JPS6311406B2 - - Google Patents
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- JPS6311406B2 JPS6311406B2 JP57097541A JP9754182A JPS6311406B2 JP S6311406 B2 JPS6311406 B2 JP S6311406B2 JP 57097541 A JP57097541 A JP 57097541A JP 9754182 A JP9754182 A JP 9754182A JP S6311406 B2 JPS6311406 B2 JP S6311406B2
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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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
本発明は鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性
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材料として使用さ
れるもので磁気特性として励磁特性と鉄損特性が
良好でなくてはならない。 磁気特性の優れた材料を得るには磁化容易軸で
ある＜001＞軸が圧延方向に高度に揃う事が重要
であるがその他に板厚，結晶粒度，固有抵抗，表
面被膜等が大きく影響して来る。方向性はAlN，
MnSをインヒビターとして利用した強圧下一段
冷延を特徴とする方法により大巾に向上し、現在
では磁束密度が理論値の96％程度のものまで製造
される様になつて来ている。これに伴なつて鉄損
特性も大巾に向上して来た。一方近年エネルギー
価格の高騰を反映しトランスメーカーは省エネル
ギー型トランス用素材として低鉄損素材への指向
を一段と強めている。低鉄損素材としてアモルフ
アスや6.5％Siの高Si材の開発も進められている
が、トランス用の商用材料として使用される迄に
はなお解決すべき問題が多く残つている。 鉄損にはSi含有量の他に板厚が大きな影響を及
ぼし、化学研摩等により製品の板厚を薄くする
と、鉄損が低減することが知られている。一方、
一方向性電磁鋼板は、加熱された鋼片を熱間圧延
し、必要により熱延板焼鈍をして、１回の冷間圧
延あるいは中間焼鈍をはさんで２回の冷間圧延に
より仕上板厚にし、次いで脱炭焼鈍と仕上焼鈍を
施して製造されるが、その冷延仕上板厚は0.26〜
0.35mmが一般的である。 ところで、AlN及びMnSをインヒビターとし
て利用し、強圧下一段冷間圧延を特長として製造
される一方向性高磁束密度電磁鋼板について、冷
間圧延後の仕上板厚を薄く、例えば0.26mm未満と
し、鉄損の低減を図る試みがあるが、このような
鋼板では仕上板厚を薄くすると仕上焼鈍において
二次再結晶の発現が著しく不安定となり、鉄損は
増加し、かつ磁束密度も劣化する。例えば、本発
明者達は第１表に示す成分と残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼Ａ，Ｂにつき第２表に示す
条件で仕上板厚を0.285，0.260，0.245，0.225各
mmとする薄手の鋼板を試験的に製造し、その結晶
粒の状態、磁気特性（鉄損、磁気密度）を調査し
た。その結果を第３表に示す。
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材料として使用さ
れるもので磁気特性として励磁特性と鉄損特性が
良好でなくてはならない。 磁気特性の優れた材料を得るには磁化容易軸で
ある＜001＞軸が圧延方向に高度に揃う事が重要
であるがその他に板厚，結晶粒度，固有抵抗，表
面被膜等が大きく影響して来る。方向性はAlN，
MnSをインヒビターとして利用した強圧下一段
冷延を特徴とする方法により大巾に向上し、現在
では磁束密度が理論値の96％程度のものまで製造
される様になつて来ている。これに伴なつて鉄損
特性も大巾に向上して来た。一方近年エネルギー
価格の高騰を反映しトランスメーカーは省エネル
ギー型トランス用素材として低鉄損素材への指向
を一段と強めている。低鉄損素材としてアモルフ
アスや6.5％Siの高Si材の開発も進められている
が、トランス用の商用材料として使用される迄に
はなお解決すべき問題が多く残つている。 鉄損にはSi含有量の他に板厚が大きな影響を及
ぼし、化学研摩等により製品の板厚を薄くする
と、鉄損が低減することが知られている。一方、
一方向性電磁鋼板は、加熱された鋼片を熱間圧延
し、必要により熱延板焼鈍をして、１回の冷間圧
延あるいは中間焼鈍をはさんで２回の冷間圧延に
より仕上板厚にし、次いで脱炭焼鈍と仕上焼鈍を
施して製造されるが、その冷延仕上板厚は0.26〜
0.35mmが一般的である。 ところで、AlN及びMnSをインヒビターとし
て利用し、強圧下一段冷間圧延を特長として製造
される一方向性高磁束密度電磁鋼板について、冷
間圧延後の仕上板厚を薄く、例えば0.26mm未満と
し、鉄損の低減を図る試みがあるが、このような
鋼板では仕上板厚を薄くすると仕上焼鈍において
二次再結晶の発現が著しく不安定となり、鉄損は
増加し、かつ磁束密度も劣化する。例えば、本発
明者達は第１表に示す成分と残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼Ａ，Ｂにつき第２表に示す
条件で仕上板厚を0.285，0.260，0.245，0.225各
mmとする薄手の鋼板を試験的に製造し、その結晶
粒の状態、磁気特性（鉄損、磁気密度）を調査し
た。その結果を第３表に示す。
【表】
【表】
【表】
歪取焼鈍後
この結果から、冷延厚み0.260ｍ／ｍ迄は鋼Ａ，
Ｂ共二次再結晶，磁気特性共良好であつたが、
0.245ｍ／ｍ，0.225ｍ／ｍと薄くなるに従い二次
再結晶が著しく不安定となること、薄手材の二次
再結晶不良部は殆んど線状の細粒であること、薄
手材の成品マクロ組織の今一つの特長は結晶粒度
が著しく大きくなる事から好ましくなく、また磁
気特性が劣化するのが認められた。 このことは、AlNおよびMnSをインヒビター
とする電磁鋼を素材として冷間圧延後の仕上板厚
を単に薄く、例えば0.26mm未満にするだけでは、
鉄損が低くかつ高磁束密度の一方向性電磁鋼板を
製造できないことを示すものである。 このような実情をふまえ、本発明者達はAlN
及びMnSをインヒビターとして利用し強圧下一
段冷延を特徴とする高磁束密度一方向性電磁鋼板
（以下Hi―Ｂと呼ぶ）に関し冷間圧延後の仕上板
厚を0.25mm以下に薄くする場合における前記二次
再結晶の発現不安定、線状細粒発生の問題を解決
して低鉄損化を図るべく、鋼成分および製造条件
について種々の検討を行つた。 その結果、前記Hi―ＢにおいてはSnを添加す
ると二次再結晶が安定して発現し、線状細粒の発
生も抑制されることを見出した。さらにCuを添
加すると焼鈍分離剤を塗布し仕上焼鈍で形成され
るグラスフイルムが向上することを見出した。 本発明は前記知見に基づき構成されたもので、
以下にその詳細を述べる。 まず、冷間圧延後の仕上板厚を薄く、例えば
0.25mm以下にした場合における二次再結晶の安定
化に取組んだ。二次再結晶安定化の手段として成
分変更によるインヒビター強化とスラブのプレロ
ーリング法によるホツトコイル組織改善について
試験した。 この試験における鋼の成分組成を第４表に示
す。なお、同表で示す鋼成分の他は残部が鉄およ
び不可避的不純物である。また試験条件は、冷間
圧延における仕上板厚を0.225mmとした他は前記
第２表と同じ条件である。このときの試験結果を
第４表に示している。
歪取焼鈍後
この結果から、冷延厚み0.260ｍ／ｍ迄は鋼Ａ，
Ｂ共二次再結晶，磁気特性共良好であつたが、
0.245ｍ／ｍ，0.225ｍ／ｍと薄くなるに従い二次
再結晶が著しく不安定となること、薄手材の二次
再結晶不良部は殆んど線状の細粒であること、薄
手材の成品マクロ組織の今一つの特長は結晶粒度
が著しく大きくなる事から好ましくなく、また磁
気特性が劣化するのが認められた。 このことは、AlNおよびMnSをインヒビター
とする電磁鋼を素材として冷間圧延後の仕上板厚
を単に薄く、例えば0.26mm未満にするだけでは、
鉄損が低くかつ高磁束密度の一方向性電磁鋼板を
製造できないことを示すものである。 このような実情をふまえ、本発明者達はAlN
及びMnSをインヒビターとして利用し強圧下一
段冷延を特徴とする高磁束密度一方向性電磁鋼板
（以下Hi―Ｂと呼ぶ）に関し冷間圧延後の仕上板
厚を0.25mm以下に薄くする場合における前記二次
再結晶の発現不安定、線状細粒発生の問題を解決
して低鉄損化を図るべく、鋼成分および製造条件
について種々の検討を行つた。 その結果、前記Hi―ＢにおいてはSnを添加す
ると二次再結晶が安定して発現し、線状細粒の発
生も抑制されることを見出した。さらにCuを添
加すると焼鈍分離剤を塗布し仕上焼鈍で形成され
るグラスフイルムが向上することを見出した。 本発明は前記知見に基づき構成されたもので、
以下にその詳細を述べる。 まず、冷間圧延後の仕上板厚を薄く、例えば
0.25mm以下にした場合における二次再結晶の安定
化に取組んだ。二次再結晶安定化の手段として成
分変更によるインヒビター強化とスラブのプレロ
ーリング法によるホツトコイル組織改善について
試験した。 この試験における鋼の成分組成を第４表に示
す。なお、同表で示す鋼成分の他は残部が鉄およ
び不可避的不純物である。また試験条件は、冷間
圧延における仕上板厚を0.225mmとした他は前記
第２表と同じ条件である。このときの試験結果を
第４表に示している。
【表】
鋼Ｃにみる如く、スラブのプレローリングによ
るホツトコイル組織改善のみでは二次再結晶安定
化の効果は認められなかつた。インヒビター強化
対策としてMnS，AlNの増量及びSn，Cu，Sb，
Cr等合金元素添加試験を行つた。これ等の中で
Su添加が二次再結晶の安定化に極めて有効であ
る事が判明した。なおSn添加は二次再結晶の安
定化に加え、製品結晶粒度を比較的小さくする事
も確認された。 次にSn含有量を変化させ適正範囲を求める試
験を行つた。試験材の鋼成分組成、試験条件と試
験結果を第５表に示す。なお、同表で示す鋼成分
の他は残部が鉄および不可避的不純物である。ま
た同表に記載以外の条件は第２表に同じである。
即ちSn含有量0.02％以下での二次再結晶はなお不
安定であり二次再結晶安定化の為には、0.03％以
上が必要である。0.31％以上ではグラスフイルム
の生成が不良となり又冷延性が劣化した。従つて
Sn含有量の範囲は0.03〜0.30％とする。好ましく
は0.05％〜0.20％である。
るホツトコイル組織改善のみでは二次再結晶安定
化の効果は認められなかつた。インヒビター強化
対策としてMnS，AlNの増量及びSn，Cu，Sb，
Cr等合金元素添加試験を行つた。これ等の中で
Su添加が二次再結晶の安定化に極めて有効であ
る事が判明した。なおSn添加は二次再結晶の安
定化に加え、製品結晶粒度を比較的小さくする事
も確認された。 次にSn含有量を変化させ適正範囲を求める試
験を行つた。試験材の鋼成分組成、試験条件と試
験結果を第５表に示す。なお、同表で示す鋼成分
の他は残部が鉄および不可避的不純物である。ま
た同表に記載以外の条件は第２表に同じである。
即ちSn含有量0.02％以下での二次再結晶はなお不
安定であり二次再結晶安定化の為には、0.03％以
上が必要である。0.31％以上ではグラスフイルム
の生成が不良となり又冷延性が劣化した。従つて
Sn含有量の範囲は0.03〜0.30％とする。好ましく
は0.05％〜0.20％である。
【表】
方向性電磁鋼板へのSn添加に関しては特公昭
57−9419号、特開昭57−41326号公報等に報告さ
れている。特公昭57−9419号公報はSn添加によ
るHi―Ｂの製品結晶粒度の微細化について述べ
たものであり、薄手Hi―Ｂの二次再結晶安定化
に関しては何ら言及していない。特開昭57−
41326号公報については薄手高磁束密度電磁鋼板
の製造に関しSn添加についての記載があるが、
AlN，MnSをインヒビターとして利用し強圧下
一段冷延を特徴とするHi―ＢへのSn添加につい
て言及したものではない。又薄手Hi―Ｂの二次
再結晶安定化に関する議論は全くなされていな
い。加えて、実験データに示されるSnの最高含
有量は0.02％である。即ち薄手Hi―Ｂの二次再結
晶安定化に関し0.03〜0.3％のSn添加による顕著
な効果を見出した本発明は前記引用文献とは考え
方を異にしている。 Sn添加量が増加すると第５表に示す如く、グ
ラスフイルムの生成が劣化する傾向が見られる
が、Sn＋Cuの複合添加により、これは防がれる。
これを試験にもとづき述べる。試験材の鋼成分組
成、試験条件と試験結果を第６表に示す。なお、
同表に示す鋼成分の他は鉄および不可避的不純物
である。また同表に記載された以外の条件は第２
表の記載と同じである。即ちSn＋Cuの複合添加
によりSn添加によるグラスフイルムの劣化傾向
が改善されるが、この作用を奏するには、Cuが
0.02％以上必要である。一方その含有量が0.30％
を超えると磁気特性が劣化するので上限を0.30％
とする。
57−9419号、特開昭57−41326号公報等に報告さ
れている。特公昭57−9419号公報はSn添加によ
るHi―Ｂの製品結晶粒度の微細化について述べ
たものであり、薄手Hi―Ｂの二次再結晶安定化
に関しては何ら言及していない。特開昭57−
41326号公報については薄手高磁束密度電磁鋼板
の製造に関しSn添加についての記載があるが、
AlN，MnSをインヒビターとして利用し強圧下
一段冷延を特徴とするHi―ＢへのSn添加につい
て言及したものではない。又薄手Hi―Ｂの二次
再結晶安定化に関する議論は全くなされていな
い。加えて、実験データに示されるSnの最高含
有量は0.02％である。即ち薄手Hi―Ｂの二次再結
晶安定化に関し0.03〜0.3％のSn添加による顕著
な効果を見出した本発明は前記引用文献とは考え
方を異にしている。 Sn添加量が増加すると第５表に示す如く、グ
ラスフイルムの生成が劣化する傾向が見られる
が、Sn＋Cuの複合添加により、これは防がれる。
これを試験にもとづき述べる。試験材の鋼成分組
成、試験条件と試験結果を第６表に示す。なお、
同表に示す鋼成分の他は鉄および不可避的不純物
である。また同表に記載された以外の条件は第２
表の記載と同じである。即ちSn＋Cuの複合添加
によりSn添加によるグラスフイルムの劣化傾向
が改善されるが、この作用を奏するには、Cuが
0.02％以上必要である。一方その含有量が0.30％
を超えると磁気特性が劣化するので上限を0.30％
とする。
【表】
前述のSn添加により、冷間圧延後の仕上板厚
を薄くした場合、仕上焼鈍での二次再結晶の発現
の不安定さは解消される。 以下にその他の成分範囲を定めた理由を述べ
る。 Ｃは0.02％未満の場合、二次再結晶が不良とな
り0.12％を超えると、脱炭性磁気特性の点から好
ましくない。 Siが2.5％未満では良好な鉄損が得られず4.0％
を超えると、冷延性が著しく劣化する。 Mn及びＳはMnSを形成させるために必要な元
素であり、インヒビターの作用を奏するために、
Mnの適量は0.03〜0.15％，好ましくは0.05〜0.10
％の範囲が良い。 Ｓは0.05％を超えると純化焼鈍での脱硫が困難
となり好ましくない。一方0.01％未満ではインヒ
ビターとしてMnSの量が不足する。従つてＳは
0.01〜0.05％とする。 Al及びＮはインヒビターAlNを形成するため
必要であり、Alの適量は0.01〜0.05％，好ましく
は0.02〜0.03％の範囲が良い。Alが低過ぎると磁
束密度が低く、高過ぎると二次再結晶が不安定に
なる。Ｎの適量は0.004〜0.012％，好ましくは
0.006〜0.010％の範囲がよい。低過ぎるとAlNが
不足し高過ぎると製品にブリスターが発生する。 本発明の鋼成分組成は以上のようであり、その
他は鉄および不可避的不純物からなる。 前述の鋼成分からなる珪素鋼スラブは加熱さ
れ、熱延される。熱延板は例えば900〜1200℃で
焼鈍され急冷処理が施される。その後、強圧下一
段冷延により所定板厚とされる。冷延の最終板厚
を規制すべく、試験を行つた。試験材の鋼成分組
成、試験条件および試験結果を第７表に示す。な
お、同表に示す鋼成分の他は残部が鉄および不可
避的不純物である。また同表に記載された以外の
試験条件は第２表に記載された条件と同じであ
る。即ち冷延厚みが0.15mm未満ではSnを含有させ
ていても二次再結晶が不安定になり易い。一方、
板厚が厚いと二次再結晶の発現は安定するが、鉄
損の低下を図り難いので0.25mmを上限とする。従
つて本発明による冷延厚み範囲を0.150〜0.250mm
とした。 冷延の後は脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布し、
仕上焼鈍を行なう。 次いで、テンシヨン・コーテイングを施す。こ
の処理を行なうのは次の理由からである。 即ち、第７表の鋼記号Ｘ―３，Ｘ―４材の一部
を第２表に示す工程の最終コーテイング前、つま
りグラスフイルムのみの状態でサンプリングし磁
気特性を測定した。測定結果を第８表に示す。即
ち張力コーテイングを除くと、W17/50は0.08〜
0.09w／Kg劣化した。従つて本発明による薄手Hi
―Ｂは張力コーテイングを施した。 この張力コーテイングにより磁区が区別され磁
気特性が向上する。
を薄くした場合、仕上焼鈍での二次再結晶の発現
の不安定さは解消される。 以下にその他の成分範囲を定めた理由を述べ
る。 Ｃは0.02％未満の場合、二次再結晶が不良とな
り0.12％を超えると、脱炭性磁気特性の点から好
ましくない。 Siが2.5％未満では良好な鉄損が得られず4.0％
を超えると、冷延性が著しく劣化する。 Mn及びＳはMnSを形成させるために必要な元
素であり、インヒビターの作用を奏するために、
Mnの適量は0.03〜0.15％，好ましくは0.05〜0.10
％の範囲が良い。 Ｓは0.05％を超えると純化焼鈍での脱硫が困難
となり好ましくない。一方0.01％未満ではインヒ
ビターとしてMnSの量が不足する。従つてＳは
0.01〜0.05％とする。 Al及びＮはインヒビターAlNを形成するため
必要であり、Alの適量は0.01〜0.05％，好ましく
は0.02〜0.03％の範囲が良い。Alが低過ぎると磁
束密度が低く、高過ぎると二次再結晶が不安定に
なる。Ｎの適量は0.004〜0.012％，好ましくは
0.006〜0.010％の範囲がよい。低過ぎるとAlNが
不足し高過ぎると製品にブリスターが発生する。 本発明の鋼成分組成は以上のようであり、その
他は鉄および不可避的不純物からなる。 前述の鋼成分からなる珪素鋼スラブは加熱さ
れ、熱延される。熱延板は例えば900〜1200℃で
焼鈍され急冷処理が施される。その後、強圧下一
段冷延により所定板厚とされる。冷延の最終板厚
を規制すべく、試験を行つた。試験材の鋼成分組
成、試験条件および試験結果を第７表に示す。な
お、同表に示す鋼成分の他は残部が鉄および不可
避的不純物である。また同表に記載された以外の
試験条件は第２表に記載された条件と同じであ
る。即ち冷延厚みが0.15mm未満ではSnを含有させ
ていても二次再結晶が不安定になり易い。一方、
板厚が厚いと二次再結晶の発現は安定するが、鉄
損の低下を図り難いので0.25mmを上限とする。従
つて本発明による冷延厚み範囲を0.150〜0.250mm
とした。 冷延の後は脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布し、
仕上焼鈍を行なう。 次いで、テンシヨン・コーテイングを施す。こ
の処理を行なうのは次の理由からである。 即ち、第７表の鋼記号Ｘ―３，Ｘ―４材の一部
を第２表に示す工程の最終コーテイング前、つま
りグラスフイルムのみの状態でサンプリングし磁
気特性を測定した。測定結果を第８表に示す。即
ち張力コーテイングを除くと、W17/50は0.08〜
0.09w／Kg劣化した。従つて本発明による薄手Hi
―Ｂは張力コーテイングを施した。 この張力コーテイングにより磁区が区別され磁
気特性が向上する。
【表】
【表】
〓
Claims (1)
- １ Ｃ：0.02〜0.12％，Si：2.5〜4.0％，Mn：
0.03〜0.15％，Ｓ：0.01〜0.05％，Al：0.01〜0.05
％，Sn：0.03〜0.30％，Cu：0.02〜0.30％，Ｎ：
0.004〜0.012％を含み、残部が鉄および不可避的
不純物からなる珪素鋼スラブを熱延し、熱延板焼
鈍と急冷処理を行い、強圧下一段冷延し、最終冷
延の板厚を0.15〜0.25mmとした後、脱炭焼鈍、仕
上焼鈍し、テンシヨン・コーテイングを付与する
ことを特徴とする鉄損の優れた薄手高磁束密度一
方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57097541A JPS58217630A (ja) | 1982-06-09 | 1982-06-09 | 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57097541A JPS58217630A (ja) | 1982-06-09 | 1982-06-09 | 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58217630A JPS58217630A (ja) | 1983-12-17 |
| JPS6311406B2 true JPS6311406B2 (ja) | 1988-03-14 |
Family
ID=14195097
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57097541A Granted JPS58217630A (ja) | 1982-06-09 | 1982-06-09 | 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58217630A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6338473A (ja) * | 1986-07-31 | 1988-02-19 | ユ−ジ−株式会社 | 清掃車用消火装置 |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0713266B2 (ja) * | 1987-11-10 | 1995-02-15 | 新日本製鐵株式会社 | 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US4992114A (en) * | 1988-03-18 | 1991-02-12 | Nippon Steel Corporation | Process for producing grain-oriented thin electrical steel sheet having high magnetic flux density by one-stage cold-rolling method |
| JPH0753886B2 (ja) * | 1989-05-13 | 1995-06-07 | 新日本製鐵株式会社 | 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| CA2040245C (en) * | 1990-04-13 | 2000-05-30 | Yasuyuki Hayakawa | Method of producing grain oriented silicon steel sheets having less iron loss |
| KR20010064942A (ko) * | 1999-12-20 | 2001-07-11 | 이구택 | 자기특성이 우수한 방향성 전기강판의 제조방법 |
| CN103572037A (zh) * | 2013-10-12 | 2014-02-12 | 酒泉钢铁(集团)有限责任公司 | 一种钢铁热轧卷材板材共线热处理生产线及生产工艺 |
| PL3358031T3 (pl) | 2015-09-28 | 2020-12-28 | Nippon Steel Corporation | Blacha cienka ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych i blacha stalowa cienka walcowana na gorąco na blachę cienką ze stali elektrotechnicznej o ziarnach zorientowanych |
-
1982
- 1982-06-09 JP JP57097541A patent/JPS58217630A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6338473A (ja) * | 1986-07-31 | 1988-02-19 | ユ−ジ−株式会社 | 清掃車用消火装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58217630A (ja) | 1983-12-17 |
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