JPS5948935B2 - 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPS5948935B2 JPS5948935B2 JP56121862A JP12186281A JPS5948935B2 JP S5948935 B2 JPS5948935 B2 JP S5948935B2 JP 56121862 A JP56121862 A JP 56121862A JP 12186281 A JP12186281 A JP 12186281A JP S5948935 B2 JPS5948935 B2 JP S5948935B2
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- JP
- Japan
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- hot
- electrical steel
- cold rolling
- steel sheet
- temperature
- Prior art date
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- Expired
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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
- C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
- C21D8/1222—Hot rolling
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は鋼板の構成する結晶が（１１０）＜００１＞方
位を有し、圧延方向に磁化されやすい一方向性電磁鋼板
の製造方法に関するものである。
位を有し、圧延方向に磁化されやすい一方向性電磁鋼板
の製造方法に関するものである。
一方向性電磁鋼板は、軟磁性材料として主にトランスそ
の他の電気機器の鉄心として使用されており、最近の電
力不足、エネルギー資源の節約から、より鉄損の良好な
一方向性電磁鋼板を供給する必要が一段と強くなつてき
た。
の他の電気機器の鉄心として使用されており、最近の電
力不足、エネルギー資源の節約から、より鉄損の良好な
一方向性電磁鋼板を供給する必要が一段と強くなつてき
た。
析出分散相として主にＭｎＳを利用した一方向性電磁鋼
板の製造ｌ方法として、特開昭４８−６９７２０号公報
記載の方法が知られている。この提案されている方法は
、熱間圧延工程に於いて１２００℃以下９５０℃以上の
温度において３０〜２００秒保持するという、ＭｎＳの
析出処理を行なうことによりＭｎＳを微細サイズの均丁
一分散並びに高分布密度で析出させ、最終製品の磁気特
性を向上させようというものである。しかしながら、こ
の種のＭｎＳを析出分散相とする一方向性電磁鋼板に於
いて、更に鉄損を向上させるべく、磁束密度の向上と、
磁束密度を維持した上θでの成品マクロ粒径の微細化を
図るべく最終冷延率を５０〜８０％と大きくとると、Ｍ
ｎＳ単独系では冷延率が６０％を超えると、２次再結晶
が不安定となり磁気特性を劣化するものであつた。本発
明の主目的は上記の難点を排し、磁気特５性、特に鉄損
の向上を図ると共に、成品でのコイル全長にわたつて安
定した鉄損特性を得るところにある。
板の製造ｌ方法として、特開昭４８−６９７２０号公報
記載の方法が知られている。この提案されている方法は
、熱間圧延工程に於いて１２００℃以下９５０℃以上の
温度において３０〜２００秒保持するという、ＭｎＳの
析出処理を行なうことによりＭｎＳを微細サイズの均丁
一分散並びに高分布密度で析出させ、最終製品の磁気特
性を向上させようというものである。しかしながら、こ
の種のＭｎＳを析出分散相とする一方向性電磁鋼板に於
いて、更に鉄損を向上させるべく、磁束密度の向上と、
磁束密度を維持した上θでの成品マクロ粒径の微細化を
図るべく最終冷延率を５０〜８０％と大きくとると、Ｍ
ｎＳ単独系では冷延率が６０％を超えると、２次再結晶
が不安定となり磁気特性を劣化するものであつた。本発
明の主目的は上記の難点を排し、磁気特５性、特に鉄損
の向上を図ると共に、成品でのコイル全長にわたつて安
定した鉄損特性を得るところにある。
この目的はケイ素鋼素材に、Ｃｕを０．０２〜０．２％
含有させること、熱間圧延における仕上出口温度を、熱
延板の頭部で９００〜１０５０℃、中央部及び尾部で９
５０〜１１５０℃に制御すること、最終冷延を５０〜８
０％の圧下率で行なう、の組合せにより達成されるもの
である。次に本発明の内容を詳しく説明する。
含有させること、熱間圧延における仕上出口温度を、熱
延板の頭部で９００〜１０５０℃、中央部及び尾部で９
５０〜１１５０℃に制御すること、最終冷延を５０〜８
０％の圧下率で行なう、の組合せにより達成されるもの
である。次に本発明の内容を詳しく説明する。
前述の如く鉄損を向上させるためには、磁束密度の向上
と、磁束密度を維持した上での成品マタ口粒径の微細化
が必要である。
と、磁束密度を維持した上での成品マタ口粒径の微細化
が必要である。
この為には冷延率を５０〜８０％と高く採用することが
必要であるが、しかし通常ＭｎＳ単独系の材料では最終
冷延率を６０％以上採ると最終仕上焼鈍において２次再
結晶が不安定となる。これは析出分散相が弱いことに起
因するとの知見に基づき種々検討した結果、Ｃｕを所定
量含有させることにより、５０〜８０％の最終高冷延率
、就中６０〜８０％の高冷延率でも安定した２次再結晶
が得られることを見出したものである。この知見に基づ
き前掲の特開昭４８−６９７２０号公報記載の熱延条件
により一方向性電磁鋼板を製造した結果、大巾な磁性の
改善が可能となつたものである。しかしながら上記の熱
延条件を採用した場合には、コイル全長における安定性
に若千の問題があることが判つた。
必要であるが、しかし通常ＭｎＳ単独系の材料では最終
冷延率を６０％以上採ると最終仕上焼鈍において２次再
結晶が不安定となる。これは析出分散相が弱いことに起
因するとの知見に基づき種々検討した結果、Ｃｕを所定
量含有させることにより、５０〜８０％の最終高冷延率
、就中６０〜８０％の高冷延率でも安定した２次再結晶
が得られることを見出したものである。この知見に基づ
き前掲の特開昭４８−６９７２０号公報記載の熱延条件
により一方向性電磁鋼板を製造した結果、大巾な磁性の
改善が可能となつたものである。しかしながら上記の熱
延条件を採用した場合には、コイル全長における安定性
に若千の問題があることが判つた。
即ち熱延コイルの長手方向中央部及び尾部は、頭部に比
較して成品マクロ粒径がｉ大きく、且つ磁束密度の低下
傾向を示し、磁性向上代が小さくコイル長手方向で不均
一な磁性値を得た。この原因を調査するために、熱延板
のＣＵ２Ｓ系析出分散相の析出状態を電子顕微鏡観察し
た結果、第１図の３枚の写真に見られる如く、こトータ
ルサルフアイド析出量は大差ないが、コイル長手方向の
中央部及び尾部は頭部に比較してＣＵ２Ｓ系析出分散相
の凝集傾向が認められた。そこで、このＣＵ２Ｓ系析出
分散相の析出サイズのコントロールについて種々検討し
た結果熱間圧５延の仕上圧延前の温度をバ一全長に亘つ
て１１００℃以上にすることによりＭｎＳの析出サイズ
をコントロールすると共に、次記のＣＵ２Ｓの析出コン
トロールのための温度を確保し、続く仕上圧延の出口温
度を板の頭部で９００〜１０５０℃、中央部及び尾９部
で９５０〜１１５０℃にコントロールするという特徴的
な熱延温度パターンを採用することにより、熱延板全長
に亘つてＣＵ２Ｓ系析出分散相の析出サイズを均一化す
ることが可能となり高位に安定したノ磁束密度を有する
電磁鋼板を歩留良く製造することに成功したものである
。
較して成品マクロ粒径がｉ大きく、且つ磁束密度の低下
傾向を示し、磁性向上代が小さくコイル長手方向で不均
一な磁性値を得た。この原因を調査するために、熱延板
のＣＵ２Ｓ系析出分散相の析出状態を電子顕微鏡観察し
た結果、第１図の３枚の写真に見られる如く、こトータ
ルサルフアイド析出量は大差ないが、コイル長手方向の
中央部及び尾部は頭部に比較してＣＵ２Ｓ系析出分散相
の凝集傾向が認められた。そこで、このＣＵ２Ｓ系析出
分散相の析出サイズのコントロールについて種々検討し
た結果熱間圧５延の仕上圧延前の温度をバ一全長に亘つ
て１１００℃以上にすることによりＭｎＳの析出サイズ
をコントロールすると共に、次記のＣＵ２Ｓの析出コン
トロールのための温度を確保し、続く仕上圧延の出口温
度を板の頭部で９００〜１０５０℃、中央部及び尾９部
で９５０〜１１５０℃にコントロールするという特徴的
な熱延温度パターンを採用することにより、熱延板全長
に亘つてＣＵ２Ｓ系析出分散相の析出サイズを均一化す
ることが可能となり高位に安定したノ磁束密度を有する
電磁鋼板を歩留良く製造することに成功したものである
。
第２図の３枚の写真は頭部、中央部及び尾部のＣＵ２Ｓ
系析出分散相の析出状態を示す電子顕微鏡写真である。
以下、本発明で限定した諸条件の限定理由について説明
する。
系析出分散相の析出状態を示す電子顕微鏡写真である。
以下、本発明で限定した諸条件の限定理由について説明
する。
先ず成分組成について述べると、Ｃ量が０．０８５％を
超えると、磁気特性が劣化すると共に、後の脱Ｃ工程で
の脱Ｃに要する時間が長くなり経済的に不利となるので
、Ｃ量の上限を０．０８５％に限定した。
超えると、磁気特性が劣化すると共に、後の脱Ｃ工程で
の脱Ｃに要する時間が長くなり経済的に不利となるので
、Ｃ量の上限を０．０８５％に限定した。
次にＳｉは、鉄損低下に有効な元素であるが、２．０％
未満では鉄損低下に対する効果が不十分である。
未満では鉄損低下に対する効果が不十分である。
一方Ｓｉ量が過大になると冷間圧延時に割れが生じ、冷
延が困難になるので、上限を４．０％に限定した。Ｍｎ
．Ｓ．Ｃｕは、２次再結晶粒の成長に対して重要な析出
分散相を形成するもので、ＭｎＯ．Ｏ３Ｏ％未満、ＳＯ
．ＯｌＯ％未満、ＣｕＯ．Ｏ２％未満では、析出分散相
としてのＭｎｓ．ｃｕ２ｓの絶対量が不足し２次再結晶
の発達が不十分となる。
延が困難になるので、上限を４．０％に限定した。Ｍｎ
．Ｓ．Ｃｕは、２次再結晶粒の成長に対して重要な析出
分散相を形成するもので、ＭｎＯ．Ｏ３Ｏ％未満、ＳＯ
．ＯｌＯ％未満、ＣｕＯ．Ｏ２％未満では、析出分散相
としてのＭｎｓ．ｃｕ２ｓの絶対量が不足し２次再結晶
の発達が不十分となる。
一方ＭｎとＳについて、Ｍｎが０．０９０％超、Ｓが０
．０６０％超となると、通常のスラブ加熱温度（１２０
０〜１４００℃）では十分に固溶せず、適切な析出分散
相が得られず、十分な２次再結晶の発達が得られ難い。
次にＣｕの上限については０．２％が限度でありこの量
より多くなると、酸洗性、脱Ｃ性等の作業性が劣化する
。以上の諸理由によりＭｎＯ．Ｏ３Ｏ〜０．０９０％、
ＳＯ．ＯｌＯ〜０．０６０％、ＣｕＯ．Ｏ２〜０．２％
に夫々限定した。この様に成分調整された溶鋼は、常法
にしたがつて、普通造塊法、連続鋳造法によりスラブと
され通常、１２００℃〜１４００℃の温度でスラブ加熱
される。
．０６０％超となると、通常のスラブ加熱温度（１２０
０〜１４００℃）では十分に固溶せず、適切な析出分散
相が得られず、十分な２次再結晶の発達が得られ難い。
次にＣｕの上限については０．２％が限度でありこの量
より多くなると、酸洗性、脱Ｃ性等の作業性が劣化する
。以上の諸理由によりＭｎＯ．Ｏ３Ｏ〜０．０９０％、
ＳＯ．ＯｌＯ〜０．０６０％、ＣｕＯ．Ｏ２〜０．２％
に夫々限定した。この様に成分調整された溶鋼は、常法
にしたがつて、普通造塊法、連続鋳造法によりスラブと
され通常、１２００℃〜１４００℃の温度でスラブ加熱
される。
次に本発明の特徴的な熱延条件について述べる。
先ず仕上入口の温度であるが、１２５０℃以上であると
サルフアイドの析出不足を招き、２次再結晶を不安定に
すると共に、スラブ加熱時の異常粗大粒が成品まで残存
し、安定した２次再結晶粒が得られない。
サルフアイドの析出不足を招き、２次再結晶を不安定に
すると共に、スラブ加熱時の異常粗大粒が成品まで残存
し、安定した２次再結晶粒が得られない。
一方仕上入口温度が１１００℃以下ではサルフアイドの
析出凝集により析出分散相のインヒビター効果が激減し
、２次再結晶が不安定となる。次に仕上出口温度につい
ては、頭部の温度が１０５０℃以上となると、サルフア
イドの析出が不足気味となり、２次再結晶が不安定とな
る。
析出凝集により析出分散相のインヒビター効果が激減し
、２次再結晶が不安定となる。次に仕上出口温度につい
ては、頭部の温度が１０５０℃以上となると、サルフア
イドの析出が不足気味となり、２次再結晶が不安定とな
る。
一方９００℃以下となるとＣＵ２Ｓ（７）凝集が起り問
題となる。中央部、尾部は、９５０℃以下となると、Ｃ
Ｕ２Ｓ系析出分散相の析出凝集が生じ、析出分散相のイ
ンヒビター効果の激減により、成品マクロ粒度の粗大化
及び細粒の発生を招く。一方１１５０℃以上となるとＣ
Ｕ２Ｓの析出不足が起り、磁性レベルの低下が起ると共
に、磁性異常が発生する。以上の理１由により本発明で
は仕上入口温度を１２５０℃〜１１００℃にして、仕上
出口温度を、頭部で９００〜１０５０℃、 （好ましく
は９５０〜１０００℃）中央部及び尾部で９５０〜１１
５０℃（好ましくは１０００〜１１００℃）に夫々限定
したものである。第３図は上記の仕上出口の温度コント
ロール範囲を図示したものである。
題となる。中央部、尾部は、９５０℃以下となると、Ｃ
Ｕ２Ｓ系析出分散相の析出凝集が生じ、析出分散相のイ
ンヒビター効果の激減により、成品マクロ粒度の粗大化
及び細粒の発生を招く。一方１１５０℃以上となるとＣ
Ｕ２Ｓの析出不足が起り、磁性レベルの低下が起ると共
に、磁性異常が発生する。以上の理１由により本発明で
は仕上入口温度を１２５０℃〜１１００℃にして、仕上
出口温度を、頭部で９００〜１０５０℃、 （好ましく
は９５０〜１０００℃）中央部及び尾部で９５０〜１１
５０℃（好ましくは１０００〜１１００℃）に夫々限定
したものである。第３図は上記の仕上出口の温度コント
ロール範囲を図示したものである。
上記仕上出口の温度パターンは、例えば、粗圧延、仕上
圧延でのデスケコントロール、又はロール回転数コント
ロール等により得ることが出来る。次に冷延段階につい
て述べる。
圧延でのデスケコントロール、又はロール回転数コント
ロール等により得ることが出来る。次に冷延段階につい
て述べる。
冷却工程は、通常２回法と称される工程、即ち１次冷延
一中間焼鈍−２次冷延一説炭焼鈍一最終仕上焼鈍を採用
する。尚本発明に於ける成分組成は、Ｍｎ．Ｓ．Ｃｕの
，規制を基本とするが、これに更にＳｎを微量添加する
ことにより、結晶粒の大きさを小さくし、より〒層鉄損
値を低下させることが出来る。
一中間焼鈍−２次冷延一説炭焼鈍一最終仕上焼鈍を採用
する。尚本発明に於ける成分組成は、Ｍｎ．Ｓ．Ｃｕの
，規制を基本とするが、これに更にＳｎを微量添加する
ことにより、結晶粒の大きさを小さくし、より〒層鉄損
値を低下させることが出来る。
Ｓｎによる結晶粒の微細化効果は０．１０％以下の添加
により十分に発揮されるので、添加量は０．１０％以下
とする。尚又、鋼中Ｐ含有量を大巾に低下させることに
より、Ｐ系の介在物の減少を計つて析出分散相の最適析
出分散状態を得、磁束密度を向上して鉄損値を低下させ
ることが出来る。
により十分に発揮されるので、添加量は０．１０％以下
とする。尚又、鋼中Ｐ含有量を大巾に低下させることに
より、Ｐ系の介在物の減少を計つて析出分散相の最適析
出分散状態を得、磁束密度を向上して鉄損値を低下させ
ることが出来る。
そのためには０．０１％以下にすることが必要で、０．
０１％を超えると効果が得がたい。実施例 １ 溶鋼成分を第１表の様に３種類調整し、連続鋳造法によ
り２５０ｍｍ厚のスラブを作りこれを１２００〜１４０
０℃で加熱し、第１表に示す熱延条件により板厚２．５
ｍｍの熱延コイルをえた。
０１％を超えると効果が得がたい。実施例 １ 溶鋼成分を第１表の様に３種類調整し、連続鋳造法によ
り２５０ｍｍ厚のスラブを作りこれを１２００〜１４０
０℃で加熱し、第１表に示す熱延条件により板厚２．５
ｍｍの熱延コイルをえた。
これらの熱延板を８５０℃×３ｍｉｎの中間焼鈍をはさ
む２回冷延法で２次冷延を圧下率６５％で行ない、０．
３０ｍｍの最終板厚とし、８４０℃×３ｍｉｎの湿水素
雰囲気中で脱炭し、１１７０℃×２０ｈｒ水素中で仕上
焼鈍を行ない第２表の様な結果を得た。実施例 ２ Ｃ０．０４３％、Ｓｌ３．ｌ４％、ＭｎＯ．Ｏ６Ｏ％、
ＳＯ．２６％、ＳＯｌＡｌＯ．ＯＯ２％、Ｔ−ＮＯ．Ｏ
Ｏ２５％、ＣｕＯ．ｌ８％を含有する溶鋼に、Ｓｎを０
．０８％添加し、連続鋳造法で２５０ｍｍ厚のスラブと
した。
む２回冷延法で２次冷延を圧下率６５％で行ない、０．
３０ｍｍの最終板厚とし、８４０℃×３ｍｉｎの湿水素
雰囲気中で脱炭し、１１７０℃×２０ｈｒ水素中で仕上
焼鈍を行ない第２表の様な結果を得た。実施例 ２ Ｃ０．０４３％、Ｓｌ３．ｌ４％、ＭｎＯ．Ｏ６Ｏ％、
ＳＯ．２６％、ＳＯｌＡｌＯ．ＯＯ２％、Ｔ−ＮＯ．Ｏ
Ｏ２５％、ＣｕＯ．ｌ８％を含有する溶鋼に、Ｓｎを０
．０８％添加し、連続鋳造法で２５０ｍｍ厚のスラブと
した。
このスラブを１２００〜１４００℃の温度に加熱後、第
１表のｂに示す熱延条ｋ件を採用して板厚２．５ｍｍの
熱延コイルを得た。
１表のｂに示す熱延条ｋ件を採用して板厚２．５ｍｍの
熱延コイルを得た。
この熱延板を８５０℃×３ｍｉｎの中間焼鈍をはさむ２
回冷延法で２次冷延を圧下率６５％でおこない、０．３
ｍｍの最終成品板厚とし、８４０℃×３ｍｉｎの湿水素
中で脱炭し、１１７０℃×２０ｈｒ水素中で仕上焼鈍を
行ない第３表の様な結果を得た。実施例 ３ Ｃ０．０４３％、Ｓｌ３．ｌ４％、ＭｎＯ．Ｏ６Ｏ％、
ＳＯ．２６％、ＳＯｌＡｌＯ．ＯＯ２％、Ｔ−ＮＯ．Ｏ
Ｏ２５％、ＣｕＯ．ｌ８％を含有する溶鋼中のＰを０．
００６％に、低下させ、連続鋳造法で２５０ｍｍ厚のス
ラブとした。
回冷延法で２次冷延を圧下率６５％でおこない、０．３
ｍｍの最終成品板厚とし、８４０℃×３ｍｉｎの湿水素
中で脱炭し、１１７０℃×２０ｈｒ水素中で仕上焼鈍を
行ない第３表の様な結果を得た。実施例 ３ Ｃ０．０４３％、Ｓｌ３．ｌ４％、ＭｎＯ．Ｏ６Ｏ％、
ＳＯ．２６％、ＳＯｌＡｌＯ．ＯＯ２％、Ｔ−ＮＯ．Ｏ
Ｏ２５％、ＣｕＯ．ｌ８％を含有する溶鋼中のＰを０．
００６％に、低下させ、連続鋳造法で２５０ｍｍ厚のス
ラブとした。
このスラブを１２００〜１４００℃で加熱し、第１表に
ｂで示す熱延条゛件を採用して板厚２．５ｍｍの熱延コ
イルを得た。この熱延板を８５０℃×３ｍｉｎの中間焼
鈍をはさむ２回冷延法で、２次冷延を６５％の圧下率で
おこない、千＝ご＝ｔ−，檗？？：：Ｚ行ない、第４表
の様な結果を得た。
ｂで示す熱延条゛件を採用して板厚２．５ｍｍの熱延コ
イルを得た。この熱延板を８５０℃×３ｍｉｎの中間焼
鈍をはさむ２回冷延法で、２次冷延を６５％の圧下率で
おこない、千＝ご＝ｔ−，檗？？：：Ｚ行ない、第４表
の様な結果を得た。
第１図及び第２図は熱延板の頭部Ｔ、中央部Ｍ及び尾部
Ｂ（７）ＣＵ２Ｓ系析出分散相の析出状態を示す電子顕
微鏡写真であり、第１図は従来法、第２図は本発明方法
を示す。
Ｂ（７）ＣＵ２Ｓ系析出分散相の析出状態を示す電子顕
微鏡写真であり、第１図は従来法、第２図は本発明方法
を示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ０．０８５％以下、Ｓｉ２．０〜４．０％、Ｍｎ
０．０３０〜０．０９０％、Ｓ０．０１０〜０．０６０
％を基本成分とするケイ素鋼素材を熱間圧延、冷間圧延
及び焼鈍を行なう一方向性電磁鋼板の製造方法において
、上記ケイ素鋼素材にＣｕを０．０２〜０．２％含有さ
せること、熱間圧延工程における仕上出口温度を、熱延
板の頭部で９００〜１０５０℃、中央部及び尾部で９５
０〜１１５０℃に制御すること、最終冷延を５０〜８０
％の冷延率で行なうことを特徴とする低鉄損一方向性電
磁鋼板の製造方法。 ２ Ｃ０．０８５％以下、Ｓｉ２．０〜４．０％、Ｍｎ
０．０３０〜０．０９０％、Ｓ０．０１０〜０．０６０
％を基本成分とするケイ素鋼素材を熱間圧延、冷間圧延
及び焼鈍を行なう一方向性電磁鋼板の製造方法において
、上記ケイ素鋼素材にＣｕを０．０２〜０．２％及びＳ
ｎを０．１％以下含有させること、熱間圧延工程におけ
る仕上出口温度を、熱延板の頭部で９００〜１０５０℃
、中央部及び尾部で９５０〜１１５０℃に制御すること
、最終冷延を５０〜８０％の冷延率で行なうことを特徴
とする低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法。 ３ ケイ素鋼素材のＰ含有量を０．０１０％以下とする
特許請求の範囲第１項又は第２項記載の方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56121862A JPS5948935B2 (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US06/405,107 US4493739A (en) | 1981-08-05 | 1982-08-04 | Process for producing a grain-oriented electromagnetic steel sheet or strip having a low watt loss and a grain-oriented electromagnetic steel strip having uniform magnetic properties |
| BE0/208757A BE894038A (fr) | 1981-08-05 | 1982-08-05 | Toles ou feuillards d'aciers electromagnetiques et leur fabrication |
| FR8213674A FR2511046B1 (fr) | 1981-08-05 | 1982-08-05 | Procede pour la production de tole ou de bande en acier electromagnetique a grain oriente et tole ou bande ainsi obtenue |
| DE19823229256 DE3229256A1 (de) | 1981-08-05 | 1982-08-05 | Kornorientiertes elektrostahlblech und verfahren zu seiner herstellung |
| GB08222576A GB2107350B (en) | 1981-08-05 | 1982-08-05 | Process for producing a grain-oriented electromagnetic steel sheet or strip having a low watt loss and uniform magnetic properties |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56121862A JPS5948935B2 (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5842727A JPS5842727A (ja) | 1983-03-12 |
| JPS5948935B2 true JPS5948935B2 (ja) | 1984-11-29 |
Family
ID=14821764
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56121862A Expired JPS5948935B2 (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法 |
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