JPH0353022A - 低鉄損・高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
低鉄損・高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0353022A JPH0353022A JP18703089A JP18703089A JPH0353022A JP H0353022 A JPH0353022 A JP H0353022A JP 18703089 A JP18703089 A JP 18703089A JP 18703089 A JP18703089 A JP 18703089A JP H0353022 A JPH0353022 A JP H0353022A
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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
（産業上の利用分野）
本発明は、無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、より詳
しくは、特に、鉄損が低く且つ磁束密度の高い中級〜高
級無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）無方向性電磁
鋼板は、モーター等の回転機や、小型変圧器、安定器等
の静止器の鉄芯として使用されているが、これらの機器
の高効率化及び小型軽量化のために、近年、鉄損が低く
且つ磁束密度の高い無方向性電磁鋼板が要求される傾向
が一層強くなっている。 一般に、無方向性電磁鋼板は，所定の化学戒分を有する
鋼片を熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延し、焼鈍し、所要
の表面処理を施して製造されており、鉄損を低くするに
は、最終の焼鈍工程で結晶粒径を大きくする必要がある
ことは既に良く知られているところである。 このように最終の焼鈍工程で結晶粒径を大きくするため
に、従来より、第１の方法として，熱間圧延をフエライ
ト・オーステナイト域で終了した後に高温で巻き取る方
法、第２の方法として，熱延板を焼鈍する方法，第３の
方法として、熱延板に室温で僅かな塑性歪みを導入した
後焼鈍する方法等が提案されている。 しかし、第ｌの方法では、結晶粒径がなお小さいため、
磁気特性が十分でなく，また第２及び第３の方法では、
熱間圧延後に焼鈍するため、工程数が増加すると共に、
製造費用が高価になるのを避けられない。 これらの問題点を解決するために、本発明者等は、先に
特開昭６０−２５８４１４号において、γ一α変態を有
する鋼片について、熱間圧延条件と巻取温度を規制する
と共に，熱間圧延後巻取る間に熱延板に所定の塑性歪み
を導入し，巻取後に冷間圧延及び焼鈍を施すという従来
とは異なる方法により、粗大な結晶粒径を得、かくして
鉄損が低く且つ磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を得る
方法を提案した。 本発明は、前記提案に係る方法をベースとして，中級〜
高級無方向性電磁鋼板に用いられるＳｉ又はＳｉとＡｆ
ｌの合計量が２．０％以上の鋼において鉄損が低く且つ
磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を得る方法を提供する
ことを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） 上記目的を達或するため、本発明者等は、前記Ｓｉ又は
ＳｉとＡｌ量を有する中級乃至高級無方向性電磁鋼板の
製造法について鋭意研究を行った結果、これらの品種の
鉄損と磁束密度を向上し得る方法を見い出し，本発明を
なしたものである。 すなわち、本発明は，Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ又はＳ
ｉとＡｆｌの合計量：２．０ 〜４．０％、Ｍｎ：１．
０％以下、Ｐ：０．１％以下を含み、残部が鉄及び不可
避的不純物よりなる鋼片を熱間圧延するに際して、９０
０℃以上で熱間圧延を終了した後、フェライト再結晶し
てからコイルを巻きとるまでの間に５〜３０％の塑性歪
みを導入し、７００℃以上の温度で巻き取り、次いで、
冷間圧延した後、焼鈍することを特徴とする鉄損が低く
且つ磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法を要旨
とするものである。 以下に本発明を更に詳述する。 （作用） 先ず、本発明における鋼材の化学戊分の限定理由につい
て説明する。 Ｃ： Ｃは磁気特性に大きな影響を及ぼす元素であるが、鋼材
にこれが多量に含有すると、鉄損、磁束密度等の磁気特
性が大きく劣化するため、含有量は０，０１％以下とす
る。特に望ましくは、磁気特性の一層の向上を図るため
に、Ｃ含有量は０．００５％以下とする。 Ｓｉ．ＡＩ２： Ｓｉは鋼の固有抵抗を増加させ、低鉄損を得るために重
要な元素であり、ＡｌはＳＬと同様の効果を有すると同
時に結晶粒成長性を向上させる作用をも有する元素であ
る。 中級〜高級無方向性電磁鋼板では、所定の鉄損を達或す
るために、Ｓｉ又はＳＬとＡｌの合計量が２．０％以上
の鋼を使用することが必須である。 しかし、Ｓｉ又はＳｉとＡｆｌの合計量が４．０％を超
えると冷間圧延が困難になるため、４．０％以下とする
必要がある。 Ｍｎ： Ｍｎは、熱間脆性を抑制するために含有させるが，１．
０％を超えると磁気特性に悪影響を及ぼすと共に、本発
明に係る方法による極低Ｃ鋼の場合には製鋼作業が困難
になる。したがって， Ｍｎ含有量は１．０％以下とす
る。 Ｐ： Ｐは、硬度を上昇させることにより、打抜性を向上させ
る元素であるが、過多に含有させると，鉄芯積層後の溶
接時に割れ発生の原因となるので、Ｐ含有量は０．１％
以下とする。 次に本発明の方法を説明する。 本発明による方法は、上記化学或分を有する鋼片を素材
として、これを熱間圧延するに際して、９００℃以上で
熱間圧延後、フエライト再結晶してからコイルを巻取る
までの間に、５〜３０％の塑性歪みを導入し、７００℃
以上の温度で巻取り、かくして熱延板の結晶粒を粗大化
することにより、従来よりも優れた磁気特性、特に、高
い磁束密度を有する無方向性電磁鋼板を得るものである
。 すなわち、本発明の方法においては、γ一α変態のない
鋼の熱間圧延の中間段階で加工組織のαを再結晶させ、
この状態の熱延板に塑性歪みを導入し、この歪みを関動
力として、高温巻取時の自己焼鈍効果によって、いわゆ
る歪粒成長を完了させるのである。 この方法で熱延板の結晶粒を粗大化することにより、低
鉄損、高磁束密度を達戒できるのは、冷間圧延後の焼鈍
において再結晶核が減少することにより大きな結晶粒が
得られると共に．ｍ束密度を低下させることになる（１
１ １）面の発生サイトである粒界面積が減少するた
め、（１ １ １）面の集積が弱くなったためであると
考えられる。 そのためには，後述の第１図に示すように、まず、９０
０℃以上で熱間圧延を終了する必要がある。９００℃未
満では再結晶組織が得られない。 熱間圧延終了後、巻き取るまでの間に熱延板に導入する
塑性歪み量は、５〜３０％の範囲である。 塑性歪み量が５％未満では高温巻取時の結晶粒粗大化が
困難であり、一方、３０％を超えると得られる結晶粒が
かえって細かくなるので好ましくない。特に、磁気特性
の観点からは５〜２０％が望ましい。 塑性歪みを導入する方法としては、圧延による方法、レ
ベラーによる方法、引張張力による方法等、いずれの方
法を採用してもよく、特に制限されない。 このようにして、熱延板に塑性歪みを導入した後、巻取
時に自己焼鈍効果を十分発揮させ，歪粒成長を完了させ
るには、巻取温度は出来るだけ高温であることが望まし
く、本発明においては、これを７００℃以上とする。巻
取温度が７００℃未満では結晶粒の粗大化が不十分であ
るからである。 前述のような高温巻取後の冷間圧延及び焼鈍は、従来の
通常の方法によることができ、冷間圧延については，単
工回でもよく、或いは中間焼鈍を挟んで冷間圧延を２回
行ってもよい。 なお、最終焼鈍は、Ｎ焼鈍、連続焼鈍のいずれでもよい
が、高い磁束密度を得るには、連続焼鈍による急速加熱
を行うことが好ましい。 また、必要に応じて、連続鋳造、直送圧延、スラブ低温
加熱等の工程を採用することもできる。 （実施例） 以下に本発明の実施例を示す。 失旌爽上 Ｃ：Ｏ．ＯＯ４％、Ｓｉ：２．４％、Ｍｎ：０．２３％
、Ｐ：０．０１ １％及びＡｌ：０．２６％を含み、残
部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片（２０ａ＋ｍ厚
）を１２００℃に加熱後、熱延仕上温度が７５０〜１０
７０℃の範囲で２ｎ＋ｍ厚に圧延し，放冷後，２秒或い
は２０秒後、水冷して結晶組織をＩｌｔｍした。 その結果を第１図に示す。 第１図より明らかなように、熱延仕上げ温度が９００℃
以上の場合には、放冷時間が２秒、２０秒のいずれの場
合にも再結晶粒が得られているが，９００℃未満の場合
には未再結晶組織である。 したがって，現状の熱間圧延ミルで熱間圧延を終了後、
ランアウトテーブルでαを再結晶させることを考えた場
合、たかだか２０秒間の放冷をするだけでよいが、本発
明が狙いとする″熱間圧延を終了後、αを再結晶させ、
塑性歪みを導入し、高温巻取で結晶粒を粗大化すること
により、最終製品の磁気特性を向上する″ことを達或す
るためには、熱延仕上げ温度を９００℃以上にする必要
があることがわかる。 失嵐斑主 実施例１と同一の成分組成を有する鋼片を用いて、熱延
仕上げ温度を９５０℃とし３■厚で熱間圧延を終了した
後、約１５秒放冷後（温度は約８１０℃），２〜６０％
の圧延（塑性歪みの導入）を行い、７３０℃の炉に挿入
して３０分均熱後炉冷することにより、巻取をシミュレ
ートする熱処理を施した。これらの材料の結晶組織をｗ
ｔ察し、得られた結晶粒度番号を第２図に示す。 第２図において、導入する塑性歪み量−（圧延率）が５
％未満では混粒組織となり、３０％を超えると結晶粒が
かえって細かくなる。一方、５〜３０％の範囲では結晶
粒度番号が４以下の粗粒組織が得られ、後述するように
優れた磁気特性が得られる． 去遣１』一 実施例１及び実施例２と同一の成分組成を有する鋼片を
用いて，第１表に示す製造条件で２．０ｍｍ厚の冷延前
素材を製造した。これらの素材を０．５開厚に冷延後，
９５０℃×ｌ分の焼鈍を施した。 冷延前素材の結晶粒度番号と製品の磁気特性を併せて第
１表に示す。 第１表において、比較例Ｎα工は、熱延仕上げ温度が低
く．冷延前素材が末再結晶組織の場合であり、磁気特性
が極端に劣っている。 比較例Ｎα２は高温巻取の場合、比較例＆３は熱延板焼
鈍を施した場合であるが、いずれも冷延前素材の結晶粒
度番号が約７で，粗大粒は得られていない。その磁気特
性は後述の本発明例に比べて劣る。 比較例例４４は熱延板に室温で６％の圧延（Ｎ性歪み導
入）を行った後、７６０℃Ｘ２ｈｒの熱延板焼鈍を施し
た場合であり、低鉄損で且つ高磁束密度が得られている
。この場合の冷延前素材の結晶粒度番号は１．８であっ
た。しかし、この方法は熱延板焼鈍を施すのでコスト高
である。 これらの比較例に対して、本発明例であるＮｎ５、Ｎｏ
６は、約９３０℃で熱間圧延を終了後放冷して約８５
０℃で１０％或いは３０％の圧延を行った後、７４０℃
Ｘｌｈｒの巻取シミュレート処理を施した場合であり，
磁気特性は比較例＆４と比較して同等以上であることが
わかる．冷延前素材の結晶粒度番号は約３であった。 比較例Ｎα７は、導入する塑性歪み量（圧延率）が大き
い場合であり、比較例ＮｌｌＬ８は巻取温度が低い場合
である．冷延前素材の組織はそれぞれ、細粒及び混粒で
あり、その磁気特性は本発明例に比べて劣っている．
しくは、特に、鉄損が低く且つ磁束密度の高い中級〜高
級無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）無方向性電磁
鋼板は、モーター等の回転機や、小型変圧器、安定器等
の静止器の鉄芯として使用されているが、これらの機器
の高効率化及び小型軽量化のために、近年、鉄損が低く
且つ磁束密度の高い無方向性電磁鋼板が要求される傾向
が一層強くなっている。 一般に、無方向性電磁鋼板は，所定の化学戒分を有する
鋼片を熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延し、焼鈍し、所要
の表面処理を施して製造されており、鉄損を低くするに
は、最終の焼鈍工程で結晶粒径を大きくする必要がある
ことは既に良く知られているところである。 このように最終の焼鈍工程で結晶粒径を大きくするため
に、従来より、第１の方法として，熱間圧延をフエライ
ト・オーステナイト域で終了した後に高温で巻き取る方
法、第２の方法として，熱延板を焼鈍する方法，第３の
方法として、熱延板に室温で僅かな塑性歪みを導入した
後焼鈍する方法等が提案されている。 しかし、第ｌの方法では、結晶粒径がなお小さいため、
磁気特性が十分でなく，また第２及び第３の方法では、
熱間圧延後に焼鈍するため、工程数が増加すると共に、
製造費用が高価になるのを避けられない。 これらの問題点を解決するために、本発明者等は、先に
特開昭６０−２５８４１４号において、γ一α変態を有
する鋼片について、熱間圧延条件と巻取温度を規制する
と共に，熱間圧延後巻取る間に熱延板に所定の塑性歪み
を導入し，巻取後に冷間圧延及び焼鈍を施すという従来
とは異なる方法により、粗大な結晶粒径を得、かくして
鉄損が低く且つ磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を得る
方法を提案した。 本発明は、前記提案に係る方法をベースとして，中級〜
高級無方向性電磁鋼板に用いられるＳｉ又はＳｉとＡｆ
ｌの合計量が２．０％以上の鋼において鉄損が低く且つ
磁束密度の高い無方向性電磁鋼板を得る方法を提供する
ことを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） 上記目的を達或するため、本発明者等は、前記Ｓｉ又は
ＳｉとＡｌ量を有する中級乃至高級無方向性電磁鋼板の
製造法について鋭意研究を行った結果、これらの品種の
鉄損と磁束密度を向上し得る方法を見い出し，本発明を
なしたものである。 すなわち、本発明は，Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ又はＳ
ｉとＡｆｌの合計量：２．０ 〜４．０％、Ｍｎ：１．
０％以下、Ｐ：０．１％以下を含み、残部が鉄及び不可
避的不純物よりなる鋼片を熱間圧延するに際して、９０
０℃以上で熱間圧延を終了した後、フェライト再結晶し
てからコイルを巻きとるまでの間に５〜３０％の塑性歪
みを導入し、７００℃以上の温度で巻き取り、次いで、
冷間圧延した後、焼鈍することを特徴とする鉄損が低く
且つ磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法を要旨
とするものである。 以下に本発明を更に詳述する。 （作用） 先ず、本発明における鋼材の化学戊分の限定理由につい
て説明する。 Ｃ： Ｃは磁気特性に大きな影響を及ぼす元素であるが、鋼材
にこれが多量に含有すると、鉄損、磁束密度等の磁気特
性が大きく劣化するため、含有量は０，０１％以下とす
る。特に望ましくは、磁気特性の一層の向上を図るため
に、Ｃ含有量は０．００５％以下とする。 Ｓｉ．ＡＩ２： Ｓｉは鋼の固有抵抗を増加させ、低鉄損を得るために重
要な元素であり、ＡｌはＳＬと同様の効果を有すると同
時に結晶粒成長性を向上させる作用をも有する元素であ
る。 中級〜高級無方向性電磁鋼板では、所定の鉄損を達或す
るために、Ｓｉ又はＳＬとＡｌの合計量が２．０％以上
の鋼を使用することが必須である。 しかし、Ｓｉ又はＳｉとＡｆｌの合計量が４．０％を超
えると冷間圧延が困難になるため、４．０％以下とする
必要がある。 Ｍｎ： Ｍｎは、熱間脆性を抑制するために含有させるが，１．
０％を超えると磁気特性に悪影響を及ぼすと共に、本発
明に係る方法による極低Ｃ鋼の場合には製鋼作業が困難
になる。したがって， Ｍｎ含有量は１．０％以下とす
る。 Ｐ： Ｐは、硬度を上昇させることにより、打抜性を向上させ
る元素であるが、過多に含有させると，鉄芯積層後の溶
接時に割れ発生の原因となるので、Ｐ含有量は０．１％
以下とする。 次に本発明の方法を説明する。 本発明による方法は、上記化学或分を有する鋼片を素材
として、これを熱間圧延するに際して、９００℃以上で
熱間圧延後、フエライト再結晶してからコイルを巻取る
までの間に、５〜３０％の塑性歪みを導入し、７００℃
以上の温度で巻取り、かくして熱延板の結晶粒を粗大化
することにより、従来よりも優れた磁気特性、特に、高
い磁束密度を有する無方向性電磁鋼板を得るものである
。 すなわち、本発明の方法においては、γ一α変態のない
鋼の熱間圧延の中間段階で加工組織のαを再結晶させ、
この状態の熱延板に塑性歪みを導入し、この歪みを関動
力として、高温巻取時の自己焼鈍効果によって、いわゆ
る歪粒成長を完了させるのである。 この方法で熱延板の結晶粒を粗大化することにより、低
鉄損、高磁束密度を達戒できるのは、冷間圧延後の焼鈍
において再結晶核が減少することにより大きな結晶粒が
得られると共に．ｍ束密度を低下させることになる（１
１ １）面の発生サイトである粒界面積が減少するた
め、（１ １ １）面の集積が弱くなったためであると
考えられる。 そのためには，後述の第１図に示すように、まず、９０
０℃以上で熱間圧延を終了する必要がある。９００℃未
満では再結晶組織が得られない。 熱間圧延終了後、巻き取るまでの間に熱延板に導入する
塑性歪み量は、５〜３０％の範囲である。 塑性歪み量が５％未満では高温巻取時の結晶粒粗大化が
困難であり、一方、３０％を超えると得られる結晶粒が
かえって細かくなるので好ましくない。特に、磁気特性
の観点からは５〜２０％が望ましい。 塑性歪みを導入する方法としては、圧延による方法、レ
ベラーによる方法、引張張力による方法等、いずれの方
法を採用してもよく、特に制限されない。 このようにして、熱延板に塑性歪みを導入した後、巻取
時に自己焼鈍効果を十分発揮させ，歪粒成長を完了させ
るには、巻取温度は出来るだけ高温であることが望まし
く、本発明においては、これを７００℃以上とする。巻
取温度が７００℃未満では結晶粒の粗大化が不十分であ
るからである。 前述のような高温巻取後の冷間圧延及び焼鈍は、従来の
通常の方法によることができ、冷間圧延については，単
工回でもよく、或いは中間焼鈍を挟んで冷間圧延を２回
行ってもよい。 なお、最終焼鈍は、Ｎ焼鈍、連続焼鈍のいずれでもよい
が、高い磁束密度を得るには、連続焼鈍による急速加熱
を行うことが好ましい。 また、必要に応じて、連続鋳造、直送圧延、スラブ低温
加熱等の工程を採用することもできる。 （実施例） 以下に本発明の実施例を示す。 失旌爽上 Ｃ：Ｏ．ＯＯ４％、Ｓｉ：２．４％、Ｍｎ：０．２３％
、Ｐ：０．０１ １％及びＡｌ：０．２６％を含み、残
部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片（２０ａ＋ｍ厚
）を１２００℃に加熱後、熱延仕上温度が７５０〜１０
７０℃の範囲で２ｎ＋ｍ厚に圧延し，放冷後，２秒或い
は２０秒後、水冷して結晶組織をＩｌｔｍした。 その結果を第１図に示す。 第１図より明らかなように、熱延仕上げ温度が９００℃
以上の場合には、放冷時間が２秒、２０秒のいずれの場
合にも再結晶粒が得られているが，９００℃未満の場合
には未再結晶組織である。 したがって，現状の熱間圧延ミルで熱間圧延を終了後、
ランアウトテーブルでαを再結晶させることを考えた場
合、たかだか２０秒間の放冷をするだけでよいが、本発
明が狙いとする″熱間圧延を終了後、αを再結晶させ、
塑性歪みを導入し、高温巻取で結晶粒を粗大化すること
により、最終製品の磁気特性を向上する″ことを達或す
るためには、熱延仕上げ温度を９００℃以上にする必要
があることがわかる。 失嵐斑主 実施例１と同一の成分組成を有する鋼片を用いて、熱延
仕上げ温度を９５０℃とし３■厚で熱間圧延を終了した
後、約１５秒放冷後（温度は約８１０℃），２〜６０％
の圧延（塑性歪みの導入）を行い、７３０℃の炉に挿入
して３０分均熱後炉冷することにより、巻取をシミュレ
ートする熱処理を施した。これらの材料の結晶組織をｗ
ｔ察し、得られた結晶粒度番号を第２図に示す。 第２図において、導入する塑性歪み量−（圧延率）が５
％未満では混粒組織となり、３０％を超えると結晶粒が
かえって細かくなる。一方、５〜３０％の範囲では結晶
粒度番号が４以下の粗粒組織が得られ、後述するように
優れた磁気特性が得られる． 去遣１』一 実施例１及び実施例２と同一の成分組成を有する鋼片を
用いて，第１表に示す製造条件で２．０ｍｍ厚の冷延前
素材を製造した。これらの素材を０．５開厚に冷延後，
９５０℃×ｌ分の焼鈍を施した。 冷延前素材の結晶粒度番号と製品の磁気特性を併せて第
１表に示す。 第１表において、比較例Ｎα工は、熱延仕上げ温度が低
く．冷延前素材が末再結晶組織の場合であり、磁気特性
が極端に劣っている。 比較例Ｎα２は高温巻取の場合、比較例＆３は熱延板焼
鈍を施した場合であるが、いずれも冷延前素材の結晶粒
度番号が約７で，粗大粒は得られていない。その磁気特
性は後述の本発明例に比べて劣る。 比較例例４４は熱延板に室温で６％の圧延（Ｎ性歪み導
入）を行った後、７６０℃Ｘ２ｈｒの熱延板焼鈍を施し
た場合であり、低鉄損で且つ高磁束密度が得られている
。この場合の冷延前素材の結晶粒度番号は１．８であっ
た。しかし、この方法は熱延板焼鈍を施すのでコスト高
である。 これらの比較例に対して、本発明例であるＮｎ５、Ｎｏ
６は、約９３０℃で熱間圧延を終了後放冷して約８５
０℃で１０％或いは３０％の圧延を行った後、７４０℃
Ｘｌｈｒの巻取シミュレート処理を施した場合であり，
磁気特性は比較例＆４と比較して同等以上であることが
わかる．冷延前素材の結晶粒度番号は約３であった。 比較例Ｎα７は、導入する塑性歪み量（圧延率）が大き
い場合であり、比較例ＮｌｌＬ８は巻取温度が低い場合
である．冷延前素材の組織はそれぞれ、細粒及び混粒で
あり、その磁気特性は本発明例に比べて劣っている．
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明によれば、ＳＬ又はＳｉと
Ａｌの合計量が２．０％以上の中級〜高級無方向性電磁
鋼板において、鉄損が低く且つ磁束密度の高い製品が得
られる。
Ａｌの合計量が２．０％以上の中級〜高級無方向性電磁
鋼板において、鉄損が低く且つ磁束密度の高い製品が得
られる。
第１図は熱延仕上げ温度と結晶粒度番号の関係を示す図
、 第２図はフエライト再結晶後の圧下車（すなわち、塑性
歪み量）と結晶粒度番号の関係を示す図である。
、 第２図はフエライト再結晶後の圧下車（すなわち、塑性
歪み量）と結晶粒度番号の関係を示す図である。
Claims (1)
- 重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ又
はＳｉとＡｌの合計量：２．０〜４．０％、Ｍｎ：１．
０％以下、Ｐ：０．１％以下を含み、残部が鉄及び不可
避的不純物よりなる鋼片を熱間圧延するに際して、９０
０℃以上で熱間圧延を終了した後、フェライト再結晶し
てからコイルを巻き取るまでの間に５〜３０％の塑性歪
みを導入し、７００℃以上の温度で巻き取り、次いで、
冷間圧延した後、焼鈍することを特徴とする鉄損が低く
且つ磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18703089A JPH0353022A (ja) | 1989-07-19 | 1989-07-19 | 低鉄損・高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18703089A JPH0353022A (ja) | 1989-07-19 | 1989-07-19 | 低鉄損・高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0353022A true JPH0353022A (ja) | 1991-03-07 |
Family
ID=16198962
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18703089A Pending JPH0353022A (ja) | 1989-07-19 | 1989-07-19 | 低鉄損・高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0353022A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0704542A1 (en) * | 1994-09-29 | 1996-04-03 | Kawasaki Steel Corporation | Method for making non-oriented magnetic steel sheet |
| CN109112268A (zh) * | 2018-11-02 | 2019-01-01 | 东北大学 | 一种改善无取向硅钢磁性能的方法 |
| US20230013043A1 (en) * | 2020-02-20 | 2023-01-19 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for non-oriented electromagnetic steel sheets |
-
1989
- 1989-07-19 JP JP18703089A patent/JPH0353022A/ja active Pending
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