JPH0689406B2 - 磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法Info
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- JPH0689406B2 JPH0689406B2 JP2512490A JP2512490A JPH0689406B2 JP H0689406 B2 JPH0689406 B2 JP H0689406B2 JP 2512490 A JP2512490 A JP 2512490A JP 2512490 A JP2512490 A JP 2512490A JP H0689406 B2 JPH0689406 B2 JP H0689406B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、圧延方向に優れた磁気特性を有する一方向
性けい素鋼板の製造方法に関し、とくに素材として連鋳
スラブを用いた場合に懸念された加熱から熱間圧延に至
るまでの問題点の有利な解決策についての開発成果を開
示するものである。
性けい素鋼板の製造方法に関し、とくに素材として連鋳
スラブを用いた場合に懸念された加熱から熱間圧延に至
るまでの問題点の有利な解決策についての開発成果を開
示するものである。
（従来の技術） 方向性けい素鋼板は変圧器その他の電気機器の鉄心材料
として使用され、板面に｛110｝面、圧延方向に〈001〉
軸が揃った２次再結晶粒によって構成される。このよう
な結晶方位の２次再結晶粒を発達させるためには、イン
ヒビターとよばれるMnS,MnSe,AlNなどの微細析出物を鋼
中に分散させることにより、仕上げ焼鈍中における他の
方位の結晶粒の成長を効果的に抑制することが必要であ
る。インヒビターの分散形態のコントロールは熱間圧延
工程で行われ、スラブ加熱中に前記析出物を一旦固溶さ
せた後、適当な冷却パターンの熱間圧延を施すことによ
って達成される。
として使用され、板面に｛110｝面、圧延方向に〈001〉
軸が揃った２次再結晶粒によって構成される。このよう
な結晶方位の２次再結晶粒を発達させるためには、イン
ヒビターとよばれるMnS,MnSe,AlNなどの微細析出物を鋼
中に分散させることにより、仕上げ焼鈍中における他の
方位の結晶粒の成長を効果的に抑制することが必要であ
る。インヒビターの分散形態のコントロールは熱間圧延
工程で行われ、スラブ加熱中に前記析出物を一旦固溶さ
せた後、適当な冷却パターンの熱間圧延を施すことによ
って達成される。
ここにスラブ加熱は、インヒビターの量いよって異なる
ものの、通常1300℃以上の高温で行われるが、スラブ中
心まで充分な加熱を実現するためには、通常のガス燃焼
型加熱炉の場合、スラブ表面温度は1300℃を超えるのが
通例で、その際、多量の溶融スケールが発生し、これが
加熱炉の操業性を損なうと共にへげ穴当の表面欠陥の原
因となる。またインヒビターの完全固溶のために高温で
長時間の加熱を行うと、スラブ結晶粒が粗大化し、これ
に起因して最終製品において２次再結晶不良が発生し、
コイル長手方向や幅方向において磁性にばらつきが生じ
るという問題もあった。
ものの、通常1300℃以上の高温で行われるが、スラブ中
心まで充分な加熱を実現するためには、通常のガス燃焼
型加熱炉の場合、スラブ表面温度は1300℃を超えるのが
通例で、その際、多量の溶融スケールが発生し、これが
加熱炉の操業性を損なうと共にへげ穴当の表面欠陥の原
因となる。またインヒビターの完全固溶のために高温で
長時間の加熱を行うと、スラブ結晶粒が粗大化し、これ
に起因して最終製品において２次再結晶不良が発生し、
コイル長手方向や幅方向において磁性にばらつきが生じ
るという問題もあった。
上記の問題に対する解決策として、発明者は先に特開昭
60−145368号公報や特開昭62−10213号公報において、
けい素鋼スラブの高温加熱を効率的に行い得る、不活性
ガス雰囲気に制御可能な誘導加熱炉を利用した加熱方法
を提案している。この方法は、磁性のばらつきが少なく
表面形状の良好な製品を得る上で有効であり、特に特開
昭63−109115号公報に示したようにスラブを短時間で急
速加熱して1400℃以上に高めた場合に良好な磁性が得ら
れている。
60−145368号公報や特開昭62−10213号公報において、
けい素鋼スラブの高温加熱を効率的に行い得る、不活性
ガス雰囲気に制御可能な誘導加熱炉を利用した加熱方法
を提案している。この方法は、磁性のばらつきが少なく
表面形状の良好な製品を得る上で有効であり、特に特開
昭63−109115号公報に示したようにスラブを短時間で急
速加熱して1400℃以上に高めた場合に良好な磁性が得ら
れている。
しかしながらこの方法では、連続鋳造スラブを加熱する
場合に時々発生する局所的なスラブ溶融が問題となる。
すなわち、連鋳スラブの中心偏析部ではＣをはじめS,Se
などの濃厚偏析があり、この部分の融点は他より低い。
そのため中心偏析度の高いスラブにおいてはその部分の
温度が固相線温度を超えると局所的な融解が始まり、こ
の状態でスラブを熱間圧延すると溶融部分が押し出さ
れ、圧延トラブルを招くことになる。
場合に時々発生する局所的なスラブ溶融が問題となる。
すなわち、連鋳スラブの中心偏析部ではＣをはじめS,Se
などの濃厚偏析があり、この部分の融点は他より低い。
そのため中心偏析度の高いスラブにおいてはその部分の
温度が固相線温度を超えると局所的な融解が始まり、こ
の状態でスラブを熱間圧延すると溶融部分が押し出さ
れ、圧延トラブルを招くことになる。
（発明が解決しようとする課題） この発明は、連鋳スラブを誘導加熱方式によって短時間
に1380℃以上に加熱した場合にしばしば発生が懸念され
た上記熱延トラブルを効果的に解消すると同時に、電磁
特性を損なわない効率的なスラブ加熱方法を提案するこ
とを目的とする。
に1380℃以上に加熱した場合にしばしば発生が懸念され
た上記熱延トラブルを効果的に解消すると同時に、電磁
特性を損なわない効率的なスラブ加熱方法を提案するこ
とを目的とする。
（課題を解決するための手段） 上記の問題を解決するためには、スラブ鋳造時に中心偏
析をつくらないことが第一であるが、連続鋳造の実操業
においては、これは極めて難しく、多かれ少なかれ中心
偏析が存在する。そこで発明者は、スラブ誘導加熱の昇
温パターンを種々変えることにより、熱延トラブルを生
じない条件を検討した。
析をつくらないことが第一であるが、連続鋳造の実操業
においては、これは極めて難しく、多かれ少なかれ中心
偏析が存在する。そこで発明者は、スラブ誘導加熱の昇
温パターンを種々変えることにより、熱延トラブルを生
じない条件を検討した。
その結果、連鋳スラブを熱間圧延に先立ち、先ず燃焼ガ
ス加熱炉で予備加熱したのち、誘導加熱炉で高温加熱を
施すに際し、スラブ温度が平均温度で1300℃に達するま
で平均昇温速度:150℃/h以下で徐熱すると中心偏析層に
析出する不純物が解離、拡散して中心偏析が大幅に緩和
され、その後1380℃以上の高温に急加熱してもスラブ最
大温度が融解の始まる固相線温度以下であれば熱延トラ
ブルが発生することはなく、また電磁特性も向上するこ
とを見出した。
ス加熱炉で予備加熱したのち、誘導加熱炉で高温加熱を
施すに際し、スラブ温度が平均温度で1300℃に達するま
で平均昇温速度:150℃/h以下で徐熱すると中心偏析層に
析出する不純物が解離、拡散して中心偏析が大幅に緩和
され、その後1380℃以上の高温に急加熱してもスラブ最
大温度が融解の始まる固相線温度以下であれば熱延トラ
ブルが発生することはなく、また電磁特性も向上するこ
とを見出した。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわちこの発明は、含けい素鋼連続鋳造スラブを、均
熱後、熱間圧延ついで一回又は中間焼鈍をはさむ２回の
冷間圧延を施して最終板厚としたのち、脱炭・１次再結
晶焼鈍を施し、さらに最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程
よりなる一方向性けい素鋼板の製造方法において、 熱間圧延に先立ち、まず燃焼ガス加熱炉にて1000〜1250
℃の温度範囲で30min以上の予備加熱を施したのち、誘
導加熱炉にて1380℃以上の温度に5min以上加熱する均熱
処理を施すに当り、 予備加熱終了後、スラブ平均温度が1300℃に達するま
で、平均昇温速度:150℃/h以下の速度で加熱すること、 スラブ内の最大温度を固相線温度以下とすること からなる磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法
である。
熱後、熱間圧延ついで一回又は中間焼鈍をはさむ２回の
冷間圧延を施して最終板厚としたのち、脱炭・１次再結
晶焼鈍を施し、さらに最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程
よりなる一方向性けい素鋼板の製造方法において、 熱間圧延に先立ち、まず燃焼ガス加熱炉にて1000〜1250
℃の温度範囲で30min以上の予備加熱を施したのち、誘
導加熱炉にて1380℃以上の温度に5min以上加熱する均熱
処理を施すに当り、 予備加熱終了後、スラブ平均温度が1300℃に達するま
で、平均昇温速度:150℃/h以下の速度で加熱すること、 スラブ内の最大温度を固相線温度以下とすること からなる磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法
である。
以下、この発明を具体的に説明する。
さてスラブ昇温パターンの制御によって中心偏析部の局
所的な融解が避けられることは、次の実験によって確か
められた。
所的な融解が避けられることは、次の実験によって確か
められた。
C:0.060wt％（以下単に％で示す）、Si:3.40％、Mn:0.0
80％、S:0.025％およびAl:0.025％を含有する連続鋳造
スラブから、中心偏析を含む小スラブ片を切り出し、ガ
ス燃焼型加熱炉にて1200℃、3hの予備加熱を施した。つ
いで誘導加熱炉に移送し、1200〜1300℃間を種々の昇温
速度で加熱したのち、均熱温度まで1000℃/hの速度で昇
温し、その温度に30min保持した。
80％、S:0.025％およびAl:0.025％を含有する連続鋳造
スラブから、中心偏析を含む小スラブ片を切り出し、ガ
ス燃焼型加熱炉にて1200℃、3hの予備加熱を施した。つ
いで誘導加熱炉に移送し、1200〜1300℃間を種々の昇温
速度で加熱したのち、均熱温度まで1000℃/hの速度で昇
温し、その温度に30min保持した。
なおスラブ均熱温度は（１）式から求まる固相線温度前
後の４条件で行い、均熱後のスラブ片は切断し、中心偏
析部で局所的な融解が起こったか否かを結晶組織観察に
よって判定した。
後の４条件で行い、均熱後のスラブ片は切断し、中心偏
析部で局所的な融解が起こったか否かを結晶組織観察に
よって判定した。
Ｔ＝1536−｛415.5（％Ｃ）＋12.3（％Si）＋6.8（％M
n） ＋124.5（％Ｐ）＋183.9（％Ｓ）＋4.3（％Ni） ＋4.1（％Al）｝ ……（１） （１）式は偏析がない場合の固相線温度を表す式で、上
記の成分系ではＴ＝1463℃であるが、中心偏析部におい
てはそれぞれの成分濃度が大きくなるので、固相線温度
はこれよりも低くなる。
n） ＋124.5（％Ｐ）＋183.9（％Ｓ）＋4.3（％Ni） ＋4.1（％Al）｝ ……（１） （１）式は偏析がない場合の固相線温度を表す式で、上
記の成分系ではＴ＝1463℃であるが、中心偏析部におい
てはそれぞれの成分濃度が大きくなるので、固相線温度
はこれよりも低くなる。
第１図は、この結果を示したもので、1200℃まで加熱
後、誘導加熱炉での1200〜1300℃間の平均昇温速度が15
0℃/h以下であれば、代表成分から定まる固相線温度以
下の加熱で、中心偏析部においても局所的な溶解が生じ
ないことが確認された。
後、誘導加熱炉での1200〜1300℃間の平均昇温速度が15
0℃/h以下であれば、代表成分から定まる固相線温度以
下の加熱で、中心偏析部においても局所的な溶解が生じ
ないことが確認された。
第２図は、上記成分のスラブ片を熱間圧延して2.2mm厚
の熱延板にしたのち、中間焼鈍を含む冷延２回法で（最
終冷延圧下率85％）0.23mm厚に仕上げたのち、常法に従
って処理して得た製品の磁束密度について調べた結果
を、1200〜1300℃間における平均昇温速度との関係で均
熱温度毎に示したものである。
の熱延板にしたのち、中間焼鈍を含む冷延２回法で（最
終冷延圧下率85％）0.23mm厚に仕上げたのち、常法に従
って処理して得た製品の磁束密度について調べた結果
を、1200〜1300℃間における平均昇温速度との関係で均
熱温度毎に示したものである。
同図より明らかなように、局所溶解を生じる昇温速度で
加熱した場合には磁束密度が低くなる傾向がみられる。
加熱した場合には磁束密度が低くなる傾向がみられる。
（作用） この発明の素材である含けい素鋼としては、従来公知の
成分組成いずれもが適合するが、代表組成を掲げると次
のとおりである。
成分組成いずれもが適合するが、代表組成を掲げると次
のとおりである。
C:0.020〜0.10％、 Ｃの範囲を0.020〜0.10％としたのは、熱間圧延中にα
＋γ領域を通過させることによって熱延組織の改善を図
ることを意図したからであり、その適正範囲として定め
たものである。
＋γ領域を通過させることによって熱延組織の改善を図
ることを意図したからであり、その適正範囲として定め
たものである。
Si:2.0〜4.0％ Siは、鋼板の比抵抗を高め鉄損低減に有効であるが、4.
0％を上回ると冷延性が損なわれ、一方2.0％を下回ると
鉄損改善効果が弱まるだけでなく、純化と２次再結晶の
ために行われる最終高温焼鈍でα−γ変態によって結晶
方位がランダム化し、十分な特性が得られなくなる。
0％を上回ると冷延性が損なわれ、一方2.0％を下回ると
鉄損改善効果が弱まるだけでなく、純化と２次再結晶の
ために行われる最終高温焼鈍でα−γ変態によって結晶
方位がランダム化し、十分な特性が得られなくなる。
Mn:0.02〜0.15％ Mnは、熱間脆化を生じない下限の量として少なくとも0.
02％が必要であり、上限の0.15％は主に経済的理由から
定めたものである。
02％が必要であり、上限の0.15％は主に経済的理由から
定めたものである。
S,SeおよびAlのうちから選んだ少なくとも一種:0.010〜
0.080％ 上記した各成分はいずれも方向性けい素鋼板の２次再結
晶を制御するインヒビターとして有力な元素であり、抑
制力確保の観点からは少なくとも0.010％を必要とする
が、0.080％を超えるとかえってその添加効果が損なわ
れるので、0.010〜0.080％の範囲で添加することが望ま
しい。
0.080％ 上記した各成分はいずれも方向性けい素鋼板の２次再結
晶を制御するインヒビターとして有力な元素であり、抑
制力確保の観点からは少なくとも0.010％を必要とする
が、0.080％を超えるとかえってその添加効果が損なわ
れるので、0.010〜0.080％の範囲で添加することが望ま
しい。
なおインヒビターとしては、上記したS,Se,Alの他に、S
b,Sn,As,Pb,Bi,Cu,MoおよびＢ等の粒界偏析元素が知ら
れているが、これらが共存するとき中心偏析指数に若干
の影響があるとしても、この発明の条件を大幅に変える
ことはなく、この発明の範囲に含まれるものである。な
おAlNをインヒビターとする場合１にバランスするＮ量
が必要になるのはいうまでもない。
b,Sn,As,Pb,Bi,Cu,MoおよびＢ等の粒界偏析元素が知ら
れているが、これらが共存するとき中心偏析指数に若干
の影響があるとしても、この発明の条件を大幅に変える
ことはなく、この発明の範囲に含まれるものである。な
おAlNをインヒビターとする場合１にバランスするＮ量
が必要になるのはいうまでもない。
次にこの発明では、上記の好適成分に調整した連鋳スラ
ブを、通常のガス燃焼型加熱炉に装入し1000〜1250℃の
温度範囲にて30min以上予備加熱する。これは誘導加熱
炉で急速短時間加熱を行う際の温度均一性を高めるため
に予め行うものであるが、1250℃を超えると表面のノロ
が溶け、外観や操業性を損なうことの他、スラブの垂れ
を生じ、誘導加熱炉への装入が難しくなるため、上記の
温度範囲に限定した。
ブを、通常のガス燃焼型加熱炉に装入し1000〜1250℃の
温度範囲にて30min以上予備加熱する。これは誘導加熱
炉で急速短時間加熱を行う際の温度均一性を高めるため
に予め行うものであるが、1250℃を超えると表面のノロ
が溶け、外観や操業性を損なうことの他、スラブの垂れ
を生じ、誘導加熱炉への装入が難しくなるため、上記の
温度範囲に限定した。
ついでガス炉から抽出したスラブを、直ちに誘導加熱炉
に装入し、インヒビターを完全に固溶させるべく1380℃
以上の高温加熱に供するが、このときの昇温パターンが
この発明における最も重要な要点である。すなわち誘導
加熱の利点は短時間急速高温加熱が可能なことである
が、固相線直下の高温まで急速加熱を行うと中心偏析部
で局所的な溶解が生じ、磁性が損なわれると共に熱延時
にトラブルが発生する。これを回避するためには、前掲
第１図に示したとおり、1300℃まで150℃/h以下の速度
で昇温すること肝要である。なお昇温速度の下限は特に
設ける必要はないけれども、工業的生産効率を考えた場
合には10℃/h以上とするのが望ましい。
に装入し、インヒビターを完全に固溶させるべく1380℃
以上の高温加熱に供するが、このときの昇温パターンが
この発明における最も重要な要点である。すなわち誘導
加熱の利点は短時間急速高温加熱が可能なことである
が、固相線直下の高温まで急速加熱を行うと中心偏析部
で局所的な溶解が生じ、磁性が損なわれると共に熱延時
にトラブルが発生する。これを回避するためには、前掲
第１図に示したとおり、1300℃まで150℃/h以下の速度
で昇温すること肝要である。なお昇温速度の下限は特に
設ける必要はないけれども、工業的生産効率を考えた場
合には10℃/h以上とするのが望ましい。
ここに徐熱温度範囲の上限を1300℃に定めた理由は、こ
の温度域を超えて徐熱すると中心偏析の解離拡散には有
効であっても結晶粒の粗大化が起こり電磁特性が損なわ
れるからである。
の温度域を超えて徐熱すると中心偏析の解離拡散には有
効であっても結晶粒の粗大化が起こり電磁特性が損なわ
れるからである。
またスラブ加熱温度の上限を固相線温度以下に定めたの
は、この温度を超えると第２図に示したように電磁特性
が劣化すると共に、熱延トラブルの発生頻度が高まるこ
とによる。
は、この温度を超えると第２図に示したように電磁特性
が劣化すると共に、熱延トラブルの発生頻度が高まるこ
とによる。
加熱後のスラブは、熱間圧延によって1.5〜3.0mm厚の熱
延鋼帯に仕上げたのち、インヒビター成分系に応じ１回
または中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施して0.15〜0.
35mmの製品厚に仕上げ、ついで常法に従って脱炭・１次
再結晶焼鈍、２次再結晶焼鈍および純化焼鈍を施して製
品とする。
延鋼帯に仕上げたのち、インヒビター成分系に応じ１回
または中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施して0.15〜0.
35mmの製品厚に仕上げ、ついで常法に従って脱炭・１次
再結晶焼鈍、２次再結晶焼鈍および純化焼鈍を施して製
品とする。
（実施例１） C:0.040％、Si:3.45％、Mn:0.08％、Se:0.025％およびS
b:0.030％を含有する連続鋳造スラブを、まずガス炉に
て1230℃、3hの予備加熱を施したのち、直ちに誘導加熱
炉に装入してから1300℃までを100℃/hおよび1000℃/h
の２条件で昇温し、ついで1450℃の昇温に20min保持す
る均熱処理を行った。
b:0.030％を含有する連続鋳造スラブを、まずガス炉に
て1230℃、3hの予備加熱を施したのち、直ちに誘導加熱
炉に装入してから1300℃までを100℃/hおよび1000℃/h
の２条件で昇温し、ついで1450℃の昇温に20min保持す
る均熱処理を行った。
その後、熱間圧延によって2.4mm厚の熱延板としたの
ち、１次冷延で0.65mm厚に仕上げ、ついで900℃、3min
の中間焼鈍を施した後、２次冷延によって0.23mmの最終
板厚に仕上げた。その後湿水素中で800℃、3minの脱炭
・１次再結晶焼鈍を施したのち、MgOを塗布してからH2
中で1200℃、10hの採取仕上げ焼鈍を施した。
ち、１次冷延で0.65mm厚に仕上げ、ついで900℃、3min
の中間焼鈍を施した後、２次冷延によって0.23mmの最終
板厚に仕上げた。その後湿水素中で800℃、3minの脱炭
・１次再結晶焼鈍を施したのち、MgOを塗布してからH2
中で1200℃、10hの採取仕上げ焼鈍を施した。
かくして得られた製品板の磁気特性について調べた結果
を表１に示す。
を表１に示す。
〔実施例２〕 C:0.062％、Si:3.35％、Mn:0.078％、S:0.027％、Al:0.
027およびN:0.0090％を含有する連続鋳造スラブを、ま
ずガス炉にて1200℃、3.5hの予備加熱を施したのち、直
ちに誘導加熱炉に装入してから1300℃までを100℃/hお
よび1000℃/hの２条件で昇温し、ついで1440℃の温度に
20min保持する均熱処理を行った。
027およびN:0.0090％を含有する連続鋳造スラブを、ま
ずガス炉にて1200℃、3.5hの予備加熱を施したのち、直
ちに誘導加熱炉に装入してから1300℃までを100℃/hお
よび1000℃/hの２条件で昇温し、ついで1440℃の温度に
20min保持する均熱処理を行った。
その後、熱間圧延によって2.3mm厚の熱延板としたの
ち、１次冷延で1.3mm厚に仕上げ、ついで1000℃、2min
の中間焼鈍を施した後、２次冷延によって0.23mmの最終
板厚に仕上げた。その後湿水素中で800℃、3minの脱炭
・１次再結晶焼鈍を施したのち、MgOを塗布してからH2
中で1200℃、10hの最終仕上げ焼鈍を施した。
ち、１次冷延で1.3mm厚に仕上げ、ついで1000℃、2min
の中間焼鈍を施した後、２次冷延によって0.23mmの最終
板厚に仕上げた。その後湿水素中で800℃、3minの脱炭
・１次再結晶焼鈍を施したのち、MgOを塗布してからH2
中で1200℃、10hの最終仕上げ焼鈍を施した。
かくして得られた製品板の磁気特性について調べた結果
を表２に示す。
を表２に示す。
（発明の効果） かくしてこの発明によれば、連鋳スラブを素材として一
方向性けい素鋼板を製造する場合に従来懸念された熱延
トラブルを効果的に解消して、磁気特性の優れた一方向
性けい素鋼板を安定して得ることができる。
方向性けい素鋼板を製造する場合に従来懸念された熱延
トラブルを効果的に解消して、磁気特性の優れた一方向
性けい素鋼板を安定して得ることができる。
第１図は、スラブの局所溶解に及ぼす昇温速度と均熱温
度との関係を示したグラフ、 第２図は、磁束密度B10値に及ぼす昇温速度の影響を均
熱温度をパラメータとして示したグラフである。
度との関係を示したグラフ、 第２図は、磁束密度B10値に及ぼす昇温速度の影響を均
熱温度をパラメータとして示したグラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】含けい素鋼連続鋳造スラブを、均熱後、熱
間圧延ついで１回又は中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延
を施して最終板厚としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を
施し、さらに最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程よりなる
一方向性けい素鋼板の製造方法において、 熱間圧延に先立ち、まず燃焼ガス加熱炉にて1000〜1250
℃の温度範囲で30min以上の予備加熱を施したのち、誘
導加熱炉にて1380℃以上の温度に5min以上加熱する均熱
処理を施すに当り、 予備加熱終了後、スラブ平均温度が1300℃に達するま
で、平均昇温速度:150℃/h以下の速度で加熱すること、 スラブ内の最大温度を固相線温度以下とすること を特徴とする磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2512490A JPH0689406B2 (ja) | 1990-02-06 | 1990-02-06 | 磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2512490A JPH0689406B2 (ja) | 1990-02-06 | 1990-02-06 | 磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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