JPH0372028A - 磁気特性の優れたFe―Cr系軟磁性材料の製造方法 - Google Patents
磁気特性の優れたFe―Cr系軟磁性材料の製造方法Info
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- JPH0372028A JPH0372028A JP1206741A JP20674189A JPH0372028A JP H0372028 A JPH0372028 A JP H0372028A JP 1206741 A JP1206741 A JP 1206741A JP 20674189 A JP20674189 A JP 20674189A JP H0372028 A JPH0372028 A JP H0372028A
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Landscapes
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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】
く産業上の利用分野〉
本発明は、腐食性環境で用いられる磁気シールド,変圧
器鉄芯,回転機鉄芯等に適した耐食性を有するFe −
Cr系軟磁性材料の製造方法に係わり、特にその磁気
特性の改善を図ったものである。
器鉄芯,回転機鉄芯等に適した耐食性を有するFe −
Cr系軟磁性材料の製造方法に係わり、特にその磁気
特性の改善を図ったものである。
〈従来の技術〉
Fe − Cr系軟磁性材料は、耐食性を有するため、
腐食性環境等で用いられる磁気シールド材,回転機鉄芯
等で利用されてきた.しかし、磁気特性が良好であると
はいえず、応用の範囲は限定されている。
腐食性環境等で用いられる磁気シールド材,回転機鉄芯
等で利用されてきた.しかし、磁気特性が良好であると
はいえず、応用の範囲は限定されている。
そこで従来、種々の磁気特性の改善方法が提案されてい
る.例えば、特開昭50−12592号公報の実施例に
は、1150゜Cで焼鈍後500〜450℃の範囲で徐
冷ずることにより最大透磁率5000〜5500を得て
いる例が示されている.また特開昭57−54252号
公報では、1050〜l250゜Cで焼鈍後、この焼鈍
温度から300゜C迄の範囲を100〜500℃/分で
冷却し、最大透磁率3000〜7000を得ている.さ
らに、特開昭50−78516号公報では、1100〜
1350℃の範囲で焼鈍し、300〜b その後室温迄空冷して、最大透磁率10.000以上を
得ている。しかしながらこの場合の焼鈍温度は実施例に
よれば1250℃以上で2時間の焼鈍を施すものであり
、工業的大量生産に適しているとはいえない。
る.例えば、特開昭50−12592号公報の実施例に
は、1150゜Cで焼鈍後500〜450℃の範囲で徐
冷ずることにより最大透磁率5000〜5500を得て
いる例が示されている.また特開昭57−54252号
公報では、1050〜l250゜Cで焼鈍後、この焼鈍
温度から300゜C迄の範囲を100〜500℃/分で
冷却し、最大透磁率3000〜7000を得ている.さ
らに、特開昭50−78516号公報では、1100〜
1350℃の範囲で焼鈍し、300〜b その後室温迄空冷して、最大透磁率10.000以上を
得ている。しかしながらこの場合の焼鈍温度は実施例に
よれば1250℃以上で2時間の焼鈍を施すものであり
、工業的大量生産に適しているとはいえない。
以上の従来例にみられる様に、Pe −Cr系合金にお
いて、様々な方法が試みられているが、工業的に安定し
て、最大透磁率10.000以上を得るに到っていない
。
いて、様々な方法が試みられているが、工業的に安定し
て、最大透磁率10.000以上を得るに到っていない
。
〈発明が解決しようとする課題〉
本発明の目的は、最大透磁率10.000以上を有する
61気特性の優れたFe −Cr系軟磁性材料を工業的
に安定して得ることのできる製造方法を提案することに
ある。
61気特性の優れたFe −Cr系軟磁性材料を工業的
に安定して得ることのできる製造方法を提案することに
ある。
〈課題を解決するための手段〉
本発明は、Crを10〜30w1%生成分として含有す
る耐食性に優れたFe −Cr系合金に熱延ならびに1
回以上の冷延と最終焼鈍を含む1回以上の焼鈍を施すこ
とからなるFe −Cr系軟磁性材料の製造方法におい
て、該最終焼鈍を施した後の冷却工程において、キュー
リー点から400℃の温度範囲内で50e以上の61場
を外部から印加することを特徴とする特許 法であり、望ましくは最終焼鈍後の冷却速度を0、1−
100゜C/winとしたものである。
る耐食性に優れたFe −Cr系合金に熱延ならびに1
回以上の冷延と最終焼鈍を含む1回以上の焼鈍を施すこ
とからなるFe −Cr系軟磁性材料の製造方法におい
て、該最終焼鈍を施した後の冷却工程において、キュー
リー点から400℃の温度範囲内で50e以上の61場
を外部から印加することを特徴とする特許 法であり、望ましくは最終焼鈍後の冷却速度を0、1−
100゜C/winとしたものである。
〈作用〉
前述したように、従来の製造方法においては、焼鈍温度
や冷却速度を変えて、最大透磁率の向上を図っているが
、いずれの場合も10,000以上を安定して得るに到
っていない.本発明者らは、Pe −Cr系合金におい
ては、800゜C付近の焼鈍で、非磁性のσ相が析出し
、また475”C付近の100時間以上の焼鈍で強磁性
相と非強磁性相への2相分離があることを考慮し、単な
る冷却速度の条件を変えるだけでは最大透釘1率の向上
を望めないとの観点より、最終焼鈍後の冷却過程におい
て、磁場を印加することに想到した。
や冷却速度を変えて、最大透磁率の向上を図っているが
、いずれの場合も10,000以上を安定して得るに到
っていない.本発明者らは、Pe −Cr系合金におい
ては、800゜C付近の焼鈍で、非磁性のσ相が析出し
、また475”C付近の100時間以上の焼鈍で強磁性
相と非強磁性相への2相分離があることを考慮し、単な
る冷却速度の条件を変えるだけでは最大透釘1率の向上
を望めないとの観点より、最終焼鈍後の冷却過程におい
て、磁場を印加することに想到した。
焼鈍後の冷却過程で外部磁場を印加することにより磁気
特性が改善される理由として、Fe − Cr系合金は
、固溶間隙が大きいので、外部磁場中での冷却過程で磁
場方向への異方的原子配列が起こることが考えられる。
特性が改善される理由として、Fe − Cr系合金は
、固溶間隙が大きいので、外部磁場中での冷却過程で磁
場方向への異方的原子配列が起こることが考えられる。
この異方的配列とは、Fe − Cr中の強磁性原子同
志であるFc − Peの対が、iffff同方向く、
非磁性原子同志のCr − Cr対が磁場垂直方向に多
く配列するものである.その結果、Fe −Peの対の
多い方向への磁化がし易くなり、最大透fil率が向上
するものと考えられる。
志であるFc − Peの対が、iffff同方向く、
非磁性原子同志のCr − Cr対が磁場垂直方向に多
く配列するものである.その結果、Fe −Peの対の
多い方向への磁化がし易くなり、最大透fil率が向上
するものと考えられる。
以下本発明についての具体的構成について説明する。
真空溶解して作製した13%Cr, 1%Si, 0
.7%^l残部Feの組成を有する50kgの鋼塊を1
300″Cで加熱したのち、熱間圧延を施して、3.0
m厚の仮とした.この仮に対して、900゜Cで5分間
の焼鈍を行ってノルマライジングしたのち、60%の冷
間圧延を行って、1.2mm厚の冷延板を作製した.最
終焼鈍を1000℃で5分間施し、冷却過程において、
750℃以下で、100eの磁場を加え冷却速度を変え
て400℃まで徐冷した.なお、外部印加磁場方向は、
圧延方向に一致している。
.7%^l残部Feの組成を有する50kgの鋼塊を1
300″Cで加熱したのち、熱間圧延を施して、3.0
m厚の仮とした.この仮に対して、900゜Cで5分間
の焼鈍を行ってノルマライジングしたのち、60%の冷
間圧延を行って、1.2mm厚の冷延板を作製した.最
終焼鈍を1000℃で5分間施し、冷却過程において、
750℃以下で、100eの磁場を加え冷却速度を変え
て400℃まで徐冷した.なお、外部印加磁場方向は、
圧延方向に一致している。
その結果を第1図に示す.冷却速度の減少と共に、最大
透磁率は、増大の傾向を示す.ただし無磁場中での冷却
の場合、最大透磁率は高々10, 000であるが、1
00eの磁場を印加した場合には、冷却速度100℃/
IIin付近から10,000以上を示し、特にlO゜
C/sin以下では15, 000以上を示している。
透磁率は、増大の傾向を示す.ただし無磁場中での冷却
の場合、最大透磁率は高々10, 000であるが、1
00eの磁場を印加した場合には、冷却速度100℃/
IIin付近から10,000以上を示し、特にlO゜
C/sin以下では15, 000以上を示している。
次に第2図に、上記した同一試料について、最大透磁率
に及ぼす冷却過程での印加磁場強度の影響について調べ
た結果を示す.外部印加磁場の強さの増加に伴って最大
透磁率は増大ずる.特に冷却速度が100゜C/IIl
in以下であると、50e以上の強さで最大透磁率10
.000以上を得ることができることが分った.二のこ
とにより、外部印加磁場の強さは50e以上必要である
.50eに満たないと最大透磁率10,000以上を安
定して得るに到っていない.これは、50e以上の磁場
強度によって始めて、冷却中の原子配列が影響を受ける
ためである.また上限を特に設けなかった理由は以下に
よる.即ち外部印加磁場強度を増大させると最大透磁率
はある強さ以上では緩慢になるが、わずかに増加がみと
められるからである。
に及ぼす冷却過程での印加磁場強度の影響について調べ
た結果を示す.外部印加磁場の強さの増加に伴って最大
透磁率は増大ずる.特に冷却速度が100゜C/IIl
in以下であると、50e以上の強さで最大透磁率10
.000以上を得ることができることが分った.二のこ
とにより、外部印加磁場の強さは50e以上必要である
.50eに満たないと最大透磁率10,000以上を安
定して得るに到っていない.これは、50e以上の磁場
強度によって始めて、冷却中の原子配列が影響を受ける
ためである.また上限を特に設けなかった理由は以下に
よる.即ち外部印加磁場強度を増大させると最大透磁率
はある強さ以上では緩慢になるが、わずかに増加がみと
められるからである。
次に、本発明に於ける冷却過程で外部磁場を印加する温
度範囲は、少くともキューリー点以下400°C以上と
する1強磁性体を含める合金の冷却過程に於ては、原子
の拡散はこの合金系のエネルギーが低くなるように任意
に配列する0強磁性体では外部磁場を印加した場合にキ
ューリー点以下の温度では磁化されるため、エネルギー
は磁場印加しない場合に比べて高い状態になる。このエ
ネルギー状態を下げるためには、磁場方向に依存した原
子配列を取ることになる。すなわち、この合金系の場合
には、Fe −Feの強磁性原子の対が411場方向に
多く配列する。キューリー点以上であると強磁性は失わ
れて、外部Li2場を印加しても磁化されないためFe
−Fe対は磁場方向に配列せず非磁性合金と同様の原
子配列を示す、したがって、磁場印加によって磁場方向
に依存したFe −Fe原子対配列を取るために、キュ
ーリー点以下で強磁性体は磁化される必要がある。しか
しながら、キューリー点以上から磁場を印加しておくの
はいっこうに差し支えなく、ただ釘1場焼鈍効果が現れ
るのは、キューリー点以下である事に代わりはなく、キ
ューリー点以上で印加した磁場エネルギーが経済的ロス
に成るに過ぎない、また、拡散による原子配列は熱活性
過程なので温度が400°Cより低すぎると長時間を必
要とすることになり、また成分によっては475°C付
近で脆性が劣化する。但しこの脆性は、成分によっては
475℃で100時間以上の保持によって顕在化するが
、400℃程度でも本発明の冷却時間に要する範囲では
、脆性は劣化していない、キューリー点度は、後述する
ように主成分lO〜30%Crの成分範囲では750〜
580°Cの範囲にある。
度範囲は、少くともキューリー点以下400°C以上と
する1強磁性体を含める合金の冷却過程に於ては、原子
の拡散はこの合金系のエネルギーが低くなるように任意
に配列する0強磁性体では外部磁場を印加した場合にキ
ューリー点以下の温度では磁化されるため、エネルギー
は磁場印加しない場合に比べて高い状態になる。このエ
ネルギー状態を下げるためには、磁場方向に依存した原
子配列を取ることになる。すなわち、この合金系の場合
には、Fe −Feの強磁性原子の対が411場方向に
多く配列する。キューリー点以上であると強磁性は失わ
れて、外部Li2場を印加しても磁化されないためFe
−Fe対は磁場方向に配列せず非磁性合金と同様の原
子配列を示す、したがって、磁場印加によって磁場方向
に依存したFe −Fe原子対配列を取るために、キュ
ーリー点以下で強磁性体は磁化される必要がある。しか
しながら、キューリー点以上から磁場を印加しておくの
はいっこうに差し支えなく、ただ釘1場焼鈍効果が現れ
るのは、キューリー点以下である事に代わりはなく、キ
ューリー点以上で印加した磁場エネルギーが経済的ロス
に成るに過ぎない、また、拡散による原子配列は熱活性
過程なので温度が400°Cより低すぎると長時間を必
要とすることになり、また成分によっては475°C付
近で脆性が劣化する。但しこの脆性は、成分によっては
475℃で100時間以上の保持によって顕在化するが
、400℃程度でも本発明の冷却時間に要する範囲では
、脆性は劣化していない、キューリー点度は、後述する
ように主成分lO〜30%Crの成分範囲では750〜
580°Cの範囲にある。
また本発明では、最終焼鈍後の冷却速度は0.1〜lO
O°C/l1inが望ましい。
O°C/l1inが望ましい。
冷却速度が100°(/sinより大きいと、磁場を加
えたことによる最大透磁率向上の効果はみとめられても
、10,000以上を安定して得るに到っていないから
である。また、冷却速度が0.l″(/winより遅い
と、500〜450℃付近の滞留時間が増大し、2相分
離により、最大透磁率が低下するのでio、oo。
えたことによる最大透磁率向上の効果はみとめられても
、10,000以上を安定して得るに到っていないから
である。また、冷却速度が0.l″(/winより遅い
と、500〜450℃付近の滞留時間が増大し、2相分
離により、最大透磁率が低下するのでio、oo。
を安定して得られない、また、本発明では冷却速度を制
御するかわりに、キューリー点以下400°Cの範囲の
任意の温度において外部磁場を加えながら保持すること
も、本発明の効果を十分に発揮するもので有り、工場生
産設備の種類によっては、有効といえる。
御するかわりに、キューリー点以下400°Cの範囲の
任意の温度において外部磁場を加えながら保持すること
も、本発明の効果を十分に発揮するもので有り、工場生
産設備の種類によっては、有効といえる。
次に本発明に於けるFe−Cr系合金の主成分はC「が
10〜30%の範囲とする。この合金系合金に於いて1
3%C「以上が耐食性を示すといわれ、またこの成分以
下ではT−α変態を惹起して、磁気特性。
10〜30%の範囲とする。この合金系合金に於いて1
3%C「以上が耐食性を示すといわれ、またこの成分以
下ではT−α変態を惹起して、磁気特性。
耐食性共に劣化するとされている。しかしながら、IO
%Cr程度までは、副成分となる元素例えば、^1..
Si、 Ti、 Zr、 Mo、 V、 Nb+ T
a+ Sr+ WなどのI Jffi以上を数%以下添
加することでγ−α変態を抑制できて磁気特性、耐食性
を向上できる。 Crが30%以上になると飽和磁束密
度が著しく低下して、透磁率が減少して磁気特性は劣化
する。
%Cr程度までは、副成分となる元素例えば、^1..
Si、 Ti、 Zr、 Mo、 V、 Nb+ T
a+ Sr+ WなどのI Jffi以上を数%以下添
加することでγ−α変態を抑制できて磁気特性、耐食性
を向上できる。 Crが30%以上になると飽和磁束密
度が著しく低下して、透磁率が減少して磁気特性は劣化
する。
〈実施例〉
実施例1
真空溶解によって、50kgの鋼塊を作製した。&[I
成は13.5%Cr、1.2%Si、0.6%^lを主
成分とし、残部は実質的にFeからなるものである。こ
の鋼塊を1280℃で加熱したのち熱間圧延を施して、
3.0鴎厚の板とした。この板に対して、900°Cで
5分間のノルマライジング処理を施した後冷間圧延を行
って、1.2+m厚とした。この板に1000′CX
S分間の焼鈍を施したのちさらに冷間圧延を施して、0
.5mmF¥の最終仕上板とした。これに対して、l0
00℃で4分間焼鈍したのち、50°(:/sinに冷
却速度を制御nシ、720°Cから400°C迄200
eの外部磁場を印加した。因みにこの材料のキューリー
点は、710 ℃である。このときに、外部磁場を印加
しない場合を比較材とした。その結果を第1表に併せて
示す。
成は13.5%Cr、1.2%Si、0.6%^lを主
成分とし、残部は実質的にFeからなるものである。こ
の鋼塊を1280℃で加熱したのち熱間圧延を施して、
3.0鴎厚の板とした。この板に対して、900°Cで
5分間のノルマライジング処理を施した後冷間圧延を行
って、1.2+m厚とした。この板に1000′CX
S分間の焼鈍を施したのちさらに冷間圧延を施して、0
.5mmF¥の最終仕上板とした。これに対して、l0
00℃で4分間焼鈍したのち、50°(:/sinに冷
却速度を制御nシ、720°Cから400°C迄200
eの外部磁場を印加した。因みにこの材料のキューリー
点は、710 ℃である。このときに、外部磁場を印加
しない場合を比較材とした。その結果を第1表に併せて
示す。
尚、耐食性調査のためJIS規格の35℃8時間の塩水
噴霧試験を行った結果、目に見える錆は発生しなかった
。
噴霧試験を行った結果、目に見える錆は発生しなかった
。
*W10150は、周波数50Hzで磁束密度Bを1.
0T磁化したときの鉄損を意味する。
0T磁化したときの鉄損を意味する。
実施例2
16%Cr、1.0%Si、0.4%八へを主成分とし
、残部はFeよりなる組成の50kg真空溶解材を作製
し、1300°Cで加熱したのち熱間圧延を施して、3
.0凪厚の板とした。この仮に対して、950°Cで5
分間焼鈍したのち、1.0ms厚まで冷間圧延した。こ
れらについて、ttoo°CX2分間焼鈍したのち、冷
却し、750°Cから400°Cまで200eの外部磁
場を印加し1.0”[/+winで制御冷却した後室温
まで通常の冷却を行った。制御冷却を施さなかった場合
を比較材として、第2表に結果を併記した。因みにこの
月ス:1のキューリー点は690°Cである。
、残部はFeよりなる組成の50kg真空溶解材を作製
し、1300°Cで加熱したのち熱間圧延を施して、3
.0凪厚の板とした。この仮に対して、950°Cで5
分間焼鈍したのち、1.0ms厚まで冷間圧延した。こ
れらについて、ttoo°CX2分間焼鈍したのち、冷
却し、750°Cから400°Cまで200eの外部磁
場を印加し1.0”[/+winで制御冷却した後室温
まで通常の冷却を行った。制御冷却を施さなかった場合
を比較材として、第2表に結果を併記した。因みにこの
月ス:1のキューリー点は690°Cである。
尚、耐食性調査のためJIS規格の35°C8時間の塩
水噴霧試験を行った結果、目に見える詩は発生しなかっ
た。
水噴霧試験を行った結果、目に見える詩は発生しなかっ
た。
*W10150は、周波数50Hzで磁束密度Bを1.
0T磁化したときの鉄損を意味する。
0T磁化したときの鉄損を意味する。
実施例3
第3表に示す成分を有する50kg真空溶解材を作製し
、1300°Cで加熱した後熱間圧延を加えて、4.0
−の板厚とした。これらの熱延板に対して、980°C
で3分間加熱し、室温まで冷却した後、1.2nrn+
厚迄冷間圧延した。この板に対して980°Cで更に3
分間の加熱を行い室温にした後、また冷間圧延を施し最
終板厚を0.5鮒とした。これらの最終冷延板に対して
1080°Cで3分間焼鈍した後、この温度から各成分
に応じたキューリー温度付近まで冷却し、その温度から
5〜2000eの外部石11場を印加して冷却速度を変
えて600〜400°C迄冷却した後、印加磁場をゼロ
にして空冷した。この時の印加磁場強度、冷却速度1M
i場印加印加温囲が最大透磁率に及ぼす影響に付いて塩
水噴n試験結果と共に、第3表に併記する。
、1300°Cで加熱した後熱間圧延を加えて、4.0
−の板厚とした。これらの熱延板に対して、980°C
で3分間加熱し、室温まで冷却した後、1.2nrn+
厚迄冷間圧延した。この板に対して980°Cで更に3
分間の加熱を行い室温にした後、また冷間圧延を施し最
終板厚を0.5鮒とした。これらの最終冷延板に対して
1080°Cで3分間焼鈍した後、この温度から各成分
に応じたキューリー温度付近まで冷却し、その温度から
5〜2000eの外部石11場を印加して冷却速度を変
えて600〜400°C迄冷却した後、印加磁場をゼロ
にして空冷した。この時の印加磁場強度、冷却速度1M
i場印加印加温囲が最大透磁率に及ぼす影響に付いて塩
水噴n試験結果と共に、第3表に併記する。
〈発明の効果〉
本発明により、高透何l率を示す耐食性軟磁性材を工業
的生産方法によって安定して製造できるようになった。
的生産方法によって安定して製造できるようになった。
また、本発明は従来透磁率が低かったために限定されて
いたFe−Cr系軟磁性材料の利用分野を拡大するもの
であり、その産業上の効果は大きい。
いたFe−Cr系軟磁性材料の利用分野を拡大するもの
であり、その産業上の効果は大きい。
第1図は最大透磁率と冷却速度の関係を示すグラフ、第
2図は最大透+(i率と印力旧sI場の強さの関係を示
すグラフである。 ×103 特許出廟人 川崎製鉄株式会社 (”(/min)
2図は最大透+(i率と印力旧sI場の強さの関係を示
すグラフである。 ×103 特許出廟人 川崎製鉄株式会社 (”(/min)
Claims (2)
- 1. Crを10〜30wt%主成分として含有する耐
食性に優れたFe−Cr系合金に熱延ならびに1回以上
の冷延と最終焼鈍を含む1回以上の焼鈍を施すことから
なるFe−Cr系軟磁性材料の製造方法において、該最
終焼鈍を施した後の冷却工程において、キューリー点か
ら400℃の温度範囲内で50e以上の磁場を外部から
印加することを特徴とする磁気特性の優れたFe−Cr
系軟磁性材料の製造方法。 - 2. 最終焼鈍後の冷却速度を0.1〜100℃/mi
nとしたことを特徴とする請求項1記載の磁気特性の優
れたFe−Cr系軟磁性材料の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1206741A JPH0372028A (ja) | 1989-08-11 | 1989-08-11 | 磁気特性の優れたFe―Cr系軟磁性材料の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1206741A JPH0372028A (ja) | 1989-08-11 | 1989-08-11 | 磁気特性の優れたFe―Cr系軟磁性材料の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0372028A true JPH0372028A (ja) | 1991-03-27 |
Family
ID=16528335
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1206741A Pending JPH0372028A (ja) | 1989-08-11 | 1989-08-11 | 磁気特性の優れたFe―Cr系軟磁性材料の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0372028A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5411605A (en) * | 1991-10-14 | 1995-05-02 | Nkk Corporation | Soft magnetic steel material having excellent DC magnetization properties and corrosion resistance and a method of manufacturing the same |
-
1989
- 1989-08-11 JP JP1206741A patent/JPH0372028A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5411605A (en) * | 1991-10-14 | 1995-05-02 | Nkk Corporation | Soft magnetic steel material having excellent DC magnetization properties and corrosion resistance and a method of manufacturing the same |
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