JPH042645B2 - - Google Patents
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- JPH042645B2 JPH042645B2 JP21468885A JP21468885A JPH042645B2 JP H042645 B2 JPH042645 B2 JP H042645B2 JP 21468885 A JP21468885 A JP 21468885A JP 21468885 A JP21468885 A JP 21468885A JP H042645 B2 JPH042645 B2 JP H042645B2
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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
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は直流磁化特性に極めて優れた熱延電磁
軟鉄板の製造方法に関する。 （従来の技術とその問題点） 直流磁化特性に優れた電磁軟鉄板や熱延薄鋼板
は電気機器のコアやリレー等に汎用され、JISに
規格化されている。 この電磁軟鉄板は、一般に工業用純鉄を製鋼−
熱延するかもしくはさらに冷延焼鈍し、得られた
素板に所定の形状に打抜き等の加工を施した後、
適切な焼鈍を行つて使用に供される。 電磁軟鉄板における磁気特性を左右する最も重
要な因子は材料の純度であるが、組織因子として
粒度も磁気特性を支配することはよく知られてお
り、従つて、最終焼鈍でできるだけ粗粒化し得る
焼鈍条件が必要である。 しかしながら、従来では熱延組織と最終焼鈍に
よる粗粒化は別個の挙動と考えられ、特に熱延組
織すなわち熱延法までさかのぼつた組織制御法が
なかつた。そのため、直流磁化特性の向上には限
度があり、斯界の要望に答えることができなかつ
た。 （問題点を解決するための手段） 本発明は上記した実情から研究を重ねて創案さ
れたもので、その目的とするところは、高度の直
流磁気特性をもつ電磁軟鉄板を容易かつ合理的に
製造できる方法を提供することにある。 この目的を達成するため、本発明は、成分純度
の規定に加え熱延条件を適正化することにより熱
延組織を制御し、熱延ままあるいは最終焼鈍にお
いて低温短時間で容易に粗粒化して所期する直流
磁気特性が発揮されるようにしたものである。 すなわち、本発明はＣ：50ppm以下、Si、Mn、
Ｐ、Ｓ、Cr、Ni、Tiの総量が150ppm以下、Ｎ、
Ｏは各々40ppm以下、Al：100ppm以下からなる
純鉄を熱間圧延するにあたり、熱間仕上り温度を
800〜850℃、900℃以下の合計圧下率を５〜20％、
巻取り温度を700〜800℃とすることを特徴とする
ものである。 以下本発明を具体的に説明する。 まず本発明は、特定の成分純度の純鉄を用い
る。 純鉄の成分を規定したのは、純鉄の直流磁気特
性とくに最大透磁率（μｍ）や保持力（Hc）が
本質的に成分純度に依存し、本発明での目標値μ
ｍ800以上、Hc0.5以下を最終焼鈍なしの熱延ま
までも満足させるためである。 Ｃはパーライトや炭化物を形成しなければ磁気
特性にそれほど悪影響を及ぼさないが、50ppmを
越えると粒成長性を著しく害するようになり、粒
粗大化による磁気特性の向上を期待できないの
で、50ppmを上限とした。 Ｎは固溶状態にあれば磁気特性上それほど問題
にならないが、熱延や焼鈍後に後述するAlと
AlNを形成し、このAlN析出物が有害なため、
本発明の目標が達成される範囲で上限を40ppmと
した。 一方、ＯはAl2O3形成を通じてとくに磁気特性
を害するので、問題のない範囲で上限を40ppmと
した。 Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Cr、Ni、Ti等は置換型固溶
状態で磁気特性を劣化させるが、とくにその総量
が問題となる。 第１図は、上記成分の総量と磁気特性の関係を
示す。このデータは成分純度の異なる2.0mm厚の
熱延酸洗板から内径33mm、外径45mmのリングを打
抜き、ASTM組織粒＃４以上（約80μｍ以上）と
なる歪取り焼鈍を兼ねた粗粒化焼鈍を施して、磁
気特性に及ぼす純度の影響をみたものである。な
お、いずれの材料もＣは約30ppm、Ｎ約30ppm、
Ｏ約35ppm、Al約80ppmであつた。 この第１図から明らかなように、上記成分の総
和が150ppmを境にして、これ以下でμｍ、Hcが
著しく向上している。そこで、本発明はSi、Mn、
Ｐ、Ｓ、Cr、Ni、Tiの総量を150ppm以下に限定
したのである。 AlはＯとAl2O3を形成し磁気特性を劣化させる
ので上限を100ppmとした。一方、下限は少ない
方がよいので特に限定はないが、脱酸剤として最
も効果的に働く元素であることから、実用的には
Alキルド材として有効な50ppm以上が好ましい
範囲である。 次に本発明は上記成分の純鉄を熱間仕上り温
度：800〜850℃、900℃以下の合計圧下率：５〜
20％、巻取り温度：700〜800℃の条件で熱間圧延
する。 このように熱間圧延条件を規定したのは、熱間
圧延を本質的にAr3変態後のフエライト域で仕上
げ、しかもこのフエライトでの合計加工量を適切
に採り、その後の巻取り徐冷過程（通常の巻取り
による徐冷効果を意味し、即巻戻し急冷を実施し
ない限りすべて含む）で再結晶・粒成長させ、し
かもその後焼鈍が付加されると著しく粒成長が生
じるような粒配向段階に熱延組織を制御しておく
ことが、著しい直流磁気特性向上のポイントだか
らである。そのため、本発明者は、本発明のねら
いとする高純度鉄（Ar3変態点約900℃）の熱延
粗粒化に対する圧延温度と圧下率の影響を広範に
検討を加え、上記条件を見出したのである。 第２図は本発明の規定成分鋼（Ｃ：36ppm、Si
＋Mn＋Ｐ＋Ｓ＋Cu＋Ni＋Cr＋Ti：103ppm、
Ｎ：31ppm、Ｏ：37ppm、Al：85ppm）を用い、
1150℃加熱後、900℃まで75％の熱間圧延を行つ
た後、900℃以下において２パスで温度と合計圧
下率を変えて2.5mm厚に仕上げ、700℃で巻取つた
ときの熱延粒度との関係を示す。○内の数字は粒
直径（μｍ）である。 この第２図から明らかなように、熱延粒径は
800〜850℃の温度範囲で５〜20％の圧下率のとき
に再結晶による粒成長で約150μｍ以上となる。
それ故、その後焼鈍が付加されると、たとえば
850℃で焼鈍でさらに粒成長し、熱延ままでの磁
気特性はもとより、粗粒化によりさらに高度の磁
気特性が得られることが明らかである。 圧下率が少ないと再結晶せず、また圧下率が大
きすぎると逆に再結晶により細粒化が進みすぎ、
いずれも磁気特性としては十分でない。従つて合
計圧下率は５〜20％とすべきである。 また、熱延仕上り温度が高すぎると加工に導入
される再結晶後の異常粒成長のためのエネルギー
が小さすぎて粗粒化せず、逆に低温では加工エネ
ルギーが大きすぎて細粒化してしまい、いずれの
場合も適正な組織制御ができない。従つて、800
〜850℃が適正条件である。 巻取り温度は再結晶とその後の粒成長を生じさ
せる限界条件を与えるもので、700〜800℃に採る
ことによつてのみ異常粒成長による熱延粒粗大化
とその後焼鈍が与えられた際に一層粒成長が促進
するための下地組織を形成できる。700℃より低
温では再結晶が進行しない。一方、800℃を越え
ての高温は粒成長は起すものの、むしろ正常粒成
長となり、本発明の場合よりも整粒であるが、平
均粒度的には細粒となつてやはり満足すべき組織
ではない。特にこの組織は正常粒成長のため、そ
の後の焼鈍付加では粒成長が容易に進まず、粗粒
化するには1200℃以上の高温焼鈍とその後の徐冷
が必要となる。さらに、いたずらな高温巻取りは
スケールの発生を促し、酸洗後の表面性状の劣化
や歩留低下を招くため実用的でない。以上の理由
から巻取り温度を700〜800℃としたのである。 なお、上記熱間圧延条件を満足する限り、この
工程の態様は通常の熱間圧延のほか、熱片の加熱
熱延、熱片スラブ直圧、ストリツプキヤスター、
軽熱間圧延などを採用し得ることは勿論である。 また、熱間圧延後の最終焼鈍を付加する場合、
焼鈍温度600〜900℃（Ac1変態点）程度でも大き
な効果が得られる。600℃は打抜き、形状矯正、
寸法精度向上のための冷間圧延加工の影響を除去
できる。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 実施例 １ 各種成分純度を有する純鉄を900℃以下、合計
圧下率18％、820℃で仕上げ、750℃で巻取つた。
熱延酸洗後JIS規格の方法に従つて直流磁気特性
を調べた。また、熱延板にさらに850℃×30min
の焼鈍を施し、同様に直流磁気特性をみた。それ
らの結果を下記第１表に示す。
軟鉄板の製造方法に関する。 （従来の技術とその問題点） 直流磁化特性に優れた電磁軟鉄板や熱延薄鋼板
は電気機器のコアやリレー等に汎用され、JISに
規格化されている。 この電磁軟鉄板は、一般に工業用純鉄を製鋼−
熱延するかもしくはさらに冷延焼鈍し、得られた
素板に所定の形状に打抜き等の加工を施した後、
適切な焼鈍を行つて使用に供される。 電磁軟鉄板における磁気特性を左右する最も重
要な因子は材料の純度であるが、組織因子として
粒度も磁気特性を支配することはよく知られてお
り、従つて、最終焼鈍でできるだけ粗粒化し得る
焼鈍条件が必要である。 しかしながら、従来では熱延組織と最終焼鈍に
よる粗粒化は別個の挙動と考えられ、特に熱延組
織すなわち熱延法までさかのぼつた組織制御法が
なかつた。そのため、直流磁化特性の向上には限
度があり、斯界の要望に答えることができなかつ
た。 （問題点を解決するための手段） 本発明は上記した実情から研究を重ねて創案さ
れたもので、その目的とするところは、高度の直
流磁気特性をもつ電磁軟鉄板を容易かつ合理的に
製造できる方法を提供することにある。 この目的を達成するため、本発明は、成分純度
の規定に加え熱延条件を適正化することにより熱
延組織を制御し、熱延ままあるいは最終焼鈍にお
いて低温短時間で容易に粗粒化して所期する直流
磁気特性が発揮されるようにしたものである。 すなわち、本発明はＣ：50ppm以下、Si、Mn、
Ｐ、Ｓ、Cr、Ni、Tiの総量が150ppm以下、Ｎ、
Ｏは各々40ppm以下、Al：100ppm以下からなる
純鉄を熱間圧延するにあたり、熱間仕上り温度を
800〜850℃、900℃以下の合計圧下率を５〜20％、
巻取り温度を700〜800℃とすることを特徴とする
ものである。 以下本発明を具体的に説明する。 まず本発明は、特定の成分純度の純鉄を用い
る。 純鉄の成分を規定したのは、純鉄の直流磁気特
性とくに最大透磁率（μｍ）や保持力（Hc）が
本質的に成分純度に依存し、本発明での目標値μ
ｍ800以上、Hc0.5以下を最終焼鈍なしの熱延ま
までも満足させるためである。 Ｃはパーライトや炭化物を形成しなければ磁気
特性にそれほど悪影響を及ぼさないが、50ppmを
越えると粒成長性を著しく害するようになり、粒
粗大化による磁気特性の向上を期待できないの
で、50ppmを上限とした。 Ｎは固溶状態にあれば磁気特性上それほど問題
にならないが、熱延や焼鈍後に後述するAlと
AlNを形成し、このAlN析出物が有害なため、
本発明の目標が達成される範囲で上限を40ppmと
した。 一方、ＯはAl2O3形成を通じてとくに磁気特性
を害するので、問題のない範囲で上限を40ppmと
した。 Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Cr、Ni、Ti等は置換型固溶
状態で磁気特性を劣化させるが、とくにその総量
が問題となる。 第１図は、上記成分の総量と磁気特性の関係を
示す。このデータは成分純度の異なる2.0mm厚の
熱延酸洗板から内径33mm、外径45mmのリングを打
抜き、ASTM組織粒＃４以上（約80μｍ以上）と
なる歪取り焼鈍を兼ねた粗粒化焼鈍を施して、磁
気特性に及ぼす純度の影響をみたものである。な
お、いずれの材料もＣは約30ppm、Ｎ約30ppm、
Ｏ約35ppm、Al約80ppmであつた。 この第１図から明らかなように、上記成分の総
和が150ppmを境にして、これ以下でμｍ、Hcが
著しく向上している。そこで、本発明はSi、Mn、
Ｐ、Ｓ、Cr、Ni、Tiの総量を150ppm以下に限定
したのである。 AlはＯとAl2O3を形成し磁気特性を劣化させる
ので上限を100ppmとした。一方、下限は少ない
方がよいので特に限定はないが、脱酸剤として最
も効果的に働く元素であることから、実用的には
Alキルド材として有効な50ppm以上が好ましい
範囲である。 次に本発明は上記成分の純鉄を熱間仕上り温
度：800〜850℃、900℃以下の合計圧下率：５〜
20％、巻取り温度：700〜800℃の条件で熱間圧延
する。 このように熱間圧延条件を規定したのは、熱間
圧延を本質的にAr3変態後のフエライト域で仕上
げ、しかもこのフエライトでの合計加工量を適切
に採り、その後の巻取り徐冷過程（通常の巻取り
による徐冷効果を意味し、即巻戻し急冷を実施し
ない限りすべて含む）で再結晶・粒成長させ、し
かもその後焼鈍が付加されると著しく粒成長が生
じるような粒配向段階に熱延組織を制御しておく
ことが、著しい直流磁気特性向上のポイントだか
らである。そのため、本発明者は、本発明のねら
いとする高純度鉄（Ar3変態点約900℃）の熱延
粗粒化に対する圧延温度と圧下率の影響を広範に
検討を加え、上記条件を見出したのである。 第２図は本発明の規定成分鋼（Ｃ：36ppm、Si
＋Mn＋Ｐ＋Ｓ＋Cu＋Ni＋Cr＋Ti：103ppm、
Ｎ：31ppm、Ｏ：37ppm、Al：85ppm）を用い、
1150℃加熱後、900℃まで75％の熱間圧延を行つ
た後、900℃以下において２パスで温度と合計圧
下率を変えて2.5mm厚に仕上げ、700℃で巻取つた
ときの熱延粒度との関係を示す。○内の数字は粒
直径（μｍ）である。 この第２図から明らかなように、熱延粒径は
800〜850℃の温度範囲で５〜20％の圧下率のとき
に再結晶による粒成長で約150μｍ以上となる。
それ故、その後焼鈍が付加されると、たとえば
850℃で焼鈍でさらに粒成長し、熱延ままでの磁
気特性はもとより、粗粒化によりさらに高度の磁
気特性が得られることが明らかである。 圧下率が少ないと再結晶せず、また圧下率が大
きすぎると逆に再結晶により細粒化が進みすぎ、
いずれも磁気特性としては十分でない。従つて合
計圧下率は５〜20％とすべきである。 また、熱延仕上り温度が高すぎると加工に導入
される再結晶後の異常粒成長のためのエネルギー
が小さすぎて粗粒化せず、逆に低温では加工エネ
ルギーが大きすぎて細粒化してしまい、いずれの
場合も適正な組織制御ができない。従つて、800
〜850℃が適正条件である。 巻取り温度は再結晶とその後の粒成長を生じさ
せる限界条件を与えるもので、700〜800℃に採る
ことによつてのみ異常粒成長による熱延粒粗大化
とその後焼鈍が与えられた際に一層粒成長が促進
するための下地組織を形成できる。700℃より低
温では再結晶が進行しない。一方、800℃を越え
ての高温は粒成長は起すものの、むしろ正常粒成
長となり、本発明の場合よりも整粒であるが、平
均粒度的には細粒となつてやはり満足すべき組織
ではない。特にこの組織は正常粒成長のため、そ
の後の焼鈍付加では粒成長が容易に進まず、粗粒
化するには1200℃以上の高温焼鈍とその後の徐冷
が必要となる。さらに、いたずらな高温巻取りは
スケールの発生を促し、酸洗後の表面性状の劣化
や歩留低下を招くため実用的でない。以上の理由
から巻取り温度を700〜800℃としたのである。 なお、上記熱間圧延条件を満足する限り、この
工程の態様は通常の熱間圧延のほか、熱片の加熱
熱延、熱片スラブ直圧、ストリツプキヤスター、
軽熱間圧延などを採用し得ることは勿論である。 また、熱間圧延後の最終焼鈍を付加する場合、
焼鈍温度600〜900℃（Ac1変態点）程度でも大き
な効果が得られる。600℃は打抜き、形状矯正、
寸法精度向上のための冷間圧延加工の影響を除去
できる。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 実施例 １ 各種成分純度を有する純鉄を900℃以下、合計
圧下率18％、820℃で仕上げ、750℃で巻取つた。
熱延酸洗後JIS規格の方法に従つて直流磁気特性
を調べた。また、熱延板にさらに850℃×30min
の焼鈍を施し、同様に直流磁気特性をみた。それ
らの結果を下記第１表に示す。
【表】
【表】
材料１は通常の工業用純鉄のAlキルド鋼であ
り、Alレベルが高い。このため熱延材は本発明
規定の熱延条件でも粗粒化していない。磁気特性
も良くなく、後焼鈍してもAl2O3形成のために粗
粒化せず、磁気特性も満足できない。焼鈍温度を
上げ、1200℃の焼鈍を行つても、粒径は80〜90μ
ｍ程度しか得られない。 材料２及び３はいずれも本発明規定内の成分純
度を有しており、熱延ままでμｍ10000以上、
Hc0.5以下の優れた磁気特性を示し、さらに焼鈍
すれば850℃の低温焼鈍でも著しく粗粒化し、成
分高純度とあいまち、μｍが約20000以上、
Hc0.3以下とFeでは類のないすぐれた直流磁気特
性が示されている。 材料４はAl量、Ｏ量が高く、また材料５はSi
等の総量が150ppmを越え、いずれも本発明成分
規定外のものである。そのため、熱延材の磁気特
性も満足すべきものでなく、焼鈍してもそれほど
特性が改善されない。 実施例 ２ 実施例１の第１表の材料２を用い、種々の熱延
条件で熱延し、熱延ままと850℃×30minの焼鈍
材の直流磁気特性を測定した。それらの結果を下
記第２表に示す。
り、Alレベルが高い。このため熱延材は本発明
規定の熱延条件でも粗粒化していない。磁気特性
も良くなく、後焼鈍してもAl2O3形成のために粗
粒化せず、磁気特性も満足できない。焼鈍温度を
上げ、1200℃の焼鈍を行つても、粒径は80〜90μ
ｍ程度しか得られない。 材料２及び３はいずれも本発明規定内の成分純
度を有しており、熱延ままでμｍ10000以上、
Hc0.5以下の優れた磁気特性を示し、さらに焼鈍
すれば850℃の低温焼鈍でも著しく粗粒化し、成
分高純度とあいまち、μｍが約20000以上、
Hc0.3以下とFeでは類のないすぐれた直流磁気特
性が示されている。 材料４はAl量、Ｏ量が高く、また材料５はSi
等の総量が150ppmを越え、いずれも本発明成分
規定外のものである。そのため、熱延材の磁気特
性も満足すべきものでなく、焼鈍してもそれほど
特性が改善されない。 実施例 ２ 実施例１の第１表の材料２を用い、種々の熱延
条件で熱延し、熱延ままと850℃×30minの焼鈍
材の直流磁気特性を測定した。それらの結果を下
記第２表に示す。
【表】
この第２表から明らかなように、材料６，７は
いずれも本発明で規定する熱延条件を採つたもの
であり、熱延ままで優れた磁気特性を示してい
る。そして焼鈍すると、さらに著しく粗粒化し、
一段とすぐれた磁気特性が得られている。これ
は、成分純度と熱延条件とにより、後処理として
の焼鈍で著しく粗粒化するための熱延下地組織が
形成されたためである。 材料８，９及は１０は、それぞれ仕上り温度
900℃以下の合計圧下率及び巻取り温度が本発明
の規定から外れたものである。各材料とも、熱延
ままで粗粒化せず、μｍ8000以上、Hc0.5Oe以下
の目標磁気特性が得られていないばかりか、熱延
下地組織がコントロールされていないため、後焼
鈍でも粗粒化せず、満足すべき磁気特性も得られ
ないことがわかる。 （発明の効果） 以上説明した本発明によるときには、成分純度
の規定と熱延条件の適正化により、直流磁化特性
のきわめて優れた電磁軟鉄板を容易に製造できる
というすぐれた効果が得られる。
いずれも本発明で規定する熱延条件を採つたもの
であり、熱延ままで優れた磁気特性を示してい
る。そして焼鈍すると、さらに著しく粗粒化し、
一段とすぐれた磁気特性が得られている。これ
は、成分純度と熱延条件とにより、後処理として
の焼鈍で著しく粗粒化するための熱延下地組織が
形成されたためである。 材料８，９及は１０は、それぞれ仕上り温度
900℃以下の合計圧下率及び巻取り温度が本発明
の規定から外れたものである。各材料とも、熱延
ままで粗粒化せず、μｍ8000以上、Hc0.5Oe以下
の目標磁気特性が得られていないばかりか、熱延
下地組織がコントロールされていないため、後焼
鈍でも粗粒化せず、満足すべき磁気特性も得られ
ないことがわかる。 （発明の効果） 以上説明した本発明によるときには、成分純度
の規定と熱延条件の適正化により、直流磁化特性
のきわめて優れた電磁軟鉄板を容易に製造できる
というすぐれた効果が得られる。
第１図は最大透磁率及び保持力と成分量の関係
を示すグラフ、第２図は熱延仕上り温度及び900
℃以下の合計圧下率と熱延粒径の関係を示すグラ
フである。
を示すグラフ、第２図は熱延仕上り温度及び900
℃以下の合計圧下率と熱延粒径の関係を示すグラ
フである。
Claims (1)
- １ Ｃ：50ppm以下、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Cr、
Ni、Tiの総量が150ppm以下、Ｎ、Ｏは各々
40ppm以下、Al：100ppm以下からなる純鉄を熱
間圧延するにあたり、熱延仕上り温度を800〜850
℃に採り、900℃以下の合計圧下率を５〜20％、
巻取り温度を700〜800℃とすることを特徴とする
熱延電磁軟鉄板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21468885A JPS6277420A (ja) | 1985-09-30 | 1985-09-30 | 熱延電磁軟鉄板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21468885A JPS6277420A (ja) | 1985-09-30 | 1985-09-30 | 熱延電磁軟鉄板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6277420A JPS6277420A (ja) | 1987-04-09 |
| JPH042645B2 true JPH042645B2 (ja) | 1992-01-20 |
Family
ID=16659942
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21468885A Granted JPS6277420A (ja) | 1985-09-30 | 1985-09-30 | 熱延電磁軟鉄板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6277420A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0745688B2 (ja) * | 1988-06-24 | 1995-05-17 | 新日本製鐵株式会社 | 高磁束密度電磁厚板の製造方法 |
| JPH0611903B2 (ja) * | 1989-10-19 | 1994-02-16 | 住友金属工業株式会社 | 磁気シールド用電磁鋼板およびその製造方法 |
| JPH0613747B2 (ja) * | 1989-09-07 | 1994-02-23 | 住友金属工業株式会社 | 磁気シールド用電磁鋼板およびその製造方法 |
| JPH0765103B2 (ja) * | 1990-03-26 | 1995-07-12 | 住友金属工業株式会社 | 磁気シールド用熱延鋼板の製造方法 |
| JP3706765B2 (ja) * | 1999-05-27 | 2005-10-19 | 兼次 安彦 | 磁気特性と耐食性に優れる熱延電磁鋼板およびその製造方法 |
-
1985
- 1985-09-30 JP JP21468885A patent/JPS6277420A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6277420A (ja) | 1987-04-09 |
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|---|---|---|---|
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