JPH08931B2 - 連続焼鈍による粒子加速器用鋼板の製造方法 - Google Patents
連続焼鈍による粒子加速器用鋼板の製造方法Info
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- JPH08931B2 JPH08931B2 JP4156691A JP4156691A JPH08931B2 JP H08931 B2 JPH08931 B2 JP H08931B2 JP 4156691 A JP4156691 A JP 4156691A JP 4156691 A JP4156691 A JP 4156691A JP H08931 B2 JPH08931 B2 JP H08931B2
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- continuous annealing
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- rolling
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、基本的には粒子加速器
用鋼板の製造に関するもので、円形または直線型の加速
器のヨーク材として用いられる。
用鋼板の製造に関するもので、円形または直線型の加速
器のヨーク材として用いられる。
【０００２】
【従来の技術】素粒子研究や放射光利用研究のため、大
型粒子加速器の建設が近年盛んである。粒子加速器には
ヨークとしての鋼材が必要である。現在、計画の粒子加
速器の中には周長が90kmにも及ぶものがあり、ヨーク用
の鋼板として数万トンが必要となる。このヨーク材に求
められる特性は、直流での励磁特性が優れていること及
び構造用としての強度である。粒子加速器のヨークに要
求される励磁特性は、低磁場から高磁場まで安定して高
い磁束密度であるため、Ｓi などは少量の純鉄系の鋼板
となるが、とくに低磁場での磁束密度も求められる。ま
た、構造用としての強度を確保するため板厚は0.９mm以
上が用いられるが、厚くなり過ぎると最終工程での打ち
抜きが困難になるため、2.５mm以下で使用されることが
多い。
型粒子加速器の建設が近年盛んである。粒子加速器には
ヨークとしての鋼材が必要である。現在、計画の粒子加
速器の中には周長が90kmにも及ぶものがあり、ヨーク用
の鋼板として数万トンが必要となる。このヨーク材に求
められる特性は、直流での励磁特性が優れていること及
び構造用としての強度である。粒子加速器のヨークに要
求される励磁特性は、低磁場から高磁場まで安定して高
い磁束密度であるため、Ｓi などは少量の純鉄系の鋼板
となるが、とくに低磁場での磁束密度も求められる。ま
た、構造用としての強度を確保するため板厚は0.９mm以
上が用いられるが、厚くなり過ぎると最終工程での打ち
抜きが困難になるため、2.５mm以下で使用されることが
多い。
【０００３】従来、電磁鋼板の一種としての無方向性電
磁鋼板は、優れた磁気特性を有することで知られるが、
板厚は0.５mmまたは0.35mmが殆どであり、0.９mm以上の
板厚を製造することは電磁鋼板生産ラインの制約もあっ
て出来ない。また、電磁厚板としての厚みが20mm以上の
鋼板で磁気特性を改良した例が、例えば特開平１−1420
28号公報などで知られているが、コイルとして巻取れな
いので生産性が悪い。更には、自動車用鋼板などの冷延
鋼板で、0.５〜３mm厚程度のものが連続焼鈍で製造され
ているが、磁気特性は極めて不満足である。また、電磁
軟鉄板としての材料は板厚が0.６〜4.５mmであり、磁気
特性はJIS C 2504に規定される如く優れたものがある。
しかしながら、製造には高温・長時間のバッチ焼鈍が必
要であること、使用用途が小型機器に限定されているこ
となどのため、粒子加速器用として必要な大量生産が可
能で且つ低コストの条件に合致しない。このように、粒
子加速器として必要な磁気特性の優れた厚み0.９〜2.５
mmの鋼板が現在まで製造されていない。
磁鋼板は、優れた磁気特性を有することで知られるが、
板厚は0.５mmまたは0.35mmが殆どであり、0.９mm以上の
板厚を製造することは電磁鋼板生産ラインの制約もあっ
て出来ない。また、電磁厚板としての厚みが20mm以上の
鋼板で磁気特性を改良した例が、例えば特開平１−1420
28号公報などで知られているが、コイルとして巻取れな
いので生産性が悪い。更には、自動車用鋼板などの冷延
鋼板で、0.５〜３mm厚程度のものが連続焼鈍で製造され
ているが、磁気特性は極めて不満足である。また、電磁
軟鉄板としての材料は板厚が0.６〜4.５mmであり、磁気
特性はJIS C 2504に規定される如く優れたものがある。
しかしながら、製造には高温・長時間のバッチ焼鈍が必
要であること、使用用途が小型機器に限定されているこ
となどのため、粒子加速器用として必要な大量生産が可
能で且つ低コストの条件に合致しない。このように、粒
子加速器として必要な磁気特性の優れた厚み0.９〜2.５
mmの鋼板が現在まで製造されていない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記課題を
解決すべく具体的には、１Oeでの直流透磁率μ1 が2800
以上の優れた磁気特性を有する板厚0.９〜2.５mmの粒子
加速器用鋼板を製造する方法を提供するものである。
解決すべく具体的には、１Oeでの直流透磁率μ1 が2800
以上の優れた磁気特性を有する板厚0.９〜2.５mmの粒子
加速器用鋼板を製造する方法を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
の本発明の特徴は重量％でＣ≦0.01％，Ｓi ≦0.３％，
Ｍn ：0.１〜1.０％，Ｐ≦0.３％，Ｓ≦0.02％，Sol.Al
≦0.01％，Ｎ≦0.01％残部が鉄および不可避的不純物か
らなるスラブを 950〜1150℃で加熱し、熱間圧延し、仕
上温度を 910℃以上として熱延コイルを得た後、冷間圧
延して0.９〜2.５mmとし、次いで、連続焼鈍で 750〜 9
00℃で再結晶焼鈍し、再結晶温度から 450℃迄の間に、
１〜20℃／秒で徐冷し、最後の調質圧延の圧下率を0.４
％以下で実施することにより、１Oeでの直流透磁率が28
00以上の優れた磁気特性を有する粒子加速器用鋼板を製
造するところにある。以下、本発明の詳細を説明する
と、次の通りである。
の本発明の特徴は重量％でＣ≦0.01％，Ｓi ≦0.３％，
Ｍn ：0.１〜1.０％，Ｐ≦0.３％，Ｓ≦0.02％，Sol.Al
≦0.01％，Ｎ≦0.01％残部が鉄および不可避的不純物か
らなるスラブを 950〜1150℃で加熱し、熱間圧延し、仕
上温度を 910℃以上として熱延コイルを得た後、冷間圧
延して0.９〜2.５mmとし、次いで、連続焼鈍で 750〜 9
00℃で再結晶焼鈍し、再結晶温度から 450℃迄の間に、
１〜20℃／秒で徐冷し、最後の調質圧延の圧下率を0.４
％以下で実施することにより、１Oeでの直流透磁率が28
00以上の優れた磁気特性を有する粒子加速器用鋼板を製
造するところにある。以下、本発明の詳細を説明する
と、次の通りである。
【０００６】
【作用】本発明者等は高い磁束密度を得るためには、 １）強磁性以外の元素を少なくし、磁壁および結晶粒界
と交互作用を持つ微細なサイズの析出物を極力減らすこ
と。 ２）結晶粒径を大きくして結晶粒界を少なくすること。 ３）結晶の集合組織を変革して、製品での｛100 ｝面方
位粒を増やすこと。 ４）製品での内部応力を極力少なくすること。 などが、必要であることを確認し、製造手段を設計し試
験を行って本発明を完成した。
と交互作用を持つ微細なサイズの析出物を極力減らすこ
と。 ２）結晶粒径を大きくして結晶粒界を少なくすること。 ３）結晶の集合組織を変革して、製品での｛100 ｝面方
位粒を増やすこと。 ４）製品での内部応力を極力少なくすること。 などが、必要であることを確認し、製造手段を設計し試
験を行って本発明を完成した。
【０００７】まず、成分組成の限定理由について述べ
る。 Ｃ：Ｃの量が多いと炭化物を析出して磁気特性を劣化さ
せるので、0.01％以下とする。 Ｓi ：Ｓi は鋼板強度を確保するのに有効な元素である
が、添加コストの問題があるため、0.３％以下とする。 Ｍn ：Ｍn は硫化物の析出サイズを制御するために重要
で、0.１％未満ではMnS が微細析出して結晶粒成長や磁
壁の動きを阻害し、とくに低磁場の励磁特性を劣化させ
るため避けなければならない。また、1.０％超では添加
コストの問題があるので、1.０％以下とする。
る。 Ｃ：Ｃの量が多いと炭化物を析出して磁気特性を劣化さ
せるので、0.01％以下とする。 Ｓi ：Ｓi は鋼板強度を確保するのに有効な元素である
が、添加コストの問題があるため、0.３％以下とする。 Ｍn ：Ｍn は硫化物の析出サイズを制御するために重要
で、0.１％未満ではMnS が微細析出して結晶粒成長や磁
壁の動きを阻害し、とくに低磁場の励磁特性を劣化させ
るため避けなければならない。また、1.０％超では添加
コストの問題があるので、1.０％以下とする。
【０００８】Ｐ：Ｐは、鋼板強度を上昇させるのに非常
に効果のある元素であるが、0.３％を越えると粒界や鋼
板表面に偏析して結晶粒成長を抑制するため、0.３％以
下の添加量とする。 Ｓ：Ｓは硫化物を形成せしめ、粒成長を阻害すると同時
に磁壁移動も抑制して低磁場特性を悪くするので、0.02
％以下とする。 Sol.Al：Sol.Alは窒化物を形成して、粒成長を阻害する
と同時に磁壁移動も抑制して低磁場特性を悪くするの
で、0.01％以下とする。 Ｎ：ＮはＡl と結合し窒化物を形成して、粒成長を阻害
すると同時に磁壁移動も抑制して低磁場特性を悪くする
ので、0.01％以下とする。なお、Ｂ，Ｃu などのＮやＳ
の固定元素や集合組織改善のためのＳn,Ｓb などの粒界
偏析型元素を添加しても本発明の効果を損なうものでな
い。
に効果のある元素であるが、0.３％を越えると粒界や鋼
板表面に偏析して結晶粒成長を抑制するため、0.３％以
下の添加量とする。 Ｓ：Ｓは硫化物を形成せしめ、粒成長を阻害すると同時
に磁壁移動も抑制して低磁場特性を悪くするので、0.02
％以下とする。 Sol.Al：Sol.Alは窒化物を形成して、粒成長を阻害する
と同時に磁壁移動も抑制して低磁場特性を悪くするの
で、0.01％以下とする。 Ｎ：ＮはＡl と結合し窒化物を形成して、粒成長を阻害
すると同時に磁壁移動も抑制して低磁場特性を悪くする
ので、0.01％以下とする。なお、Ｂ，Ｃu などのＮやＳ
の固定元素や集合組織改善のためのＳn,Ｓb などの粒界
偏析型元素を添加しても本発明の効果を損なうものでな
い。
【０００９】上記元素を含む溶鋼を、連続鋳造してスラ
ブを造り、スラブ加熱を実施するが加熱温度は 950〜11
50℃の範囲とする。この理由は、1150℃超では硫化物や
窒化物の固溶が起きて、熱間圧延中に微細析出物が生
じ、結晶粒成長を抑制するからである。また、 950℃未
満では後述の熱間圧延の仕上温度 910℃以上を確保する
ことが出来ないからである。熱間圧延のうち、仕上圧延
完了温度（仕上温度）の制御は必要で仕上温度は 910℃
以上必要である。なぜなら、γ相の 910℃以上で結晶粒
径の大きなホットコイル組織が得られ、このことが最終
製品でも粗大結晶粒を得ることが出来、更には、最終製
品での｛100 ｝面方位粒を増やすことが出来るからであ
る。また、巻取温度はとくに規制するものでないが、自
己焼鈍の意味から 600℃以上が望ましい。ホットコイル
厚みは1.５〜6.５mmが好ましい。理由は、続く冷間圧延
の圧下率は40〜75％が集合組織の面から適当であるから
である。
ブを造り、スラブ加熱を実施するが加熱温度は 950〜11
50℃の範囲とする。この理由は、1150℃超では硫化物や
窒化物の固溶が起きて、熱間圧延中に微細析出物が生
じ、結晶粒成長を抑制するからである。また、 950℃未
満では後述の熱間圧延の仕上温度 910℃以上を確保する
ことが出来ないからである。熱間圧延のうち、仕上圧延
完了温度（仕上温度）の制御は必要で仕上温度は 910℃
以上必要である。なぜなら、γ相の 910℃以上で結晶粒
径の大きなホットコイル組織が得られ、このことが最終
製品でも粗大結晶粒を得ることが出来、更には、最終製
品での｛100 ｝面方位粒を増やすことが出来るからであ
る。また、巻取温度はとくに規制するものでないが、自
己焼鈍の意味から 600℃以上が望ましい。ホットコイル
厚みは1.５〜6.５mmが好ましい。理由は、続く冷間圧延
の圧下率は40〜75％が集合組織の面から適当であるから
である。
【００１０】熱間圧延したコイルを酸洗し、冷間圧延す
る。冷延後の仕上厚みは、粒子加速器のヨーク鋼板に求
められる0.９〜2.５mmである。冷延後の再結晶焼鈍の到
達温度は、 750〜 900℃の必要がある。 750℃未満で
は、結晶粒径が小さいのでμ1 ≧2800を確保出来ない。
900℃超のγ相に入ると、集合組織がランダム化するこ
と、冷却時の変態歪みが入ることなどにより磁性が劣化
するため 900℃を越える温度は避けなければならない。
る。冷延後の仕上厚みは、粒子加速器のヨーク鋼板に求
められる0.９〜2.５mmである。冷延後の再結晶焼鈍の到
達温度は、 750〜 900℃の必要がある。 750℃未満で
は、結晶粒径が小さいのでμ1 ≧2800を確保出来ない。
900℃超のγ相に入ると、集合組織がランダム化するこ
と、冷却時の変態歪みが入ることなどにより磁性が劣化
するため 900℃を越える温度は避けなければならない。
【００１１】また、この時の最高到達温度からの冷却速
度は重要である。更に、続く調質圧延の圧下率も大事で
ある。これら冷速と調圧の圧下率について実験した例を
以下に報告する。供試材の成分を表１に示す。
度は重要である。更に、続く調質圧延の圧下率も大事で
ある。これら冷速と調圧の圧下率について実験した例を
以下に報告する。供試材の成分を表１に示す。
【表１】 この成分と残り実質的にＦe を含むスラブを、1100℃で
加熱して仕上温度 950℃として3.５mm厚のホットコイル
を製造し、これを酸洗、冷延して1.５mm厚とし、連続焼
鈍の到達温度 800℃とした。 800℃から 450℃までの冷
却に際して、冷却速度を変える実験を行ってから、調圧
を0.38％実施して磁気測定し、図１を得た。また、これ
ら冷却速度を変更した材料について調圧の圧下率を振ら
せて実験した例を図２に示す。図１，２から判明する如
く、冷却速度が20℃／秒以下で且つ、調圧が0.４％以下
がμ1 ≧2800を得るための必要な条件である。この冷却
速度は例えば、窒素と水スプレーの所謂、気水冷却など
によって得られる。なお、冷却速度は最高温度から 450
℃までが重要であって、本発明者らの実験では、 450℃
以下の温度では 150℃／秒迄の冷却速度までは磁性に問
題ない。また 450℃以下の温度では途中の室温までの冷
却速度で、均熱などの熱履歴を入れても磁気特性に悪い
影響を与えない。最高温度から 450℃までの冷却速度が
遅い方が磁気特性が良いが、過度の徐冷では生産性が問
題となるため下限を１℃／秒とする。結局、最高温度か
ら少なくとも 450℃までの適切な冷却速度は１〜20℃／
秒で、且つ調質圧延の圧下率は0.４％以下でなければな
らない。なお、調質圧延の形状矯正の他に、レベラーな
どを使用することも可能であるが伸び率は同様に0.４％
以下に制御する必要がある。次いで、実施例について説
明する。
加熱して仕上温度 950℃として3.５mm厚のホットコイル
を製造し、これを酸洗、冷延して1.５mm厚とし、連続焼
鈍の到達温度 800℃とした。 800℃から 450℃までの冷
却に際して、冷却速度を変える実験を行ってから、調圧
を0.38％実施して磁気測定し、図１を得た。また、これ
ら冷却速度を変更した材料について調圧の圧下率を振ら
せて実験した例を図２に示す。図１，２から判明する如
く、冷却速度が20℃／秒以下で且つ、調圧が0.４％以下
がμ1 ≧2800を得るための必要な条件である。この冷却
速度は例えば、窒素と水スプレーの所謂、気水冷却など
によって得られる。なお、冷却速度は最高温度から 450
℃までが重要であって、本発明者らの実験では、 450℃
以下の温度では 150℃／秒迄の冷却速度までは磁性に問
題ない。また 450℃以下の温度では途中の室温までの冷
却速度で、均熱などの熱履歴を入れても磁気特性に悪い
影響を与えない。最高温度から 450℃までの冷却速度が
遅い方が磁気特性が良いが、過度の徐冷では生産性が問
題となるため下限を１℃／秒とする。結局、最高温度か
ら少なくとも 450℃までの適切な冷却速度は１〜20℃／
秒で、且つ調質圧延の圧下率は0.４％以下でなければな
らない。なお、調質圧延の形状矯正の他に、レベラーな
どを使用することも可能であるが伸び率は同様に0.４％
以下に制御する必要がある。次いで、実施例について説
明する。
【００１２】
【実施例】（実施例１）表２に示した化学成分を含む溶
鋼を連続鋳造してスラブとし、スラブ加熱を1000℃で行
い、仕上温度を 950℃とした熱間圧延を行い、巻取温度
を 650℃として3.７mm厚のホットコイルと成した。次い
で、1.８mmまで冷延した後、 830℃×10秒の均熱を実施
した後、 350℃まで30秒間で冷却（冷速：16℃／秒）し
て、次いで60℃／秒の冷速で室温まで冷した。調圧を0.
３％圧下率で実施して形状矯正し、磁気特性測定用の試
料をリング（外径 120mm×内径80mm）にワイヤーカット
で切りだし、５枚重ねで直流磁気特性をJIS C 2550に準
拠して測定し表２を得た。
鋼を連続鋳造してスラブとし、スラブ加熱を1000℃で行
い、仕上温度を 950℃とした熱間圧延を行い、巻取温度
を 650℃として3.７mm厚のホットコイルと成した。次い
で、1.８mmまで冷延した後、 830℃×10秒の均熱を実施
した後、 350℃まで30秒間で冷却（冷速：16℃／秒）し
て、次いで60℃／秒の冷速で室温まで冷した。調圧を0.
３％圧下率で実施して形状矯正し、磁気特性測定用の試
料をリング（外径 120mm×内径80mm）にワイヤーカット
で切りだし、５枚重ねで直流磁気特性をJIS C 2550に準
拠して測定し表２を得た。
【表２】 表２に示す如く、本発明範囲成分の試料No.(１）と
（２）は透磁率μ1 が2800を越えた。Ｃ，Ｍn ，Ｐ，
Ｓ，Sol.Al，Ｎなどが本発明を外れた比較例の試料No.
(３),（４),（５),（６),（７）および（８）は透磁率
μ1 ≧2800を満足出来なかった。
（２）は透磁率μ1 が2800を越えた。Ｃ，Ｍn ，Ｐ，
Ｓ，Sol.Al，Ｎなどが本発明を外れた比較例の試料No.
(３),（４),（５),（６),（７）および（８）は透磁率
μ1 ≧2800を満足出来なかった。
【００１３】（実施例２）表２に示す試料No.(１）の化
学成分を含むスラブを表３に示す条件で熱間圧延し、巻
取温度を 600℃として3.２mm厚のホットコイルを製造し
た。次いで、1.２mmまで冷延してから 800℃×６秒の再
結晶焼鈍を窒素中で施し 450℃まで10℃／秒で冷却し
た。その後 450℃で15秒の均熱処理を施し、 100℃／秒
で室温まで冷却した。形状矯正はレベラーを利用し、伸
び率を0.１％とした。磁気特性を実施例１と同様に測定
した。
学成分を含むスラブを表３に示す条件で熱間圧延し、巻
取温度を 600℃として3.２mm厚のホットコイルを製造し
た。次いで、1.２mmまで冷延してから 800℃×６秒の再
結晶焼鈍を窒素中で施し 450℃まで10℃／秒で冷却し
た。その後 450℃で15秒の均熱処理を施し、 100℃／秒
で室温まで冷却した。形状矯正はレベラーを利用し、伸
び率を0.１％とした。磁気特性を実施例１と同様に測定
した。
【表３】 表で見る如く、所望の透磁率を得るにはスラブ加熱温度
と仕上温度が本発明の範囲内にあることが必要であっ
た。
と仕上温度が本発明の範囲内にあることが必要であっ
た。
【００１４】（実施例３）表４に示す成分の溶鋼を連続
鋳造して、1020℃×20分のスラブ加熱し、仕上温度 920
℃、巻取温度 630℃とし、4.０mm厚のホットコイルを製
造した。次いで、冷延して2.３mm厚とし、表５の実験を
行い、磁性を測定した。
鋳造して、1020℃×20分のスラブ加熱し、仕上温度 920
℃、巻取温度 630℃とし、4.０mm厚のホットコイルを製
造した。次いで、冷延して2.３mm厚とし、表５の実験を
行い、磁性を測定した。
【表４】
【表５】 再結晶温度は 750〜 900℃がμ1 ≧2800に必要であり
（試料（１）〜（４）の実験）、 450℃迄の冷却速度は
20℃／秒以下が必要であり（試料（５）〜（８）の実
験）、調質圧延の圧下率は0.４％以下が必要であった
（試料（９）〜（11）の実験）。これらのことより、本
発明の範囲を満足させる条件のみで、優れた磁気特性を
得ることが出来た。
（試料（１）〜（４）の実験）、 450℃迄の冷却速度は
20℃／秒以下が必要であり（試料（５）〜（８）の実
験）、調質圧延の圧下率は0.４％以下が必要であった
（試料（９）〜（11）の実験）。これらのことより、本
発明の範囲を満足させる条件のみで、優れた磁気特性を
得ることが出来た。
【００１５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明は成分、熱
延条件、連続焼鈍条件を厳密に制御することにより、磁
気特性に優れた粒子加速器用鋼板を低コストで大量に生
産しうる効果を有する。
延条件、連続焼鈍条件を厳密に制御することにより、磁
気特性に優れた粒子加速器用鋼板を低コストで大量に生
産しうる効果を有する。
【図１】再結晶焼鈍後の冷却速度と透磁率の関係を示す
図である。
図である。
【図２】再結晶焼鈍後の各々の冷却速度での調質圧延の
圧下率と透磁率の関係を示す図である。
圧下率と透磁率の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％でＣ≦0.01％，Ｓi ≦0.３％，Ｍ
n ：0.１〜1.０％，Ｐ≦0.３％，Ｓ≦0.02％，Sol.Al≦
0.01％，Ｎ≦0.01％残部が鉄および不可避的不純物から
なるスラブを 950〜1150℃で加熱し、熱延し、仕上温度
を 910℃以上として熱延コイルを得た後、冷間圧延して
0.９〜2.５mmとし、次いで、連続焼鈍で 750〜 900℃で
再結晶焼鈍し、再結晶温度から 450℃迄の間に１〜20℃
／秒の冷却速度で冷却し、最後の調質圧延の圧下率を0.
４％以下で実施することを特徴とする、１Oeでの直流透
磁率が2800以上の優れた磁気特性を有する連続焼鈍によ
る粒子加速器用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4156691A JPH08931B2 (ja) | 1991-03-07 | 1991-03-07 | 連続焼鈍による粒子加速器用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4156691A JPH08931B2 (ja) | 1991-03-07 | 1991-03-07 | 連続焼鈍による粒子加速器用鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04280921A JPH04280921A (ja) | 1992-10-06 |
| JPH08931B2 true JPH08931B2 (ja) | 1996-01-10 |
Family
ID=12611997
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4156691A Expired - Lifetime JPH08931B2 (ja) | 1991-03-07 | 1991-03-07 | 連続焼鈍による粒子加速器用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08931B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6217673B1 (en) | 1994-04-26 | 2001-04-17 | Ltv Steel Company, Inc. | Process of making electrical steels |
| DE69517557T2 (de) * | 1994-04-26 | 2001-02-08 | Ltv Steel Co Inc | Verfahren zum Herstellen von Elektrostahl |
| US6068708A (en) * | 1998-03-10 | 2000-05-30 | Ltv Steel Company, Inc. | Process of making electrical steels having good cleanliness and magnetic properties |
| JP4844314B2 (ja) * | 2006-03-14 | 2011-12-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| JP6110097B2 (ja) * | 2012-03-30 | 2017-04-05 | 日新製鋼株式会社 | 高出力リラクタンスモータ鉄心用鋼板とその製造方法、これを素材とするリラクタンスモータ用ロータ、ステータおよびリラクタンスモータ |
-
1991
- 1991-03-07 JP JP4156691A patent/JPH08931B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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| JPH04280921A (ja) | 1992-10-06 |
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