JPH0310019A - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0310019A JPH0310019A JP1342206A JP34220689A JPH0310019A JP H0310019 A JPH0310019 A JP H0310019A JP 1342206 A JP1342206 A JP 1342206A JP 34220689 A JP34220689 A JP 34220689A JP H0310019 A JPH0310019 A JP H0310019A
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- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
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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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- C21D8/1222—Hot rolling
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- 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
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- C21D8/1244—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment
- C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
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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】
Ｃ産業上の利用分野〕
本発明は直送圧延による無方向性電磁鋼板の製造方法に
関する。
関する。
電磁鋼板の磁気特性を支配する重要な因子として、鋼中
に析出するＡＩＮ、ＭｎＳなどの量、サイズ、分布形態
などがある。これらは、最終製品の磁気特性に影響をお
よぼすことはもちろんであるが、製造過程において鋼板
のミクロ組織形成に対して重要な役割を果たす。
に析出するＡＩＮ、ＭｎＳなどの量、サイズ、分布形態
などがある。これらは、最終製品の磁気特性に影響をお
よぼすことはもちろんであるが、製造過程において鋼板
のミクロ組織形成に対して重要な役割を果たす。
方向性珪素鋼板の場合は、こうした析出物は二次再結晶
時のインヒビターとして有効に利用されるが、無方向性
珪素鋼板の場合は、それらを無害化するため、以下の様
な技術が開示されている。
時のインヒビターとして有効に利用されるが、無方向性
珪素鋼板の場合は、それらを無害化するため、以下の様
な技術が開示されている。
１、スラブを低温加熱することによって、ＡＩＮあるい
はＭ ｎ Ｓの再溶解を抑制する（例えば特公昭５０−
３５８８５号）。
はＭ ｎ Ｓの再溶解を抑制する（例えば特公昭５０−
３５８８５号）。
２、微細な非金属介在物の析出を伴うＳ、○量を低減す
る（例えば、特公昭５６−２２９３１号）。
る（例えば、特公昭５６−２２９３１号）。
３、Ｃａ、、ＲＥＭ添加による硫化物の形態制御方法（
例えば、特公昭５８−１７２４８号、特公昭５８−１７
２４９号）。
例えば、特公昭５８−１７２４８号、特公昭５８−１７
２４９号）。
４、熱延後の超高温巻取りによる自己焼鈍を利用したＡ
ＩＮの粗大化（例えば、特公昭５７−４３１３２号）。
ＩＮの粗大化（例えば、特公昭５７−４３１３２号）。
しかし、こうした技術の多くは従来のスラブ加熱−熱延
プロセスを前提としたもので、省エネルギー、省プロセ
スの観点から有望と目される直送圧延を考えた場合、Ａ
ＩＮあるいはＭｎＳが熱延過程で鋼中に微細に析出する
ため、上記技術のみでは優れた磁気特性を得るためには
不十分である。
プロセスを前提としたもので、省エネルギー、省プロセ
スの観点から有望と目される直送圧延を考えた場合、Ａ
ＩＮあるいはＭｎＳが熱延過程で鋼中に微細に析出する
ため、上記技術のみでは優れた磁気特性を得るためには
不十分である。
そこで、こうした観点に立ち、直送圧延においてＡＩＮ
等の粗大化を図る方法として、特公昭５６−１８０４５
号、特公昭５６−３３４５１号。
等の粗大化を図る方法として、特公昭５６−１８０４５
号、特公昭５６−３３４５１号。
特開昭５８−１２３８２５号のように直送圧延の途中で
軽加熱を行い、ＡＩＮの粗大化を図るようにした技術が
提案されている。しかし、こうした技術は、スラブの厚
さ方向でＡＩＮの粗大化を不均一にする要因となり、特
性の均一性が重要である電磁鋼板の製造法としては、必
ずしも十分なものとは言い難い。
軽加熱を行い、ＡＩＮの粗大化を図るようにした技術が
提案されている。しかし、こうした技術は、スラブの厚
さ方向でＡＩＮの粗大化を不均一にする要因となり、特
性の均一性が重要である電磁鋼板の製造法としては、必
ずしも十分なものとは言い難い。
本発明はこのような従来の問題に鑑みなされたもので、
直送圧延技術を電磁鋼板の製造プロセスにおいて実現す
るため、従来問題となっていた直送圧延におけるＡＩＮ
、ＭｎＳの析出形態制御を独自の成分設計と処理条件の
規定とにより可能ならしめたものであり、直送圧延途中
で析出するＡＩＮおよびＭ ｎ Ｓを、ＡＩとＳの量を
規制することによって磁気特性に問題とならないレベル
まで低減させ、さらに、不可避的に析出する窒化物をＢ
Ｎとして粗大析出することを骨子とするものである。
直送圧延技術を電磁鋼板の製造プロセスにおいて実現す
るため、従来問題となっていた直送圧延におけるＡＩＮ
、ＭｎＳの析出形態制御を独自の成分設計と処理条件の
規定とにより可能ならしめたものであり、直送圧延途中
で析出するＡＩＮおよびＭ ｎ Ｓを、ＡＩとＳの量を
規制することによって磁気特性に問題とならないレベル
まで低減させ、さらに、不可避的に析出する窒化物をＢ
Ｎとして粗大析出することを骨子とするものである。
すなわち、本願第１の発明は、Ｃ： ０．０２ｗｔ％以
下、Ｓ ｉ ： ０．１〜１，５ｗｔ％１Ｍｎ ： ０
．１〜１．０ｗｔ％、Ｓ：ｏ、ｏｏｓ留ｔ％未満、Ａ
ｌ ： ０．００２すｔ％以下、Ｐ ： ０．１ｔｉｔ
％以下、Ｎ ： ０．００３０留ｔ％以下、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、ｔ４片
表面温度が１０００℃を下回らない状態、または鋳片表
面温度が６００℃を下回らない温度域から１０００℃以
上に再加熱して１０分以上均熱した状態のいずれかから
熱間圧延を開始し、仕上温度８２０℃以上で圧延を終了
した後、６５０℃以上で巻取り、この熱延鋼帯に１回若
しくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を施した後
、７５０〜９５０℃の範囲で連続焼鈍するようにしたも
のである。
下、Ｓ ｉ ： ０．１〜１，５ｗｔ％１Ｍｎ ： ０
．１〜１．０ｗｔ％、Ｓ：ｏ、ｏｏｓ留ｔ％未満、Ａ
ｌ ： ０．００２すｔ％以下、Ｐ ： ０．１ｔｉｔ
％以下、Ｎ ： ０．００３０留ｔ％以下、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、ｔ４片
表面温度が１０００℃を下回らない状態、または鋳片表
面温度が６００℃を下回らない温度域から１０００℃以
上に再加熱して１０分以上均熱した状態のいずれかから
熱間圧延を開始し、仕上温度８２０℃以上で圧延を終了
した後、６５０℃以上で巻取り、この熱延鋼帯に１回若
しくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を施した後
、７５０〜９５０℃の範囲で連続焼鈍するようにしたも
のである。
また、本願第２の発明は、Ｃ：０．０２υｔ％以下、Ｓ
ｉ： ０．１〜１．５ｗｔ％、Ｍ ｎ ： Ｏ゛、 １
〜１ 、（ｈｔ％、Ｓｈｏ。
ｉ： ０．１〜１．５ｗｔ％、Ｍ ｎ ： Ｏ゛、 １
〜１ 、（ｈｔ％、Ｓｈｏ。
００５１１ｔ％未満、Ａ １ ： ０．００５すｔ％以
下、Ｐ ： Ｏ，１ｗｔ％以下、Ｎ ： ０．００３０
ｗｔ％以下で、且つＢ （ｗｔ％）／Ｎ［ｗｔ％］が０
．８〜２．０のＢを含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる連続鋳造スラブを、上記と同様の条件で処理
するようにしたものである。
下、Ｐ ： Ｏ，１ｗｔ％以下、Ｎ ： ０．００３０
ｗｔ％以下で、且つＢ （ｗｔ％）／Ｎ［ｗｔ％］が０
．８〜２．０のＢを含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる連続鋳造スラブを、上記と同様の条件で処理
するようにしたものである。
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
まず、鋼成分の限定理由について説明する。
Ｃ：本発明は製鋼段階でＣ： ０．０２ｗｔ％以下とし
た鋼を特徴とする特に、磁気時効の観点からは最終的に
は０．００５ｗｔ％・未満が好ましく、製鋼時の脱ガス
プロセスで脱炭するか、最終焼鈍時に脱炭を行うものと
する。
た鋼を特徴とする特に、磁気時効の観点からは最終的に
は０．００５ｗｔ％・未満が好ましく、製鋼時の脱ガス
プロセスで脱炭するか、最終焼鈍時に脱炭を行うものと
する。
Ｓｔ： Ｓｉは電磁鋼板における鉄損値の低減に対して
有効な元素であり、低鉄損が必須となる高級材では２ｖ
″ｔ％以上添加される。しかし、高Ｓｉ化に伴って熱延
巻取後に十分なフェライトの再結品が進行せず、所望の
特性を得るために熱延板焼鈍が必要になる。本発明では
、熱延板焼鈍を経ないでより経済的に低級材を供給する
狙いから、Ｓｊの上限を１゜５ｗｔ％とする。一方、電
磁鋼板として必須である鉄損値の低減という目的から、
Ｓｉの下限を０，１ｗｔ％とする。
有効な元素であり、低鉄損が必須となる高級材では２ｖ
″ｔ％以上添加される。しかし、高Ｓｉ化に伴って熱延
巻取後に十分なフェライトの再結品が進行せず、所望の
特性を得るために熱延板焼鈍が必要になる。本発明では
、熱延板焼鈍を経ないでより経済的に低級材を供給する
狙いから、Ｓｊの上限を１゜５ｗｔ％とする。一方、電
磁鋼板として必須である鉄損値の低減という目的から、
Ｓｉの下限を０，１ｗｔ％とする。
Ｍｎ：Ｍｎは直送圧延にて電磁鋼板を製造する場合、鋼
中ＳをＭｎＳとして析出させることから、そのサイズコ
ントロールという点で非常に重要な元素である。本発明
では鋼中Ｓを十分に析出させるためその下限を０，１ｗ
ｔ％とする。また、Ｍｎの上限は磁気特性に悪影響を及
ぼさない限界として１．０讐ｔ％とする。
中ＳをＭｎＳとして析出させることから、そのサイズコ
ントロールという点で非常に重要な元素である。本発明
では鋼中Ｓを十分に析出させるためその下限を０，１ｗ
ｔ％とする。また、Ｍｎの上限は磁気特性に悪影響を及
ぼさない限界として１．０讐ｔ％とする。
ＳＯ５は直送圧延下でＭｎＳの析出総量を規制する狙い
から０．００５ｔ１ｔ％未満とする。
から０．００５ｔ１ｔ％未満とする。
Ａｌ：Ａｌは本発明において重要な元素であり、従来の
技術がＡＩＮの析出形態の制御を狙いとしたのに対し、
本発明ではＡＩを極力低下させ。
技術がＡＩＮの析出形態の制御を狙いとしたのに対し、
本発明ではＡＩを極力低下させ。
ＡＩＮを磁気特性上問題とならないレベルまで低下させ
ることを狙いとしている。このためＡＩは０，００２ｗ
ｔ％以下に規制される。しかし、後述するようなりを添
加する場合には、第１図に示されるように０．００５ｗ
ｔ％以下とすることで優れた特性が得られる。
ることを狙いとしている。このためＡＩは０，００２ｗ
ｔ％以下に規制される。しかし、後述するようなりを添
加する場合には、第１図に示されるように０．００５ｗ
ｔ％以下とすることで優れた特性が得られる。
ｐｏｐは低Ｓｉ電磁鋼板の鉄損を下げる安価で且つ有効
な元素であるが、多量に添加すると硬質となるばかりで
なく、スラブ割れ等の原因となり、このため０．１ｗｔ
％をその上限とする。
な元素であるが、多量に添加すると硬質となるばかりで
なく、スラブ割れ等の原因となり、このため０．１ｗｔ
％をその上限とする。
ＮＵＮは熱延過程で微細なＡＩＮとして析出し、熱延板
の粒成長のみならず、冷圧後の最終焼鈍においても粒成
長を阻害する。本発明はＡＩＮの析出をなるべく抑え、
好ましくは後述するＢの添加によりＢＮとして析出させ
るようにしたものであり、ＡＩＮ、ＢＮとしての析出量
を規制するためＮの上限を０．００３（ｈｔ％とする。
の粒成長のみならず、冷圧後の最終焼鈍においても粒成
長を阻害する。本発明はＡＩＮの析出をなるべく抑え、
好ましくは後述するＢの添加によりＢＮとして析出させ
るようにしたものであり、ＡＩＮ、ＢＮとしての析出量
を規制するためＮの上限を０．００３（ｈｔ％とする。
ＢＩＢは本発明において最も重要な元素の１つであり、
特に直送圧延時に析出するＡＩＮをＡｌ量を規制するこ
とで極力低減させ、不可避的に含まれるＮをＢＮとして
析出させる。第１図は低鉄損値（ＡＷ工、７５゜は通常
のＨＣＲ材との鉄損値の差）が得られるＢ／Ｎの領域を
Ａｌ量との関係で調べたもので、Ａ ｌ ： ０．００
５ｗｔ％以下において。
特に直送圧延時に析出するＡＩＮをＡｌ量を規制するこ
とで極力低減させ、不可避的に含まれるＮをＢＮとして
析出させる。第１図は低鉄損値（ＡＷ工、７５゜は通常
のＨＣＲ材との鉄損値の差）が得られるＢ／Ｎの領域を
Ａｌ量との関係で調べたもので、Ａ ｌ ： ０．００
５ｗｔ％以下において。
Ｂ／Ｎ：０．８〜２．０の範囲で通常のＨＣＲ材とほぼ
同等の低鉄損値が得られている。このため本発明では、
ＢをＢ／Ｎ：０．８〜２．０の範囲で添加する。
同等の低鉄損値が得られている。このため本発明では、
ＢをＢ／Ｎ：０．８〜２．０の範囲で添加する。
本発明では以上のような組成の連続鋳造スラブを直送圧
延するが、この直送圧延の圧延を開始するスラブ温度（
鋳片表面温度、以下同様）を１０００℃以上とした。こ
れは、圧延開始温度が１０００℃未満であると、本発明
が規定する仕上温度および巻取温度を確保することが困
難となり、熱延時の歪誘起析出および巻取後のＢＮの成
長が不十分となるためである。また、本発明ではスラブ
温度が１０００℃未満となった場合でもその下限を６０
０℃とし、この６００℃以上の温度域から１０００℃以
上に再加熱して圧延を行うことができ、これによっても
所望の特性を得ることができる。
延するが、この直送圧延の圧延を開始するスラブ温度（
鋳片表面温度、以下同様）を１０００℃以上とした。こ
れは、圧延開始温度が１０００℃未満であると、本発明
が規定する仕上温度および巻取温度を確保することが困
難となり、熱延時の歪誘起析出および巻取後のＢＮの成
長が不十分となるためである。また、本発明ではスラブ
温度が１０００℃未満となった場合でもその下限を６０
０℃とし、この６００℃以上の温度域から１０００℃以
上に再加熱して圧延を行うことができ、これによっても
所望の特性を得ることができる。
スラブ温度が６００℃未満となると、もはや短時間の再
加熱処理でスラブ中心部まで均一加熱することが困難と
なり、従来のようなスラブ加熱が不可避となる。つまり
経済的観点から本発明のメリットが損われることになる
。なお、スラブを再加熱する際の均熱時間は、１０分以
上確保すれば十分な特性が得られるが、均熱時間が長く
なり過ぎることは経済上得策ではなく、このため均熱時
間は４０分以下が好ましい。
加熱処理でスラブ中心部まで均一加熱することが困難と
なり、従来のようなスラブ加熱が不可避となる。つまり
経済的観点から本発明のメリットが損われることになる
。なお、スラブを再加熱する際の均熱時間は、１０分以
上確保すれば十分な特性が得られるが、均熱時間が長く
なり過ぎることは経済上得策ではなく、このため均熱時
間は４０分以下が好ましい。
熱間圧延では巻取温度を確保するため８２０ ℃以上の
温度で仕上圧延された後、６５０℃以上の温度で巻取ら
れる。本発明法では、ＢＨの析出と同時に巻取り後での
熱延板のフェライト組織を十分に再結晶させる狙いから
、６５０℃以上の温度で巻取ることを必須とする。
温度で仕上圧延された後、６５０℃以上の温度で巻取ら
れる。本発明法では、ＢＨの析出と同時に巻取り後での
熱延板のフェライト組織を十分に再結晶させる狙いから
、６５０℃以上の温度で巻取ることを必須とする。
熱延鋼帯は、常法にしたがい１回若しくは中間焼鈍をは
さむ２回以上の冷間圧延を経て、７５０〜９５０℃の温
度で連続焼鈍される。
さむ２回以上の冷間圧延を経て、７５０〜９５０℃の温
度で連続焼鈍される。
上記中間焼鈍は通常７５０〜９００℃程度の均熱温度で
行われ、この焼鈍方式はコイル状焼鈍、連続焼鈍のいず
れでもよい。
行われ、この焼鈍方式はコイル状焼鈍、連続焼鈍のいず
れでもよい。
最終焼鈍は連続焼鈍により行う。その加熱温度は７５０
℃未満では十分粒成長ができず、一方加熱温度が９５０
℃を超えるとフェライト粒が大きくなり過ぎ、逆に鉄損
が増大してしまう。
℃未満では十分粒成長ができず、一方加熱温度が９５０
℃を超えるとフェライト粒が大きくなり過ぎ、逆に鉄損
が増大してしまう。
実施例１
第１表に示すＮｏ、 １．ＮＯ，３、Ｎｏ、 １８の各
鋼成分の連続鋳造スラブを第２表に示す条件で直送熱間
圧延（板厚２．０ａａｔ）シ、該鋼帯を酸洗、冷間圧延
（板厚０，５ａｅｔ）した後、連続焼鈍ラインによる最
終焼鈍を施した。得られた鋼板の磁気特性を第２表に併
せて示す。
鋼成分の連続鋳造スラブを第２表に示す条件で直送熱間
圧延（板厚２．０ａａｔ）シ、該鋼帯を酸洗、冷間圧延
（板厚０，５ａｅｔ）した後、連続焼鈍ラインによる最
終焼鈍を施した。得られた鋼板の磁気特性を第２表に併
せて示す。
エ：発明条件。
Ｃ：比較条件。
＊：請求範囲外の条件
実施例２
第１表に示すＮ００８、ＮＯ，１８の鋼成分の連続鋳造
スラブを、第３表に示す条件で再加熱、熱間圧延（板厚
２．Ｏｍｍｔ）シ、該鋼帯を酸洗、冷間圧延（板厚０．
５閣ｔ）した後、連続焼鈍ラインによる最終焼鈍を施し
た。得られた鋼板の磁気特性を第３表に併せて示す。
スラブを、第３表に示す条件で再加熱、熱間圧延（板厚
２．Ｏｍｍｔ）シ、該鋼帯を酸洗、冷間圧延（板厚０．
５閣ｔ）した後、連続焼鈍ラインによる最終焼鈍を施し
た。得られた鋼板の磁気特性を第３表に併せて示す。
実施例３
第１表に示す各鋼成分の連続鋳造スラブを加熱炉に装入
することなく、ｔ４片表面温度が１０００℃以上の状態
から直送圧延を行い、仕上温度８２０〜８７０℃で２
、０ ＋ｍ ｔに熱延した後、６８０〜７１０℃で巻取
り１次いで、酸洗後、０．５ｍｔまで冷間圧延した。こ
の冷延鋼帯を第４−ａ表および第４−ｂ表に示す温度で
連続焼鈍して得られた鋼板の磁気特性を、第４−ａ表お
よ第４−ａ表 第４−ｂ表
することなく、ｔ４片表面温度が１０００℃以上の状態
から直送圧延を行い、仕上温度８２０〜８７０℃で２
、０ ＋ｍ ｔに熱延した後、６８０〜７１０℃で巻取
り１次いで、酸洗後、０．５ｍｔまで冷間圧延した。こ
の冷延鋼帯を第４−ａ表および第４−ｂ表に示す温度で
連続焼鈍して得られた鋼板の磁気特性を、第４−ａ表お
よ第４−ａ表 第４−ｂ表
第１図は低鉄損値が得られるＢ／Ｎの領域をＡｌ量との
関係で示したものである。
関係で示したものである。
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．０２ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．１〜１．５
ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜１．０ｗｔ％、Ｓ：０．００５
ｗｔ％未満、Ａｌ：０．００２ｗｔ％以下、Ｐ：０．１
ｗｔ％以下、Ｎ：０．００３０ｗｔ％以下、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる連続鋳造スラブを、鋳片表
面温度が１０００℃を下回らない状態、または鋳片表面
温度が６００℃を下回らない温度域から１０００℃以上
に再加熱して１０分以上均熱した状態のいずれかから熱
間圧延を開始し、仕上温度８２０℃以上で圧延を終了し
た後、６５０℃以上で巻取り、この熱延鋼帯に１回若し
くは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を施した後、
７５０〜９５０℃の範囲で連続焼鈍することを特徴とす
る無方向性電磁鋼板の製造方法。 - （２）Ｃ：０．０２ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．１〜１．５
ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜１．０ｗｔ％、Ｓ：０．００５
ｗｔ％未満、Ａｌ：０．００５ｗｔ％以下、Ｐ：０．１
ｗｔ％以下、Ｎ：０．００３０ｗｔ％以下で、且つＢ〔
ｗｔ％〕／Ｎ〔ｗｔ％〕が０．８〜２．０のＢを含み、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる連続鋳造スラブ
を、鋳片表面温度が１０００℃を下回らない状態、また
は鋳片表面温度が６００℃を下回らない温度域から１０
００℃以上に再加熱して１０分以上均熱した状態のいず
れかから熱間圧延を開始し、仕上温度８２０℃以上で圧
延を終了した後、６５０℃以上で巻取り、この熱延鋼帯
に１回若しくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延を
施した後、７５０〜９５０℃の範囲で連続焼鈍すること
を特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1342206A JPH07116509B2 (ja) | 1989-02-21 | 1989-12-29 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| FR909001907A FR2643386B1 (fr) | 1989-02-21 | 1990-02-16 | Procede de fabrication de feuillards d'acier magnetique non oriente |
| KR1019900002169A KR950013286B1 (ko) | 1989-02-21 | 1990-02-21 | 무방향성 전자 강스트립의 제조방법 |
| DE4005511A DE4005511A1 (de) | 1989-02-21 | 1990-02-21 | Verfahren zum herstellen von nichtorientiertem stahlblech |
| US07/747,381 US5108521A (en) | 1989-02-21 | 1991-08-20 | Method of making non-oriented magnetic steel strips |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3921489 | 1989-02-21 | ||
| JP1-39214 | 1989-02-21 | ||
| JP1342206A JPH07116509B2 (ja) | 1989-02-21 | 1989-12-29 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
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