JP2776386B2 - 磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法Info
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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
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- 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
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Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ 本発明は（110）＜001＞方位を主方位とする方向性珪
素鋼板の製造方法に関するものである。
素鋼板の製造方法に関するものである。
＜従来の技術＞ 方向性珪素鋼の成分としてCuを添加し磁気特性を向上
させる製造方法としては特公昭57−45818号公報，特公
昭58−13605号公報，特公昭58−43443号公報が公知であ
るが、これらはAlNとMnS及びCuSを析出分散相として用
い、最終冷延を80％以上の強圧下で行う方向性珪素鋼板
の製造方法である。これらの方法では二次再結晶粒径が
粗大になり鉄損値は劣化し、磁区細分化技術を用いない
限り回復しない。
させる製造方法としては特公昭57−45818号公報，特公
昭58−13605号公報，特公昭58−43443号公報が公知であ
るが、これらはAlNとMnS及びCuSを析出分散相として用
い、最終冷延を80％以上の強圧下で行う方向性珪素鋼板
の製造方法である。これらの方法では二次再結晶粒径が
粗大になり鉄損値は劣化し、磁区細分化技術を用いない
限り回復しない。
また特公昭60−57207号公報，特開昭58−42727号公
報，特開昭61−12822号公報，特公昭54−32412号公報に
はCuを添加し、最終冷延圧下率が50〜80％である冷延２
回法の技術が開示されているが、これらは析出分散相の
性質を考慮した成分および熱延条件の検討がなされてお
らず磁気特性の向上が不十分であった。
報，特開昭61−12822号公報，特公昭54−32412号公報に
はCuを添加し、最終冷延圧下率が50〜80％である冷延２
回法の技術が開示されているが、これらは析出分散相の
性質を考慮した成分および熱延条件の検討がなされてお
らず磁気特性の向上が不十分であった。
＜発明が解決しようとする課題＞ 本発明の目的は、析出分散相の性質及び挙動と熱延条
件を検討することにより、さらに良好な磁気特性を有す
る方向性珪素鋼板の製造方法を提供するものである。
件を検討することにより、さらに良好な磁気特性を有す
る方向性珪素鋼板の製造方法を提供するものである。
＜課題を解決するための手段＞ 本発明は、C:0.02〜0.07wt％,Si:2.0〜4.0wt％を含む
珪素鋼スラブを加熱炉にて加熱し、粗圧延機及び仕上圧
延機にて熱間圧延して熱延板とした後、１回又は中間焼
鈍を挟む２回の冷間圧延により最終板厚とし、その後脱
炭・一次再結晶焼鈍とこれに続く高温最終仕上焼鈍を施
す一連の工程からなる（110）＜001＞方位を主方位とす
る方向性珪素鋼板を製造する方法において、上記珪素鋼
スラブの成分として、さらにMn:0.02〜0.08wt％,Cu:0.0
5〜0.30wt％,Se:0.012〜0.050wt％を含有させ、かつＳ
の含有量を0.005wt％以下に規制し、さらに必要に応じ
てZn:0.002〜0.05wt％及び／又はSn:0.02〜0.2wt％を加
え、該珪素鋼スラブの粗圧延機入側の温度を1050〜1150
℃とすることを特徴とする磁気特性の良好な方向性珪素
鋼板の製造方法である。
珪素鋼スラブを加熱炉にて加熱し、粗圧延機及び仕上圧
延機にて熱間圧延して熱延板とした後、１回又は中間焼
鈍を挟む２回の冷間圧延により最終板厚とし、その後脱
炭・一次再結晶焼鈍とこれに続く高温最終仕上焼鈍を施
す一連の工程からなる（110）＜001＞方位を主方位とす
る方向性珪素鋼板を製造する方法において、上記珪素鋼
スラブの成分として、さらにMn:0.02〜0.08wt％,Cu:0.0
5〜0.30wt％,Se:0.012〜0.050wt％を含有させ、かつＳ
の含有量を0.005wt％以下に規制し、さらに必要に応じ
てZn:0.002〜0.05wt％及び／又はSn:0.02〜0.2wt％を加
え、該珪素鋼スラブの粗圧延機入側の温度を1050〜1150
℃とすることを特徴とする磁気特性の良好な方向性珪素
鋼板の製造方法である。
＜作 用＞ 本発明者等は、析出分散相と熱延条件が方向性珪素鋼
の磁気特性に及ぼす影響に関して研究を行った。
の磁気特性に及ぼす影響に関して研究を行った。
実験として、まず1350℃までMnSeを析出分散相として
含むスラブを加熱して粗圧延で35mm厚のシートバーとし
た後、仕上圧延を行い2.0mm厚の熱延板にして、中間焼
鈍を挟む２回の冷延により0.23mm厚とし、脱炭・一次再
結晶焼鈍を行った後、最終仕上焼鈍を行い製品板を得
た。
含むスラブを加熱して粗圧延で35mm厚のシートバーとし
た後、仕上圧延を行い2.0mm厚の熱延板にして、中間焼
鈍を挟む２回の冷延により0.23mm厚とし、脱炭・一次再
結晶焼鈍を行った後、最終仕上焼鈍を行い製品板を得
た。
このときの粗圧延機に入る時の温度と、シートバーの
頭部をシャーで切り落とし急冷して断面をマクロエッチ
して求めたシートバー断面の再結晶率との関係を第１図
に、粗圧延に入る時の温度と磁気特性との関係を第２図
に示す。この第１図，第２図によると、粗圧延入側温度
が1200〜1300℃の温度においてはシートバーの再結晶率
が高いほど磁気特性（鉄損）が良好になっているが、粗
圧延温度が1050℃〜1150℃の温度範囲ではシートバー再
結晶率が80％以上になっているのに、磁気特性は悪化し
ている。
頭部をシャーで切り落とし急冷して断面をマクロエッチ
して求めたシートバー断面の再結晶率との関係を第１図
に、粗圧延に入る時の温度と磁気特性との関係を第２図
に示す。この第１図，第２図によると、粗圧延入側温度
が1200〜1300℃の温度においてはシートバーの再結晶率
が高いほど磁気特性（鉄損）が良好になっているが、粗
圧延温度が1050℃〜1150℃の温度範囲ではシートバー再
結晶率が80％以上になっているのに、磁気特性は悪化し
ている。
一方第３図は、この実験で得られた熱延板の表面から
中心への集合組織をＸ線回折によって調べ、主方位が
（110）＜001＞方位である領域が表面からどのくらいの
深さまで浸透しているかを調査した結果と粗圧延入側温
度との関係を示したものである。この第３図によると、
シートバー再結晶率の高い粗圧延入側温度1050℃〜1150
℃の範囲で（110）＜001＞方位の板厚内部への侵透距離
が深くなっており、熱延板段階で（110）＜001＞方位を
形成するのにシートバー段階で再結晶させておくことが
有利であることを見出した。
中心への集合組織をＸ線回折によって調べ、主方位が
（110）＜001＞方位である領域が表面からどのくらいの
深さまで浸透しているかを調査した結果と粗圧延入側温
度との関係を示したものである。この第３図によると、
シートバー再結晶率の高い粗圧延入側温度1050℃〜1150
℃の範囲で（110）＜001＞方位の板厚内部への侵透距離
が深くなっており、熱延板段階で（110）＜001＞方位を
形成するのにシートバー段階で再結晶させておくことが
有利であることを見出した。
この熱延板表層の（110）＜001＞組織が冷間圧延で
（111）＜112＞方位へ変化し、さらに脱炭焼鈍で（11
0）＜001＞方位へ戻る、ストラクチャーメモリーの機構
により二次再結晶核が形成されることが、鉄と鋼（198
4）15第2033〜2040頁で説明されている。これによれば
熱延板表層の先鋭化した（110）＜001＞方位を多く形成
することにより、磁気特性を向上することができること
が予想される。
（111）＜112＞方位へ変化し、さらに脱炭焼鈍で（11
0）＜001＞方位へ戻る、ストラクチャーメモリーの機構
により二次再結晶核が形成されることが、鉄と鋼（198
4）15第2033〜2040頁で説明されている。これによれば
熱延板表層の先鋭化した（110）＜001＞方位を多く形成
することにより、磁気特性を向上することができること
が予想される。
従って、（110）＜001＞方位が主方位である領域が板
厚内部へ侵透することが、結果的に先鋭化した（110）
＜001＞方位を増やし磁気特性が向上することにつなが
ると本発明者等は考えた。
厚内部へ侵透することが、結果的に先鋭化した（110）
＜001＞方位を増やし磁気特性が向上することにつなが
ると本発明者等は考えた。
二次再結晶を左右するもう一つの要因である析出分散
層の平均粒径と粗圧延入側温度との関係を第４図に示
す。これによると粗圧延入側温度が低くなるほど平均粒
径は粗大化し、粗成長の抑制力が低下し二次再結晶に不
利となる。そのために熱延組織的には有利な条件である
はずの粗圧延入側温度1050℃〜1150℃の範囲で特性が最
良にならずに、析出分散相の粗大化条件とのかね合い
で、粗圧延入側温度が1200℃のときに磁気特性が最良に
なると考案した。
層の平均粒径と粗圧延入側温度との関係を第４図に示
す。これによると粗圧延入側温度が低くなるほど平均粒
径は粗大化し、粗成長の抑制力が低下し二次再結晶に不
利となる。そのために熱延組織的には有利な条件である
はずの粗圧延入側温度1050℃〜1150℃の範囲で特性が最
良にならずに、析出分散相の粗大化条件とのかね合い
で、粗圧延入側温度が1200℃のときに磁気特性が最良に
なると考案した。
以上の考案の上に立って、熱延組織的に最良になるは
ずの粗圧延温度が、析出分散相が粗大化する温度でもあ
るために磁気特性が悪化してしまうという問題を、本発
明者等は析出分散相としてCuXSeを用いることによって
解決した。
ずの粗圧延温度が、析出分散相が粗大化する温度でもあ
るために磁気特性が悪化してしまうという問題を、本発
明者等は析出分散相としてCuXSeを用いることによって
解決した。
本発明者等は次の成分による小型鋼塊を溶製した。
これらの鋼塊を熱延して熱延板とし、それらより試料
を採取し、1350℃２時間の焼鈍後1100℃に60秒から180
秒保持した。この試料より電子顕微鏡用薄膜の試料を採
取し、析出物の平均粒径を示したのが第５図である。ま
た同じ試料で1100℃で180秒保持したものについて化学
分析により析出量を定量したのが次の表である。
を採取し、1350℃２時間の焼鈍後1100℃に60秒から180
秒保持した。この試料より電子顕微鏡用薄膜の試料を採
取し、析出物の平均粒径を示したのが第５図である。ま
た同じ試料で1100℃で180秒保持したものについて化学
分析により析出量を定量したのが次の表である。
第５図によるとMnSeを析出分散相として利用するＡの
素材の析出物の成長速度が最も速く、Cuを添加しMnを低
減したＤの析出物の成長速度が最も遅かった。
素材の析出物の成長速度が最も速く、Cuを添加しMnを低
減したＤの析出物の成長速度が最も遅かった。
Seの代りにＳを加え、Mnを低減したＥについては鋼魂
から熱延する際に熱間割れを生じた。
から熱延する際に熱間割れを生じた。
次の表によるとSeの代りにＳを使用しCuを添加したC,
Eについては析出物としてはMnSおよびCuXSが存在するこ
とがわかる。これに対しSeとCuを使用したＢは析出Mnが
ほとんど存在せずＤでは全く存在しない。
Eについては析出物としてはMnSおよびCuXSが存在するこ
とがわかる。これに対しSeとCuを使用したＢは析出Mnが
ほとんど存在せずＤでは全く存在しない。
SeまたはＳの固定率を析出（SeまたはＳ）／全（Seま
たはＳ）量とすると、Mnを低減したＥではＳの固定率が
小さく粒界割れを起こしやすくなったと考えられる。
たはＳ）量とすると、Mnを低減したＥではＳの固定率が
小さく粒界割れを起こしやすくなったと考えられる。
このようにSeおよびCuを添加しMnを低減したＤでは、
その析出物はCuXSeであり成長速度は遅く、かつMnを低
減してもSeの固定能力には差が無く熱間圧延で割れを生
じることもなかった。よってSe,Cuを用いＳを低減し、
析出分散相として主にCuXSeを利用して、熱延組織的に
有利な温度域でより微細な分散を保ったまま熱延するこ
とにより磁気特性を改善する可能性のあることを見い出
した。
その析出物はCuXSeであり成長速度は遅く、かつMnを低
減してもSeの固定能力には差が無く熱間圧延で割れを生
じることもなかった。よってSe,Cuを用いＳを低減し、
析出分散相として主にCuXSeを利用して、熱延組織的に
有利な温度域でより微細な分散を保ったまま熱延するこ
とにより磁気特性を改善する可能性のあることを見い出
した。
本発明はこのような作用を有するものであり、このよ
うな考案の上に構成されたものである。
うな考案の上に構成されたものである。
次に本発明の構成要件の限定理由について説明する。
Ｃの含有量は0.07wt％を超えると脱炭焼鈍で完全に除
去することができず磁気特性が悪化し、一方0.02wt％未
満では熱延組織の改善が不十分であるので0.02〜0.07wt
％の範囲に限定される。
去することができず磁気特性が悪化し、一方0.02wt％未
満では熱延組織の改善が不十分であるので0.02〜0.07wt
％の範囲に限定される。
Siに関しては4wt％を超えると圧延が不可能であり、
2.0wt％未満では電気抵抗が小さく鉄損が大きいので2.0
〜4.0wt％に限定される。
2.0wt％未満では電気抵抗が小さく鉄損が大きいので2.0
〜4.0wt％に限定される。
Mnの含有量は通常と異なり0.02〜0.08wt％と低目に規
制される。Mnが0.08wt％を超すと析出分散相としてMnSe
が混じるために、析出物が熱延中に粗大化しやすくなり
磁気特性は悪化する。一方0.02wt％未満では熱間圧延中
に割れを生じるので0.02〜0.08wt％に限定される。
制される。Mnが0.08wt％を超すと析出分散相としてMnSe
が混じるために、析出物が熱延中に粗大化しやすくなり
磁気特性は悪化する。一方0.02wt％未満では熱間圧延中
に割れを生じるので0.02〜0.08wt％に限定される。
Cuの含有量は0.05wt％未満では析出分散相形成のため
の量が不十分であり、0.30wt％を越えると酸洗性，脱炭
性が悪くなるので0.05〜0.30wt％に限定される。
の量が不十分であり、0.30wt％を越えると酸洗性，脱炭
性が悪くなるので0.05〜0.30wt％に限定される。
Seの含有量は0.012wt％未満では析出分散相形成のた
めの量が不十分であり0.050wt％を越えると表面外観が
悪化するので0.012〜0.050wt％に限定される。
めの量が不十分であり0.050wt％を越えると表面外観が
悪化するので0.012〜0.050wt％に限定される。
その他、本発明における特徴のひとつは、Ｓ含有量を
極力低減することであり、0.005wt％以下にする。0.005
wt％を超えるとMnS,CuXSを形成し、析出分散相の微細分
散が妨げられ良好な磁気特性は得られない。
極力低減することであり、0.005wt％以下にする。0.005
wt％を超えるとMnS,CuXSを形成し、析出分散相の微細分
散が妨げられ良好な磁気特性は得られない。
粗圧延入側の温度を1050〜1150℃に制限した理由は、
この温度範囲でシートバー階段での再結晶が高く、かつ
熱延板での（110）＜001＞方位を有する組織の板厚方向
における厚みを増加させ磁気特性が良好になるからであ
る。
この温度範囲でシートバー階段での再結晶が高く、かつ
熱延板での（110）＜001＞方位を有する組織の板厚方向
における厚みを増加させ磁気特性が良好になるからであ
る。
また熱延前のスラブ加熱温度はCuXSeの溶体化温度（1
200〜1300℃）で十分である。このことは経済的に有利
である。
200〜1300℃）で十分である。このことは経済的に有利
である。
また本発明における析出分散相はCuXSeに限られる
が、これを補強する元素としてZnおよび／又はSnを微量
添加することにより一層磁気特性を向上させることがで
きる。添加量はZn0.002〜0.05wt％、Snは0.02〜0.2wt％
が好ましい。Znは0.002wt％未満では磁気特性改善効果
がなく、0.05wt％を越えると磁束密度が低くなり、また
Snは0.02wt％未満では磁気特性改善効果がなく、0.2wt
％を越えると脆性が悪化する。また、冷延の最終圧下率
は50〜80％が好適である。
が、これを補強する元素としてZnおよび／又はSnを微量
添加することにより一層磁気特性を向上させることがで
きる。添加量はZn0.002〜0.05wt％、Snは0.02〜0.2wt％
が好ましい。Znは0.002wt％未満では磁気特性改善効果
がなく、0.05wt％を越えると磁束密度が低くなり、また
Snは0.02wt％未満では磁気特性改善効果がなく、0.2wt
％を越えると脆性が悪化する。また、冷延の最終圧下率
は50〜80％が好適である。
この発明の条件で熱延された以後の工程は通常と変る
ことなく１回又は中間焼鈍を含む２回の冷延工程と脱炭
・一次再結晶焼鈍およびこれに続く高温箱焼鈍で最終製
品厚の方向性珪素鋼板を製造することができる。
ことなく１回又は中間焼鈍を含む２回の冷延工程と脱炭
・一次再結晶焼鈍およびこれに続く高温箱焼鈍で最終製
品厚の方向性珪素鋼板を製造することができる。
＜実施例＞ 実施例１ C:0.041wt％,Si:3.2wt％,Mn:0.03wt％,Se:0.022wt％,
Cu:0.12wt％,S:0.002wt％を含み残部実質的にFeよりな
る（成分Ａとする）珪素鋼スラブを1250℃に加熱し、粗
圧延入側温度を1000℃〜1200℃にして熱間圧延を行い2.
0mm厚の熱延コイルとした。比較材としてC:0.040wt％,S
i:3.0wt％,Mn:0.10wt％,Se:0.021wt％を含み残部実質的
にFeよりなる珪素鋼スラブ（成分Ｂとする）を1350℃で
加熱し、粗圧延入側の温度を1050〜1250℃にして熱間圧
延を行い2.0mm厚の熱延コイルとした。
Cu:0.12wt％,S:0.002wt％を含み残部実質的にFeよりな
る（成分Ａとする）珪素鋼スラブを1250℃に加熱し、粗
圧延入側温度を1000℃〜1200℃にして熱間圧延を行い2.
0mm厚の熱延コイルとした。比較材としてC:0.040wt％,S
i:3.0wt％,Mn:0.10wt％,Se:0.021wt％を含み残部実質的
にFeよりなる珪素鋼スラブ（成分Ｂとする）を1350℃で
加熱し、粗圧延入側の温度を1050〜1250℃にして熱間圧
延を行い2.0mm厚の熱延コイルとした。
次にそれぞれ１次冷延で0.60mm厚とし1000℃４分の中
間焼鈍を行い２次冷延で0.23mm厚の製品厚に仕上げた。
次いで850℃４分間の脱炭焼鈍を湿水素中で行いMgOを塗
布してN2中での850℃の２次再結晶焼鈍とN2中での1200
℃での純化焼鈍からなる仕上焼鈍を行った。このように
して得られた最終製品の電磁特性は第１表の通りであ
る。
間焼鈍を行い２次冷延で0.23mm厚の製品厚に仕上げた。
次いで850℃４分間の脱炭焼鈍を湿水素中で行いMgOを塗
布してN2中での850℃の２次再結晶焼鈍とN2中での1200
℃での純化焼鈍からなる仕上焼鈍を行った。このように
して得られた最終製品の電磁特性は第１表の通りであ
る。
第１表に表わされるように、析出分散相としてCuXSe
を利用したＡの成分で粗圧延入側温度を1050〜1150℃に
したものの磁気特性が良好である。MnSeを析出分散相と
して利用するＢの成分ではＡの成分に匹敵する特性は得
られない。
を利用したＡの成分で粗圧延入側温度を1050〜1150℃に
したものの磁気特性が良好である。MnSeを析出分散相と
して利用するＢの成分ではＡの成分に匹敵する特性は得
られない。
実施例２ 第２表で表わされる成分を含み残部実質的にFeよりな
る珪素鋼スラブ1250℃に加熱し粗圧延入側の温度を1100
℃にして熱間圧延を行い2.0mm厚の熱延コイルとした。
そして実施例１と同様な冷延以後の工程により0.23mm厚
の製品を得た。この製品の磁気特性は第２表のとうりで
ある。
る珪素鋼スラブ1250℃に加熱し粗圧延入側の温度を1100
℃にして熱間圧延を行い2.0mm厚の熱延コイルとした。
そして実施例１と同様な冷延以後の工程により0.23mm厚
の製品を得た。この製品の磁気特性は第２表のとうりで
ある。
第２表で表わされるようにCuXSの他にMnSを形成する
ようなＳ量となると良好な磁気特性は得られないことが
わかる。
ようなＳ量となると良好な磁気特性は得られないことが
わかる。
実施例３ 第３表で表わされる成分を含み残部実質的にFeよりな
る珪素鋼スラブについて実施例２と同様な工程を用いて
得られた製品の電磁特性は第３表のとうりである。
る珪素鋼スラブについて実施例２と同様な工程を用いて
得られた製品の電磁特性は第３表のとうりである。
ZnおよびSnを添加することにより一層の磁気特性の向
上が見られる。
上が見られる。
＜発明の効果＞ 以上詳述したように本発明により析出分散相としてCu
XSeを用いることで、結晶組織的に最も有利な温度域で
熱延することができ、磁気特性の極めて良好な方向性珪
素鋼板を得ることができた。
XSeを用いることで、結晶組織的に最も有利な温度域で
熱延することができ、磁気特性の極めて良好な方向性珪
素鋼板を得ることができた。
第１図はMnSeを析出分散相とする方向性珪素鋼のシート
バー再結晶率と粗圧延入側温度の関係を示すグラフ、第
２図は磁気特性と粗圧延入側の温度との関係を示すグラ
フ、第３図は熱延板での（110）＜001＞が主方位である
領域の厚さと粗圧延入側温度との関係を示すグラフ、第
４図は脱炭焼鈍後の析出物の平均粒径と粗圧延入側温度
との関係を示すグラフ、第５図は1100℃で各時間保持し
た鋼塊の析出物の平均粒径である。
バー再結晶率と粗圧延入側温度の関係を示すグラフ、第
２図は磁気特性と粗圧延入側の温度との関係を示すグラ
フ、第３図は熱延板での（110）＜001＞が主方位である
領域の厚さと粗圧延入側温度との関係を示すグラフ、第
４図は脱炭焼鈍後の析出物の平均粒径と粗圧延入側温度
との関係を示すグラフ、第５図は1100℃で各時間保持し
た鋼塊の析出物の平均粒径である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 飯田 嘉明 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社技術研究本部内 (72)発明者 岩本 勝生 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社技術研究本部内
Claims (2)
- 【請求項１】C:0.02〜0.07wt％,Si:2.0〜4.0wt％を含む
珪素鋼スラブを加熱炉にて加熱し、粗圧延機及び仕上圧
延機にて熱間圧延して熱延板とした後、１回又は中間焼
鈍を挟む２回の冷間圧延により最終板厚とし、その後脱
炭・一次再結晶焼鈍とこれに続く高温最終仕上焼鈍を施
す一連の工程からなる（110）＜001＞方位を主方位とす
る方向性珪素鋼板を製造する方法において、上記珪素鋼
スラブの成分として、さらにMn:0.02〜0.08wt％,Cu:0.0
5〜0.30wt％,Se:0.012〜0.050wt％を含有させ、かつＳ
の含有量を0.005wt％以下に規制し、該珪素鋼スラブの
粗圧延機入側の温度を1050〜1150℃とすることを特徴と
する磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法。 - 【請求項２】請求項１記載の珪素鋼スラブの成分として
さらにZn:0.002〜0.05wt％及び／又はSn:0.02〜0.2wt％
を加えたことを特徴とする磁気特性の良好な方向性珪素
鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP63156667A JP2776386B2 (ja) | 1988-06-27 | 1988-06-27 | 磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
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| JP63156667A JP2776386B2 (ja) | 1988-06-27 | 1988-06-27 | 磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
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|---|---|
| JPH028327A JPH028327A (ja) | 1990-01-11 |
| JP2776386B2 true JP2776386B2 (ja) | 1998-07-16 |
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| JP63156667A Expired - Fee Related JP2776386B2 (ja) | 1988-06-27 | 1988-06-27 | 磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
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| JP (1) | JP2776386B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| CN113604743B (zh) * | 2021-08-09 | 2022-08-02 | 长春工业大学 | 一种分步调控制备高磁感高强度无取向电工钢的方法 |
Citations (5)
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|---|---|---|---|---|
| JPS5843446A (ja) * | 1981-09-10 | 1983-03-14 | Toppan Printing Co Ltd | テレビジヨン画像撮影装置におけるラスタ−の消去方法 |
| JPS5931823A (ja) * | 1982-08-17 | 1984-02-21 | Kawasaki Steel Corp | 磁束密度の高い一方向性珪素鋼板の製造方法 |
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-
1988
- 1988-06-27 JP JP63156667A patent/JP2776386B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (5)
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| JPH028327A (ja) | 1990-01-11 |
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