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WO2012017933A1 - 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 Download PDF

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WO2012017933A1
WO2012017933A1 PCT/JP2011/067409 JP2011067409W WO2012017933A1 WO 2012017933 A1 WO2012017933 A1 WO 2012017933A1 JP 2011067409 W JP2011067409 W JP 2011067409W WO 2012017933 A1 WO2012017933 A1 WO 2012017933A1
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WO
WIPO (PCT)
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rolling
less
cold rolling
oriented electrical
steel sheet
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2011/067409
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English (en)
French (fr)
Inventor
猛 久保田
藤倉　昌浩
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.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon 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.)
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Publication date
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Priority to PL11814559T priority patent/PL2602335T3/pl
Priority to KR1020137002278A priority patent/KR101453224B1/ko
Priority to US13/813,862 priority patent/US9579701B2/en
Priority to CN201180038233.5A priority patent/CN103052722B/zh
Priority to BR112013002583-2A priority patent/BR112013002583B1/pt
Priority to EP11814559.8A priority patent/EP2602335B1/en
Publication of WO2012017933A1 publication Critical patent/WO2012017933A1/ja
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Ceased legal-status Critical Current

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    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B15/00—Arrangements for performing additional metal-working operations specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
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    • 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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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets
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    • C21D2201/05—Grain orientation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a non-oriented electrical steel sheet suitable for an iron core of an electric device.
  • non-oriented electrical steel sheets may be required to have good magnetic properties in the rolling direction.
  • non-oriented electrical steel sheets used for split iron cores and non-oriented electrical steel sheets used for iron cores of small and medium transformers may be required to improve the magnetic properties in the rolling direction.
  • magnetic flux mainly flows in two orthogonal directions. Of these two directions, the rolling direction of the non-oriented electrical steel sheet is often arranged in one direction that is particularly affected by the flow of magnetic flux.
  • Patent Document 1 discloses a non-oriented electrical steel sheet in which the Al content is increased while the Si content is kept relatively low in order to improve workability during cold rolling.
  • Patent Document 2 discloses a technique for reducing the content of C, S, N, and the like.
  • Patent Document 3 discloses a technique related to a device for finishing annealing conditions.
  • Patent Document 5 describes a technique related to a device for conditions of hot-rolled sheet annealing and cold rolling.
  • Patent Document 6 describes a technique related to the addition of alloy elements such as Sn and Cu.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-228953 Japanese Patent Laid-Open No. 3-126845 JP 2006-124809 A JP-A-61-231120 JP 2004-197217 A Japanese Patent Laid-Open No. 5-14648 Japanese Patent Laid-Open No. 52-129612 JP-A-53-66816 JP 2001-172718 A
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a non-oriented electrical steel sheet capable of improving the magnetic properties in the rolling direction.
  • the inventors changed the content of each component, the treatment before cold rolling, the number of cold rolling, the rolling reduction ratio of the cold rolling, and the like in the rolling direction. From the viewpoint of improving the magnetic properties, we have conducted extensive research.
  • the steel material is characterized by containing one or two of Sn: 0.02% to 0.40% and Cu: 0.1% to 1.0% in mass%.
  • the magnetic properties in the rolling direction can be improved.
  • a steel material (slab) having a predetermined composition is hot-rolled to form a steel strip, and then this steel strip is cold-rolled twice with intermediate annealing in between. Thereafter, the steel strip is subjected to finish annealing.
  • the finishing temperature that is, the finishing rolling temperature is set to 900 ° C. or less
  • the first cold rolling is started without performing annealing after the hot rolling. That is, the first cold rolling is started while maintaining the metal structure of the steel strip at the end of hot rolling.
  • the rolling reduction of the second cold rolling is set to 40% or more and 85% or less.
  • % which is a unit of content means “mass%”.
  • Si 0.1% or more and 4.0% or less
  • Al 0.1% or more and 3.0% or less
  • Mn 0.1% or more and 2.0% or less
  • Steel having a C content of 0.003% or less and the balance of Fe and inevitable impurity elements is used.
  • This steel may contain Sn or 0.02% or more and 0.40% or less, Cu: 0.1% or more and 1.0% or less, and P: 0.15% or less May be contained, and Cr: 0.2% or more and 10.0% or less may be contained.
  • Such a steel material can be produced by continuous rolling or block rolling after ingot forming of steel melted in a converter or electric furnace.
  • Si has the effect of reducing iron loss by increasing the electrical resistance of the non-oriented electrical steel sheet and reducing eddy current loss. Si also has the effect of improving the punching workability when processing into the shape of an iron core by increasing the yield ratio.
  • the Si content is less than 0.1%, these functions are insufficient.
  • the Si content is more than 4.0%, the magnetic flux density of the non-oriented electrical steel sheet is lowered.
  • the Si content is 0.1% to 4.0%.
  • the Si content is preferably 2.0% or more.
  • Al like Si, has the effect of reducing iron loss by increasing the electrical resistance of non-oriented electrical steel sheets and reducing eddy current loss. Moreover, Al also has the effect
  • the Al content is less than 0.1%, these functions are insufficient.
  • the Al content is more than 3.0%, the saturation magnetic flux density itself is lowered and the magnetic flux density is lowered.
  • Al hardly causes an increase in hardness as compared with Si, but if the Al content exceeds 3.0%, the yield ratio decreases and the punching workability deteriorates. Therefore, the Al content is 0.1% or more and 3.0% or less.
  • the Al content is preferably 2.5% or less.
  • the magnetic flux density B50 is a magnetic flux density under the condition that the frequency is 50 Hz and the maximum magnetization force is 5000 A / m.
  • Mn has the effect of reducing iron loss by increasing the electrical resistance of the non-oriented electrical steel sheet and reducing eddy current loss. Mn also has the effect of improving the texture of primary recrystallization and developing the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> crystal orientation, which is desirable for improving the magnetic properties in the rolling direction. Furthermore, Mn suppresses the precipitation of fine sulfides (such as MnS) that inhibit the growth of crystal grains. When the Mn content is less than 0.1%, these effects are insufficient. On the other hand, if the Mn content is more than 2.0%, crystal grains are difficult to grow during intermediate annealing, and iron loss increases. Therefore, the Mn content is 0.1% or more and 2.0% or less. In order to keep the iron loss lower, the Mn content is preferably less than 1.0%.
  • C has the effect of increasing iron loss and also causes magnetic aging. Moreover, when C is contained in the steel strip during cold rolling at room temperature, the development of ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> crystal orientation, which is desirable for improving the magnetic properties in the rolling direction, may be suppressed. These phenomena are remarkable when the C content exceeds 0.003%. Therefore, the C content is 0.003% or less.
  • Sn improves the texture of primary recrystallization, develops the desired ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> crystal orientation for improving the magnetic properties in the rolling direction, and undesired ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> crystals for improving the magnetic properties Has the effect of suppressing the orientation and the like.
  • Sn also has the effect of suppressing the oxidation and nitridation of the surface of the steel strip during intermediate annealing and adjusting the grain growth. When the Sn content is less than 0.02%, these effects are insufficient. On the other hand, if the Sn content is more than 0.40%, these functions are saturated, and rather the growth of crystal grains during intermediate annealing may be suppressed. Therefore, the Sn content is preferably 0.02% or more and 0.40% or less.
  • Cu like Sn, has the effect of developing the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> crystal orientation that is desirable for improving the magnetic properties in the rolling direction of the texture of primary recrystallization. If the Cu content is less than 0.1%, this effect is insufficient. On the other hand, when the Cu content is more than 1.0%, hot embrittlement is caused and workability in hot rolling is lowered. Therefore, the Cu content is preferably 0.1% or more and 1.0% or less.
  • the P has the effect of increasing the yield ratio and improving the punching workability.
  • the P content is more than 0.15%, the hardness is excessively increased and embrittlement is caused.
  • the workability in the manufacturing process of the non-oriented electrical steel sheet is reduced, and the workability of the user, that is, the user of the non-oriented electrical steel sheet is reduced. Therefore, the P content is preferably 0.15% or less.
  • Cr has the effect of reducing iron loss such as high-frequency iron loss by increasing the electric resistance of the non-oriented electrical steel sheet and reducing eddy current loss. Reduction of high-frequency iron loss is suitable for high-speed rotation of a rotating machine. And it becomes possible by responding to the request
  • the inventors first prepared a steel slab containing the components shown in Table 1 and the balance being Fe and inevitable impurities. Subsequently, the steel slab was hot-rolled to produce a steel strip (hot rolled sheet), and cold-rolled twice. At this time, the first cold rolling was started without performing hot-rolled sheet annealing after hot rolling, and intermediate annealing was performed at 1000 ° C. for 1 minute between the two cold rollings. The thickness of the steel strip (cold rolled sheet) after cold rolling was 0.35 mm. Table 2 shows the finishing temperature of the hot rolling, the thickness of the hot-rolled sheet, the thickness of the steel strip after the first cold rolling, and the reduction ratio of the second cold rolling. After the second cold rolling, finish annealing was performed at 950 ° C.
  • the rolling reduction ratio of the first cold rolling was 31.4% to 36.4%.
  • the sample was extract
  • the iron loss W15 / 50 is an iron loss under the condition of a frequency of 50 Hz and a maximum magnetic flux density of 1.5T.
  • the magnetic properties in the rolling direction of the non-oriented electrical steel sheet are remarkably improved by appropriately combining the hot rolling finishing temperature and the second cold rolling reduction rate under the conditions in which hot-rolled sheet annealing is not performed. It can be seen that it can be improved. That is, it can be said that when the finishing temperature of hot rolling is 900 ° C. or lower and the rolling reduction ratio of the second cold rolling is 40% or more and 85% or less, extremely good magnetic properties in the rolling direction can be obtained.
  • Condition No. 1 the reduction ratio of the second cold rolling was set to 36.4%, which is less than 40%.
  • Condition No. 5 the rolling reduction ratio of the second cold rolling was set to 87.0%, exceeding 85%. For this reason, Condition No. 1 and no. 5, the magnetic characteristics in the rolling direction are in condition No. 2 and no. Inferior to 4.
  • condition no. In No. 3 although the reduction ratio of the second cold rolling was 65.0%, the finishing temperature of the hot rolling was 957 ° C. exceeding 950 ° C. For this reason, the magnetic characteristics in the rolling direction are in condition No. 2 and no. Inferior to 4.
  • the finishing temperature of hot rolling is set to 900 ° C. or less, and the reduction ratio of the second cold rolling is set to 40% or more and 85% or less, Good magnetic properties in the rolling direction can be obtained.
  • the reason is considered as follows.
  • Starting the first cold rolling without performing hot-rolled sheet annealing at a hot rolling finishing temperature of 900 ° C. or less means maintaining the metal structure of the steel strip at the end of the finish rolling. It is synonymous with starting cold rolling. Accordingly, the ratio of the non-recrystallized rolled structure including the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> crystal orientation is maintained high.
  • the finishing temperature is preferably set to 860 ° C. or lower.
  • the finishing temperature of hot rolling is set to 900 ° C. or less
  • the first cold rolling is started without performing hot-rolled sheet annealing
  • the rolling reduction of the second cold rolling is 40% or more and 85% or less.
  • the effect obtained by the above is remarkable when the Si content is preferably 2.0% or more. This is because when the Si content is 2.0% or more, the presence of an unrecrystallized rolled structure is promoted, and once recrystallization is started, the activation energy of crystal grain growth increases, and ⁇ This is because the growth of crystal grains with 110 ⁇ ⁇ 001> crystal orientation is remarkably accelerated.
  • the Young's modulus of each crystal orientation of the non-oriented electrical steel sheet is not desirable for improving magnetic properties. Small compared to the rate. And the texture of the non-oriented electrical steel sheet manufactured by this embodiment has developed ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> crystal orientation remarkably. Therefore, the Young's modulus of the non-oriented electrical steel sheet manufactured according to this embodiment is relatively low. In the case where the Young's modulus is low, even if compressive strain is applied during shrinkage fitting or the like when producing an iron core from a non-oriented electrical steel sheet, the compressive stress that accompanies this is low.
  • the present embodiment it is possible to reduce the deterioration of the magnetic characteristics due to the compressive stress. That is, according to the present embodiment, not only the improvement of the magnetic properties in the rolling direction but also the effect of reducing the deterioration of the magnetic properties when compressive strain is applied can be obtained by reducing the Young's modulus.
  • the reduction ratio of the second cold rolling is less than 40%, the crystal orientation increases irregularly.
  • the rolling reduction ratio of the second cold rolling is more than 85%, the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> crystal orientation increases instead of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> crystal orientation. For this reason, in these cases, the magnetic properties in the rolling direction are not sufficiently improved.
  • the non-oriented electrical steel sheet manufactured by such a method is suitable as a material for iron cores of various electric devices.
  • it is desirable as a material of a split core among iron cores of a rotating machine, and also desirable as a material of an iron core of a small and medium-sized transformer. For this reason, high efficiency and miniaturization in fields such as rotating machines, medium- and small-sized transformers, and electrical components in which non-oriented electrical steel sheets are used as iron core materials can be realized.
  • Example 1 First, a steel slab containing the components shown in Table 3 and the balance being Fe and inevitable impurities was produced. Subsequently, the steel slab was hot-rolled to produce a steel strip (hot rolled sheet), and cold-rolled twice. At this time, the first cold rolling was started without performing hot-rolled sheet annealing after hot rolling, and intermediate annealing was performed at 950 ° C. for 2 minutes between the two cold rollings. The thickness of the steel strip after cold rolling was 0.35 mm. Table 4 shows the finishing temperature of the hot rolling, the thickness of the hot rolled sheet, the thickness of the steel strip after the first cold rolling, and the reduction ratio of the second cold rolling. After the second cold rolling, finish annealing was performed at 970 ° C. for 40 seconds.
  • the reduction ratio of the first cold rolling was set to around 40%.
  • the sample was extract
  • the iron loss W10 / 400 is an iron loss under a condition where the frequency is 400 Hz and the maximum magnetic flux density is 1.0T.
  • Condition No. 12 the reduction ratio of the second cold rolling was set to 30.0%, which is less than 40%.
  • Condition No. 15 the reduction ratio of the second cold rolling was set to 86.5%, exceeding 85%. For this reason, Condition No. 12 and no. 15, the magnetic properties in the rolling direction are in condition No. 11, no. 13 and no. It was inferior to 14.
  • condition No. in which Sn and Cu are not contained More than condition No. 11 containing Sn. 13 and Cu containing condition No. 14, the magnetic properties in the rolling direction were good. From this, it can be seen that inclusion of Sn or Cu further improves the magnetic properties in the rolling direction. And it is clear from Table 4 that according to the example of the present invention, it is possible to produce a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties in the rolling direction.
  • Example 2 First, a steel slab containing the components shown in Table 5 with the balance being Fe and inevitable impurities was produced. Subsequently, the steel slab was hot-rolled to produce a steel strip (hot-rolled sheet) having a thickness of 2.3 nm, and cold-rolled twice. At this time, condition no. 21, no. 23 and no. 24, the first cold rolling was started without performing hot-rolled sheet annealing after hot rolling. In No. 22, after the hot-rolled sheet annealing was performed at 950 ° C. for 2 minutes, the first cold rolling was performed. Moreover, intermediate annealing for 1 minute was performed at 980 degreeC between two cold rolling. Table 6 shows the finishing temperature for hot rolling.
  • the thickness of the steel strip after the first cold rolling is 0.8 mm
  • the reduction rate is 62.5% in the second cold rolling
  • the thickness of the steel strip after the second cold rolling is 0 30 mm.
  • finish annealing was performed at 950 ° C. for 20 seconds.
  • the sample was extract
  • the present invention can be used, for example, in the electrical steel sheet manufacturing industry and the electrical steel sheet utilizing industry. In other words, it can be used in industries related to electrical equipment using electromagnetic steel sheets. The present invention contributes to technological innovation in these industries.

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Abstract

　所定の組成の鋼を熱間圧延して鋼帯を形成し、前記鋼帯の第１の冷間圧延を行い、前記鋼帯の中間焼鈍を行い、前記鋼帯の第２の冷間圧延を行い、前記鋼帯に仕上焼鈍を施す。前記熱間圧延の仕上温度を９００℃以下とし、前記熱間圧延と前記第１の冷間圧延との間に焼鈍を行わず、前記第２の冷間圧延の圧下率を４０％以上８５％以下とする。

Description

無方向性電磁鋼板の製造方法
　本発明は、電気機器の鉄心に好適な無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
　近年、無方向性電磁鋼板がその鉄心材料として使用される回転機、中小型変圧器、電装品等の分野において、世界的な電力及びエネルギの節減並びにＣＯ２の削減等に代表される地球環境の保全の動きの中で、高効率化及び小型化の要請がますます強まりつつある。このような社会環境下において、当然、無方向性電磁鋼板の性能の向上は喫緊の課題である。
　また、用途によっては、無方向性電磁鋼板に良好な圧延方向の磁気特性が求められることがある。例えば、回転機の鉄心の中でも分割鉄心に用いられる無方向性電磁鋼板、及び中小型変圧器の鉄心に用いられる無方向性電磁鋼板には、圧延方向の磁気特性の向上が求められることがある。これらの鉄心においては、直行する二方向に主として磁束が流れる。そして、これら二方向のうちで特に磁束の流れの影響が大きい一方向に、無方向性電磁鋼板の圧延方向が配される場合が多い。
　そして、従来、無方向性電磁鋼板の磁気特性の向上を目的とした種々の技術が提案されている。
　例えば、鉄損の低減を目的としてＳｉ及びＡｌの含有量を高める技術が提案されている。例えば、冷間圧延時の加工性の向上のためにＳｉ含有量を比較的低く抑えつつ、Ａｌ含有量を高めた無方向性電磁鋼板が特許文献１に記載されている。単に、Ｓｉ及び／又はＡｌ等の含有量を高めるのみではなく、Ｃ、Ｓ及びＮ等の含有量を低減する技術も提案されている。Ｃａの添加（特許文献２）、ＲＥＭの添加（特許文献３）等の化学的処置による不純物の無害化等によって鉄損を低減する技術も提案されている。また、仕上焼鈍の条件の工夫に関する技術が特許文献４に記載されている。
　例えば、磁束密度の向上に関する技術も提案されている。例えば、熱延板焼鈍の条件及び冷間圧延の条件の工夫に関する技術が特許文献５に記載されている。また、Ｓｎ及びＣｕ等の合金元素の添加に関する技術が特許文献６に記載されている。
　しかしながら、従来の技術では無方向性電磁鋼板の圧延方向の磁気特性を十分に向上することは困難である。また、鉄損の低減を目的としてＳｉ及びＡｌを高めた技術では、飽和磁束密度が低くなってしまう。特に、ＡｌはＳｉよりも飽和磁束密度を低下させやすいため、特許文献１に記載された技術では、飽和磁束密度が極めて低くなってしまう。このような飽和磁束密度が低くなる技術は、電機機器の小型化に到底そぐわない。
特開平７－２２８９５３号公報 特開平３－１２６８４５号公報 特開２００６－１２４８０９号公報 特開昭６１－２３１１２０号公報 特開２００４－１９７２１７号公報 特開平５－１４０６４８号公報 特開昭５２－１２９６１２号公報 特開昭５３－６６８１６号公報 特開２００１－１７２７１８号公報
　本発明は、圧延方向の磁気特性を向上することができる無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、無方向性電磁鋼板において、各成分の含有量、冷間圧延前の処理、冷間圧延の回数、冷間圧延の圧下率等の条件を変化させることにより、圧延方向の磁気特性を向上するとの観点から鋭意研究を積み重ねてきた。
　この結果、詳細は後述するが、Ｓｉ、Ａｌ、及びＭｎ等の含有量、熱間圧延の仕上温度、冷間圧延の回数、二回目の冷間圧延の圧下率を適切なものとすることにより、圧延方向の磁気特性が著しく向上する効果が得られることを究明した。そして、次の無方向性電磁鋼板の製造方法に想到した。
　（１）　質量％で、
　Ｓｉ：０．１％以上４．０％以下、
　Ａｌ：０．１％以上３．０％以下、及び
　Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、
　を含有し、
　Ｃ含有量が０．００３％以下であり、
　残部がＦｅ及び不可避不純物元素からなる鋼材を熱間圧延して鋼帯を形成する工程と、
　次に、前記鋼帯の第１の冷間圧延を行う工程と、
　次に、前記鋼帯の中間焼鈍を行う工程と、
　次に、前記鋼帯の第２の冷間圧延を行う工程と、
　次に、前記鋼帯に仕上焼鈍を施す工程と、
　を有し、
　前記熱間圧延の仕上温度を９００℃以下とし、
　前記第１の冷間圧延を前記熱間圧延の後に焼鈍を行わずに開始し、
　前記第２の冷間圧延の圧下率を４０％以上８５％以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（２）　前記鋼材は、質量％で、Ｓｎ：０．０２％以上０．４０％以下、Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする（１）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（３）　前記鋼材は、質量％で、Ｐ：０．１５％以下を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（４）　前記鋼材は、質量％で、Ｃｒ：０．２％以上１０．０％以下を含有することを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　本発明によれば、特に熱間圧延から冷間圧延にかけての工程の条件を適切に規定しているため、圧延方向の磁気特性を向上することができる。
　以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。本実施形態では、所定の組成の鋼材（スラブ）を熱間圧延して鋼帯を形成し、次いで、この鋼帯の冷間圧延を、間に中間焼鈍を挟んで２回行う。その後、鋼帯に仕上焼鈍を施す。また、熱間圧延時には、仕上温度、つまり仕上圧延の温度を９００℃以下とし、１回目の冷間圧延は、熱間圧延の後に焼鈍を行わずに開始する。つまり、熱間圧延の終了時の鋼帯の金属組織を維持したまま１回目の冷間圧延を開始する。更に、２回目の冷間圧延の圧下率を４０％以上８５％以下とする。
　次に、本実施形態で用いる鋼材の組成について説明する。以下、含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。本実施形態では、例えば、Ｓｉ：０．１％以上４．０％以下、Ａｌ：０．１％以上３．０％以下、及びＭｎ：０．１％以上２．０％以下、を含有し、Ｃ含有量が０．００３％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物元素からなる鋼を用いる。この鋼に、Ｓｎ：０．０２％以上０．４０％以下、Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下の１種又は２種が含有されていてもよく、Ｐ：０．１５％以下が含有されていてもよく、Ｃｒ：０．２％以上１０．０％以下が含有されていてもよい。このような鋼材は、転炉又は電気炉等で溶製された鋼の、連続鋳造又は造塊後の分塊圧延により作製することができる。
　Ｓｉは、無方向性電磁鋼板の電気抵抗を増大させて渦電流損を減少することにより、鉄損を低減する作用を有する。また、Ｓｉは、降伏比を増大させることにより、鉄心の形状に加工する際等の打ち抜き加工性を向上させる作用も有する。Ｓｉ含有量が０．１％未満であると、これらの作用が不十分となる。一方、Ｓｉ含有量が４．０％超であると、無方向性電磁鋼板の磁束密度が低下する。また、硬度が過度に高くなるため、打ち抜き加工性が低下したり、冷間圧延等における作業性が低下したりする。更に、コストの上昇にもつながる。従って、Ｓｉ含有量は０．１％以上４．０％以下とする。また、より良好な磁気特性を得るためには、Ｓｉ含有量は２．０％以上であることが好ましい。
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、無方向性電磁鋼板の電気抵抗を増大させて渦電流損を減少することにより、鉄損を低減する作用を有する。また、Ａｌは、飽和磁束密度Ｂｓに対する磁束密度Ｂ５０の比率（Ｂ５０／Ｂｓ）を高め、磁束密度を向上する作用も有する。Ａｌ含有量が０．１％未満であると、これらの作用が不十分となる。一方、Ａｌ含有量が３．０％超であると、飽和磁束密度そのものが低下し、磁束密度が低下する。また、Ａｌは、Ｓｉと比較して硬度の上昇を招きにくいが、Ａｌ含有量が３．０％超であると、降伏比が減少して、打ち抜き加工性が低下する。従って、Ａｌ含有量は０．１％以上３．０％以下とする。また、高い飽和磁束密度の確保等のために、Ａｌ含有量は２．５％以下であることが好ましい。ここで、磁束密度Ｂ５０とは、周波数が５０Ｈｚ、最大磁化力が５０００Ａ／ｍの条件下での磁束密度である。
　Ｍｎは、無方向性電磁鋼板の電気抵抗を増大させて渦電流損を減少することにより、鉄損を低減する作用を有する。また、Ｍｎは、一次再結晶の集合組織を改善して圧延方向の磁気特性の向上に望ましい｛１１０｝＜００１＞結晶方位を発達させる作用も有する。更に、Ｍｎは、結晶粒の成長を阻害する微細な硫化物（例えばＭｎＳ等）の析出を抑制する。Ｍｎ含有量が０．１％未満であると、これらの作用が不十分となる。一方、Ｍｎ含有量が２．０％超であると、中間焼鈍時に結晶粒が成長しにくくなり、鉄損が増大する。従って、Ｍｎ含有量は０．１％以上２．０％以下とする。また、鉄損をより低く抑えるためには、Ｍｎ含有量は１．０％未満であることが好ましい。
　Ｃは、鉄損を高める作用を有すると共に、磁気時効の原因ともなる。また、常温での冷間圧延中の鋼帯にＣが含有されている場合、圧延方向の磁気特性の向上に望ましい｛１１０｝＜００１＞結晶方位の発達が抑制されることがある。そして、これらの現象は、Ｃ含有量が０．００３％超の場合に顕著である。従って、Ｃ含有量は０．００３％以下とする。
　Ｓｎは、一次再結晶の集合組織を改善して圧延方向の磁気特性の向上に望ましい｛１１０｝＜００１＞結晶方位を発達させ、かつ、磁気特性の向上に望ましくない｛１１１｝＜１１２＞結晶方位等を抑制する作用を有する。また、Ｓｎは、中間焼鈍時の鋼帯の表面の酸化及び窒化を抑制し、かつ、結晶粒の成長を整粒化する作用も有する。Ｓｎ含有量が０．０２％未満であると、これらの作用が不十分となる。一方、Ｓｎ含有量が０．４０％超であると、これらの作用が飽和し、むしろ、中間焼鈍時の結晶粒の成長が抑制されることがある。従って、Ｓｎ含有量は０．０２％以上０．４０％以下とすることが好ましい。
　Ｃｕは、Ｓｎと同様に、一次再結晶の集合組織を圧延方向の磁気特性の向上に望ましい｛１１０｝＜００１＞結晶方位を発達させる作用を有する。Ｃｕ含有量が０．１％未満であると、この作用が不十分となる。一方、Ｃｕ含有量が１．０％超であると、熱間脆化が引き起こされ、熱間圧延における作業性が低下する。従って、Ｃｕ含有量は０．１％以上１．０％以下とすることが好ましい。
　Ｐは、降伏比を上昇させ、打ち抜き加工性を改善する作用を有する。但し、Ｐ含有量が０．１５％超であると、硬度が上昇しすぎ、かつ、脆化が引き起こされる。この結果、無方向性電磁鋼板の製造過程における作業性が低下したり、需要家、つまり無方向性電磁鋼板の使用者での作業性が低下したりする。従って、Ｐ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。
　Ｃｒは、無方向性電磁鋼板の電気抵抗を増大させて渦電流損を低減することにより、高周波鉄損等の鉄損を低減する作用を有する。高周波鉄損の低減は、回転機の高速回転化に好適である。そして、回転機の高速回転化により、回転機の小型化及び高効率化の要請に対応することが可能となる。また、Ｃｒは、応力感受性を抑制する作用も有する。応力感受性の抑制により、打ち抜き加工等の加工時の応力に伴う特性の変動、及び高速回転時の応力変動に伴う特性の変動が軽減される。Ｃｒ含有量が０．２％未満であると、これらの作用が不十分となる。一方、Ｃｒ含有量が１０．０％超であると、磁束密度が低下したり、コストが上昇したりする。従って、Ｃｒ含有量は０．２％以上１０．０％以下とすることが好ましい。
　鋼の上述の成分以外は、例えばＦｅ及び不可避不純物である。なお、Ｓｉ含有量（％）、Ａｌ含有量（％）及びＭｎ含有量（％）を、それぞれ［Ｓｉ］、［Ａｌ］及び［Ｍｎ］と表したとき、式「［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＋［Ｍｎ］／２」によって得られる値は４．５％以下であることが好ましい。これは、冷間圧延等の加工の作業性を確保するためである。
　次に、熱間圧延及び冷間圧延等の条件を上記のように規定するに至った実験について説明する。
　本発明者らは、先ず、表１に示す成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼スラブを作製した。次いで、鋼スラブの熱間圧延を行って鋼帯（熱延板）を作製し、２回の冷間圧延を行った。このとき、１回目の冷間圧延を、熱間圧延の後に熱延板焼鈍を行うことなく開始し、２回の冷間圧延の間に、１０００℃で１分間の中間焼鈍を行った。冷間圧延後の鋼帯（冷延板）の厚さは０．３５ｍｍとした。熱間圧延の仕上温度、熱延板の厚さ、１回目の冷間圧延後の鋼帯の厚さ、及び２回目の冷間圧延の圧下率を表２に示す。２回目の冷間圧延後には、９５０℃で３０秒間の仕上焼鈍を行った。表２から明らかなように、１回目の冷間圧延の圧下率は、３１．４％～３６．４％とした。そして、仕上焼鈍後の鋼帯から試料を採取し、その磁気特性として磁束密度Ｂ５０及び鉄損Ｗ１５／５０を測定した。ここで、鉄損Ｗ１５／５０は、周波数が５０Ｈｚ、最大磁束密度が１．５Ｔの条件下での鉄損である。これらの結果も表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から、熱延板焼鈍を施さない条件において、熱間圧延の仕上温度及び２回目の冷間圧延の圧下率を適切に組み合わせることにより、無方向性電磁鋼板の圧延方向の磁気特性を著しく向上することができることがわかる。すなわち、熱間圧延の仕上温度を９００℃以下とし、かつ、２回目の冷間圧延の圧下率を４０％以上８５％以下とした場合に極めて良好な圧延方向の磁気特性が得られるといえる。
　条件Ｎｏ．１では、２回目の冷間圧延の圧下率を４０％未満の３６．４％とした。また、条件Ｎｏ．５では、２回目の冷間圧延の圧下率を８５％超の８７．０％とした。このため、条件Ｎｏ．１及びＮｏ．５では、圧延方向の磁気特性が条件Ｎｏ．２及びＮｏ．４よりも劣った。
　また、条件Ｎｏ．３では、２回目の冷間圧延の圧下率を６５．０％としたものの、熱間圧延の仕上温度を９５０℃超の９５７℃とした。このため、圧延方向の磁気特性が条件Ｎｏ．２及びＮｏ．４よりも劣った。
　このように、熱延板焼鈍を施さない条件において、熱間圧延の仕上温度を９００℃以下とし、かつ、２回目の冷間圧延の圧下率を４０％以上８５％以下とすることにより、極めて良好な圧延方向の磁気特性が得られる。この理由は次のように考えられる。熱間圧延の仕上温度を９００℃以下として熱延板焼鈍を施さずに１回目の冷間圧延を開始することは、仕上圧延の終了時の鋼帯の金属組織を維持したまま１回目の冷間圧延を開始することと同義である。従って、｛１１０｝＜００１＞結晶方位を含む未再結晶の圧延組織の比率が高く維持される。そして、圧延組織の比率が高く維持された状態で中間焼鈍を経て２回目の冷間圧延が４０％以上８５％以下の圧下率で行われると、その後の仕上焼鈍に伴う再結晶の際に、｛１１０｝＜００１＞結晶方位の結晶粒が成長する。上記のように、｛１１０｝＜００１＞結晶方位の結晶粒は圧延方向の磁気特性の向上に寄与する。なお、未再結晶の圧延組織の比率をより確実に高く維持するためには、仕上温度を８６０℃以下とすることが好ましい。
　また、熱間圧延の仕上温度を９００℃以下とし、熱延板焼鈍を行わずに１回目の冷間圧延を開始し、かつ、２回目の冷間圧延の圧下率を４０％以上８５％以下とすることにより得られる効果は、Ｓｉ含有量が好ましい２．０％以上の場合に顕著である。これは、Ｓｉ含有量が２．０％以上の場合、未再結晶の圧延組織の存在が促進され、一旦、再結晶が開始されると、結晶粒の成長の活性化エネルギが増大し、｛１１０｝＜００１＞結晶方位の結晶粒の成長が著しく促進されるからである。
　また、無方向性電磁鋼板の各結晶方位のヤング率に関し、｛１１０｝＜００１＞結晶方位のヤング率は、磁気特性の向上に望ましくない｛１１１｝＜１１２＞結晶方位等の結晶方位のヤング率と比較して小さい。そして、本実施形態により製造される無方向性電磁鋼板の集合組織は、｛１１０｝＜００１＞結晶方位が著しく発達したものとなっている。従って、本実施形態により製造される無方向性電磁鋼板のヤング率は比較的低い。ヤング率が低い場合には、無方向性電磁鋼板から鉄心を作製する際の焼嵌等において圧縮歪が加えられたとしても、これに伴って生じる圧縮応力が低い。従って、本実施形態によれば、圧縮応力に伴う磁気特性の劣化を低減することもできる。つまり、本実施形態によれば、圧延方向の磁気特性の向上のみならず、ヤング率の低減によって、圧縮歪が加えられた場合の磁気特性の劣化の低減という効果を得ることもできる。
　なお、２回目の冷間圧延の圧下率が４０％未満の場合は、不規則に結晶方位が増加してしまう。また、２回目の冷間圧延の圧下率が８５％超の場合は、｛１１０｝＜００１＞結晶方位ではなく、｛１１１｝＜１１２＞結晶方位が増加してしまう。このため、これらの場合には、圧延方向の磁気特性が十分には向上しない。
　そして、このような方法で製造された無方向性電磁鋼板は、種々の電気機器の鉄心の材料として好適なものとなる。特に、回転機の鉄心の中でも分割鉄心の材料として望ましいものとなり、また、中小型変圧器の鉄心の材料としても望ましいものとなる。このため、無方向性電磁鋼板が鉄心の材料として使用される回転機、中小型変圧器、及び電装品等の分野における高効率化及び小型化が実現可能となる。
　次に、本発明者らが行った実験について説明する。これらの実験における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。
　（実施例１）
　先ず、表３に示す成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼スラブを作製した。次いで、鋼スラブの熱間圧延を行って鋼帯（熱延板）を作製し、２回の冷間圧延を行った。このとき、１回目の冷間圧延を、熱間圧延の後に熱延板焼鈍を行うことなく開始し、２回の冷間圧延の間に、９５０℃で２分間の中間焼鈍を行った。冷間圧延後の鋼帯の厚さは０．３５ｍｍとした。熱間圧延の仕上温度、熱延板の厚さ、１回目の冷間圧延後の鋼帯の厚さ、及び２回目の冷間圧延の圧下率を表４に示す。２回目の冷間圧延後には、９７０℃で４０秒間の仕上焼鈍を行った。表４から明らかなように、１回目の冷間圧延の圧下率は、４０％前後とした。そして、仕上焼鈍後の鋼帯から試料を採取し、その磁気特性として磁束密度Ｂ５０及び鉄損Ｗ１０／４００を測定した。鉄損Ｗ１０／４００は、周波数が４００Ｈｚ、最大磁束密度が１．０Ｔの条件下での鉄損である。これらの結果も表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　条件Ｎｏ．１２では、２回目冷間圧延の圧下率を４０％未満の３０．０％とした。また、条件Ｎｏ．１５では、２回目の冷間圧延の圧下率を８５％超の８６．５％とした。このため、条件Ｎｏ．１２及びＮｏ．１５では、圧延方向の磁気特性が条件Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１３及びＮｏ．１４よりも劣った。
　また、Ｓｎ及びＣｕが含有されてない条件Ｎｏ．１１よりも、Ｓｎが含有されている条件Ｎｏ．１３及びＣｕが含有されている条件Ｎｏ．１４において、圧延方向の磁気特性が良好であった。このことから、Ｓｎ又はＣｕの含有により圧延方向の磁気特性が更に向上することがわかる。そして、表４から明らかなように、本発明例によれば、圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を製造することが可能であることがわかる。
　（実施例２）
　先ず、表５に示す成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼スラブを作製した。次いで、鋼スラブの熱間圧延を行って厚さが２．３ｎｍの鋼帯（熱延板）を作製し、２回の冷間圧延を行った。このとき、条件Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２３及びＮｏ．２４では、１回目の冷間圧延を、熱間圧延の後に熱延板焼鈍を行うことなく開始したが、条件Ｎｏ．２２では、９５０℃で２分間の熱延板焼鈍を行った後に１回目の冷間圧延を行った。また、２回の冷間圧延の間に、９８０℃で１分間の中間焼鈍を行った。熱間圧延の仕上温度を表６に示す。１回目の冷間圧延後の鋼帯の厚さを０．８ｍｍとし、２回目の冷間圧延では圧下率を６２．５％として、２回目の冷間圧延後の鋼帯の厚さを０．３０ｍｍとした。２回目の冷間圧延後には、９５０℃で２０秒間の仕上焼鈍を行った。そして、仕上焼鈍後の鋼帯から試料を採取し、その磁気特性として磁束密度Ｂ５０及び鉄損Ｗ１０／４００を測定した。これらの結果を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　条件Ｎｏ．２１と条件Ｎｏ．２２とでは、無方向性電磁鋼板の組成が同様であるにもかかわらず、条件Ｎｏ．２１において著しく優れた圧延方向の磁気特性が得られた。これは、条件Ｎｏ．２１では熱延板焼鈍を行っていないのに対し、条件Ｎｏ．２２では熱延板焼鈍を行ったためである。
　また、Ｃｒが含有されてない条件Ｎｏ．２１よりも、Ｃｒが含有されている条件Ｎｏ．２３及びＮｏ．２４において、圧延方向の鉄損が著しく低かった。このことから、Ｃｒの含有により圧延方向の鉄損が更に抑制されることがわかる。そして、表６から明らかなように、本発明例によれば、圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を製造することが可能であることがわかる。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　本発明は、例えば、電磁鋼板製造産業及び電磁鋼板利用産業において利用することができる。すなわち、電磁鋼板を利用する電気機器の関連産業においても利用することができる。そして、本発明は、これら産業の技術革新に寄与する。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｓｉ：０．１％以上４．０％以下、
    　Ａｌ：０．１％以上３．０％以下、及び
    　Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、
    　を含有し、
    　Ｃ含有量が０．００３％以下であり、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物元素からなる鋼材を熱間圧延して鋼帯を形成する工程と、
    　次に、前記鋼帯の第１の冷間圧延を行う工程と、
    　次に、前記鋼帯の中間焼鈍を行う工程と、
    　次に、前記鋼帯の第２の冷間圧延を行う工程と、
    　次に、前記鋼帯に仕上焼鈍を施す工程と、
    　を有し、
    　前記熱間圧延の仕上温度を９００℃以下とし、
    　前記第１の冷間圧延を前記熱間圧延の後に焼鈍を行わずに開始し、
    　前記第２の冷間圧延の圧下率を４０％以上８５％以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 　前記鋼材は、質量％で、Ｓｎ：０．０２％以上０．４０％以下、Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 　前記鋼材は、質量％で、Ｐ：０．１５％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 　前記鋼材は、質量％で、Ｐ：０．１５％以下を含有することを特徴とする請求項２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 　前記鋼材は、質量％で、Ｃｒ：０．２％以上１０．０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 　前記鋼材は、質量％で、Ｃｒ：０．２％以上１０．０％以下を含有することを特徴とする請求項２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 　前記鋼材は、質量％で、Ｃｒ：０．２％以上１０．０％以下を含有することを特徴とする請求項３に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 　前記鋼材は、質量％で、Ｃｒ：０．２％以上１０．０％以下を含有することを特徴とする請求項４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020217604A1 (ja) * 2019-04-22 2020-10-29 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
TWI718051B (zh) * 2019-04-17 2021-02-01 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板
CN112513299A (zh) * 2018-11-02 2021-03-16 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板
JP2022515306A (ja) * 2018-10-15 2022-02-18 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフト 中間厚さのｎｏ電磁鋼帯を製造するための方法

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107002160A (zh) * 2014-05-08 2017-08-01 材料开发中心股份公司 用于制备具有高冷轧压下度的晶粒非取向的电炉钢带材的方法
US10541071B2 (en) 2014-06-26 2020-01-21 Nippon Steel Corporation Electrical steel sheet
WO2016002904A1 (ja) * 2014-07-02 2016-01-07 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
CR20170156A (es) 2014-10-20 2017-09-22 Arcelormittal Método de producción de hojalata conteniendo una lámina de acero de silicio de grano no orientado, lámina de acero obtenida y uso de esta.
WO2016079565A1 (en) 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
WO2020094230A1 (de) 2018-11-08 2020-05-14 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Elektroband oder -blech für höherfrequente elektromotoranwendungen mit verbesserter polarisation und geringen ummagnetisierungsverlusten
CN112430780B (zh) 2019-08-26 2022-03-18 宝山钢铁股份有限公司 一种含Cu高洁净度无取向电工钢板及其制造方法
EP4060060B1 (en) * 2019-11-15 2025-08-27 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet
EP4060062A4 (en) * 2019-11-15 2023-01-18 Nippon Steel Corporation PROCESS FOR MANUFACTURING NON-CORNORIATED ELECTRICAL STEEL
CN114286871B (zh) * 2019-11-15 2023-03-17 日本制铁株式会社 无取向性电磁钢板的制造方法
WO2021095851A1 (ja) * 2019-11-15 2021-05-20 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板
KR102744574B1 (ko) * 2020-02-20 2024-12-20 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판용의 열연 강판, 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
WO2025104469A1 (en) 2023-11-15 2025-05-22 Arcelormittal A non-oriented electrical steel and a method of manufacturing non-oriented electrical steel thereof
WO2025104477A1 (en) * 2023-11-15 2025-05-22 Arcelormittal A double cold rolled non-oriented electrical steel and a method of manufacturing non-oriented electrical steel thereof
WO2025104472A1 (en) * 2023-11-15 2025-05-22 Arcelormittal A double cold rolled non-oriented electrical steel and a method of manufacturing non-oriented electrical steel thereof
WO2025104476A1 (en) * 2023-11-15 2025-05-22 Arcelormittal A double cold rolled non-oriented electrical steel and a method of manufacturing non-oriented electrical steel thereof
CN119972825A (zh) * 2025-02-28 2025-05-13 河南安钢周口钢铁有限责任公司 一种提高含Sn钢板表面质量和冷却均匀性的轧制工艺

Citations (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS52129612A (en) 1976-04-15 1977-10-31 Uss Eng & Consult Production of non anisotropic silicon steel sheets
JPS5366816A (en) 1976-11-26 1978-06-14 Kawasaki Steel Co Method of making nondirectional silicon steel shee having high magnetic flux and low iron loss
JPS61231120A (ja) 1985-04-06 1986-10-15 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH02232319A (ja) * 1989-03-03 1990-09-14 Nkk Corp 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH03126845A (ja) 1989-10-13 1991-05-30 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板
JPH04236719A (ja) * 1991-01-21 1992-08-25 Sumitomo Metal Ind Ltd リジングの少ない無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH05140648A (ja) 1991-07-25 1993-06-08 Nippon Steel Corp 磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH05214444A (ja) * 1992-01-31 1993-08-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 磁気特性面内異方性の小さい無方向性電磁鋼板の製造法
JPH0741858A (ja) * 1993-08-02 1995-02-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH07228953A (ja) 1994-02-16 1995-08-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JPH0888114A (ja) * 1994-09-19 1996-04-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH08104923A (ja) * 1994-10-06 1996-04-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2001172718A (ja) 1999-12-13 2001-06-26 Nippon Steel Corp 磁気特性の均一な無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2001279327A (ja) * 2000-03-28 2001-10-10 Kawasaki Steel Corp 高周波用の無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2004197217A (ja) 2002-12-06 2004-07-15 Nippon Steel Corp 全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2006124809A (ja) 2004-11-01 2006-05-18 Nippon Steel Corp 歪取焼鈍後の鉄損の優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE628759A (ja) * 1962-02-23
JPS583027B2 (ja) * 1979-05-30 1983-01-19 川崎製鉄株式会社 鉄損の低い冷間圧延無方向性電磁鋼板
US4898627A (en) * 1988-03-25 1990-02-06 Armco Advanced Materials Corporation Ultra-rapid annealing of nonoriented electrical steel
EP0709470B1 (en) * 1993-11-09 2001-10-04 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Production method of directional electromagnetic steel sheet of low temperature slab heating system
JP4116749B2 (ja) * 1999-12-16 2008-07-09 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板
JP4622162B2 (ja) 2000-06-19 2011-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板
US7470333B2 (en) * 2003-05-06 2008-12-30 Nippon Steel Corp. Non-oriented electrical steel sheet excellent in core loss and manufacturing method thereof
WO2007007423A1 (ja) * 2005-07-07 2007-01-18 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP4510911B2 (ja) * 2008-07-24 2010-07-28 新日本製鐵株式会社 高周波用無方向性電磁鋼鋳片の製造方法

Patent Citations (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS52129612A (en) 1976-04-15 1977-10-31 Uss Eng & Consult Production of non anisotropic silicon steel sheets
JPS5366816A (en) 1976-11-26 1978-06-14 Kawasaki Steel Co Method of making nondirectional silicon steel shee having high magnetic flux and low iron loss
JPS61231120A (ja) 1985-04-06 1986-10-15 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH02232319A (ja) * 1989-03-03 1990-09-14 Nkk Corp 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH03126845A (ja) 1989-10-13 1991-05-30 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板
JPH04236719A (ja) * 1991-01-21 1992-08-25 Sumitomo Metal Ind Ltd リジングの少ない無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH05140648A (ja) 1991-07-25 1993-06-08 Nippon Steel Corp 磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH05214444A (ja) * 1992-01-31 1993-08-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 磁気特性面内異方性の小さい無方向性電磁鋼板の製造法
JPH0741858A (ja) * 1993-08-02 1995-02-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH07228953A (ja) 1994-02-16 1995-08-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JPH0888114A (ja) * 1994-09-19 1996-04-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH08104923A (ja) * 1994-10-06 1996-04-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2001172718A (ja) 1999-12-13 2001-06-26 Nippon Steel Corp 磁気特性の均一な無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2001279327A (ja) * 2000-03-28 2001-10-10 Kawasaki Steel Corp 高周波用の無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2004197217A (ja) 2002-12-06 2004-07-15 Nippon Steel Corp 全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2006124809A (ja) 2004-11-01 2006-05-18 Nippon Steel Corp 歪取焼鈍後の鉄損の優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2602335A4

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2022515306A (ja) * 2018-10-15 2022-02-18 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフト 中間厚さのｎｏ電磁鋼帯を製造するための方法
CN112513299A (zh) * 2018-11-02 2021-03-16 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板
TWI718051B (zh) * 2019-04-17 2021-02-01 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板
WO2020217604A1 (ja) * 2019-04-22 2020-10-29 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JPWO2020217604A1 (ja) * 2019-04-22 2021-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
TWI732507B (zh) * 2019-04-22 2021-07-01 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板的製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
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KR101453224B1 (ko) 2014-10-22
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BR112013002583B1 (pt) 2018-07-10
US9579701B2 (en) 2017-02-28

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