JPH05186834A - 高磁束密度、低鉄損を有する無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
高磁束密度、低鉄損を有する無方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH05186834A JPH05186834A JP3165984A JP16598491A JPH05186834A JP H05186834 A JPH05186834 A JP H05186834A JP 3165984 A JP3165984 A JP 3165984A JP 16598491 A JP16598491 A JP 16598491A JP H05186834 A JPH05186834 A JP H05186834A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、高磁束密度、低鉄損を有する無方
向性電磁鋼板を提供する。 【構成】 高純鋼を変態点以上に急速に加熱し、冷却過
程で変態時の冷速を制御することにより、高磁束密度、
低鉄損を有する無方向性電磁鋼板を製造する方法。
向性電磁鋼板を提供する。 【構成】 高純鋼を変態点以上に急速に加熱し、冷却過
程で変態時の冷速を制御することにより、高磁束密度、
低鉄損を有する無方向性電磁鋼板を製造する方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は磁気特性に優れた無方向
性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】無方向性電磁鋼板は高磁場鉄損の減少に
重きをおいた高Ｓｉの材料と、高磁束密度を重視した普
通鋼成分系の材料がある。後者の材料としてはフルプロ
セスとセミプロセスの分類があり、それらの相違はセミ
プロセスの材料はフルプロセスにスキンパスを施したも
ので、ユーザーで打ち抜き加工をした後、歪み取り焼鈍
をして結晶粒の粗大化を可能にしたものである。この歪
み取り焼鈍による結晶粒の粗大化により、鉄損の顕著な
低減が達成できるが（特開昭６０−１７０１４号公報参
照）、ユーザーによっては必要の焼鈍設備を有していな
いところもあるばかりでなく、設備をもっているところ
でも歪み取り焼鈍による工程の増加は生産性に不利とな
る。
重きをおいた高Ｓｉの材料と、高磁束密度を重視した普
通鋼成分系の材料がある。後者の材料としてはフルプロ
セスとセミプロセスの分類があり、それらの相違はセミ
プロセスの材料はフルプロセスにスキンパスを施したも
ので、ユーザーで打ち抜き加工をした後、歪み取り焼鈍
をして結晶粒の粗大化を可能にしたものである。この歪
み取り焼鈍による結晶粒の粗大化により、鉄損の顕著な
低減が達成できるが（特開昭６０−１７０１４号公報参
照）、ユーザーによっては必要の焼鈍設備を有していな
いところもあるばかりでなく、設備をもっているところ
でも歪み取り焼鈍による工程の増加は生産性に不利とな
る。
【０００３】普通鋼成分系の無方向性電磁鋼板の冷延後
の焼鈍条件は連続焼鈍炉において１０℃／ｓ前後の速度
で昇温し、設定した７５０℃から８５０℃のフェライト
温度域で１分から２分間保持して焼鈍するのが一般的な
条件である。しかし、このような条件では、再結晶後の
粒成長が十分起きず、鉄損の減少に有利と言われる１０
０μｍから３００μｍの結晶粒径の粗大のフェライト組
織は得られない。また、Ａ3 変態点以上の温度に焼鈍し
て、一度オーステナイト組織にすると、従来の成分鋼で
はγ→α変態時に組織が微細化し、低い鉄損を達成する
ことができない。
の焼鈍条件は連続焼鈍炉において１０℃／ｓ前後の速度
で昇温し、設定した７５０℃から８５０℃のフェライト
温度域で１分から２分間保持して焼鈍するのが一般的な
条件である。しかし、このような条件では、再結晶後の
粒成長が十分起きず、鉄損の減少に有利と言われる１０
０μｍから３００μｍの結晶粒径の粗大のフェライト組
織は得られない。また、Ａ3 変態点以上の温度に焼鈍し
て、一度オーステナイト組織にすると、従来の成分鋼で
はγ→α変態時に組織が微細化し、低い鉄損を達成する
ことができない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】近年、フェライト組織
の粗大化及び磁気時効の観点よりＣの極低化及び成分の
高純化が施行されているが、これによる組織の粗大化は
従来の連続焼鈍条件では不十分である。一方、Ｃの極低
化及び成分の高純化により冷延焼鈍後の集合組織は｛１
１１｝方位が高く、磁気特性に好ましい｛１００｝方位
が低くなる欠点がある。また、鉄損の減少を狙い板厚を
薄くするために冷延率を高めると上記の集合組織形成の
傾向はより顕著になる。
の粗大化及び磁気時効の観点よりＣの極低化及び成分の
高純化が施行されているが、これによる組織の粗大化は
従来の連続焼鈍条件では不十分である。一方、Ｃの極低
化及び成分の高純化により冷延焼鈍後の集合組織は｛１
１１｝方位が高く、磁気特性に好ましい｛１００｝方位
が低くなる欠点がある。また、鉄損の減少を狙い板厚を
薄くするために冷延率を高めると上記の集合組織形成の
傾向はより顕著になる。
【０００５】本発明はこのような現状にかんがみ、無方
向性電磁鋼板の製造において焼鈍時間及び設備の大幅な
短縮を可能にするメタラジーを提示し、鉄損減少に有利
な１００μｍから３００μｍの結晶粒径の粗大のフェラ
イト組織を得られ、かつ、｛１１１｝／｛１００｝方位
の比が小さい鋼板をひずみ取り焼鈍を前提にせずに製造
する方法を提供することを目的とするものである。
向性電磁鋼板の製造において焼鈍時間及び設備の大幅な
短縮を可能にするメタラジーを提示し、鉄損減少に有利
な１００μｍから３００μｍの結晶粒径の粗大のフェラ
イト組織を得られ、かつ、｛１１１｝／｛１００｝方位
の比が小さい鋼板をひずみ取り焼鈍を前提にせずに製造
する方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、成品板の
フェライト組織ならびに集合組織形成に及ぼす昇温速
度、焼鈍温度などの影響を研究した結果、鋼の成分、昇
温速度及びγ→α変態時の冷速を限定することおよび、
変態点以上に急速に昇温することにより、非常に短時間
の加熱時間にもかかわらず、鉄損の減少に有利と言われ
る１００μｍから３００μｍの結晶粒径の粗大のフェラ
イト組織が変態後得られることを見いだした。また、
｛１１１｝／｛１００｝方位の比も変態点以下の焼鈍に
比較して顕著に小さくなることが分かった。
フェライト組織ならびに集合組織形成に及ぼす昇温速
度、焼鈍温度などの影響を研究した結果、鋼の成分、昇
温速度及びγ→α変態時の冷速を限定することおよび、
変態点以上に急速に昇温することにより、非常に短時間
の加熱時間にもかかわらず、鉄損の減少に有利と言われ
る１００μｍから３００μｍの結晶粒径の粗大のフェラ
イト組織が変態後得られることを見いだした。また、
｛１１１｝／｛１００｝方位の比も変態点以下の焼鈍に
比較して顕著に小さくなることが分かった。
【０００７】本発明は上記知見に基づいて完成したもの
であって、その要旨とするところは、重量比でＣ：０．
００５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０％
以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａ
ｌ：１．０％以下、必要に応じてＢをＢ／Ｎで１．５以
下含有せしめ、そして他の添加元素の総和を１％以下含
む鋼を、冷延後の焼鈍において５００℃から焼鈍最高温
度の間の平均昇温速度を３００℃／ｓ以上とし、焼鈍最
高温度をＴ（℃）＝９１０＋５０×｛Ｓｉ（wt％）＋Ａ
ｌ（wt％）｝の関係にある温度Ｔ℃超として、冷却過程
においてＴ（℃）からＴ（℃）−３０℃の温度範囲の平
均冷速を８０℃／ｓ以下とすることを特徴とする磁気特
性の優れた鋼板の製造方法にある。
であって、その要旨とするところは、重量比でＣ：０．
００５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０％
以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａ
ｌ：１．０％以下、必要に応じてＢをＢ／Ｎで１．５以
下含有せしめ、そして他の添加元素の総和を１％以下含
む鋼を、冷延後の焼鈍において５００℃から焼鈍最高温
度の間の平均昇温速度を３００℃／ｓ以上とし、焼鈍最
高温度をＴ（℃）＝９１０＋５０×｛Ｓｉ（wt％）＋Ａ
ｌ（wt％）｝の関係にある温度Ｔ℃超として、冷却過程
においてＴ（℃）からＴ（℃）−３０℃の温度範囲の平
均冷速を８０℃／ｓ以下とすることを特徴とする磁気特
性の優れた鋼板の製造方法にある。
【０００８】以下に、本発明の構成要件の限定理由につ
いて詳細に説明する。まず、本発明鋼の化学成分におい
て、Ｃは鉄損改善のためには少ないほうが好ましく、か
つ時効による磁性劣化を生じないためには０．００５％
以下が好ましいので、Ｃ量の上限を０．００５％とし
た。Ｎも鉄損改善のためには少ないほうがよく、本発明
鋼では上限を０．００５％とした。特に、ＡｌＮの析出
を抑制し、鉄損を下げる場合にはＢを添加してＢＮを析
出させることが好ましいが、Ｂ／Ｎが１．５超になると
過剰Ｂが磁性を悪化させるので、Ｂ量の上限をＢ／Ｎで
１．５と定めた。
いて詳細に説明する。まず、本発明鋼の化学成分におい
て、Ｃは鉄損改善のためには少ないほうが好ましく、か
つ時効による磁性劣化を生じないためには０．００５％
以下が好ましいので、Ｃ量の上限を０．００５％とし
た。Ｎも鉄損改善のためには少ないほうがよく、本発明
鋼では上限を０．００５％とした。特に、ＡｌＮの析出
を抑制し、鉄損を下げる場合にはＢを添加してＢＮを析
出させることが好ましいが、Ｂ／Ｎが１．５超になると
過剰Ｂが磁性を悪化させるので、Ｂ量の上限をＢ／Ｎで
１．５と定めた。
【０００９】Ｓｉは鉄損改善のために添加されるが、１
％以上の添加は必要な粗粒を得るのに妨げになるので、
上限を１％とした。Ｐの添加は打ち抜き性を高め、鉄損
の改善にもなるが、０．１５％以上の添加は熱間加工性
を著しく劣化し、熱間割れなどが発生する危険性が高い
ため、上限を０．１５％とした。
％以上の添加は必要な粗粒を得るのに妨げになるので、
上限を１％とした。Ｐの添加は打ち抜き性を高め、鉄損
の改善にもなるが、０．１５％以上の添加は熱間加工性
を著しく劣化し、熱間割れなどが発生する危険性が高い
ため、上限を０．１５％とした。
【００１０】Ｓは磁性向上に有害なＭｎＳなどの非金属
介在物を生成するので０．０１％以下にしなければ安定
した磁性改善効果が得られない。また、下記に示す焼鈍
条件で１００μｍ以上の結晶粒径を得るにも、Ｓ量の低
下が必須であり、これらの条件よりＳ量の上限を０．０
１％とした。
介在物を生成するので０．０１％以下にしなければ安定
した磁性改善効果が得られない。また、下記に示す焼鈍
条件で１００μｍ以上の結晶粒径を得るにも、Ｓ量の低
下が必須であり、これらの条件よりＳ量の上限を０．０
１％とした。
【００１１】ＡｌはＳｉと同様鉄損改善のために添加さ
れるが、１％以上になると焼鈍時の粗粒化を妨げるだけ
でなく、熱間加工性も著しく劣化するので、添加量の上
限を１％とする。強度を高める元素として、Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｉなどの添加は本発明の趣旨を損するもの
ではないが、これらの元素の総和が多過ぎるとフェライ
ト組織の粗粒化を妨げ、磁性の劣化を招くので、総和の
上限は１％以下とする。
れるが、１％以上になると焼鈍時の粗粒化を妨げるだけ
でなく、熱間加工性も著しく劣化するので、添加量の上
限を１％とする。強度を高める元素として、Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｉなどの添加は本発明の趣旨を損するもの
ではないが、これらの元素の総和が多過ぎるとフェライ
ト組織の粗粒化を妨げ、磁性の劣化を招くので、総和の
上限は１％以下とする。
【００１２】次に、製造プロセスについて説明する。冷
延後の再結晶焼鈍において５００℃から焼鈍最高温度の
間の平均昇温速度を３００℃／ｓ以上と限定したのは、
この温度範囲での平均昇温速度が３００℃／ｓ以下だと
焼鈍時に短時間で適正な結晶粒径にならないためであ
る。この原因はまだ十分解明されていないが、昇温過程
において回復のための時間を十分とらせないことによ
り、再結晶の駆動力が大きくなり、再結晶が爆発的に起
きることにより結晶粒が粗大化し、それがα→γ変態、
γ→α変態後も遺伝するためと考えられる。
延後の再結晶焼鈍において５００℃から焼鈍最高温度の
間の平均昇温速度を３００℃／ｓ以上と限定したのは、
この温度範囲での平均昇温速度が３００℃／ｓ以下だと
焼鈍時に短時間で適正な結晶粒径にならないためであ
る。この原因はまだ十分解明されていないが、昇温過程
において回復のための時間を十分とらせないことによ
り、再結晶の駆動力が大きくなり、再結晶が爆発的に起
きることにより結晶粒が粗大化し、それがα→γ変態、
γ→α変態後も遺伝するためと考えられる。
【００１３】焼鈍最高温度をＴ（℃）＝９１０＋５０×
｛Ｓｉ（wt％）＋Ａｌ（wt％）｝の関係にある温度Ｔ℃
以上としたのは、この温度域での短時間焼鈍で結晶粒の
適正な粗粒化が起こり、かつ｛１１１｝／｛１００｝方
位の比が小さい集合組織が得られるためである。また、
冷却工程でＴ（℃）からＴ（℃）−３０℃の平均冷速を
８０℃／ｓ以下と限定したのは、変態時に冷速がこれよ
り大きくなると結晶粒が微細になるか、フェライト組織
がアシキュラー的になり鉄損が高くなるため、この温度
域での平均冷速の上限を８０℃／ｓとした。
｛Ｓｉ（wt％）＋Ａｌ（wt％）｝の関係にある温度Ｔ℃
以上としたのは、この温度域での短時間焼鈍で結晶粒の
適正な粗粒化が起こり、かつ｛１１１｝／｛１００｝方
位の比が小さい集合組織が得られるためである。また、
冷却工程でＴ（℃）からＴ（℃）−３０℃の平均冷速を
８０℃／ｓ以下と限定したのは、変態時に冷速がこれよ
り大きくなると結晶粒が微細になるか、フェライト組織
がアシキュラー的になり鉄損が高くなるため、この温度
域での平均冷速の上限を８０℃／ｓとした。
【００１４】また、５００℃以上の温度域での焼鈍時間
を１０秒以下と限定したのは、焼鈍時間の短縮及び設備
コストの低減からの限定で、磁気特性からの限定ではな
い。現状では５００℃以上の温度域での焼鈍時間は約１
００秒前後であり、通常の連続焼鈍炉では約７００ｍぐ
らいの炉長が必要となるが、本発明鋼では１０分の１で
済むため大幅なコストダウンが達成できる。
を１０秒以下と限定したのは、焼鈍時間の短縮及び設備
コストの低減からの限定で、磁気特性からの限定ではな
い。現状では５００℃以上の温度域での焼鈍時間は約１
００秒前後であり、通常の連続焼鈍炉では約７００ｍぐ
らいの炉長が必要となるが、本発明鋼では１０分の１で
済むため大幅なコストダウンが達成できる。
【００１５】
【実施例】本発明の実施例を、比較例と共に説明する。
表１および表２に本発明鋼と比較鋼の成分、プロセス条
件、そして成品板の磁気特性を示す。実験番号１８は双
ロール法により直接鋳込みにより１．５mmの板に鋳造し
た材料を冷延したが、他の材料は２５０mmの連続鋳造ス
ラブを３mmの板に熱延した後、冷延した。熱延仕上温度
は８６０℃〜９００℃、巻取温度は７００℃前後であっ
た。冷延板の板厚は０．５mmである。焼鈍方法は連続焼
鈍法によって行なった。
表１および表２に本発明鋼と比較鋼の成分、プロセス条
件、そして成品板の磁気特性を示す。実験番号１８は双
ロール法により直接鋳込みにより１．５mmの板に鋳造し
た材料を冷延したが、他の材料は２５０mmの連続鋳造ス
ラブを３mmの板に熱延した後、冷延した。熱延仕上温度
は８６０℃〜９００℃、巻取温度は７００℃前後であっ
た。冷延板の板厚は０．５mmである。焼鈍方法は連続焼
鈍法によって行なった。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】本発明鋼である実験番号１，２，３，４，
８，１０，１６，１８は磁束密度、鉄損共に優れた値を
示す。薄スラブより製造した実験番号１８は連続鋳造ス
ラブより磁気特性が優れている。
８，１０，１６，１８は磁束密度、鉄損共に優れた値を
示す。薄スラブより製造した実験番号１８は連続鋳造ス
ラブより磁気特性が優れている。
【００１９】冷延後の再結晶焼鈍において５００℃から
焼鈍最高温度の間の平均昇温速度が２００℃／ｓと本発
明の範囲外の実験番号５の材料は鉄損が高い。この原因
は成品板の粒径が小さかったためと考えられる。冷延後
の再結晶焼鈍において焼鈍最高温度が本発明の範囲より
低い実験番号６と９は結晶粒が細かくなり、本発明鋼よ
り磁性が劣る。Ｔ（℃）〜Ｔ（℃）−３０℃の間の平均
冷速が１００℃／ｓと本発明の範囲より大きい実験番号
７の場合も結晶粒が細かく、本発明鋼より磁性が劣る。
Ｓｉ量が本発明鋼の範囲より多い実験番号１１、Ｍｎ量
が本発明鋼の範囲より多い実験番号１７は共に組織が細
かく、本発明鋼より磁性が劣る。Ｃ量が本発明鋼の範囲
より多い実験番号１３およびＮが本発明鋼の範囲より多
い実験番号１４でも組織が細かくなり、鉄損が劣化す
る。Ｓ量が本発明鋼の範囲より多い実験番号１５ではＭ
ｎＳなどの非金属系介在物が多く生成し、それが結晶粒
径の微細化をもたらし、本発明鋼より磁性が劣る結果に
なっている。また、Ｂ量がＢ／Ｎで１．５と本発明鋼の
範囲より多い実験番号１２も本発明鋼より磁性が劣る。
実験番号１，２の実施例は５００℃以上での焼鈍時間が
１０秒以下で実行されており、焼鈍時間の短縮が図られ
ているにもかかわらず本発明の範囲を満足していれば優
れた特性が確保できることを示している。
焼鈍最高温度の間の平均昇温速度が２００℃／ｓと本発
明の範囲外の実験番号５の材料は鉄損が高い。この原因
は成品板の粒径が小さかったためと考えられる。冷延後
の再結晶焼鈍において焼鈍最高温度が本発明の範囲より
低い実験番号６と９は結晶粒が細かくなり、本発明鋼よ
り磁性が劣る。Ｔ（℃）〜Ｔ（℃）−３０℃の間の平均
冷速が１００℃／ｓと本発明の範囲より大きい実験番号
７の場合も結晶粒が細かく、本発明鋼より磁性が劣る。
Ｓｉ量が本発明鋼の範囲より多い実験番号１１、Ｍｎ量
が本発明鋼の範囲より多い実験番号１７は共に組織が細
かく、本発明鋼より磁性が劣る。Ｃ量が本発明鋼の範囲
より多い実験番号１３およびＮが本発明鋼の範囲より多
い実験番号１４でも組織が細かくなり、鉄損が劣化す
る。Ｓ量が本発明鋼の範囲より多い実験番号１５ではＭ
ｎＳなどの非金属系介在物が多く生成し、それが結晶粒
径の微細化をもたらし、本発明鋼より磁性が劣る結果に
なっている。また、Ｂ量がＢ／Ｎで１．５と本発明鋼の
範囲より多い実験番号１２も本発明鋼より磁性が劣る。
実験番号１，２の実施例は５００℃以上での焼鈍時間が
１０秒以下で実行されており、焼鈍時間の短縮が図られ
ているにもかかわらず本発明の範囲を満足していれば優
れた特性が確保できることを示している。
【００２０】
【発明の効果】本発明によれば、高磁束密度で低鉄損の
無方向性電磁鋼板が得られ、モーター等のエネルギー損
失を下げ、地球温暖化などの環境問題の改善にも寄与す
る工業的に価値の高い発明である。
無方向性電磁鋼板が得られ、モーター等のエネルギー損
失を下げ、地球温暖化などの環境問題の改善にも寄与す
る工業的に価値の高い発明である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比でＣ：０．００５％以下、Ｎ：
０．００５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｐ：０．１５
％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１．０％以下、そ
して他の添加元素の総和を１％以下含む鋼を、冷延後の
焼鈍において５００℃から焼鈍最高温度の間の平均昇温
速度を３００℃／ｓ以上とし、焼鈍最高温度をＴ（℃）
＝９１０＋５０×｛Ｓｉ（wt％）＋Ａｌ（wt％）｝の関
係にある温度Ｔ℃超として、冷却過程においてＴ（℃）
からＴ（℃）−３０℃の温度範囲の平均冷速を８０℃／
ｓ以下とすることを特徴とする磁気特性の優れた鋼板の
製造方法。 - 【請求項２】 ＢをＢ／Ｎで１．５以下となるよう含有
させたことを特徴とする請求項１記載の高磁束密度、低
鉄損を有する無方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3165984A JP2898793B2 (ja) | 1991-07-05 | 1991-07-05 | 高磁束密度、低鉄損を有する無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3165984A JP2898793B2 (ja) | 1991-07-05 | 1991-07-05 | 高磁束密度、低鉄損を有する無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05186834A true JPH05186834A (ja) | 1993-07-27 |
| JP2898793B2 JP2898793B2 (ja) | 1999-06-02 |
Family
ID=15822719
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3165984A Expired - Lifetime JP2898793B2 (ja) | 1991-07-05 | 1991-07-05 | 高磁束密度、低鉄損を有する無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2898793B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6436199B1 (en) * | 1999-09-03 | 2002-08-20 | Kawasaki Steel Corporation | Non-oriented magnetic steel sheet having low iron loss and high magnetic flux density and manufacturing method therefor |
| WO2017022360A1 (ja) * | 2015-08-04 | 2017-02-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| US10941458B2 (en) | 2015-02-18 | 2021-03-09 | Jfe Steel Corporation | Non-oriented electrical steel sheet, production method therefor, and motor core |
-
1991
- 1991-07-05 JP JP3165984A patent/JP2898793B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6436199B1 (en) * | 1999-09-03 | 2002-08-20 | Kawasaki Steel Corporation | Non-oriented magnetic steel sheet having low iron loss and high magnetic flux density and manufacturing method therefor |
| US6531001B2 (en) | 1999-09-03 | 2003-03-11 | Kawasaki Steel Corporation | Non-oriented magnetic steel sheet having low iron loss and high magnetic flux density and manufacturing method therefor |
| US10941458B2 (en) | 2015-02-18 | 2021-03-09 | Jfe Steel Corporation | Non-oriented electrical steel sheet, production method therefor, and motor core |
| WO2017022360A1 (ja) * | 2015-08-04 | 2017-02-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法 |
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