[go: up one dir, main page]

JPH11199939A - 磁束密度が高く被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

磁束密度が高く被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法

Info

Publication number
JPH11199939A
JPH11199939A JP10005701A JP570198A JPH11199939A JP H11199939 A JPH11199939 A JP H11199939A JP 10005701 A JP10005701 A JP 10005701A JP 570198 A JP570198 A JP 570198A JP H11199939 A JPH11199939 A JP H11199939A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
annealing
steel sheet
degree
oxidation
atmosphere
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.)
Granted
Application number
JP10005701A
Other languages
English (en)
Other versions
JP3952570B2 (ja
Inventor
Toshito Takamiya
俊人 高宮
Kunihiro Senda
邦浩 千田
Mitsumasa Kurosawa
光正 黒沢
Michiro Komatsubara
道郎 小松原
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
Kawasaki Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kawasaki Steel Corp filed Critical Kawasaki Steel Corp
Priority to JP00570198A priority Critical patent/JP3952570B2/ja
Publication of JPH11199939A publication Critical patent/JPH11199939A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP3952570B2 publication Critical patent/JP3952570B2/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Landscapes

  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Abstract

(57)【要約】 【課題】 工業的規模において、磁束密度および被膜特
性に優れた方向性電磁鋼板を安定して生産する。 【解決手段】 方向性電磁鋼板の製造工程中、脱炭焼鈍
処理に際し、均熱温度に達するまでの昇温過程における
雰囲気の酸化度P(H2O)/P(H2)を 0.5未満とし、また均
熱温度に達したのちの雰囲気の酸化度P(H2O)/P(H2)を
0.30〜0.50の範囲でかつ連続焼鈍炉の後部にいくほど下
記式に従って酸化度が高くなるように変動させ、さらに
焼鈍時間を少なくとも鋼板の残留C量が30ppm 以下とな
る時間とする。 記 0.30+t×5×10-4<P(H2O)/P(H2)<0.45+t×5×
10-4 ここでt:均熱温度に達してからの時間(秒)

Description

【発明の詳細な説明】
【0001】
【発明の属する技術分野】この発明は、磁束密度が高く
被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法に関するも
のである。
【0002】
【従来の技術】方向性けい素鋼板は、変圧器や発電機等
の鉄心として使用されるもので、磁気特性として、磁束
密度(磁化力が800A/mにおける磁束B8 値で示され
る。)が高く、かつ鉄損(最大磁束密度:1.7 Tおよび
周波数:50Hzにおける1kg当たりの鉄損値W17/50 で示
される) が低いことが要求される。
【0003】近年、方向性けい素鋼板の磁気特性、中で
も鉄損の低減に対して、鋼板表面に局部的に歪みを導入
したり、溝を形成して、磁区を細分化する技術が開発さ
れ、これによって大幅な鉄損の改善が可能となった。特
に、この技術は磁束密度の高い鋼板に適用すると極めて
有効であり、その結果、鉄損の低減が磁束密度の向上に
併せて達成されるようになった。
【0004】方向性けい素鋼板の磁束密度を向上させる
には、製品の結晶方位を(110)〔001〕方位いわ
ゆるゴス方位に高度に集積させる必要があり、このゴス
方位の結晶粒は、最終仕上げ焼鈍における二次再結晶現
象によって得られる。従って、二次再結晶では、(11
0)〔001〕方位からずれた結晶粒の成長を抑制する
インヒビターの添加が不可欠である。このインヒビター
は、鋼中に析出分散相を形成し、二次再結晶の直前まで
一次再結晶粒の成長(正常粒成長)を抑制することによ
って、磁束密度の向上に寄与するものである。しかしな
がら、実際の製造過程では、しばしば結晶方位が(11
0)〔001〕方位からずれた粒が二次再結晶し、磁束
密度の劣化した鋼板が製造される場合があった。
【0005】上記の問題について、発明者らが行った調
査によれば、その原因は、二次再結晶焼鈍(最終仕上げ
焼鈍)において鋼板表面が酸化し、鋼板表層部のインヒ
ビターを分解そして消失するために、二次再結晶前に鋼
板表層部における正常粒成長抑制力が不足した結果であ
ることが判明した。
【0006】このような最終仕上げ焼鈍中における鋼板
表層部でのインヒビターの分解・消失を抑制するために
は、最終仕上げ焼鈍の前工程である脱炭焼鈍において鋼
板表面に形成される酸化物層(サブスケール)を利用す
ることが考えられる。すなわち、鋼板表面に酸化物層が
存在する場合、この酸化物層が、O,MnおよびAl等の元
素の拡散に対する障害物となれば、これらの元素の酸化
が抑えられ、その結果インヒビターの分解・消失を抑制
することができる。このように、インヒビターの劣化を
抑制することによって、圧延方向に高度に集積したゴス
方位を発達させることができる。
【0007】一方、脱炭焼鈍中に生成される酸化物層
は、脱炭焼鈍後、 MgOを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板
上にスラリー状で塗布し、乾燥させた後、コイルに巻き
取り、還元または非酸化性雰囲気にて二次再結晶焼鈍す
ることによって下式の反応でフォルステライト被膜へと
変化する。 2MgO + SiO2 → Mg2SiO4 このようにして形成された被膜は、厚みわずか数μm の
セラミック薄膜絶縁体として均一で欠陥のないことが要
求される。また剪断、打ち抜きおよび曲げ加工等に耐え
得る密着性に優れたものでなければならない。さらに平
滑で、鉄心として積層したときに高い占積率を示すもの
でなければならない。
【0008】またフォルステライト質絶縁被膜は、1μ
m 前後の微細結晶が緻密に集積したセラミックス被膜で
あり、上述したように脱炭焼鈍において鋼板表層に生成
した酸化物を一方の原料物質として、その鋼板上に生成
するものであるから、この酸化物の種類、量および分布
等はフォルステライトの核生成や粒成長挙動に関与する
と共に、被膜結晶粒の粒界や粒そのものの強度にも影響
を及ぼし、ひいては仕上げ焼鈍後の被膜品質にも多大な
影響を及ぼす。例えば酸化層中の鉄酸化物分が多すぎる
と、フォルステライト被膜が局所的に剥離する欠陥が出
やすくなったり、あるいはフォルステライト粒子の粗大
化が起こる。また、酸化物の量が少なすぎると、薄くて
脆弱な、ところどころ地鉄が露出した被膜になり易い。
逆に酸化物の量が多すぎる場合は、フォルステライト被
膜が厚くなりすぎて密着性の劣化を招くと共に、鋼板中
の非磁性部分の増大により、鉄心に組み立てた場合の占
積率の低下を招く。
【0009】方向性けい素鋼板の脱炭焼鈍に関しては、
脱炭焼鈍前にSi, OまたはSi, O,Hを含有するけい素
化合物を付着せしめる方法(例えば特公昭58-46547号公
報)、雰囲気の酸化度を脱炭の前半では0.15以上とし、
後半では0.75以下でかつ前半よりも低くする方法(例え
ば特公昭57−1575号公報)、さらには脱炭焼鈍後に非酸
化性雰囲気中にて 850〜1050℃の温度で熱処理を行う方
法(例えば特開平2−240215号公報や特公昭54-24686号
公報)等が知られている。しかしながら、これらの方法
では、それなりの効果は認められるものの、必ずしも十
分なものではなく、ストリップの長手方向、幅方向で磁
気特性や被膜の密着性、被膜性あるいは均一性が劣化す
る場合が往々にして生じ、昨今の厳しい品質要求や高歩
留り要求に対しては依然として改善の余地を残してい
た。
【0010】また、これらを改善する方法として、特開
平4−202713号公報には、鋼板最表面のサブスケールの
組成としてファイヤライトとシリカとの比を一定範囲に
制御する技術が開示されている。しかしながら、この技
術によっても磁気特性の安定化は十分とはいえず、磁束
密度の高い方向性けい素鋼板の安定生産は望み得なかっ
た。この理由は、脱炭焼鈍に供する鋼板表面の適正な履
歴および状態が十分に解明されてなく、また脱炭焼鈍自
体も工業的な生産では連続焼鈍炉が使用されることもあ
って、焼鈍雰囲気が十分に制御できていない点にあると
考えられる。
【0011】この点について、いま少し詳細に説明する
と、方向性けい素鋼板を脱炭する際、脱炭焼鈍炉内で
は、次式(1), (2)で示される酸化脱炭反応が生じ、水蒸
気が消費されて水素(H2)と一酸化炭素(CO)が発生する。 C+H2O →CO+H2 --- (1) Si+2H2O→SiO2+2H2 --- (2) このような脱炭反応、酸化反応の進行は、焼鈍雰囲気中
に含有される H2O分圧とH2分圧との比である酸化度P(H
2O)/P(H2)によって定められるが、この酸化度の値は、
かかる反応が進行する際に発生するH2や、消費されるH2
O によって変動する。従って、良好なサブスケールを得
るためには、酸化度を所定の値に的確に制御することが
必要であるのに対し、上記した従来の方法では、十分な
制御ができていなかったのである。
【0012】炉内雰囲気を制御する方法に関し、特開平
1−263216号公報では、特に露点を一定に制御するため
に、炉内に供給するガスにつき、乾燥ガスと一定量の水
蒸気を混合して露点を一定化した後、供給する方法を提
案している。しかしながら、炉内で消費される H2Oの量
および発生するH2の量は、上述の反応(1), (2)の進行速
度によって定まり、連続焼鈍炉の場合、これらの進行速
度が加熱帯と均熱帯等の炉長方向で異なるため、所定の
P(H2O)/P(H2)値に制御することができない。
【0013】また、特開平5−148534号公報には、炉内
に供給するガスのH2流量とこのガスを加湿するための水
蒸気流量との比を制御したのち、炉内に供給する方法が
提案されているが、やはり前述の特開平1−263216号公
報と同様な問題があった。
【0014】さらに、特開平5−247529号公報では、連
続焼鈍炉の炉長方向に複数に分割された各ゾーンの H2O
分圧を制御する方法を提案しているが、仮に各ゾーンの
H2O分圧が一定になったとしても、各ゾーンではH2が種
々の値で発生しているため、P(H2O)/P(H2)を一定値に
揃えることはできず、また炉長方向における変動量を小
さくすることもできない。しかも、反応によって発生す
るCOガスが反応(1), (2)へ悪影響を及ぼすことも問題と
なる。
【0015】その他、特開平8-53712号公報では、炉内
炉長方向の露点の分布を、供給するガスの露点および供
給するガス量の2つを調整することによって制御する方
法を提案している。この方法では、前段の露点を監視す
ることによって、ガス流量と露点を決定するが、前段の
露点が下がってから制御を開始するため、長手方向で被
膜品質を一定にすることが極めて難しかった。
【0016】以上、述べたとおり、従来の方法ではいず
れも、磁束密度の高い方向性けい素鋼板を安定して製造
することが難しく、このため磁束密度に優れた方向性け
い素鋼板の安定生産を可能ならしめる新しい脱炭焼鈍方
法の開発が望まれていたのである。
【0017】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上述した
実情に鑑み開発されたもので、工業的生産において問題
となる製品の磁束密度の劣化を有利に解決し、磁束密度
の高い材料の安定生産を可能ならしめる脱炭焼鈍方法を
基本とする方向性けい素鋼板の新規な製造方法を提案す
ることを目的とする。
【0018】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の問題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、以下に述べ
る知見を得た。すなわち、(1) 操業中における連続焼鈍
炉内の雰囲気酸化度を一定に維持するには、連続焼鈍炉
の後部にいくほど供給する雰囲気の酸化度を高くする必
要があり、そのための手段としては、鋼板の進行方向と
対抗する向きに雰囲気ガスを流すのが有利であること、
(2) また、脱炭焼鈍にて生成する表層の酸化物の組成
は、最終冷間圧延板の化学組成特にNiに依存し、しかも
これら冷間圧延板の組成と脱炭焼鈍時の雰囲気分布が非
常に密接に関係し、これらによって表面の酸化物組成お
よび酸化物の量が決定されることを新たに見出したので
ある。この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【0019】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。 1.方向性電磁鋼板用の含けい素鋼スラブを、熱間圧延
したのち、1回または中間焼鈍を含む2回以上の冷間圧
延を施して最終板厚とし、ついで脱炭焼鈍後、MgO を主
成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍
を施すことからなる方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、上記脱炭焼鈍の際、均熱温度に達するまでの昇温過
程における雰囲気の酸化度P(H2O)/P(H2)を 0.5未満と
すること、均熱温度に達したのちの雰囲気の酸化度P(H
2O)/P(H2)を0.30〜0.50の範囲でかつ連続焼鈍炉の後部
にいくほど下記式に従って酸化度が高くなるように変動
させることおよび焼鈍時間を少なくとも鋼板の残留C量
が30ppm 以下となる時間とすることを特徴とする磁束密
度が高く被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法
(第1発明)。 記 0.30+t×5×10-4<P(H2O)/P(H2)<0.45+t×5×
10-4 ここでt:均熱温度に達してからの時間(秒)
【0020】2.上記した第1発明において、均熱処理
に引き続き、酸化度P(H2O)/P(H2):0.3 以下で、 800
〜900 ℃、30秒以内の短時間焼鈍処理を施すことを特徴
とする磁束密度が高く被膜特性に優れた方向性電磁鋼板
の製造方法(第2発明)。
【0021】3.上記した第1発明または第2発明にお
いて、素材スラブとして、Ni:0.02〜2.0 wt%を含有す
る含けい素鋼スラブを用いることを特徴とする磁束密度
が高く被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法(第
3発明)。
【0022】4.上記した第1発明、第2発明または第
3発明において、連続焼鈍炉での均熱処理に際し、鋼板
の進行方向と対抗する方向に雰囲気ガスを流し、鋼板と
の相対速度を 90m/min以上 1000m/min以下の範囲に制御
することを特徴とする磁束密度が高く被膜特性に優れた
方向性電磁鋼板の製造方法(第4発明)。
【0023】
【発明の実施の形態】以下、この発明を具体的に説明す
る。まず、この発明の基礎となった実験結果について説
明する。 実験1 C:0.065 wt%, Si:3.40wt%, Mn:0.065 wt%, Al:
0.023 wt%, Se:0.016 wt%, Sn:0.025 wt%, Sb:0.
050 wt%, Ni:0.15wt%およびN:0.0090wt%を含有
し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブ(厚み:23
5 mm)を、1400℃に加熱し、熱延終了温度:990 ℃の条
件で熱間圧延を施して 2.4mm厚の熱延板としたのち、50
0 ℃で巻取った。ついで、昇温速度:6℃/sで1000℃ま
で昇温したのち30秒間保持する熱延板焼鈍を施し、酸洗
後、冷間圧延によって 1.7mmの厚みとしたのち、50%N2
と50%H2の雰囲気中(露点:60℃)にて1050℃の温度に
70秒間保持する中間焼鈍を施した。ついで、酸洗後、17
0 ℃の温度で冷間圧延を施して最終厚みである0.22mmに
仕上げたのち、酸化度P(H2O)/P(H2):0.31、昇温速
度:12℃/sの条件で 820℃まで昇温し、ついで均熱温度
を 820℃として、図1に示すように雰囲気の酸化度を種
々に変更しながら脱炭焼鈍を施した。
【0024】その後、6wt%のTiO2を含有するMgO を焼
鈍分離剤として鋼板表面に塗布してから、コイル状に巻
き取ったのち、最終仕上げ焼鈍として、 800℃まではN2
雰囲気で20℃/hの昇温速度で昇温したのち 800℃で20時
間の保定処理を行い、ついで10℃/hの昇温速度で 800〜
1050℃までは25%のN2と75%のH2の混合雰囲気で、また
1050〜1150℃まではH2雰囲気で加熱し、さらにH2雰囲気
中にて1150℃で5時間の均熱処理を行ったのち、降温は
800℃まではH2中で強制冷却し、 800℃以下については
N2中で冷却する熱サイクルと雰囲気を採用した。つい
で、未反応焼鈍分離剤を除去した後、50%のコロイダル
シリカとリン酸マグネシウムからなる張力コートを被成
して製品とした。
【0025】得られた各製品より圧延方向に沿ってエプ
スタインサイズの試験片を切り出し、800 ℃で3時間の
歪取焼鈍を施したのち、 1.7Tの磁束密度における鉄損
値W 17/50 および磁束密度B8 を測定した。また、製品
に含まれるC量および占積率も測定した。さらに、被膜
欠陥(100 m当たりの被膜欠陥部の長さ比率)について
も調査した。得られた結果を整理して表1に示す。
【0026】
【表1】
【0027】表1に示した結果より、脱炭焼鈍の均熱中
の酸化度(P(H2O)/P(H2))の分布によって磁気特性、
C量および被膜特性は異なり、均熱温度に入ってからの
酸化度には適正な範囲があること、また酸化度分布が後
部にいくほど高くなる場合に磁気特性、脱炭性および被
膜特性は向上することが明らかになった。この結果は、
従来の知見である、均熱温度においてある一定範囲の酸
化度範囲で磁気特性が良好になるといった知見とは異な
り、均熱中においても時間が進むにつれて酸化度をあげ
ていった方が良好な被膜外観および高い磁束密度が得ら
れるという新しい知見が得られた。
【0028】この理由については、次のように考えられ
る。加熱中、もしくは均熱の初期にサブスケール被膜が
生成するのであるが、このサブスケールが酸素の拡散を
阻害し脱炭反応が抑制される。脱炭反応速度の低下を少
なくするためには、均熱中の酸化度を均熱中に徐々にあ
げて行くことが肝要で、サブスケール中を拡散できる酸
素量を増加させる必要がある。しかしながら、むやみに
酸化度を高くするとかえってサブスケール被膜の生成量
の増加を招き、酸素の拡散を阻害する。また、このとき
局部的に被膜の厚みを増加させることで、点状の被膜欠
陥が生じる。従って、ある一定の範囲で均熱中の酸化度
を上げていくことにより、被膜性と脱炭性との両者を確
保できる。一方、磁気特性は、被膜と密接な関係があ
り、良好なサブスケール被膜を形成することにより、イ
ンヒビターの分解・消失を適切に抑制することができ、
その結果、二次再結晶組織がより先鋭化する。
【0029】上記の実験結果を基に、最適の焼鈍雰囲気
条件について検討したところ、均熱温度に達するまでの
昇温過程における雰囲気の酸化度P(H2O)/P(H2)につい
ては0.5 未満とし、均熱温度に達したのちの雰囲気の酸
化度P(H2O)/P(H2)については0.30〜0.50の範囲でかつ
連続焼鈍炉の炉長方向で後部にいくほど下記の式に従っ
て酸化度が高くなるように変動させることが、極めて有
効であることが明らかとなった。 記 0.30+t×5×10-4<P(H2O)/P(H2)<0.45+t×5×
10-4 ここでt:均熱温度に達してからの時間(秒) 上記の範囲は、図1中、破線で挟まれた領域である。
【0030】次に、脱炭焼鈍後、より低酸化度で熱処理
した場合についても、その効果を確認する実験を行っ
た。 実験2 C:0.075 wt%, Si:3.63wt%, Mn:0.065 wt%, Al:
0.023 wt%, Se:0.013 wt%, Sn:0.040 wt%, Sb:0.
020 wt%およびN:0.0090wt%を含有し、残部は実質的
にFeの組成になる鋼スラブ(厚み:200 mm)を、1400℃
に加熱し、熱延終了温度:990 ℃の条件で熱間圧延を施
して 2.0mm厚の熱延板としたのち、500℃で巻取った。
ついで、50%N2と50%H2の雰囲気中(露点:60℃)に
て、昇温速度:6℃/sで1120℃まで昇温したのち、30秒
間保持する熱延板焼鈍を施した。ついで、酸洗後、180
℃の温度で冷間圧延を施して最終厚みである0.22mmに仕
上げたのち、圧延直角方向に対し15°の角度で深さ:20
μm 、幅:120 μm の溝を圧延方向に対し3mmのピッチ
で電解エッチングにより形成した。
【0031】その後、酸化度P(H2O)/P(H2):0.35、昇
温速度:22℃/sの条件で 850℃まで昇温し、ついで均熱
温度を 850℃として、図2に示すように雰囲気の酸化度
を種々に変更しながら脱炭焼鈍を施した。引き続き、酸
化度P(H2O)/P(H2)を0.15とし、 860℃で20秒以内の短
時間焼鈍を施した。その後、3%のTiO2を含有するMgO
を焼鈍分離剤として鋼板表面に塗布してから、コイルに
巻き取ったのち、最終仕上げ焼鈍として、 800℃までは
N2雰囲気で20℃/hの昇温速度で昇温したのち、 800℃で
40時間の保定処理を行い、ついで10℃/hの昇温速度で 8
00〜1050℃までは25%のN2と75%のH2の混合雰囲気で、
また1050〜1150℃まではH2雰囲気で加熱し、さらにH2
囲気中にて1150℃で15時間の均熱処理を行ったのち、降
温は 800℃まではH2中で強制冷却し、 800℃以下につい
てはN2中で冷却する熱サイクルと雰囲気を採用した。つ
いで、未反応焼鈍分離剤を除去したのち、50%のコロイ
ダルシリカとリン酸マグネシウムからなる張力コートを
被成して製品とした。
【0032】得られた各製品より圧延方向に沿ってエプ
スタインサイズの試験片を切り出し、800 ℃で3時間の
歪取焼鈍を施したのち、 1.7Tの磁束密度における鉄損
値W 17/50 および磁束密度B8 を測定した。また、製品
に含まれるC量および占積率も測定した。さらに、被膜
欠陥(100 m当たりの被膜欠陥部の長さ比率)について
も調査した。得られた結果を整理して表2に示す。
【0033】
【表2】
【0034】表2の結果より、脱炭焼鈍に引き続き、酸
化度(P(H2O)/P(H2))を下げた焼鈍を追加した場合に
おいても、均熱処理における酸化度の分布によって、磁
気特性、C量および被膜特性が異なることが明らかにな
った。すなわち、従来から言われていたように脱炭焼鈍
の後期に酸化度を下げた方が良いとされる場合であって
も、均熱温度に入ってからの酸化度には適正な範囲があ
ること、また酸化度分布を後部にいくほど高くした場合
に磁気特性、脱炭性および被膜特性が向上することが明
らかになった。上記の結果は、従来の知見である脱炭焼
鈍の後期において酸化度を下げた方が良いといった単純
な知見とは異なり、均熱中においては時間が進むにつれ
て酸化度を上げて行き、脱炭が終了してから酸化度を下
げた方が、良好な被膜外観および高磁束密度を得るには
良いという新たな知見が得られた。
【0035】次に、成分組成を変更した場合について、
その影響を調査した。 実験3 C:0.060 wt%, Si:3.43wt%, Mn:0.065 wt%, Al:
0.022 wt%, S:0.021 wt%, Sn:0.06wt%およびN:
0.0090wt%をベースとし、これにNiを表3に従って種々
の量含有させ、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブ
(厚み:240 mm)を、1400℃に加熱し、熱延終了温度:
940 ℃の条件で熱間圧延を施して 2.6mm厚の熱延板とし
たのち、 580℃で巻取った。ついで、50%N2と50%H2
雰囲気中(露点:60℃)にて、昇温速度:7℃/sで1150
℃まで昇温したのち、60秒間保持する熱延板焼鈍を施し
た。ついで、酸洗後、冷間圧延により 1.8mmの厚に圧延
したのち、50%N2と50%H2の雰囲気中(露点:60℃)に
て1020℃に60秒間保持する中間焼鈍を施し、さらに酸洗
後、 230℃の温度で冷間圧延を施して最終厚みである0.
26mmに仕上げた。
【0036】その後、酸化度P(H2O)/P(H2):0.40、昇
温速度:15℃/sの条件で 850℃の均熱温度まで昇温し、
この温度での均熱処理中、酸化度を0.40から 100秒後に
0.45になるように徐々に上げていった。引き続き、酸化
度P(H2O)/P(H2)を0.10とし、 870℃で20秒以内の短時
間焼鈍を施した。ついで、5%のTiO2を含有するMgO を
焼鈍分離剤として鋼板表面に塗布してから、コイルに巻
き取ったのち、最終仕上げ焼鈍として、 830℃まではN2
雰囲気で20℃/hの昇温速度で昇温したのち、 830℃で20
時間の保定処理を行い、ついで10℃/hの昇温速度で、 8
30〜1050℃までは25%のN2と75%のH2の混合雰囲気で、
また1050〜1150℃まではH2雰囲気で加熱し、さらにH2
囲気中にて1150℃で15時間の均熱処理を行ったのち、降
温は 800℃まではH2中で強制冷却し、 800℃以下につい
てはN2中で冷却する熱サイクルと雰囲気を採用した。そ
の後、未反応焼鈍分離剤を除去したのち、50%のコロイ
ダルシリカとリン酸マグネシウムからなる張力コートを
被成して製品とした。
【0037】得られた各製品より圧延方向に沿ってエプ
スタインサイズの試験片を切り出し、800 ℃で3時間の
歪取焼鈍を施したのち、 1.7Tの磁束密度における鉄損
値W 17/50 および磁束密度B8 を測定した。また、製品
に含まれるC量および占積率も測定した。さらに、被膜
の強度を表す指標として曲げ剥離径(円柱に鋼板を巻き
付けた際、被膜剥離が生じない最小の径(mm))を調査し
た。得られた結果を表3に示す。
【0038】
【表3】
【0039】同表に示すように、Niを0.02wt%以上添加
すると、磁気特性が大幅に向上すると共に、曲げ剥離特
性が格段に向上する。しかしながら、Niの添加量が 2.0
wt%を超えると、磁束密度が低下するだけでなく、占積
率が悪化することが判明した。
【0040】次に、雰囲気ガスと鋼板の相対速度と炉内
雰囲気ガスの酸化度との関係について検討した。という
のは、雰囲気ガス中を鋼板が進行する際、雰囲気ガスと
鋼板の間に相対速度が生じ、これによって炉内の酸化度
分布に変化が生じる可能性があるからである。均熱炉の
後方から雰囲気ガスを鋼板の進行方向に対して逆に流し
てみたところ、鋼板表面で被膜の形成反応と脱炭反応が
生じているため、雰囲気ガスの酸化度は次第に低下し
き、その結果、均熱帯の前半における酸化度が低下し
た。この現象は、この発明の目的を達成する上で非常に
有利に働く。
【0041】そこで、次に、この発明で規定した範囲で
酸化度を徐々に上げて行くために好適な鋼板と雰囲気ガ
スとの相対速度について調査したところ、相対速度を90
mpm以上とすれば、良好な結果が得られることが判明し
た。とはいえ、鋼板と雰囲気ガスとの相対速度が 1000m
/minを超えると、鋼板を安定して走行させるのが極めて
困難になるので、相対速度の上限は 1000m/minとするの
が望ましい。
【0042】次に、この発明の対象鋼種について説明す
ると、素材としてはいわゆる方向性けい素鋼板であれば
従来公知のものいずれもが有利に適合する。参考のため
に、代表組成を示すと次のとおりである。 C:0.020 〜0.10wt% C量が 0.020wt%よりも少ないと良好な結晶組織ひいて
は十分満足の行く磁気特性が得られず、一方0.10wt%よ
り多いと脱炭性が劣化するので、C量は0.020〜0.10wt
%とするのが好ましい。 Si:1.0 〜5.0 wt% Siは、鋼の電気抵抗を高め、製品の渦電流損の改善に有
効に寄与するが、そのためには 1.0wt%以上を必要と
し、一方 5.0wt%を超えると冷間圧延時の脆化が著しく
なるので、Si量は 1.0〜5.0 wt%とするのが好ましい。 Mn:0.04〜2.5 wt% Mnは、鋼の熱間圧延性を改善するために有用な元素であ
るが、含有量が0.04wt%に満たないとその添加効果に乏
しく、一方 2.5wt%を超えると脱炭性が阻害されるの
で、Mn量は0.05〜2.5 wt%とするのが望ましい。
【0043】この他に、インヒビター成分としてAl, C
u, Sn, Sb, SeおよびSのうちから選ばれる1種または
2種以上を含有させる必要がある。この目的のために
は、インヒビター成分として 0.005wt%以上の含有が必
要であるが、0.06wt%を超えると、Al, Se, Sの場合は
析出物の粗大化が生じてインヒビター作用の低下を招
き、またSbの場合は冷間圧延性の劣化を招くので、イン
ヒビター成分としては 0.005〜0.10wt%の範囲で含有さ
せることが望ましい。なお、インヒビター成分としてAl
を使用する場合には、Nを鋼中に添加または純化焼鈍前
の工程において窒化あるいは両者を組み合わせて 0.005
〜0.020 wt%の範囲で含有させることが望ましい。
【0044】また、この発明では、Niの添加が非常に有
用であり、磁気特性の向上と共に被膜特性の有利な改善
を実現できる。しかしながら、含有量が0.02wt%に満た
ないとその添加効果に乏しく、一方 2.0wt%を超えて添
加すると飽和磁束密度の低下を招くので、Niを含有させ
る場合には0.02〜2.0 wt%とすることが好ましい。
【0045】その他、従来公知の有効成分、例えばCu,
Mo, As, Te, Bi, PまたはBを 0.4wt%以下の範囲で適
宜含有させることができる。なお、これらの成分につい
て、上限値を上記の範囲に限定したのは、この上限値を
超えて含有させた場合には、二次再結晶が抑制され、磁
気特性の劣化を招くからである。
【0046】次に、この発明に従う製造方法について具
体的に説明する。上記のような好適成分組成に調整され
た溶鋼を、従来公知の製鋼法で溶製したのち、連続鋳造
または造塊−分塊法によってスラブとし、ついで必要に
応じて再圧延を行ったのち、熱間圧延によって熱延コイ
ルとする。かかる熱延コイルは、1回または中間焼鈍を
含む2回以上の冷間圧延によって最終板厚とする。かよ
うな冷間圧延において、公知のパス間時効や温間圧延な
どが有利に利用できるのはいうまでもない。
【0047】冷間圧延後は脱炭焼鈍を施すが、その前に
鉄損低減のための磁区細分化処理として、鋼板表面に溝
を設ける処理を施すことも可能である。また、冷間圧延
終了後、2次再結晶前までの間に、微細結晶粒を生成す
るための点状の局所的熱処理や化学的処理を人工的に行
うこともできる。
【0048】冷間圧延後は鋼板に脱脂処理を施したの
ち、脱炭焼鈍を行う。この脱炭焼鈍が、この発明の最も
重要な要件である。すなわち、脱炭焼鈍の際、均熱温度
に達するまでの昇温過程における雰囲気の酸化度P(H
2O)/P(H2)を 0.5未満とし、均熱温度に達したのちの雰
囲気の酸化度P(H2O)/P(H2)を0.30〜0.50でかつ連続焼
鈍の炉長方向で後部にいくほど次式に従って酸化度が高
くなるように変動させるのである。 0.30+t×5×10-4<P(H2O)/P(H2)<0.45+t×5×
10-4 ここでt:均熱温度に達してからの時間(秒)
【0049】上記の焼鈍処理において、昇温過程におけ
る雰囲気の酸化度P(H2O)/P(H2)を0.5未満に限定した
のは、酸化度Pを 0.5以上に高くすると昇温中にサブス
ケール層が成長しすぎ、脱炭反応が阻害されるからであ
る。なお、昇温速度は5〜30℃/s程度とするのが好まし
い。また、均熱処理における雰囲気の酸化度P(H2O)/P
(H2)を0.30〜0.50の範囲に限定したのは、P(H2O)/P(H
2)が0.30に満たないと脱炭反応が進まず、一方P(H 2O)/
P(H2)が0.50を超えるとサブスケール生成量が増加し、
脱炭反応を阻害するからである。さらに、均熱処理時
に、上掲式に従って連続焼鈍炉の後部にいくほど酸化度
が高くなるように変動させることにした理由は、前掲図
1で得られた結果に基づいてである。
【0050】さらに、上記の焼鈍処理工程において、焼
鈍時間は少なくとも鋼板の残留C量が30ppm 以下となる
時間とすることが必要である。というのは、残留C量が
30ppm を超えると、トランスに使用した場合にカーバイ
トが析出して、鉄損の悪化と共に、時効劣化が生じ易く
なるからである。
【0051】この発明において、均熱帯における酸化度
を上記したように効果的に変動させるためには、焼鈍炉
内において鋼板の進行方向と対抗する向きに雰囲気ガス
を流し、鋼板との相対速度を 90m/min以上とすることが
好適である。しかしながら、相対速度が 1000m/minを超
えると鋼板の安定した走行が極めて困難になるのは前述
したとおりである。
【0052】さらに、上記の脱炭焼鈍処理に引き続き、
酸化度P(H2O)/P(H2)が 0.3以下の範囲で 800〜900
℃, 30秒以内の短時間焼鈍を行うことが好ましく、かか
る短時間焼鈍処理によって被膜の安定性を一層向上させ
ることができる。
【0053】その後、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布して
から、コイルに巻いて最終仕上げ焼鈍に供する。この
時、鋼板表面に被膜を形成するか否かによって公知の各
種焼鈍分離剤を選択することが可能である。すなわち、
鋼板表面にフォルステライト質の被膜を形成するために
は MgOを主成分とした焼鈍分離剤が用いられ、一方鋼板
の表面を鏡面化したい場合などには、多くの場合Al2O3
系の焼鈍分離剤が用いられる。その他、公知の焼鈍分離
剤を適用することが可能であることはいうまでもない。
【0054】最終仕上げ焼鈍工程は、高温のH2雰囲気中
で行われる。すなわち、H2ガスは最終仕上げ焼鈍の昇温
時に鋼板表層の結晶粒を粒成長させる作用があり、この
ため方位の劣る2〜8mmサイズの二次再結晶粒の発達を
抑制し、方位集積度を効果的に高めて鉄損を低減するこ
とができ、さらにH2ガスは鋼中のS,Se, OおよびNな
どの不純物を除去する作用も有する。また、この最終仕
上げ焼鈍では、特に二次再結晶工程の 500〜900 ℃の平
均昇温速度を25℃/h以下と極めて低く抑えることが重
要で、25℃/hより昇温速度が速くなると粒径は大きい
ものの方位の劣った二次粒が生成し、鉄損の劣化を招
く。従って、 500℃から 900℃の範囲の低温度保持処理
を行うことが最も好ましく、この場合昇温速度は 500℃
から900 ℃に達する時間を用いて算出する。
【0055】最終仕上げ焼鈍後は、鋼板表面の未反応焼
鈍分離剤を除去したのち、必要に応じてさらに絶縁コー
ティングを塗布・焼き付け、平坦化焼鈍を施して製品と
される。この時、絶縁コーティングとして張力コーティ
ングを用いることが鉄損の向上にはより有利である。最
終焼鈍以降の鋼板には、公知の磁区細分化処理、すなわ
ちプラズマジェットやレーザー照射を線状に施したり、
突起ロールによる線状のへこみ領域を設けたりする処理
を施して、鉄損を低減することもできる。また、最終仕
上げ焼鈍時に被膜を形成させない場合には、その後鋼板
をさらに鏡面化したり、NaCl電解などで粒方位選別処理
を施したりすることができ、その後さらに、張力コーテ
ィングを施して製品とする方法が、製品の鉄損を最も低
減する上で有効である。
【0056】
【実施例】実施例1 C:0.065 wt%, Si:3.40wt%, Mn:0.06wt%を基本成
分として含み、さらに表4に示す各成分を含有させ、残
部は実質的にFeの組成になる鋼スラブ(厚み:210 mm)
を、1450℃に加熱し、熱延終了温度:920 ℃の条件で熱
間圧延を施して2.5 mm厚の熱延板としたのち、 610℃で
巻き取った。ついで、50%N2と50%H2の雰囲気中(露
点:60℃)にて、昇温速度:7℃/sで 980℃まで昇温し
たのち、40秒間保持する熱延板焼鈍を施した。ついで、
酸洗後、冷間圧延によって1.7 mm厚の中間厚に圧延した
のち、50%N2と50%H2の雰囲気中(露点:60℃)にて10
20℃に60秒間保持する中間焼鈍を施し、さらに酸洗後、
230℃の温度で冷間圧延を施して最終厚みである0.22mm
に仕上げた。
【0057】引き続く脱炭焼鈍において、雰囲気ガスの
酸化度:0.42、昇温速度:15℃/sの条件で 850℃の均熱
温度まで昇温し、引き続き酸化度を0.42から 100秒後に
0.46になるように徐々に上げつつ、均熱時間:100 秒間
の均熱処理を施した。この時、鋼板の進行方向と対向す
る向きに雰囲気ガスを流し、鋼板との相対速度が 150m/
min となるように調整した(焼鈍)。また、比較例と
して、均熱温度に達したときに酸化度が0.51となり、か
つ 100秒後に0.35となるように炉の均熱帯の前部から後
部にかけてガスを流す実験も併せて行った(焼鈍)。
【0058】その後、鋼板を室温まで冷却したのち、7
%のTiO2を含有するMgO を焼鈍分離剤として鋼板表面に
塗布してから、コイル状に巻き取ったのち、最終仕上げ
焼鈍として、 860℃まではN2雰囲気で10℃/hの昇温速度
で昇温したのち、 860℃で20時間の保定処理を行い、つ
いで15℃/hの昇温速度で 860〜1050℃までは25%のN2
75%のH2の混合雰囲気で、また1050〜1190℃まではH2
囲気で加熱し、さらにH2雰囲気中にて1190℃, 15時間の
均熱処理を行ったのち、降温は 800℃まではH2中で強制
冷却し、 800℃以下についてはN2中で冷却する熱サイク
ルと雰囲気を採用した。ついで、未反応焼鈍分離剤を除
去したのち、50%のコロイダルシリカとリン酸マグネシ
ウムからなる張力コートを被成して製品とした。
【0059】得られた各製品より圧延方向に沿ってエプ
スタインサイズの試験片を切り出し、 800℃で3時間の
歪取焼鈍を施したのち、 1.7Tの磁束密度における鉄損
値W 17/50 および磁束密度B8 を測定した。また、製品
に含まれるC量、占積率および被膜欠陥率(100 m当た
りの被膜欠陥部の長さ比率)についても調査した。得ら
れた結果を表5に示す。
【0060】
【表4】
【0061】
【表5】
【0062】表5に示したとおり、すなわちこの発明の
従う条件で均熱処理を施した場合(焼鈍)には、磁気
特性および被膜特性とも格段に向上している。特に、Ni
を添加した場合には、この効果が顕著に現れ、曲げ剥離
特性および磁束密度の一層の向上が認められた。
【0063】実施例2 C:0.072 wt%, Si:3.40wt%, Mn:0.08wt%を基本成
分として含み、さらに表6に示す各成分を含有させ、残
部は実質的にFeの組成になる鋼スラブ(厚み:240 mm)
を、1410℃に加熱し、熱延終了温度:920 ℃の条件で熱
間圧延を施して2.0 mm厚の熱延板としたのち、 610℃で
巻き取った。ついで、50%N2と50%H2の雰囲気中(露
点:60℃)にて、昇温速度:7℃/sで1100℃まで昇温し
た後、100秒間保持する熱延板焼鈍を施した。ついで、
酸洗後、 160℃の温度での冷間圧延を施して最終厚みで
ある0.22mmに仕上げたのち、圧延直角方向に対し15°の
角度で深さ:20μm 、幅:120 μm の溝を圧延方向に対
し3mmピッチで電解エッチングにより形成した。
【0064】その後、雰囲気ガスの酸化度:0.42、昇温
速度:15℃/sの条件で 850℃の均熱温度まで昇温し、引
き続き酸化度を0.42から 100秒後に0.46になるように徐
々に上げつつ 100秒間の均熱処理を行う、脱炭処理を施
した。この時、鋼板の進行方向と対向する向きに雰囲気
ガスを流し、鋼板との相対速度が 250m/min となるよう
に調整した。かかる脱炭焼鈍終了後、引き続いて 890℃
まで昇温し、酸化度P(H2O)/P(H2):0.15の条件で20秒
間の短時間焼鈍処理を施した(焼鈍)。また、比較例
として、雰囲気酸化度:0.42、昇温速度:15℃/sの条件
で 850℃の均熱温度まで昇温し、引き続き酸化度を0.42
から 100秒後に0.36になるように徐々に下げつつ 100秒
間の均熱処理を行う、脱炭処理を施した。この時、鋼板
の進行方向と同じ方向に雰囲気ガスを流し、鋼板との相
対速度が 20m/minとなるように調整した。かかる脱炭焼
鈍終了後、引き続いて 890℃まで昇温し、酸化度P(H
2O)/P(H2):0.15の条件で20秒間の短時間焼鈍処理を施
した(焼鈍)。
【0065】その後、鋼板を室温まで冷却したのち、2
%のTiO2と2%のSrSO4 とを含有するMgO を焼鈍分離剤
として鋼板表面に塗布してから、コイル状に巻き取った
のち、最終仕上げ焼鈍として、 810℃まではN2雰囲気で
15℃/hの昇温速度で昇温したのち、 810℃で20時間の保
定処理を行い、ついで15℃/hの昇温速度で 810〜1100℃
までは30%のN2と70%のH2の混合雰囲気で、また1100〜
1200℃まではH2雰囲気で加熱し、さらにH2雰囲気中にて
1200℃, 15時間の均熱処理を行ったのち、降温は 800℃
まではH2中で強制冷却し、 800℃以下についてはN2中で
冷却する熱サイクルと雰囲気を採用した。ついで、未反
応焼鈍分離剤を除去したのち、50%のコロイダルシリカ
とリン酸マグネシウムからなる張力コートを被成して製
品とした。
【0066】得られた各製品より圧延方向に沿ってエプ
スタインサイズの試験片を切り出し、 800℃で3時間の
歪取焼鈍を施したのち、 1.7Tの磁束密度における鉄損
値W 17/50 および磁束密度B8 を測定した。また、製品
に含まれるC量、占積率および被膜欠陥率についても調
査した。得られた結果を表7に示す。
【0067】
【表6】
【0068】
【表7】
【0069】表5に示したとおり、この発明に従い、均
熱温度に達したのち、酸化度が連続焼鈍の炉長方向で後
部に行くに従って高くなるように変動させた場合(焼鈍
)には、磁気特性および被膜特性が格段に向上した。
これに対し、焼鈍のように均熱帯の後部に行くに従い
酸化度を下げた場合には、磁気特性および被膜特性とも
劣化した。
【0070】
【発明の効果】かくして、この発明に従い、脱炭焼鈍工
程の均熱処理時に、所定の雰囲気酸化度の範囲内で、し
かもこの雰囲気酸化度を連続焼鈍の炉長方向で後部に行
くに従って高くなるように変動させることにより、磁束
密度および被膜特性に優れた方向性電磁鋼板を安定して
製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】脱炭焼鈍の均熱温度に達してからの時間に対す
る酸化度の変化を示した図である。
【図2】脱炭焼鈍の均熱温度に達してからの時間に対す
る酸化度の変化を示した図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 黒沢 光正 岡山県倉敷市水島川崎通1丁目(番地な し) 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 小松原 道郎 岡山県倉敷市水島川崎通1丁目(番地な し) 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内

Claims (4)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項1】 方向性電磁鋼板用の含けい素鋼スラブ
    を、熱間圧延したのち、1回または中間焼鈍を含む2回
    以上の冷間圧延を施して最終板厚とし、ついで脱炭焼鈍
    後、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、最
    終仕上げ焼鈍を施すことからなる方向性電磁鋼板の製造
    方法において、 上記脱炭焼鈍の際、均熱温度に達するまでの昇温過程に
    おける雰囲気の酸化度P(H2O)/P(H2)を 0.5未満とする
    こと、均熱温度に達したのちの雰囲気の酸化度P(H2O)/
    P(H2)を0.30〜0.50の範囲でかつ連続焼鈍炉の後部にい
    くほど下記式に従って酸化度が高くなるように変動させ
    ることおよび焼鈍時間を少なくとも鋼板の残留C量が30
    ppm 以下となる時間とすることを特徴とする磁束密度が
    高く被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法。 記 0.30+t×5×10-4<P(H2O)/P(H2)<0.45+t×5×
    10-4 ここでt:均熱温度に達してからの時間(秒)
  2. 【請求項2】 請求項1において、均熱処理に引き続
    き、酸化度P(H2O)/P(H2):0.3 以下で、 800〜900
    ℃、30秒以内の短時間焼鈍処理を施すことを特徴とする
    磁束密度が高く被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造
    方法。
  3. 【請求項3】 請求項1または2において、素材スラブ
    として、Ni:0.02〜2.0 wt%を含有する含けい素鋼スラ
    ブを用いることを特徴とする磁束密度が高く被膜特性に
    優れた方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 【請求項4】 請求項1,2または3において、連続焼
    鈍炉での均熱処理に際し、鋼板の進行方向と対抗する方
    向に雰囲気ガスを流し、鋼板との相対速度を90 m/min以
    上 1000m/min以下の範囲に制御することを特徴とする磁
    束密度が高く被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方
    法。
JP00570198A 1998-01-14 1998-01-14 方向性電磁鋼板の製造方法 Expired - Fee Related JP3952570B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP00570198A JP3952570B2 (ja) 1998-01-14 1998-01-14 方向性電磁鋼板の製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP00570198A JP3952570B2 (ja) 1998-01-14 1998-01-14 方向性電磁鋼板の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPH11199939A true JPH11199939A (ja) 1999-07-27
JP3952570B2 JP3952570B2 (ja) 2007-08-01

Family

ID=11618424

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP00570198A Expired - Fee Related JP3952570B2 (ja) 1998-01-14 1998-01-14 方向性電磁鋼板の製造方法

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP3952570B2 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013047382A (ja) * 2011-07-28 2013-03-07 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2014132354A1 (ja) * 2013-02-27 2014-09-04 Jfeスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2019099839A (ja) * 2017-11-29 2019-06-24 Jfeスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2019119933A (ja) * 2017-12-28 2019-07-22 Jfeスチール株式会社 低鉄損方向性電磁鋼板とその製造方法
WO2020149351A1 (ja) * 2019-01-16 2020-07-23 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013047382A (ja) * 2011-07-28 2013-03-07 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2014132354A1 (ja) * 2013-02-27 2014-09-04 Jfeスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
RU2610204C1 (ru) * 2013-02-27 2017-02-08 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали
US10431359B2 (en) 2013-02-27 2019-10-01 Jfe Steel Corporation Method for producing grain-oriented electrical steel sheet
JP2019099839A (ja) * 2017-11-29 2019-06-24 Jfeスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2019119933A (ja) * 2017-12-28 2019-07-22 Jfeスチール株式会社 低鉄損方向性電磁鋼板とその製造方法
WO2020149351A1 (ja) * 2019-01-16 2020-07-23 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JPWO2020149351A1 (ja) * 2019-01-16 2021-12-02 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP3952570B2 (ja) 2007-08-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US6423157B2 (en) Method of making grain-oriented magnetic steel sheet having low iron loss
JP3240035B2 (ja) 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
JP2000355717A (ja) 被膜特性と磁気特性に優れた方向性けい素鋼板およびその製造方法
JP2019099827A (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP3873489B2 (ja) 被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法
JP2019099839A (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP7582455B2 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP3952570B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP3329641B2 (ja) 磁気特性及び鋼板端部形状に優れるAl含有方向性電磁鋼板の製造方法
JP3885428B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP3893766B2 (ja) 均質なフォルステライト質被膜を有する方向性けい素鋼板の製造方法
JP3312000B2 (ja) 被膜特性および磁気特性に優れる方向性けい素鋼板の製造方法
JP2001303131A (ja) 表面欠陥が極めて少なくかつ磁気特性に優れる高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
JP3716608B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP3331096B2 (ja) 磁束密度の高い方向性けい素鋼板の製造方法並びに脱炭焼鈍方法及び脱炭焼鈍設備
JP3011609B2 (ja) 磁気特性の優れたグラス被膜の少ない一方向性電磁鋼板の製造方法
JPH05295441A (ja) グラス被膜特性が優れ、磁気特性の良好な高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
JP3357615B2 (ja) 極めて鉄損が低い方向性けい素鋼板の製造方法
JP3873301B2 (ja) 方向性けい素鋼板の製造方法
JP3336142B2 (ja) 磁気特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法
USRE39482E1 (en) Method of making grain-oriented magnetic steel sheet having low iron loss
JP3885257B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP4374108B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP2006274394A (ja) 磁気特性と被膜特性に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法
JP2002129235A (ja) 被膜特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20050705

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20050901

RD04 Notification of resignation of power of attorney

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424

Effective date: 20060718

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20070410

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20070423

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110511

Year of fee payment: 4

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120511

Year of fee payment: 5

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120511

Year of fee payment: 5

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130511

Year of fee payment: 6

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140511

Year of fee payment: 7

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees