JPS5933170B2 - 磁束密度の極めて高い、含Ａｌ一方向性珪素鋼板の製造法 - Google Patents
磁束密度の極めて高い、含Ａｌ一方向性珪素鋼板の製造法Info
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- JPS5933170B2 JPS5933170B2 JP53120440A JP12044078A JPS5933170B2 JP S5933170 B2 JPS5933170 B2 JP S5933170B2 JP 53120440 A JP53120440 A JP 53120440A JP 12044078 A JP12044078 A JP 12044078A JP S5933170 B2 JPS5933170 B2 JP S5933170B2
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- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
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- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
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- 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
- C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
- C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、特にＡｌを含有する磁束密度の極めて高い一
方向性珪素鋼板の製造に関するものである。
方向性珪素鋼板の製造に関するものである。
一般に本発明の対象とする含Ａｎ一方向性珪素鋼板の製
造に於ては、従来使用されている製鋼炉で製造した溶鋼
を、連続鋳造法或は普通造塊法で鋳造し、必要に応じて
分塊工程を経て、スラブを得、このスラブを更に熱延し
、１回又は２回法により冷延して最終ゲージの鋼板を製
造する。
造に於ては、従来使用されている製鋼炉で製造した溶鋼
を、連続鋳造法或は普通造塊法で鋳造し、必要に応じて
分塊工程を経て、スラブを得、このスラブを更に熱延し
、１回又は２回法により冷延して最終ゲージの鋼板を製
造する。
熱延板の化学成分はＳｉ：２．５〜４．０％、Ｃ■０．
０２〜０．０８５％、Ａｌ：０．０１０％〜０．０６％
、Ｎ： ０．００２％〜０．０１０％、その他Ｍｎ、Ｓ
など通常の量含有するもので、他に必要に応じてＢｅ、
Ｔｅ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｖ、Ｃに、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂな
ど微量含有させてもよく、その他Ｆｅと通常含有する不
純物からなつている。このような成分の熱延板は、最終
冷延前にＡＩＮを均一に分散析出させるための焼鈍処理
を必要に応じて行なう。冷延板は脱炭処理され、焼鈍分
離剤（ＭｇＯを主成分）を塗布した後コイルの形でバッ
チ式の最終焼鈍が行なわれる。従来から磁束密度が極め
て高い、即ちＢ８（磁化力８００Ａ／ｍの時の磁束密度
）が１．９０以上の特性を得る為には、この最終焼鈍の
昇温過程で２次再結晶が終了するまで雰囲気にＮ２を含
有させておくとか、特開昭５０−１３４９１７公報に述
べてある如く、露点を特定の範囲に制御するとか、種々
の先行技術があるが、本発明は、これらの技術を更に発
展させたもので、極めて高い磁束密度を安定して得るこ
とを目的とするものである。即ち本発明は、この最終焼
鈍工程の、加熱昇温過程に於て、８００℃以上９５０℃
までの何れかの温度に於ける焼鈍雰囲気中のＮ２分圧を
２０％以下として、板表面層の結晶粒を粗大化する下地
をつくり、次いで２次再結晶の進行する温度から２次再
結晶終了するほゞ１１００℃までのＮ２分圧を３％以上
、好ましくは１０％以上とすることにより、磁束密度が
極めて高い、即ちＢ８が１．９０以上の特性を安定して
得る方法を提供するものである。本発明者は、２次再結
晶粒成長挙動と、ＡＩＮの析出分散状況について詳細な
研究を行なつた結果次のような新しい知見を得た。２次
再結晶開始直前の板厚断面の結晶粒度の分布を調べその
一例を第１図に示す。
０２〜０．０８５％、Ａｌ：０．０１０％〜０．０６％
、Ｎ： ０．００２％〜０．０１０％、その他Ｍｎ、Ｓ
など通常の量含有するもので、他に必要に応じてＢｅ、
Ｔｅ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｖ、Ｃに、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂな
ど微量含有させてもよく、その他Ｆｅと通常含有する不
純物からなつている。このような成分の熱延板は、最終
冷延前にＡＩＮを均一に分散析出させるための焼鈍処理
を必要に応じて行なう。冷延板は脱炭処理され、焼鈍分
離剤（ＭｇＯを主成分）を塗布した後コイルの形でバッ
チ式の最終焼鈍が行なわれる。従来から磁束密度が極め
て高い、即ちＢ８（磁化力８００Ａ／ｍの時の磁束密度
）が１．９０以上の特性を得る為には、この最終焼鈍の
昇温過程で２次再結晶が終了するまで雰囲気にＮ２を含
有させておくとか、特開昭５０−１３４９１７公報に述
べてある如く、露点を特定の範囲に制御するとか、種々
の先行技術があるが、本発明は、これらの技術を更に発
展させたもので、極めて高い磁束密度を安定して得るこ
とを目的とするものである。即ち本発明は、この最終焼
鈍工程の、加熱昇温過程に於て、８００℃以上９５０℃
までの何れかの温度に於ける焼鈍雰囲気中のＮ２分圧を
２０％以下として、板表面層の結晶粒を粗大化する下地
をつくり、次いで２次再結晶の進行する温度から２次再
結晶終了するほゞ１１００℃までのＮ２分圧を３％以上
、好ましくは１０％以上とすることにより、磁束密度が
極めて高い、即ちＢ８が１．９０以上の特性を安定して
得る方法を提供するものである。本発明者は、２次再結
晶粒成長挙動と、ＡＩＮの析出分散状況について詳細な
研究を行なつた結果次のような新しい知見を得た。２次
再結晶開始直前の板厚断面の結晶粒度の分布を調べその
一例を第１図に示す。
第１図は後述する実施例の条件、即ちイは第２表のＡ、
口はＤ、ハはＥの条件で処理したものである。２次再結
晶後の磁束密度の低いものは、結晶粒は板厚方向に対し
てほと均等に分布しており、磁束密度の高い材料は板表
面の結晶粒が粒成長を起こしており、２次再結晶核は、
この粗大化した結晶粒と、微細な結晶粒層の境界より発
生していることがわかつた。
口はＤ、ハはＥの条件で処理したものである。２次再結
晶後の磁束密度の低いものは、結晶粒は板厚方向に対し
てほと均等に分布しており、磁束密度の高い材料は板表
面の結晶粒が粒成長を起こしており、２次再結晶核は、
この粗大化した結晶粒と、微細な結晶粒層の境界より発
生していることがわかつた。
この粗大結晶粒層の厚みが厚い程、２次再結晶核は、鋼
板内側に移り、ほ＼６０〜８０１ｔｍまでは、２次再結
晶核が内側に移る程、２次再結晶後の磁束密度が高くな
ることを発見した。又この粗大結晶粒層の厚み効果には
限界があり、約９０μｍ以上になると、もはや２次再結
晶しなくなり、いわゆる「細粒」が発生し、磁束密度は
、著しく劣化する。表面層の結晶粒が粗大化するのは、
特に表面層のＡＩＮ（７）濃度が低下する為である。
板内側に移り、ほ＼６０〜８０１ｔｍまでは、２次再結
晶核が内側に移る程、２次再結晶後の磁束密度が高くな
ることを発見した。又この粗大結晶粒層の厚み効果には
限界があり、約９０μｍ以上になると、もはや２次再結
晶しなくなり、いわゆる「細粒」が発生し、磁束密度は
、著しく劣化する。表面層の結晶粒が粗大化するのは、
特に表面層のＡＩＮ（７）濃度が低下する為である。
本発明の主眼とするところは、２次再結晶焼鈍条件を制
御することで、表面層のＡＩＮの濃度を適当に低下させ
ることにある。第２図は、２次再結晶焼鈍過程に於ける
従来法で焼鈍した場合のＡＩＮの変化の調査結果の１例
であるが、鋼板中のＭＮは、９００℃から急激に増加す
ることがわかる。鋼板中のＡＩＮの析出量が約９００℃
の温度から増加する理由は、過飽和のＡｌ，ＮがＡ２Ｎ
として析出することにもよるが、主として、焼鈍雰囲気
中のＮ２が鋼板内に拡散して、鋼板中のＡｌと反応して
ＡＩＮとなる為である。本発明で、昇温過程の前半９５
０℃以下の温度でＮ２分圧を２０％以下と規制したのは
、２次再結晶開始前にＭＮの濃度上昇を防止し、表面層
の粒成長が起る下地ができる。
御することで、表面層のＡＩＮの濃度を適当に低下させ
ることにある。第２図は、２次再結晶焼鈍過程に於ける
従来法で焼鈍した場合のＡＩＮの変化の調査結果の１例
であるが、鋼板中のＭＮは、９００℃から急激に増加す
ることがわかる。鋼板中のＡＩＮの析出量が約９００℃
の温度から増加する理由は、過飽和のＡｌ，ＮがＡ２Ｎ
として析出することにもよるが、主として、焼鈍雰囲気
中のＮ２が鋼板内に拡散して、鋼板中のＡｌと反応して
ＡＩＮとなる為である。本発明で、昇温過程の前半９５
０℃以下の温度でＮ２分圧を２０％以下と規制したのは
、２次再結晶開始前にＭＮの濃度上昇を防止し、表面層
の粒成長が起る下地ができる。
更に昇温を続けると表面層粒度が粗大化し、２次再結晶
核発生位置を最表面層からや＼内側にづらすことにより
、２次再結晶温度を高温側にづらし、集積度の極めて高
いＧＯｓｓ組織を積極的に発達させることを目的とした
ものである。ＡＩＮの過大析出を防止する為には雰囲気
ガス中のＮ２％は低ければ低い程良い、たとえば１００
％Ｈ２雰囲気が最も有効であることは言うまでもないが
、本発明で述べ゛Ｃある成分、製造工程に於ては、Ｎ２
２Ｏ（Ｆ６以下とすれば、効果があるので、上限を２０
（Ｌ以下と規定したものである。又９５０゜Ｃ以下の温
度としたのは、これ以上の温度領域まで引続きＮ２％の
低い、例えば１００ｆｆ１）Ｈ２の雰囲気で処理すると
、第１図の下段に示す如く、表面層の件晶粒が粗大化し
、いわゆる「細粒」発生の危険がある為、Ｎ２分圧の低
い雰囲気での焼鈍温度の上限は９５０℃としたものであ
る。本発明において表面層の粗粒化が起つた後、２次再
結晶開始温度から終了するまでの温度、すなわちほと９
５０℃以上〜１１００℃のまでのある温度領域をＮ２３
％以上と規制した理由は次による。
核発生位置を最表面層からや＼内側にづらすことにより
、２次再結晶温度を高温側にづらし、集積度の極めて高
いＧＯｓｓ組織を積極的に発達させることを目的とした
ものである。ＡＩＮの過大析出を防止する為には雰囲気
ガス中のＮ２％は低ければ低い程良い、たとえば１００
％Ｈ２雰囲気が最も有効であることは言うまでもないが
、本発明で述べ゛Ｃある成分、製造工程に於ては、Ｎ２
２Ｏ（Ｆ６以下とすれば、効果があるので、上限を２０
（Ｌ以下と規定したものである。又９５０゜Ｃ以下の温
度としたのは、これ以上の温度領域まで引続きＮ２％の
低い、例えば１００ｆｆ１）Ｈ２の雰囲気で処理すると
、第１図の下段に示す如く、表面層の件晶粒が粗大化し
、いわゆる「細粒」発生の危険がある為、Ｎ２分圧の低
い雰囲気での焼鈍温度の上限は９５０℃としたものであ
る。本発明において表面層の粗粒化が起つた後、２次再
結晶開始温度から終了するまでの温度、すなわちほと９
５０℃以上〜１１００℃のまでのある温度領域をＮ２３
％以上と規制した理由は次による。
９５『Ｃ〜１１００℃の温度範囲は、本発明に供される
材料の２次再結晶粒成長温度範囲であり、この温度範囲
で雰囲気ガス中のＮ２分圧が３％以下となるとＡ２Ｎの
濃度低下が進行し続け表面層の粗大結晶粒の成長が進行
し、第１図のハに示す如く「細粒」が発生する為である
。
材料の２次再結晶粒成長温度範囲であり、この温度範囲
で雰囲気ガス中のＮ２分圧が３％以下となるとＡ２Ｎの
濃度低下が進行し続け表面層の粗大結晶粒の成長が進行
し、第１図のハに示す如く「細粒」が発生する為である
。
本発明の着眼点は、雰囲気ガス中のＮ２分圧を下げて、
２次再結晶成長が起こる前にまず表面層の結晶粒を粗大
化（ほＹｍａｘ４Ｏμｍ）させ、雰囲気中のＮ２分圧も
３％以上好ましくは１０％以上に高め、それ以上の結晶
粒粗大化を防止して、集積度の高いＧＯｓｓのみを優先
的に成長させるよう、Ｎ２分圧を制御することにある。
しかも上述した粗大結晶粒の表面層を形成することによ
つて２次再結晶温度も高温側になり、その結果磁性（Ｂ
８）を向上させることができる。従来技術の雰囲気制御
の基本は、２次再結晶粒成長完了までＮ２分圧を一定に
保ち、その後磁気特性に有害な不純物を除去する為、Ｎ
２を全く含有しない雰囲気に保つということであり、２
次再結晶粒成長前に於いて、積極的に雰囲気ガス中のＮ
２分圧を下げるという思想は存在しなかつた。
２次再結晶成長が起こる前にまず表面層の結晶粒を粗大
化（ほＹｍａｘ４Ｏμｍ）させ、雰囲気中のＮ２分圧も
３％以上好ましくは１０％以上に高め、それ以上の結晶
粒粗大化を防止して、集積度の高いＧＯｓｓのみを優先
的に成長させるよう、Ｎ２分圧を制御することにある。
しかも上述した粗大結晶粒の表面層を形成することによ
つて２次再結晶温度も高温側になり、その結果磁性（Ｂ
８）を向上させることができる。従来技術の雰囲気制御
の基本は、２次再結晶粒成長完了までＮ２分圧を一定に
保ち、その後磁気特性に有害な不純物を除去する為、Ｎ
２を全く含有しない雰囲気に保つということであり、２
次再結晶粒成長前に於いて、積極的に雰囲気ガス中のＮ
２分圧を下げるという思想は存在しなかつた。
本発明は、２次再結晶粒成長挙動と雰囲気ガス中のＮ２
分圧、ＡＩＮの析出分散の関係について詳細に研究した
結果、重要なことは、２次再結晶開始前の雰囲気中のＮ
２分圧をある値以下とするという全く、逆の方法を採用
することで、極めて磁束密度の高い一方向性珪素鋼を安
定して製造する方法を開発した所にある。また実際操業
上本発明の製造法を採用することによつて昇温速度を速
くすることも可能である。次に本発明を実施例にもとづ
いて説明するが、本発明は、この実施例によつて限定さ
れるものではない。
分圧、ＡＩＮの析出分散の関係について詳細に研究した
結果、重要なことは、２次再結晶開始前の雰囲気中のＮ
２分圧をある値以下とするという全く、逆の方法を採用
することで、極めて磁束密度の高い一方向性珪素鋼を安
定して製造する方法を開発した所にある。また実際操業
上本発明の製造法を採用することによつて昇温速度を速
くすることも可能である。次に本発明を実施例にもとづ
いて説明するが、本発明は、この実施例によつて限定さ
れるものではない。
実施例
第１表に示すような成分を含有する厚さ２００７ＩＬｍ
の連続鋳造法によつて作つたスラブを熱延して、２．３
龍の熱延板とし、これを１１００℃２分間の焼鈍後０．
３ｍ７！Ｌの最終厚みまで冷延した。
の連続鋳造法によつて作つたスラブを熱延して、２．３
龍の熱延板とし、これを１１００℃２分間の焼鈍後０．
３ｍ７！Ｌの最終厚みまで冷延した。
ついで脱炭焼鈍を行つた後ＭｇＯを塗布し、２５℃／Ｈ
の加熱速度で１２００℃まで昇温し、１２００℃の温度
で２０時間の最終焼鈍を行なつた。昇温過程の雰囲気を
第２表に示したＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇの％条件で
処理した。第３図にその結果（Ｂ８）を示した。本発明
の請求範囲に示したように、昇温過程の前半９００℃ま
でのＮ２分圧をＯとし、９００℃以上ではＮ２分圧５０
％，２５％とした場合（条件Ｃ，Ｄ）に、極めて秀れた
特性が得られた。又切替温度が約１０００℃と高い場合
（条件Ｅ，Ｆ）は、従来法と比べても更に悪い値となつ
た。これは、ＡＩＮの濃度低下層の深さが厚くなり、い
わゆる「細粒」が発生した為である。従来法で処理した
場合（条件Ａ）は「細粒」は発生しなかつたが、磁気密
度は低位に安定していた。又昇温過程全温度範囲を８５
％Ｈ２−１５％Ｎ２とした場合（条件Ｂ）は、本発明の
条件を満たしており、従来法と比べて磁束密度が向上し
ている。昇温過程の全工程を１００％Ｈ２とした場合（
条件Ｇ）は、磁束密度が著しく低下するものがあつた。
これは、ＡＩＮの濃度が低下しすぎ、表面層の粗大結晶
粒がそのま＼成長していわゆる「細粒」の部分が発生し
たものである。以上本発明の請求範囲で述べている如く
、９５０゜Ｃ以下の温度に於てはＮ２分圧を２００１）
以下、９５００Ｃ以上では１０％以上に維持することに
よりＢ８＝１．９６〜１．９７と極めて磁束密度の高い
一方向性珪素鋼の製造が可能である。
の加熱速度で１２００℃まで昇温し、１２００℃の温度
で２０時間の最終焼鈍を行なつた。昇温過程の雰囲気を
第２表に示したＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇの％条件で
処理した。第３図にその結果（Ｂ８）を示した。本発明
の請求範囲に示したように、昇温過程の前半９００℃ま
でのＮ２分圧をＯとし、９００℃以上ではＮ２分圧５０
％，２５％とした場合（条件Ｃ，Ｄ）に、極めて秀れた
特性が得られた。又切替温度が約１０００℃と高い場合
（条件Ｅ，Ｆ）は、従来法と比べても更に悪い値となつ
た。これは、ＡＩＮの濃度低下層の深さが厚くなり、い
わゆる「細粒」が発生した為である。従来法で処理した
場合（条件Ａ）は「細粒」は発生しなかつたが、磁気密
度は低位に安定していた。又昇温過程全温度範囲を８５
％Ｈ２−１５％Ｎ２とした場合（条件Ｂ）は、本発明の
条件を満たしており、従来法と比べて磁束密度が向上し
ている。昇温過程の全工程を１００％Ｈ２とした場合（
条件Ｇ）は、磁束密度が著しく低下するものがあつた。
これは、ＡＩＮの濃度が低下しすぎ、表面層の粗大結晶
粒がそのま＼成長していわゆる「細粒」の部分が発生し
たものである。以上本発明の請求範囲で述べている如く
、９５０゜Ｃ以下の温度に於てはＮ２分圧を２００１）
以下、９５００Ｃ以上では１０％以上に維持することに
よりＢ８＝１．９６〜１．９７と極めて磁束密度の高い
一方向性珪素鋼の製造が可能である。
第１図イ，口，ハは２次再結晶開始直前、直後の断面組
織と２次再結晶後のマクロ組織と方位を示す写真である
。 ａは２次再結晶開始直前の板断面の結晶粒分布を示す。 ｂは２次再結晶開始直後の板断面の結晶粒分布を示す。
ｃは２次再結晶終了後のマクロ組織と磁束密度（Ｂ８）
第２図は、最終ＢＯｘ焼鈍過程に於ける温度とＭＮの析
出値との関係を示す図である。
織と２次再結晶後のマクロ組織と方位を示す写真である
。 ａは２次再結晶開始直前の板断面の結晶粒分布を示す。 ｂは２次再結晶開始直後の板断面の結晶粒分布を示す。
ｃは２次再結晶終了後のマクロ組織と磁束密度（Ｂ８）
第２図は、最終ＢＯｘ焼鈍過程に於ける温度とＭＮの析
出値との関係を示す図である。
Claims (1)
- １ 含Ａｌ一方向性珪素鋼の製造に於て、通常の工程で
得られた冷延鋼板を、脱炭焼鈍後、Ｂｏｘｔｙｐｅの２
次再結晶焼鈍工程に於て、加熱昇温中８５０℃〜９５０
℃までのいづれかの温度の焼鈍雰囲気のＮ＿２分圧を２
０％以下とし、２次再結晶が開始し終了するまでの温度
領域ではＮ＿２分圧を３％以上とすることを特徴とする
磁束密度の極めて高い、含Ａｌ一方向性珪素鋼板の製造
法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53120440A JPS5933170B2 (ja) | 1978-10-02 | 1978-10-02 | 磁束密度の極めて高い、含Ａｌ一方向性珪素鋼板の製造法 |
| US06/075,673 US4225366A (en) | 1978-10-02 | 1979-09-13 | Process for producing grain oriented electrical silicon steel sheet containing aluminium |
| GB7933039A GB2036088B (en) | 1978-10-02 | 1979-09-24 | Producing grain oriented electrical silicon steel sheet containing aluminium |
| BE0/197388A BE879083A (fr) | 1978-10-02 | 1979-09-28 | Procede de preparation de tole d'acier en silicium et produits ainsi obtenus |
| IT68894/79A IT1165235B (it) | 1978-10-02 | 1979-10-01 | Procedimento per la produzione di una lamiera di acciaio elettrico al silicio a grani orientati contenenete alluminio |
| DE2939788A DE2939788C2 (de) | 1978-10-02 | 1979-10-01 | Verfahren zur Herstellung eines kornorientierten Silizumstrahlbleches |
| FR7924788A FR2438093B1 (fr) | 1978-10-02 | 1979-10-01 | Procede de production d'une tole d'acier au silicium, electrique, a grain oriente, contenant de l'aluminium |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53120440A JPS5933170B2 (ja) | 1978-10-02 | 1978-10-02 | 磁束密度の極めて高い、含Ａｌ一方向性珪素鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5547324A JPS5547324A (en) | 1980-04-03 |
| JPS5933170B2 true JPS5933170B2 (ja) | 1984-08-14 |
Family
ID=14786250
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP53120440A Expired JPS5933170B2 (ja) | 1978-10-02 | 1978-10-02 | 磁束密度の極めて高い、含Ａｌ一方向性珪素鋼板の製造法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4225366A (ja) |
| JP (1) | JPS5933170B2 (ja) |
| BE (1) | BE879083A (ja) |
| DE (1) | DE2939788C2 (ja) |
| FR (1) | FR2438093B1 (ja) |
| GB (1) | GB2036088B (ja) |
| IT (1) | IT1165235B (ja) |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4416707A (en) * | 1981-09-14 | 1983-11-22 | Westinghouse Electric Corp. | Secondary recrystallized oriented low-alloy iron |
| GB2130241B (en) * | 1982-09-24 | 1986-01-15 | Nippon Steel Corp | Method for producing a grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density |
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