速度
Ｒ（℃／ｈ）と窒素分圧Ｎ（％）の関係が以下の式を満
足する必要がある。
鋼板への窒化によるインヒビタ−の変動をなくし良好な
ゴス組織を発達させるものと考えている。唯この場合、
窒素分圧が低くなる程、二次再結晶温度域での脱窒が起
こり易くなる。従って、この温度域でのインヒビタ−の
弱まる速度と二次再結晶粒の成長速度のバランスをとる
ことが重要である。このバランスをとるため、昇温速度
Ｒ（℃／ｈ）と窒素分圧Ｎ（％）の関係が以下の式を満
足する必要がある。
【００２１】１７−０．２５Ｎ≦Ｒ≦４０−１．２５Ｎ
（但し、Ｎｍａｘ：２０） 上記式の範囲において良好な磁気特性が得られることは
図１からも明らかである。このことは窒素分圧を低くす
る程昇温速度が上げられことを示しており、仕上焼鈍の
時間短縮化につながる。窒素分圧が２０％を超えると品
質を確保しての時間短縮が不可能になる。また、上記式
においてＲが（１７−０．２５Ｎ）より小さいと二次再
結晶粒の発達が悪くなり、一方、（４０−１．２５Ｎ）
より大きいと二次再結晶粒の発達は良いが、方向性が劣
る。
（但し、Ｎｍａｘ：２０） 上記式の範囲において良好な磁気特性が得られることは
図１からも明らかである。このことは窒素分圧を低くす
る程昇温速度が上げられことを示しており、仕上焼鈍の
時間短縮化につながる。窒素分圧が２０％を超えると品
質を確保しての時間短縮が不可能になる。また、上記式
においてＲが（１７−０．２５Ｎ）より小さいと二次再
結晶粒の発達が悪くなり、一方、（４０−１．２５Ｎ）
より大きいと二次再結晶粒の発達は良いが、方向性が劣
る。
【００２２】良好な被膜が形成される理由は以下に述べ
るとおりである。良好な被膜を形成させるためには少な
くとも８５０℃以上のフォルステライト生成温度域はで
きるだけ酸化ポテンシャルを低くする必要がある。本発
明が良好な被膜形成を可能とする理由は、前記したよう
に低温域の酸化ポテンシャルのコントロ−ルに加えて、
高温域の窒素分圧を低めることによる板間の酸化ポテン
シャルを小さくすることの効果が大きいと考えている。
この温度域の酸化ポテンシャルは０．０５未満である
が、できるだけ小さい値がよい。０．０５以上になると
追加酸化が大きくなり良好なフォルステライト被膜が得
られない。
るとおりである。良好な被膜を形成させるためには少な
くとも８５０℃以上のフォルステライト生成温度域はで
きるだけ酸化ポテンシャルを低くする必要がある。本発
明が良好な被膜形成を可能とする理由は、前記したよう
に低温域の酸化ポテンシャルのコントロ−ルに加えて、
高温域の窒素分圧を低めることによる板間の酸化ポテン
シャルを小さくすることの効果が大きいと考えている。
この温度域の酸化ポテンシャルは０．０５未満である
が、できるだけ小さい値がよい。０．０５以上になると
追加酸化が大きくなり良好なフォルステライト被膜が得
られない。
【００２３】本発明においては、この高温域の板間の酸
化ポテンシャルをできるだけ小さくするという狙いか
ら、使用する窒素ガスの酸素含有量は５０ｐｐｍ以下に
する必要がある。５０ｐｐｍより多いとフォルステライ
ト被膜の形成が悪くなるので出来るだけ少ない方が良
い。昇温速度と窒素分圧との関係を規定する温度を９０
０℃以上とした理由は、二次再結晶温度域がおおよそ９
００℃から１１５０℃の間にあるためで、特にこの温度
域を注意深くコントロ−ルすれば良い。
化ポテンシャルをできるだけ小さくするという狙いか
ら、使用する窒素ガスの酸素含有量は５０ｐｐｍ以下に
する必要がある。５０ｐｐｍより多いとフォルステライ
ト被膜の形成が悪くなるので出来るだけ少ない方が良
い。昇温速度と窒素分圧との関係を規定する温度を９０
０℃以上とした理由は、二次再結晶温度域がおおよそ９
００℃から１１５０℃の間にあるためで、特にこの温度
域を注意深くコントロ−ルすれば良い。
【００２４】次に本発明における出発材料の成分限定理
由を以下の通り説明する。Ｃは、その含有量が０．０２
０％未満になると、二次再結晶が不安定になり、二次再
結晶した場合でも製品の磁束密度がＢ8で１．８０Ｔ程
度と低いものになる。一方、Ｃの含有量が０．０７５％
を超えて多くなりすぎると、脱炭焼鈍時間が長くなり、
生産性を損なう。好ましくは０．０４〜０．０６％がよ
い。
由を以下の通り説明する。Ｃは、その含有量が０．０２
０％未満になると、二次再結晶が不安定になり、二次再
結晶した場合でも製品の磁束密度がＢ8で１．８０Ｔ程
度と低いものになる。一方、Ｃの含有量が０．０７５％
を超えて多くなりすぎると、脱炭焼鈍時間が長くなり、
生産性を損なう。好ましくは０．０４〜０．０６％がよ
い。
【００２５】Ｓｉは、その含有量が２．５％未満になる
と低鉄損の製品を得難く、一方、５．０％を超えて多く
なり過ぎると材料の冷延性に問題を生じる。本発明の出
発材料の成分系における特徴の一つは、Ｓ或いはＳｅを
単独又は複合で０．０１５％以下、好ましくは０．００
７０％以下とする点にある。Ｓは周知の如くＭｎＳ，Ｍ
ｎＳｅを形成し粒成長を抑制する作用をする。本発明に
おいては、二次再結晶を発現させるに必要なインヒビタ
−は脱炭焼鈍以降で造り込むことを特徴としており、冷
延以前で微細な析出物が分散することは、一次再結晶粒
径を調整して高磁束密度低鉄損を得る本発明においては
好ましくない。従って、Ｓ或いはＳｅは０．０１５％以
下としている。又Ｓ或いはＳｅを少なくすることは熱延
時の耳割れの低減にも効果が大きい。
と低鉄損の製品を得難く、一方、５．０％を超えて多く
なり過ぎると材料の冷延性に問題を生じる。本発明の出
発材料の成分系における特徴の一つは、Ｓ或いはＳｅを
単独又は複合で０．０１５％以下、好ましくは０．００
７０％以下とする点にある。Ｓは周知の如くＭｎＳ，Ｍ
ｎＳｅを形成し粒成長を抑制する作用をする。本発明に
おいては、二次再結晶を発現させるに必要なインヒビタ
−は脱炭焼鈍以降で造り込むことを特徴としており、冷
延以前で微細な析出物が分散することは、一次再結晶粒
径を調整して高磁束密度低鉄損を得る本発明においては
好ましくない。従って、Ｓ或いはＳｅは０．０１５％以
下としている。又Ｓ或いはＳｅを少なくすることは熱延
時の耳割れの低減にも効果が大きい。
【００２６】Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成する
が、本発明においては、後工程即ち一次再結晶完了後に
鋼を窒化することにより、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成せし
めることを必須としているから、フリ−のＡｌが一定量
必要である。そのために、酸可溶性Ａｌとして、０．０
１０〜０．０５０％添加する。Ｎは、０．００３５〜
０．０１２％にする必要がある。０．０１２％を超える
とブリスタ−と呼ばれる鋼板表面の膨れが発生し、また
一次再結晶組織の調整が困難になる。下限は０．００３
５％がよく、この値未満になると二次再結晶粒を発達さ
せるのが困難になる。
が、本発明においては、後工程即ち一次再結晶完了後に
鋼を窒化することにより、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成せし
めることを必須としているから、フリ−のＡｌが一定量
必要である。そのために、酸可溶性Ａｌとして、０．０
１０〜０．０５０％添加する。Ｎは、０．００３５〜
０．０１２％にする必要がある。０．０１２％を超える
とブリスタ−と呼ばれる鋼板表面の膨れが発生し、また
一次再結晶組織の調整が困難になる。下限は０．００３
５％がよく、この値未満になると二次再結晶粒を発達さ
せるのが困難になる。
【００２７】Ｍｎは、その含有量が少なすぎると二次再
結晶が不安定となり、一方、多すぎると高い磁束密度を
持つ製品を得難くなる。適正な含有量は、０．０５０〜
０．４５％である。Ｓｎは、脱炭焼鈍後の集合組織を改
善し、ひいては二次再結晶粒を改善し被膜の安定化と相
俟って鉄損改善に効果が大きい。Ｓｎの量は０．０２〜
０．１５％であり、この量より少ないと効果が弱く、一
方、多いと窒化が困難になり二次再結晶粒が発達しなく
なる。好ましくは０．０３〜０．０８％がよい。
結晶が不安定となり、一方、多すぎると高い磁束密度を
持つ製品を得難くなる。適正な含有量は、０．０５０〜
０．４５％である。Ｓｎは、脱炭焼鈍後の集合組織を改
善し、ひいては二次再結晶粒を改善し被膜の安定化と相
俟って鉄損改善に効果が大きい。Ｓｎの量は０．０２〜
０．１５％であり、この量より少ないと効果が弱く、一
方、多いと窒化が困難になり二次再結晶粒が発達しなく
なる。好ましくは０．０３〜０．０８％がよい。
【００２８】Ｃｒは、脱炭焼鈍時の酸化を促進する元素
であるが、Ｓｎとの複合添加で仕上げ焼鈍後の被膜形成
が安定化する。Ｃｒの量は０．０３から０．２０％であ
る。０．０３％未満では上記効果が得られず、また、
０．２０％超添加しても合金コストが上昇するだけで効
果は向上しないので前述の範囲に制限される。好ましく
は０．０５〜０．１５％がよい。
であるが、Ｓｎとの複合添加で仕上げ焼鈍後の被膜形成
が安定化する。Ｃｒの量は０．０３から０．２０％であ
る。０．０３％未満では上記効果が得られず、また、
０．２０％超添加しても合金コストが上昇するだけで効
果は向上しないので前述の範囲に制限される。好ましく
は０．０５〜０．１５％がよい。
【００２９】Ｃｕは、高磁束密度を得るのに効果があ
り、その適量は０．０３〜０．３０％である。この他微
量のＰ，Ｎｉを含むことは本発明の主旨を損なうもので
はない。次に、本発明の仕上焼鈍に至るまでの製造プロ
セスについて説明する。電磁鋼スラブは、転炉或いは電
気炉等の溶解炉で鋼を溶製し、必要に応じて真空脱ガス
処理し、次いで連続鋳造によって或いは造塊後分解圧延
することによって得られる。
り、その適量は０．０３〜０．３０％である。この他微
量のＰ，Ｎｉを含むことは本発明の主旨を損なうもので
はない。次に、本発明の仕上焼鈍に至るまでの製造プロ
セスについて説明する。電磁鋼スラブは、転炉或いは電
気炉等の溶解炉で鋼を溶製し、必要に応じて真空脱ガス
処理し、次いで連続鋳造によって或いは造塊後分解圧延
することによって得られる。
【００３０】このようにして得られたスラブは１２８０
℃以下の温度で加熱した後所定板厚に熱延する。前述の
スラブ加熱温度が１２８０℃の温度より高いと脱炭焼鈍
時の一次再結晶結晶粒の粒径調整が困難になり、高磁束
密度鋼板が得られ難い。熱延板の焼鈍は実施する場合も
実施しない場合も本発明においては適用可能である。熱
延板焼鈍を行う場合は９５０℃〜１１７０℃の温度で焼
鈍急冷することが望ましい。９５０℃より低いと金属組
織の調整及び一部固溶したＡｌＮの析出調整が不充分と
なり、一方、１１７０℃を超えるとＡｌＮの固溶量が多
くなり、脱炭焼鈍時の一次再結晶粒の調整が困難にな
る。
℃以下の温度で加熱した後所定板厚に熱延する。前述の
スラブ加熱温度が１２８０℃の温度より高いと脱炭焼鈍
時の一次再結晶結晶粒の粒径調整が困難になり、高磁束
密度鋼板が得られ難い。熱延板の焼鈍は実施する場合も
実施しない場合も本発明においては適用可能である。熱
延板焼鈍を行う場合は９５０℃〜１１７０℃の温度で焼
鈍急冷することが望ましい。９５０℃より低いと金属組
織の調整及び一部固溶したＡｌＮの析出調整が不充分と
なり、一方、１１７０℃を超えるとＡｌＮの固溶量が多
くなり、脱炭焼鈍時の一次再結晶粒の調整が困難にな
る。
【００３１】冷延率は高いＢ8を得るために８０％以上
とする。また、脱炭焼鈍は脱炭を行う他に一次再結晶粒
径の調整及びフォルステライト被膜形成に必要な酸化層
を生成させる役割がある。これは通常８００〜９００℃
の温度域で湿水素、窒素ガス中で行う。次に窒化処理条
件は特に限定しないが、一例としては窒化焼鈍を乾水
素、窒素、アンモニアの混合ガスの中で、６５０〜８５
０℃の温度域で連続焼鈍法により短時間で行う方法があ
る。時間は特に限定しないが、通常３０〜６０秒であ
る。良好な二次再結晶粒を安定して発達させるには窒化
量は１５０ｐｐｍ以上必要である。この後、ＭｇＯ，Ｔ
ｉＯ2 を主成分とするスラリ−を塗布し、１１００℃以
上の温度で仕上焼鈍を行う。
とする。また、脱炭焼鈍は脱炭を行う他に一次再結晶粒
径の調整及びフォルステライト被膜形成に必要な酸化層
を生成させる役割がある。これは通常８００〜９００℃
の温度域で湿水素、窒素ガス中で行う。次に窒化処理条
件は特に限定しないが、一例としては窒化焼鈍を乾水
素、窒素、アンモニアの混合ガスの中で、６５０〜８５
０℃の温度域で連続焼鈍法により短時間で行う方法があ
る。時間は特に限定しないが、通常３０〜６０秒であ
る。良好な二次再結晶粒を安定して発達させるには窒化
量は１５０ｐｐｍ以上必要である。この後、ＭｇＯ，Ｔ
ｉＯ2 を主成分とするスラリ−を塗布し、１１００℃以
上の温度で仕上焼鈍を行う。
【００３２】
【実施例】〈実施例１〉重量％で、Ｃ：０．０５５％，
Ｓｉ：３．３５％，Ｍｎ０．０９５％，Ｓ：０．００６
％，酸可溶性Ａｌ：０．０２７％，Ｎ：０．００８５
％，Ｃｒ：０．１２％，Ｓｎ：０．０５％，Ｐ：０．０
２５％を含む電磁鋼スラブを１１５０℃で加熱熱延し、
２．６ｍｍの熱延板にした。これを１１２０℃の温度に
加熱、均熱後、一旦９００℃に冷却後その温度に保持す
る焼鈍を施した後急冷却した。
Ｓｉ：３．３５％，Ｍｎ０．０９５％，Ｓ：０．００６
％，酸可溶性Ａｌ：０．０２７％，Ｎ：０．００８５
％，Ｃｒ：０．１２％，Ｓｎ：０．０５％，Ｐ：０．０
２５％を含む電磁鋼スラブを１１５０℃で加熱熱延し、
２．６ｍｍの熱延板にした。これを１１２０℃の温度に
加熱、均熱後、一旦９００℃に冷却後その温度に保持す
る焼鈍を施した後急冷却した。
【００３３】次いで酸洗し０．３０ｍｍに冷延し、８３
０℃の温度で１５０秒、露点６５℃、の湿水素、窒素雰
囲気中で脱炭焼鈍をし、一次再結晶粒径を２２μｍに調
整した。この後７５０℃の温度で３０秒の窒化焼鈍を水
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素
量をほぼ２２０ｐｐｍに調整した。次いでＭｇＯ、Ｔｉ
Ｏ2 を主成分とするスラリ−を塗布し、１２００℃の温
度で２０時間の仕上焼鈍を行った。この昇温過程の８０
０℃までと８００℃から１２００℃までの雰囲気ガスの
条件及び昇温速度は表３、表４に示すとおりである。
０℃の温度で１５０秒、露点６５℃、の湿水素、窒素雰
囲気中で脱炭焼鈍をし、一次再結晶粒径を２２μｍに調
整した。この後７５０℃の温度で３０秒の窒化焼鈍を水
素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の窒素
量をほぼ２２０ｐｐｍに調整した。次いでＭｇＯ、Ｔｉ
Ｏ2 を主成分とするスラリ−を塗布し、１２００℃の温
度で２０時間の仕上焼鈍を行った。この昇温過程の８０
０℃までと８００℃から１２００℃までの雰囲気ガスの
条件及び昇温速度は表３、表４に示すとおりである。
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】結果を図１に示す。本発明の範囲において
良好な鉄損特性が得られ、昇温速度を高めることが可能
である。 〈実施例２〉重量％で、Ｃ：０．０４３％，Ｓｉ：３，
００％，Ｍｎ：０．１４％，Ｓ：０．０７％，酸可溶性
Ａｌ：０．０３１％，Ｎ：０．００６８％，Ｃｒ：０．
１０％，Ｓｎ：０．０５％，Ｃｕ：０．０７％，Ｐ：
０．０２０％、を含む電磁鋼スラブを１１００℃で加
熱、熱延し２．８ｍｍの熱延板にした。次いで、これを
酸洗し０．３５ｍｍに冷延し、８５０℃の温度で１５０
秒の脱炭焼鈍を露点６５℃、の湿水素、窒素雰囲気中で
行った。
良好な鉄損特性が得られ、昇温速度を高めることが可能
である。 〈実施例２〉重量％で、Ｃ：０．０４３％，Ｓｉ：３，
００％，Ｍｎ：０．１４％，Ｓ：０．０７％，酸可溶性
Ａｌ：０．０３１％，Ｎ：０．００６８％，Ｃｒ：０．
１０％，Ｓｎ：０．０５％，Ｃｕ：０．０７％，Ｐ：
０．０２０％、を含む電磁鋼スラブを１１００℃で加
熱、熱延し２．８ｍｍの熱延板にした。次いで、これを
酸洗し０．３５ｍｍに冷延し、８５０℃の温度で１５０
秒の脱炭焼鈍を露点６５℃、の湿水素、窒素雰囲気中で
行った。
【００３７】この後７５０℃の温度で３０秒の窒化焼鈍
を水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の
窒素量をほぼ２２０ｐｐｍに調整した。次いでＭｇＯ，
ＴｉＯ2 を主成分とするスラリ−を塗布し、１２００℃
の温度で２０時間の仕上焼鈍を行った。この昇温過程の
８００℃までの雰囲気ガスを（Ｈ2 ：５０％＋Ｎ2 ：５
０％）混合ガスとし、この酸化ポテンシャルをほぼ０．
１５に調整した。８００℃から１２００℃までは、Ｈ
2 ：１００％Ｄｒｙガスと（Ｈ2 ：５０％＋Ｎ2 ：５
０％）の混合Ｄｒｙガスの２水準とし、昇温速度は３０
℃／ｈとした。結果を表５に示す。
を水素、窒素、アンモニアの混合ガス中で行い、鋼板の
窒素量をほぼ２２０ｐｐｍに調整した。次いでＭｇＯ，
ＴｉＯ2 を主成分とするスラリ−を塗布し、１２００℃
の温度で２０時間の仕上焼鈍を行った。この昇温過程の
８００℃までの雰囲気ガスを（Ｈ2 ：５０％＋Ｎ2 ：５
０％）混合ガスとし、この酸化ポテンシャルをほぼ０．
１５に調整した。８００℃から１２００℃までは、Ｈ
2 ：１００％Ｄｒｙガスと（Ｈ2 ：５０％＋Ｎ2 ：５
０％）の混合Ｄｒｙガスの２水準とし、昇温速度は３０
℃／ｈとした。結果を表５に示す。
【００３８】
【表５】
【００３９】本発明の条件であるＨ2 ：１００％ガス雰
囲気において良好な磁気特性並びに被膜が得られた。
囲気において良好な磁気特性並びに被膜が得られた。
【００４０】
【発明の効果】本発明により良好な被膜を有し磁気特性
の優れた製品が得られると同時に仕上げ焼鈍時間の短縮
が可能となる。
の優れた製品が得られると同時に仕上げ焼鈍時間の短縮
が可能となる。
【図１】仕上焼鈍の昇温速度と窒素分圧と鉄損特性の関
係を示す図。
係を示す図。
【図２】仕上焼鈍の昇温速度と窒素分圧と鉄損特性の関
係を示す図。
係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｈ０１Ｆ 1/16 Ｂ (72)発明者 山本 紀宏 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 熊野 知二 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日 本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 黒木 克郎 福岡県北九州市戸畑区大字中原46番地の59 日鐵プラント設計株式会社内 (72)発明者 田中 収 福岡県北九州市戸畑区大字中原46番地の59 日鐵プラント設計株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０７５
％，Ｓｉ：２．５〜５．０％，Ｍｎ：０．０５〜０．４
５％，Ｓ或いはＳｅを単独又は複合で０．１５％以下、
酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％，Ｎ：０．０
０３５〜０．０１２％，Ｓｎ：０．０２〜０．１５％，
Ｃｒ：０．０３〜０．２０％、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる電磁鋼スラブを、１２８０℃以下の温度に
加熱した後熱延し、酸洗し、最終圧延率が８０％以上と
なる冷延をし、次いで脱炭焼鈍をし、窒化処理をし、仕
上焼鈍をする一方向性電磁鋼板の製造方法において、仕
上焼鈍の昇温過程における雰囲気の酸化ポテンシャルＰ
Ｈ2 Ｏ／ＰＨ2を、昇温の始めから７５０℃〜８５０℃
内の切り替え温度までは０．０５〜０．３、上記切り替
え温度から均熱温度までは０．０５未満とし、かつ９０
０℃から均熱温度までの昇温速度Ｒ（℃／ｈ）と雰囲気
ガスの窒素分圧Ｎ（％）との関係が次に示す条件を満た
すことを特徴とする磁気特性及び被膜形成の優れた一方
向性電磁鋼板の製造方法。 １７−０．２５Ｎ≦Ｒ≦４０−１．２５Ｎ（但し、Ｎma
x ：２０） - 【請求項２】 重量％で、Ｃｕを０．０３〜０．３０％
を更に添加することを特徴とする請求項１記載の磁気特
性及び被膜形成の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 最終冷延前に鋼板を９５０℃〜１１７０
℃の温度で焼鈍をすることを特徴とする請求項１または
２記載の磁気特性及び被膜形成の優れた一方向性電磁鋼
板の製造方法。 - 【請求項４】 窒素ガスに含有される酸素の量が５０ｐ
ｐｍ以下であることを特徴とする特許請求項１、２また
は３記載の磁気特性及び被膜形成の優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8399298A JPH11279642A (ja) | 1998-03-30 | 1998-03-30 | 磁気特性および被膜形成の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8399298A JPH11279642A (ja) | 1998-03-30 | 1998-03-30 | 磁気特性および被膜形成の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11279642A true JPH11279642A (ja) | 1999-10-12 |
Family
ID=13818040
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8399298A Withdrawn JPH11279642A (ja) | 1998-03-30 | 1998-03-30 | 磁気特性および被膜形成の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11279642A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007102282A1 (ja) * | 2006-03-07 | 2007-09-13 | Nippon Steel Corporation | 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
| EP2377961A4 (en) * | 2008-12-16 | 2017-05-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Oriented electrical steel sheet, and method for producing same |
| CN112941286A (zh) * | 2021-01-29 | 2021-06-11 | 武汉钢铁有限公司 | 一种提高有效氮和底层质量的高磁感取向硅钢制造方法 |
-
1998
- 1998-03-30 JP JP8399298A patent/JPH11279642A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007102282A1 (ja) * | 2006-03-07 | 2007-09-13 | Nippon Steel Corporation | 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP2007238984A (ja) * | 2006-03-07 | 2007-09-20 | Nippon Steel Corp | 磁気特性が極めて優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US7833360B2 (en) | 2006-03-07 | 2010-11-16 | Nippon Steel Corporation | Method of producing grain-oriented electrical steel sheet very excellent in magnetic properties |
| KR101060745B1 (ko) | 2006-03-07 | 2011-08-31 | 닛테츠 플랜트 디자이닝 코포레이션 | 자기 특성이 매우 우수한 방향성 전자 강판의 제조 방법 |
| EP2377961A4 (en) * | 2008-12-16 | 2017-05-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Oriented electrical steel sheet, and method for producing same |
| CN112941286A (zh) * | 2021-01-29 | 2021-06-11 | 武汉钢铁有限公司 | 一种提高有效氮和底层质量的高磁感取向硅钢制造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3172439B2 (ja) | 高い体積抵抗率を有する粒子方向性珪素鋼およびその製造法 | |
| JPH0774388B2 (ja) | 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法 | |
| JP2620438B2 (ja) | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPS5948934B2 (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3359449B2 (ja) | 超高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2000129352A (ja) | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2000282142A (ja) | 一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| 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 | |
| JP4205816B2 (ja) | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3368310B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH11279642A (ja) | 磁気特性および被膜形成の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3390109B2 (ja) | 低鉄損高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH10245629A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3311021B2 (ja) | 鉄損の低い高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH06256847A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4473357B2 (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3390108B2 (ja) | 磁束密度の高い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 | |
| JP2562254B2 (ja) | 薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH09194941A (ja) | 磁束密度の高い一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP4267320B2 (ja) | 一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH07310125A (ja) | 高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP3485475B2 (ja) | 方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JP2000038618A (ja) | 磁気特性が良好な一方向性電磁鋼板の製造方法 | |
| JPH06306474A (ja) | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20050607 |