JPH02133525A - 磁気特性の優れた薄手方向性電磁鋼板の製造法 - Google Patents
磁気特性の優れた薄手方向性電磁鋼板の製造法Info
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- JPH02133525A JPH02133525A JP28609288A JP28609288A JPH02133525A JP H02133525 A JPH02133525 A JP H02133525A JP 28609288 A JP28609288 A JP 28609288A JP 28609288 A JP28609288 A JP 28609288A JP H02133525 A JPH02133525 A JP H02133525A
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Landscapes
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は磁気特性の優れた薄手方向性電磁鋼板の製造法
に関する。
に関する。
(従来の技術)
方向性電磁鋼板はトランス等の電気機器の鉄心材料とし
て用いられ、磁気特性としての励磁特性と鉄損特性が良
好でなければならない。
て用いられ、磁気特性としての励磁特性と鉄損特性が良
好でなければならない。
この鋼板はインヒビター、例えば、AI N 、 Mn
S 。
S 。
MnSe、 Cub、 BN等を活用して、仕上焼鈍で
二次再結晶を生じせしめ、圧延面に(110)面、圧延
方向に<001>軸をもったゴスm織と称される結晶粒
を発達させることにより得られている。良好な磁気特性
を得るには、磁化容易軸の<001>軸を圧延方向に高
度に揃えることが重要である。
二次再結晶を生じせしめ、圧延面に(110)面、圧延
方向に<001>軸をもったゴスm織と称される結晶粒
を発達させることにより得られている。良好な磁気特性
を得るには、磁化容易軸の<001>軸を圧延方向に高
度に揃えることが重要である。
また、板厚、結晶粒の大きさ、固有抵抗、表面被膜、鋼
板の純度なども磁気特性、なかでも鉄損特性に大きな影
響を及ぼす。
板の純度なども磁気特性、なかでも鉄損特性に大きな影
響を及ぼす。
方向性は/VN、MnSをインヒビターとして利用し最
終冷間圧延を高圧下とすることを特徴とする方法により
大幅に向上し、それに伴って鉄損特性も著しく向上して
きた。
終冷間圧延を高圧下とすることを特徴とする方法により
大幅に向上し、それに伴って鉄損特性も著しく向上して
きた。
ところで、昨今の省エネルギーの要請に対応するため、
方向性電磁鋼板はさらに鉄損を低下させる検討がなされ
ている。鉄損は周知のように渦流損とヒステリシス損の
和であるが、鉄損の大半を占める渦流損を減らすため、
板厚が薄い方向性電磁鋼板の開発検討が行なわれ、一部
実用化されている。
方向性電磁鋼板はさらに鉄損を低下させる検討がなされ
ている。鉄損は周知のように渦流損とヒステリシス損の
和であるが、鉄損の大半を占める渦流損を減らすため、
板厚が薄い方向性電磁鋼板の開発検討が行なわれ、一部
実用化されている。
前記/VN、MnSをインヒビターとする方向性電磁鋼
板の製造は高磁束密度化に極めて有効であるが、板厚が
薄くなると二次再結晶の発現が不安定化する問題がみら
れる。
板の製造は高磁束密度化に極めて有効であるが、板厚が
薄くなると二次再結晶の発現が不安定化する問題がみら
れる。
この対策として、熱延板焼鈍では2段階の加熱温度で加
熱後、急速冷却して、インヒビターをより微細に分散析
出させ、また冷間圧延では少な(とも2回以上150〜
300℃で30秒加熱して圧延を行ない、ゴス組織を生
じゃすい冷延m織とする方法が提案されている(特開昭
60−59044号公報)。また、インヒビターの析出
焼鈍前に熱延板を15〜40%の圧下率で予備冷延を行
なって線状細粒の発生を防ぎ鉄損特性を向上させること
が、特開昭59−126722号公報に提案されている
。
熱後、急速冷却して、インヒビターをより微細に分散析
出させ、また冷間圧延では少な(とも2回以上150〜
300℃で30秒加熱して圧延を行ない、ゴス組織を生
じゃすい冷延m織とする方法が提案されている(特開昭
60−59044号公報)。また、インヒビターの析出
焼鈍前に熱延板を15〜40%の圧下率で予備冷延を行
なって線状細粒の発生を防ぎ鉄損特性を向上させること
が、特開昭59−126722号公報に提案されている
。
また、インヒビター析出焼鈍の冷却速度を特定するとと
もに、圧下率80%超95%以下の弾圧下最終冷延を含
む2回以上の冷間圧延をバス間時効して行なって、固溶
C,Nまたは、微細炭化物、窒化物により、冷延集合組
織に影響を与え、その後の中間焼鈍での再結晶挙動を変
え(110)方位粒を増加させ、(100)方位粒を滅
しる整粒化を行ない、これにより二次再結晶を安定化さ
せることが、特開昭62−202024号公報に提案さ
れている。これらにより、二次再結晶の発現が改善され
、鉄損の低い高磁束密度薄手方向性電磁鋼板が得られる
ようになっている。
もに、圧下率80%超95%以下の弾圧下最終冷延を含
む2回以上の冷間圧延をバス間時効して行なって、固溶
C,Nまたは、微細炭化物、窒化物により、冷延集合組
織に影響を与え、その後の中間焼鈍での再結晶挙動を変
え(110)方位粒を増加させ、(100)方位粒を滅
しる整粒化を行ない、これにより二次再結晶を安定化さ
せることが、特開昭62−202024号公報に提案さ
れている。これらにより、二次再結晶の発現が改善され
、鉄損の低い高磁束密度薄手方向性電磁鋼板が得られる
ようになっている。
(発明が解決しようとする課8)
ところで、方向性電磁鋼板の磁気特性の向上はこれで十
分というものでなく、さらに改善していく必要がある。
分というものでなく、さらに改善していく必要がある。
方向性型%fHI’jl板は、スラブ加熱時にインヒビ
ター形成成分を鋼中に完全に固ン容させるために、般に
1280 ”C超の高温に加熱される。この際、スラブ
の結晶粒は連続鋳造材を用いることからも粗大化する。
ター形成成分を鋼中に完全に固ン容させるために、般に
1280 ”C超の高温に加熱される。この際、スラブ
の結晶粒は連続鋳造材を用いることからも粗大化する。
これに起因して、スラブの熱延板に(100)<Qll
)方位の伸延粒が存在する。
)方位の伸延粒が存在する。
これが薄手方向性電磁鋼板を製造する場合に二次再結晶
の発現を阻害し、とくに最終板厚が0.20mm以下の
薄手になると線状細粒を誘起する。
の発現を阻害し、とくに最終板厚が0.20mm以下の
薄手になると線状細粒を誘起する。
本発明はこのような問題を冷間圧延回数を増やすことな
く、製造コストの低下を回りながら解決せんとするもの
で、A7Nを主インヒビターとする薄手方向性電磁鋼板
の製造において、二次再結晶を完全に発現させ、鉄損が
極めて低い高磁束密度の薄手方向性電磁鋼板を得ること
を目的をする。
く、製造コストの低下を回りながら解決せんとするもの
で、A7Nを主インヒビターとする薄手方向性電磁鋼板
の製造において、二次再結晶を完全に発現させ、鉄損が
極めて低い高磁束密度の薄手方向性電磁鋼板を得ること
を目的をする。
(課題を解決するための手段)
本発明者達は前記目的を達成すべく、AZNを主インヒ
ビターとし、熱間圧延の後にインヒビター析出焼鈍し、
最終冷延を圧下率75%超92%以下の弾圧下にて行な
う板厚0.15〜0.23 mmの薄手方向性電磁鋼板
の製造について、種々の実験を行ない検討した。
ビターとし、熱間圧延の後にインヒビター析出焼鈍し、
最終冷延を圧下率75%超92%以下の弾圧下にて行な
う板厚0.15〜0.23 mmの薄手方向性電磁鋼板
の製造について、種々の実験を行ない検討した。
その結果、電磁鋼スラブを仕上熱間圧延終了後、急速冷
却し低温巻取すし、巻取コイルを短時間内に水冷すると
、熱延板の結晶粒に炭化物が微mに析出し、また固溶C
もふえ、該コイルを予備冷延し、次いでインヒビター析
出焼鈍すると、前記予備冷延では、微細炭化物が転位の
移動を妨げ、スラブ加熱時の粗大化粒に起因する熱延板
の伸延粒にも加工歪が多く蓄積され、インヒビター析出
焼鈍で伸延粒は再結晶して、細かな整粒となり、またイ
ンヒビターは微細に分散析出され、これによって、最終
冷延しその後、脱炭焼鈍し仕−ヒ焼鈍をおこなった時、
二次再結晶が完全に発現することを知見した。また、イ
ンヒビター析出焼鈍後の冷間圧延は中間焼鈍を要しない
1回の冷間圧延でよいことを知見した。
却し低温巻取すし、巻取コイルを短時間内に水冷すると
、熱延板の結晶粒に炭化物が微mに析出し、また固溶C
もふえ、該コイルを予備冷延し、次いでインヒビター析
出焼鈍すると、前記予備冷延では、微細炭化物が転位の
移動を妨げ、スラブ加熱時の粗大化粒に起因する熱延板
の伸延粒にも加工歪が多く蓄積され、インヒビター析出
焼鈍で伸延粒は再結晶して、細かな整粒となり、またイ
ンヒビターは微細に分散析出され、これによって、最終
冷延しその後、脱炭焼鈍し仕−ヒ焼鈍をおこなった時、
二次再結晶が完全に発現することを知見した。また、イ
ンヒビター析出焼鈍後の冷間圧延は中間焼鈍を要しない
1回の冷間圧延でよいことを知見した。
本発明はこの知見に基づきなされたものであり、以下に
詳細に説明する。
詳細に説明する。
本発明が適用される電磁鋼スラブの成分組成は重量%で
、C: 0.02〜0.10%、Si:2.0〜4.0
%、Mn:0102〜0.10%、S:0.01〜0.
04%、酸可溶Δ!(以下solへ/) : 0.0
10〜0、065%、N:0.0030〜0.0100
%、さらに必要に応じて、0.03〜0.50%のSn
、 0.08%以下(7)Cu、 0.10%以下ノ台
。、0.10%以下のSb、 0.10%以下のCrの
1種または2種以上を含み、残部が鉄および不可避的不
純物からなる。
、C: 0.02〜0.10%、Si:2.0〜4.0
%、Mn:0102〜0.10%、S:0.01〜0.
04%、酸可溶Δ!(以下solへ/) : 0.0
10〜0、065%、N:0.0030〜0.0100
%、さらに必要に応じて、0.03〜0.50%のSn
、 0.08%以下(7)Cu、 0.10%以下ノ台
。、0.10%以下のSb、 0.10%以下のCrの
1種または2種以上を含み、残部が鉄および不可避的不
純物からなる。
Cはその含有量が少なくなると、仕上熱間圧延終了後の
急冷時に析出させる微細炭化物が少なく、二次再結晶が
不安定となるので0.02%以上とする。一方、含有量
が多くなると脱炭焼鈍の時間が長くなるので0.10%
を上限とする。
急冷時に析出させる微細炭化物が少なく、二次再結晶が
不安定となるので0.02%以上とする。一方、含有量
が多くなると脱炭焼鈍の時間が長くなるので0.10%
を上限とする。
Siは2.0%未満では良好な鉄損特性が得られない。
一方、その含有量が多くなると冷延性が劣化するので4
.0%以下とする。
.0%以下とする。
MnはSと結合し、インヒビターMnSを形成して、二
次再結晶発現に寄与する成分であり、インヒビターMn
Sの作用を奏させるために、Mnば0.02%以上0.
10%以下、Sは0.01%以上0.04%以下必要で
ある。
次再結晶発現に寄与する成分であり、インヒビターMn
Sの作用を奏させるために、Mnば0.02%以上0.
10%以下、Sは0.01%以上0.04%以下必要で
ある。
s ol、 A/はNと結合し、インヒビクーAi’N
を形成する成分であり、その効果を奏させるためには、
S at八へは0.010%以上0.065%以下、N
は0、 OO30%以」−0,0100%以下とする必
要がある。
を形成する成分であり、その効果を奏させるためには、
S at八へは0.010%以上0.065%以下、N
は0、 OO30%以」−0,0100%以下とする必
要がある。
前記成分の他に、必要に応じて、Sn、 Cu、 Mo
。
。
Sb、 Crの1種または2種以」−に含有させる。S
nはSi含有量が多くなった時の二次再結晶の不安定を
防ぐ作用があり、また粒界偏析成分として磁気特性を良
好とする作用がある。この効果を奏するためには、0.
03〜0.50%必要である。Cuはフォルステライ[
被膜の劣化防止を介して磁気特性を改善する効果があり
、この効果を奏させるためには0.08%以下の範囲で
含有させる必要がある。
nはSi含有量が多くなった時の二次再結晶の不安定を
防ぐ作用があり、また粒界偏析成分として磁気特性を良
好とする作用がある。この効果を奏するためには、0.
03〜0.50%必要である。Cuはフォルステライ[
被膜の劣化防止を介して磁気特性を改善する効果があり
、この効果を奏させるためには0.08%以下の範囲で
含有させる必要がある。
Mo、 SbおよびCrは粒界に偏析し二次再結晶を安
定化させて、磁気特性を向上させる効果がある。この効
果を奏するには、門0は0.10%以下、sbは0、1
0%以下、Crは0.10%以下の範囲で含有させる必
要がある。
定化させて、磁気特性を向上させる効果がある。この効
果を奏するには、門0は0.10%以下、sbは0、1
0%以下、Crは0.10%以下の範囲で含有させる必
要がある。
前記、鋼成分組成を含み、残部が鉄および不可避的不純
物からなる電磁鋼スラブ己よ、公知の方法で溶製され、
例えば連続鋳造により製造される。
物からなる電磁鋼スラブ己よ、公知の方法で溶製され、
例えば連続鋳造により製造される。
該スラブは公知の1280 ℃超の温度に加熱後、熱間
圧延される。熱間圧延の仕上圧延は仕上温度を900℃
以上として行なう。この温度が低いとインヒビターAI
Nの析出サイズが大きくなり、その作用がなくなるので
900 ℃以上とする。」−眼は特定の必要はないが、
スラブ加熱の経済性等がら1150℃とすることが望ま
しい。仕上熱間圧延終了後の冷却条件は重要であり、こ
の点については実験データを参照して述べる。
圧延される。熱間圧延の仕上圧延は仕上温度を900℃
以上として行なう。この温度が低いとインヒビターAI
Nの析出サイズが大きくなり、その作用がなくなるので
900 ℃以上とする。」−眼は特定の必要はないが、
スラブ加熱の経済性等がら1150℃とすることが望ま
しい。仕上熱間圧延終了後の冷却条件は重要であり、こ
の点については実験データを参照して述べる。
第1表に示ず鋼成分組成の電磁鋼スラブを供試材とし、
l 350 ”Cでスラブ加熱し、仕上温度1000℃
で熱間圧延した。
l 350 ”Cでスラブ加熱し、仕上温度1000℃
で熱間圧延した。
第 1 表
仕上熱間圧延終了後の冷却は、第2表に示すように冷却
速度を30〜50”C/秒に変え、巻取温度を300〜
600℃とし、巻取後の冷却は水冷または放冷(空冷)
とした。その後予備冷延し、インヒビター析出焼鈍を行
ない、続いて圧下率86%で冷間圧延し板厚0.17m
mとし840℃で脱炭焼鈍し、MgOを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し、1200″C×20時間の仕上焼鈍
を行なった。その鋼板について、磁束密度B、。と鉄f
f4 W 1qys。を測定し、その結果を第2表に一
緒に示す。
速度を30〜50”C/秒に変え、巻取温度を300〜
600℃とし、巻取後の冷却は水冷または放冷(空冷)
とした。その後予備冷延し、インヒビター析出焼鈍を行
ない、続いて圧下率86%で冷間圧延し板厚0.17m
mとし840℃で脱炭焼鈍し、MgOを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布し、1200″C×20時間の仕上焼鈍
を行なった。その鋼板について、磁束密度B、。と鉄f
f4 W 1qys。を測定し、その結果を第2表に一
緒に示す。
この結果にて認められる如く、仕上熱間圧延終了後に、
40℃/秒超で、急速冷却し、300〜500 ℃で低
温巻取すし、巻取後60分以内に短時間内に水冷したも
の(1−A 、 1−8 、1−C) は磁束密度B、
。、鉄損W、、、、。が優れている。また、このように
して得られた熱延板からインヒビター析出焼鈍後に1同
席間圧延により、本発明の目的とする薄手材が製造され
、製造コストの大幅な低下が図れる。このように磁気特
性が優れるのは、次のように考察される。即ち、仕上熱
間圧延後に急冷し、低温巻取すし、その後短時間内に巻
取コイルを水冷することにより、炭化物が粗大化するこ
となく、微細に析出した状態を維持し、一方この熱延板
段階では大きなサイズのA7Nの析出がなく、該熱延板
を予備冷延すると、微細炭化物が転位の移動を妨げ、熱
延板の伸延粒にも加工歪が多く蓄積され、次いで行なわ
れるインヒビター析出焼鈍で伸延粒は再結晶して細粒と
なり、併せてインヒビターは微細に分散析出される。こ
れによりその後、弾圧下冷間圧延し、脱炭焼鈍し、仕上
焼鈍を行なうときに、二次再結晶が完全に発現し、線状
細粒のない、磁気特性が優れた薄手材が得られる。
40℃/秒超で、急速冷却し、300〜500 ℃で低
温巻取すし、巻取後60分以内に短時間内に水冷したも
の(1−A 、 1−8 、1−C) は磁束密度B、
。、鉄損W、、、、。が優れている。また、このように
して得られた熱延板からインヒビター析出焼鈍後に1同
席間圧延により、本発明の目的とする薄手材が製造され
、製造コストの大幅な低下が図れる。このように磁気特
性が優れるのは、次のように考察される。即ち、仕上熱
間圧延後に急冷し、低温巻取すし、その後短時間内に巻
取コイルを水冷することにより、炭化物が粗大化するこ
となく、微細に析出した状態を維持し、一方この熱延板
段階では大きなサイズのA7Nの析出がなく、該熱延板
を予備冷延すると、微細炭化物が転位の移動を妨げ、熱
延板の伸延粒にも加工歪が多く蓄積され、次いで行なわ
れるインヒビター析出焼鈍で伸延粒は再結晶して細粒と
なり、併せてインヒビターは微細に分散析出される。こ
れによりその後、弾圧下冷間圧延し、脱炭焼鈍し、仕上
焼鈍を行なうときに、二次再結晶が完全に発現し、線状
細粒のない、磁気特性が優れた薄手材が得られる。
前述の条件を1つでも外れると磁気特性は劣化する。従
って、本発明では40℃/秒超の速度で仕上熱間圧延終
了後に冷却し、300℃以上500℃以下の温度で巻取
り、60分以内に水冷する。
って、本発明では40℃/秒超の速度で仕上熱間圧延終
了後に冷却し、300℃以上500℃以下の温度で巻取
り、60分以内に水冷する。
冷却されたコイルは予備冷延される。この圧下率は10
〜50%で行なうことが好ましい。次いでインヒビター
析出焼鈍が行なわれる。この焼鈍は1050〜1150
’cX30〜200秒に加熱し、その後20〜100℃
/秒で冷却することが好ましい。
〜50%で行なうことが好ましい。次いでインヒビター
析出焼鈍が行なわれる。この焼鈍は1050〜1150
’cX30〜200秒に加熱し、その後20〜100℃
/秒で冷却することが好ましい。
その後、最終冷延を行なうが、圧下率75%超92%以
下の弾圧下にて行なう。この圧下率が75%以下では磁
束密度が劣化し、一方、92%超では、二次再結晶が不
良化する。
下の弾圧下にて行なう。この圧下率が75%以下では磁
束密度が劣化し、一方、92%超では、二次再結晶が不
良化する。
最終冷延により、板厚は0.15〜0.23mmとする
が、0.23mm超では鉄損の低下作用が小さく、また
、本発明のような工程は必ずしも必要でない。
が、0.23mm超では鉄損の低下作用が小さく、また
、本発明のような工程は必ずしも必要でない。
一方、0.15mm未満でば二次再結晶が不安定となる
。
。
次いで、脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布して仕上焼鈍す
るが、これには公知の方法が採用される。
るが、これには公知の方法が採用される。
実施例について述べる。
第3表に示す電磁鋼スラブを用いて、第4表に示す条件
で熱間圧延し予備冷延し、インヒビター析出焼鈍し、最
終冷延圧下率を88%とし最終板厚0.20m111と
する冷間圧延を行なった。次いで、840℃で脱炭焼鈍
し、MgOを塗布し、1200℃X 20時間の仕上焼
鈍を行なった。その鋼板の磁束密度B I O+鉄損W
l?/、。を測定し、その結果も第4表に示す。
で熱間圧延し予備冷延し、インヒビター析出焼鈍し、最
終冷延圧下率を88%とし最終板厚0.20m111と
する冷間圧延を行なった。次いで、840℃で脱炭焼鈍
し、MgOを塗布し、1200℃X 20時間の仕上焼
鈍を行なった。その鋼板の磁束密度B I O+鉄損W
l?/、。を測定し、その結果も第4表に示す。
(発明の効果)
以上のように、本発明によると、インヒビター析出焼鈍
後は1回合間圧延によっても、線状細粒がなく、二次再
結晶が十分に発現し、磁気特性の優れた薄手方向性電磁
鋼板が得られる。
後は1回合間圧延によっても、線状細粒がなく、二次再
結晶が十分に発現し、磁気特性の優れた薄手方向性電磁
鋼板が得られる。
Claims (2)
- (1)重量%で、C:0.02〜0.10%、Si:2
.0〜4.0%、Mn:0.02〜0.10%、S:0
.01〜0.04%、sol.Al:0.010〜0.
065%、N:0.0030〜0.0100%、残部が
鉄および不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、熱間
圧延し、インヒビター析出焼鈍し、圧下率75超〜92
%の弾圧下最終冷延を含む冷間圧延をし、最終板厚0.
15〜0.23mmとし、脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗
布し、仕上焼鈍することからなる方向性電磁鋼板の製造
法において、仕上熱間圧延を900℃以上で終了後、4
0℃/秒超の冷却速度で冷却して300〜500℃の温
度で巻取り、該巻取コイルを60分以内に水冷し、予備
冷延し、インヒビター析出焼鈍することを特徴とする磁
気特性の優れた薄手方向性電磁鋼板の製造法。 - (2)重量%で、C:0.02〜0.10%、Si:2
.0〜4.0%、Mn:0.02〜0.10%、S:0
.01〜0.04%、sol.Al:0.010〜0.
065%、N:0.0030〜0.0100%、さらに
、Sn:0.03〜0.50%、Cu:0.08%以下
、Mo:0.10%以下、Sb:0.10%以下、Cr
:0.10%以下の1種または2種以上を含み、残部が
鉄および不可避的不純物からなる電磁鋼スラブを、熱間
圧延し、インヒビター析出焼鈍し、圧下率75超〜92
%の弾圧下最終冷延を含む冷間圧延をし最終板厚0.1
5〜0.23mmとし、脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布
し、仕上焼鈍することからなる方向性電磁鋼板の製造法
において、仕上熱間圧延を900℃以上で終了後、40
℃/秒超の冷却速度で冷却して300〜500℃の温度
で巻取り、該巻取コイルを60分以内に水冷し、予備冷
延し、インヒビター析出焼鈍することを特徴とする磁気
特性の優れた薄手方向性電磁鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP28609288A JPH02133525A (ja) | 1988-11-12 | 1988-11-12 | 磁気特性の優れた薄手方向性電磁鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP28609288A JPH02133525A (ja) | 1988-11-12 | 1988-11-12 | 磁気特性の優れた薄手方向性電磁鋼板の製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02133525A true JPH02133525A (ja) | 1990-05-22 |
Family
ID=17699835
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP28609288A Pending JPH02133525A (ja) | 1988-11-12 | 1988-11-12 | 磁気特性の優れた薄手方向性電磁鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02133525A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1993013236A1 (en) * | 1991-12-26 | 1993-07-08 | Pohang Iron & Steel Co., Ltd. | Process for manufacturing high magnetic flux density grain oriented electrical steel sheet having superior magnetic properties |
WO1998046802A1 (en) * | 1997-04-16 | 1998-10-22 | Acciai Speciali Terni S.P.A. | New process for the production of grain oriented electrical steel from thin slabs |
-
1988
- 1988-11-12 JP JP28609288A patent/JPH02133525A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1993013236A1 (en) * | 1991-12-26 | 1993-07-08 | Pohang Iron & Steel Co., Ltd. | Process for manufacturing high magnetic flux density grain oriented electrical steel sheet having superior magnetic properties |
WO1998046802A1 (en) * | 1997-04-16 | 1998-10-22 | Acciai Speciali Terni S.P.A. | New process for the production of grain oriented electrical steel from thin slabs |
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