JPH0615705B2 - 加工成形性に優れた高珪素鉄板 - Google Patents
加工成形性に優れた高珪素鉄板Info
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- JPH0615705B2 JPH0615705B2 JP61114750A JP11475086A JPH0615705B2 JP H0615705 B2 JPH0615705 B2 JP H0615705B2 JP 61114750 A JP61114750 A JP 61114750A JP 11475086 A JP11475086 A JP 11475086A JP H0615705 B2 JPH0615705 B2 JP H0615705B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は加工性に優れた高珪素鉄板に関する。
従来から、Siを4.0wt％未満含有する鉄板は、その製造
方法により方向性珪素鋼板あるいは無方向性珪素鋼板と
呼ばれ、主として各種電磁誘導機器用の積層鉄芯や巻鉄
芯、あるいは電磁シールド用のケース等に加工成形さ
れ、実用に供されている。
方法により方向性珪素鋼板あるいは無方向性珪素鋼板と
呼ばれ、主として各種電磁誘導機器用の積層鉄芯や巻鉄
芯、あるいは電磁シールド用のケース等に加工成形さ
れ、実用に供されている。
近年、省資源・省エネルギーの観点から電磁電子部品の
小形化や高効率化が強く要請され、軟磁気特性とりわけ
鉄損特性の優れた材料が要求されている。Si−Fe合金系
において、Siの添加量が増すと鉄損は低下し、そのうえ
6.5wt％付近では透磁率が極大となり磁歪が零となるな
ど優れた軟磁気特性を示すことが知られている。
小形化や高効率化が強く要請され、軟磁気特性とりわけ
鉄損特性の優れた材料が要求されている。Si−Fe合金系
において、Siの添加量が増すと鉄損は低下し、そのうえ
6.5wt％付近では透磁率が極大となり磁歪が零となるな
ど優れた軟磁気特性を示すことが知られている。
しかしながら、Siの添加量が４wt％以上になると加工性
が著しく劣化し、このため従来では熱間圧延−冷間圧延
の組み合わせからなる圧延法によつて工業的に製造する
ことは困難とされ、その製造法としては例えば特開昭59
−38328号公報等で示されるような超急冷凝固法が開示
されているにすぎなかつた。しかし、この超急冷凝固法
により製造される高珪素箔帯は圧延製品と比較して表面
性状や表面の平坦度が劣り、しかも厚物材の製造が困難
である等、電磁電子部品の素材として実用化する上で数
多くの問題点を有している。
が著しく劣化し、このため従来では熱間圧延−冷間圧延
の組み合わせからなる圧延法によつて工業的に製造する
ことは困難とされ、その製造法としては例えば特開昭59
−38328号公報等で示されるような超急冷凝固法が開示
されているにすぎなかつた。しかし、この超急冷凝固法
により製造される高珪素箔帯は圧延製品と比較して表面
性状や表面の平坦度が劣り、しかも厚物材の製造が困難
である等、電磁電子部品の素材として実用化する上で数
多くの問題点を有している。
このようなことから、本発明者等は高珪素鋼の圧延性に
ついて検討を重ね、この結果、熱間圧延条件を最適化す
ることによりこれまで不可能と考えられていた工業規模
での冷間圧延が可能となることを見出し、これを先に特
願昭60-5951号（特公平3-65001号）として提案した。こ
の圧延法により製造された高珪素鉄板は表面性状に優れ
るため巻鉄芯や積層鉄芯などを作成する際占積率が高
く、しかも厚物材が容易に製造可能であることから電磁
電子部品の組み立て工程を大幅に簡略化できるなど、磁
気特性以外にも極めて有利な特徴を有している。
ついて検討を重ね、この結果、熱間圧延条件を最適化す
ることによりこれまで不可能と考えられていた工業規模
での冷間圧延が可能となることを見出し、これを先に特
願昭60-5951号（特公平3-65001号）として提案した。こ
の圧延法により製造された高珪素鉄板は表面性状に優れ
るため巻鉄芯や積層鉄芯などを作成する際占積率が高
く、しかも厚物材が容易に製造可能であることから電磁
電子部品の組み立て工程を大幅に簡略化できるなど、磁
気特性以外にも極めて有利な特徴を有している。
しかし、このようにして圧延法により製造された高珪素
鉄板を具体的な部品に加工する場合、次のような大きな
問題があることが判つた。一般に、Siを4.0wt％未満含
有する従来の珪素鋼板は、再結晶焼鈍により所定の磁気
特性を付与された後無機系あるいは有機・無機系の絶縁
皮膜を塗布された状態で需要家に供給されるか、または
需要家が行なう最終焼鈍磁の粒成長性を改善する目的で
比較的低温で再結晶焼鈍が施された後スキンパスをかけ
られ、需要家に供給される。前者はフルプロセス材と呼
ばれ、需要家ではそれらの鋼板を加工成形し、その後必
要に応じて歪取焼鈍することにより電磁電子部品として
いる。一方、後者はセミプロセス材と呼ばれ、需要家に
おいて結晶粒粗大化焼鈍および加工成形が行なわれる。
鉄板を具体的な部品に加工する場合、次のような大きな
問題があることが判つた。一般に、Siを4.0wt％未満含
有する従来の珪素鋼板は、再結晶焼鈍により所定の磁気
特性を付与された後無機系あるいは有機・無機系の絶縁
皮膜を塗布された状態で需要家に供給されるか、または
需要家が行なう最終焼鈍磁の粒成長性を改善する目的で
比較的低温で再結晶焼鈍が施された後スキンパスをかけ
られ、需要家に供給される。前者はフルプロセス材と呼
ばれ、需要家ではそれらの鋼板を加工成形し、その後必
要に応じて歪取焼鈍することにより電磁電子部品として
いる。一方、後者はセミプロセス材と呼ばれ、需要家に
おいて結晶粒粗大化焼鈍および加工成形が行なわれる。
しかしながら、圧延法により製造されたSi：4.0wt％以
上を含む高珪素鉄板においては、所定の磁気特性を付与
するための再結晶焼鈍により結晶粒が粗大化すると加工
成形性が著しく劣化し、上述した従来の製造工程による
電磁電子部品の製造は困難となることが判明した。すな
わち、上記のような加工成形では、例えばプレス出抜加
工において型のクリアランスを厳密に管理するという特
別な配慮を行なつても欠陥率が高くなり、また、プレス
成形やトロイダルコイル成形では曲げ部の曲率半径が小
さくなると割れが発生するために加工が不可能となつて
しまう。
上を含む高珪素鉄板においては、所定の磁気特性を付与
するための再結晶焼鈍により結晶粒が粗大化すると加工
成形性が著しく劣化し、上述した従来の製造工程による
電磁電子部品の製造は困難となることが判明した。すな
わち、上記のような加工成形では、例えばプレス出抜加
工において型のクリアランスを厳密に管理するという特
別な配慮を行なつても欠陥率が高くなり、また、プレス
成形やトロイダルコイル成形では曲げ部の曲率半径が小
さくなると割れが発生するために加工が不可能となつて
しまう。
本発明はこのような圧延法により製造される高珪素鉄板
の問題点を解決するためなされたもので、その基本的特
徴とするところは、圧延法により製造されるＳｉを4.0
〜7.0wt％含有する高珪素鉄板であって、板厚ｔおよび
板厚方向平均結晶粒径ｄがSi含有量に応じ下式を満足す
るようにしたことにある。
の問題点を解決するためなされたもので、その基本的特
徴とするところは、圧延法により製造されるＳｉを4.0
〜7.0wt％含有する高珪素鉄板であって、板厚ｔおよび
板厚方向平均結晶粒径ｄがSi含有量に応じ下式を満足す
るようにしたことにある。
ｔ−0.8×〔Si〕＋7.2（mm） ｄ78×〔Si〕2−1500×〔Si〕＋6752(μｍ) 但し、〔Si〕はwt％でのSi含有量 以下、本発明の限定理由について説明する。
本発明の珪素鉄板は、圧延法により製造されるＳｉを4.
0〜7.0wt％含有する高珪素鉄板である。前述したように
Ｓｉは固有電気抵抗を高めて渦電流損を減らし、鉄損を
低下させるのに有効な元素である。Siが4.0wt％未満で
は再結晶焼鈍後の板の加工成形性に何等問題はない。一
方、Siが7.0wt％を超えると、磁歪の上昇、飽和磁束密
度や最大透磁率の低下など磁気特性が却つて悪化し、ま
た加工性も悪くなる。
0〜7.0wt％含有する高珪素鉄板である。前述したように
Ｓｉは固有電気抵抗を高めて渦電流損を減らし、鉄損を
低下させるのに有効な元素である。Siが4.0wt％未満で
は再結晶焼鈍後の板の加工成形性に何等問題はない。一
方、Siが7.0wt％を超えると、磁歪の上昇、飽和磁束密
度や最大透磁率の低下など磁気特性が却つて悪化し、ま
た加工性も悪くなる。
本発明鉄板は、以上のような組成において、板厚ｔおよ
び板厚方向平均粒径ｄがSi含有量に応じ、 ｔ−0.8×〔Si〕＋7.2（mm） ｄ78×〔Si〕2−1500×〔Si〕＋6752(μｍ) 但し、〔Si〕はwt％でのSi含有量 を満足させるようにする。
び板厚方向平均粒径ｄがSi含有量に応じ、 ｔ−0.8×〔Si〕＋7.2（mm） ｄ78×〔Si〕2−1500×〔Si〕＋6752(μｍ) 但し、〔Si〕はwt％でのSi含有量 を満足させるようにする。
第１図(a)、(b)は板厚2.0mmの6.5％珪素鉄板に関し、熱
処理後に曲げおよび打抜試験を行ない、加工成形性の焼
鈍温度依存性を調べたものである。このうち同図(a)は
室温における３点曲げ試験（ポンチ径：１mm、スパン：
75mm）の結果であり、除荷重後の曲げ部の曲げ可能最小
曲率半径をプロツトしてある。一方、(b)は打抜試験結
果であり、直径１０mmの円板状サンプルを打抜き（クリ
アランス：約５０ミクロン）後、ばりの発生状況及びサ
ンプルの割れの状況を観察し、欠陥率を評価した結果で
ある。これによれば、圧延組織の状態である６００℃以
下の温度で焼鈍したサンプルおよび部分再結晶状態であ
る600〜700℃焼鈍材では曲げ加工性、打抜性共に優れて
いるのに対して、全体が再結晶状態となりしかも粒成長
が起こる８００℃以上の温度で焼鈍したサンプルでは曲
げ加工は殆んど不可能となり、打抜性も劣化している。
このような事実から、高珪素鉄板の加工成形を行なう上
で被加工材の組織が重要な意味を持つていることが明ら
かとなつた。そこで、次に板厚３．０mmの６．５％珪素
鉄熱延板を素材とし、圧延および種々の熱処理によつて
組織を変化させ、板厚を２mm（一定）とした時の曲げ加
工性におよぼす板厚方向平均結晶粒径（圧延組織では板
厚方向の平均粒界間隔、再結晶組織では平均結晶粒径で
示す）の影響を調べた。その結果を第２図に示す。この
図から、曲げ加工性は板厚方向平均結晶粒径に依存して
おり、板厚方向平均結晶粒径が約300ミクロン以下では
再結晶組織、圧延組織にかかわらず曲げ加工性は優れて
いることが明らかとなつた。なお、第１図において部分
再結晶状態のサンプルは良好な曲げ加工性を示している
が、これも板厚方向平均結晶粒径の効果であることが確
認された。次に、このような曲げ加工可能となる限界板
厚方向平均結晶粒径ｄ0のSiし含有量依存性を調べた。
この結果、第３図に示すように板厚方向平均結晶粒径ｄ
が珪素含有量Ｓｉによつて決まる限界地d0以下であるな
らば曲げ加工は可能であり、最小自乗法による回帰分析
の結果、ｄd0＝78×〔Si〕2〕−1500×〔Si〕＋6752
（μｍ）の条件を満すことにより曲げ加工が可能である
ことが判つた。第４図は、板厚方向平均結晶粒径を２８
０ミクロンとした高珪素鉄板の曲げ加工性におよぼす板
厚の影響を示している。この図から、板厚が厚くなるほ
ど曲げ加工性が劣化していることがわかる。高珪素鉄板
は特に引張応力下における割れ感受性が高く、板表面に
作用する最大引張歪が曲げ性を支配していると考えら
れ、それらがある値以上になると割れが急激に発生する
ものと考えられる。一般的に、板状サンプルに曲げ加工
を行なう場合、板厚が厚くなるほど同じ曲率半径に曲げ
た時の板表面での歪量は増加する。それゆえ高珪素鉄板
の曲げ加工性は板厚の影響を受け、板厚の厚いものほど
割れ易くなる。次に、曲げ加工可能となる限界板厚t0の
珪素含有量依存性について調べた結果を第５図に示す。
ここで、限界板厚は板厚方向平均結晶粒径が約２８０ミ
クロン（一定）であるサンプルの曲げ試験により求めた
ものである。同図から、限界板厚t0は珪素含有量に依存
し、回帰分析の結果ｔ＝t0＝−0.8Si＋7.2を満たすと
き曲げ加工が可能となることがわかる。
処理後に曲げおよび打抜試験を行ない、加工成形性の焼
鈍温度依存性を調べたものである。このうち同図(a)は
室温における３点曲げ試験（ポンチ径：１mm、スパン：
75mm）の結果であり、除荷重後の曲げ部の曲げ可能最小
曲率半径をプロツトしてある。一方、(b)は打抜試験結
果であり、直径１０mmの円板状サンプルを打抜き（クリ
アランス：約５０ミクロン）後、ばりの発生状況及びサ
ンプルの割れの状況を観察し、欠陥率を評価した結果で
ある。これによれば、圧延組織の状態である６００℃以
下の温度で焼鈍したサンプルおよび部分再結晶状態であ
る600〜700℃焼鈍材では曲げ加工性、打抜性共に優れて
いるのに対して、全体が再結晶状態となりしかも粒成長
が起こる８００℃以上の温度で焼鈍したサンプルでは曲
げ加工は殆んど不可能となり、打抜性も劣化している。
このような事実から、高珪素鉄板の加工成形を行なう上
で被加工材の組織が重要な意味を持つていることが明ら
かとなつた。そこで、次に板厚３．０mmの６．５％珪素
鉄熱延板を素材とし、圧延および種々の熱処理によつて
組織を変化させ、板厚を２mm（一定）とした時の曲げ加
工性におよぼす板厚方向平均結晶粒径（圧延組織では板
厚方向の平均粒界間隔、再結晶組織では平均結晶粒径で
示す）の影響を調べた。その結果を第２図に示す。この
図から、曲げ加工性は板厚方向平均結晶粒径に依存して
おり、板厚方向平均結晶粒径が約300ミクロン以下では
再結晶組織、圧延組織にかかわらず曲げ加工性は優れて
いることが明らかとなつた。なお、第１図において部分
再結晶状態のサンプルは良好な曲げ加工性を示している
が、これも板厚方向平均結晶粒径の効果であることが確
認された。次に、このような曲げ加工可能となる限界板
厚方向平均結晶粒径ｄ0のSiし含有量依存性を調べた。
この結果、第３図に示すように板厚方向平均結晶粒径ｄ
が珪素含有量Ｓｉによつて決まる限界地d0以下であるな
らば曲げ加工は可能であり、最小自乗法による回帰分析
の結果、ｄd0＝78×〔Si〕2〕−1500×〔Si〕＋6752
（μｍ）の条件を満すことにより曲げ加工が可能である
ことが判つた。第４図は、板厚方向平均結晶粒径を２８
０ミクロンとした高珪素鉄板の曲げ加工性におよぼす板
厚の影響を示している。この図から、板厚が厚くなるほ
ど曲げ加工性が劣化していることがわかる。高珪素鉄板
は特に引張応力下における割れ感受性が高く、板表面に
作用する最大引張歪が曲げ性を支配していると考えら
れ、それらがある値以上になると割れが急激に発生する
ものと考えられる。一般的に、板状サンプルに曲げ加工
を行なう場合、板厚が厚くなるほど同じ曲率半径に曲げ
た時の板表面での歪量は増加する。それゆえ高珪素鉄板
の曲げ加工性は板厚の影響を受け、板厚の厚いものほど
割れ易くなる。次に、曲げ加工可能となる限界板厚t0の
珪素含有量依存性について調べた結果を第５図に示す。
ここで、限界板厚は板厚方向平均結晶粒径が約２８０ミ
クロン（一定）であるサンプルの曲げ試験により求めた
ものである。同図から、限界板厚t0は珪素含有量に依存
し、回帰分析の結果ｔ＝t0＝−0.8Si＋7.2を満たすと
き曲げ加工が可能となることがわかる。
なお、以上の説明からも明らかなように、加工成形性は
圧延組織の場合が最も優れているが、板厚方向平均結晶
粒径が上記の関係式を満たせば部分再結晶組織、あるい
は再結晶組織でも加工成形可能である。
圧延組織の場合が最も優れているが、板厚方向平均結晶
粒径が上記の関係式を満たせば部分再結晶組織、あるい
は再結晶組織でも加工成形可能である。
実施例 (I) 0.0033wt％Ｃ−6.48wt％Si−0.15wt％Mnなる組成の高珪
素鉄熱延板（板厚2.0mm）を冷間圧延し0.5mmの冷延板と
した。この時の板厚方向平均結晶粒径は約２０ミクロン
であつた。そして、 (Ａ) 圧延組織のままの状態の高珪素鉄冷延板 (Ｂ) 上記冷延板を６５０℃で１時間焼鈍し、板厚方向
結晶粒径が約２５ミクロンの部分再結晶組織としたもの (Ｃ) 上記冷延板を1000℃で１時間焼鈍し、板厚方向結
晶粒径を約６００ミクロンの再結晶組織としたもの から外径２０mm、内径１０mmのリング状サンプルを打抜
き、割れの有無により打抜性を評価した。つぎに、それ
らを真空中で1200℃・１時間焼鈍し、巻線装荷後、直流
及び交流磁気測定を行なつた。
素鉄熱延板（板厚2.0mm）を冷間圧延し0.5mmの冷延板と
した。この時の板厚方向平均結晶粒径は約２０ミクロン
であつた。そして、 (Ａ) 圧延組織のままの状態の高珪素鉄冷延板 (Ｂ) 上記冷延板を６５０℃で１時間焼鈍し、板厚方向
結晶粒径が約２５ミクロンの部分再結晶組織としたもの (Ｃ) 上記冷延板を1000℃で１時間焼鈍し、板厚方向結
晶粒径を約６００ミクロンの再結晶組織としたもの から外径２０mm、内径１０mmのリング状サンプルを打抜
き、割れの有無により打抜性を評価した。つぎに、それ
らを真空中で1200℃・１時間焼鈍し、巻線装荷後、直流
及び交流磁気測定を行なつた。
打抜性および磁気測定結果を第１表に示す。なお、測定
は各１０サンプルについて実施し、表には平均値を示し
ている。
は各１０サンプルについて実施し、表には平均値を示し
ている。
第１表に示すように比較材である(Ｃ)では打抜時割れが
圧接し打抜不可能であつたのに対し、本発明材である板
厚方向結晶粒径が限界値d0以下の圧延組織(Ａ)及び部分
再結晶組織(Ｂ)の高珪素鉄板では打抜加工が容易であ
り、しかも優れた磁気特性を示した。
圧接し打抜不可能であつたのに対し、本発明材である板
厚方向結晶粒径が限界値d0以下の圧延組織(Ａ)及び部分
再結晶組織(Ｂ)の高珪素鉄板では打抜加工が容易であ
り、しかも優れた磁気特性を示した。
実施例 (II) 実施例(I)と同様の高珪素鉄熱延板(板厚2.0mm)を、入側
での板温が３００℃となる条件で温度圧延し０．１mm薄
板とした。そして、 (Ａ) 圧延組織のままの状態の高珪素薄板（板厚方向平
均結晶粒径：１０ミクロン以下） (Ｂ) 上記薄板を７００℃で３分間焼鈍し板厚方向平均
結晶粒径を約４０ミクロンの再結晶状態としたもの (Ｃ) 上記薄板を1000℃で１時間焼鈍し、板厚方向平均
結晶粒径が約４５０ミクロンの再結晶組織としたもの を巻回することにより、外径１５mm、内径12mm、厚さ３
mmの巻鉄芯に成形し、そのときの成形性を調べた。次
に、成形できたものに無機系の絶縁皮膜を含浸させ真空
中で1200℃、１時間焼鈍し、直流及び交流磁気測定を行
なつた。その結果を第２表に示す。
での板温が３００℃となる条件で温度圧延し０．１mm薄
板とした。そして、 (Ａ) 圧延組織のままの状態の高珪素薄板（板厚方向平
均結晶粒径：１０ミクロン以下） (Ｂ) 上記薄板を７００℃で３分間焼鈍し板厚方向平均
結晶粒径を約４０ミクロンの再結晶状態としたもの (Ｃ) 上記薄板を1000℃で１時間焼鈍し、板厚方向平均
結晶粒径が約４５０ミクロンの再結晶組織としたもの を巻回することにより、外径１５mm、内径12mm、厚さ３
mmの巻鉄芯に成形し、そのときの成形性を調べた。次
に、成形できたものに無機系の絶縁皮膜を含浸させ真空
中で1200℃、１時間焼鈍し、直流及び交流磁気測定を行
なつた。その結果を第２表に示す。
第２表に示すように比較材である(Ｃ)では巻回し成形時
割れが発生し加工成形不可能であつたのに対し、本発明
材である板厚方向平均結晶粒径が限界値d0以下の圧延組
織(Ａ)および再結晶組織(Ｂ)の高珪素鉄板ではトロイダ
ルコイル巻回し性は良好であり、しかも優れた磁気特性
を示した。
割れが発生し加工成形不可能であつたのに対し、本発明
材である板厚方向平均結晶粒径が限界値d0以下の圧延組
織(Ａ)および再結晶組織(Ｂ)の高珪素鉄板ではトロイダ
ルコイル巻回し性は良好であり、しかも優れた磁気特性
を示した。
第１図(a)、(b)は６．５％珪素鉄板の加工成形性の焼鈍
温度依存性を示したものであり、同図(a)は３点曲げ試
験、同図(b)は打抜試験の各結果を示す。第２図は高珪
素鉄板の曲げ加工性に及ぼす板厚方向平均結晶粒径の影
響を示すものである。第３図は高珪素鉄板の曲げ加工可
能となる限界板厚方向平均結晶粒径d0のSi含有量依存性
を示すものである。第４図は高珪素鉄板の曲げ加工性に
及ぼす板厚の影響を示すものである。第５図は曲げ加工
可能となる限界板厚t0のSi含有量依存性を示すものであ
る。
温度依存性を示したものであり、同図(a)は３点曲げ試
験、同図(b)は打抜試験の各結果を示す。第２図は高珪
素鉄板の曲げ加工性に及ぼす板厚方向平均結晶粒径の影
響を示すものである。第３図は高珪素鉄板の曲げ加工可
能となる限界板厚方向平均結晶粒径d0のSi含有量依存性
を示すものである。第４図は高珪素鉄板の曲げ加工性に
及ぼす板厚の影響を示すものである。第５図は曲げ加工
可能となる限界板厚t0のSi含有量依存性を示すものであ
る。
Claims (1)
- 【請求項１】圧延法により製造されるＳｉを4.0〜7.0wt
％含有する高珪素鉄板であって、板厚ｔおよび板厚方向
平均結晶粒径ｄがＳｉ含有量に応じ下式を満足すること
を特徴とする加工成形性に優れた高珪素鉄板。 ｔ≦−0.8×〔Si〕＋7.2(mm) ｄ≦78×〔Si〕2−1500×〔Si〕＋6752（μｍ） 但し、〔Si〕はwt％でのSi含有量
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61114750A JPH0615705B2 (ja) | 1986-05-21 | 1986-05-21 | 加工成形性に優れた高珪素鉄板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61114750A JPH0615705B2 (ja) | 1986-05-21 | 1986-05-21 | 加工成形性に優れた高珪素鉄板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62274047A JPS62274047A (ja) | 1987-11-28 |
| JPH0615705B2 true JPH0615705B2 (ja) | 1994-03-02 |
Family
ID=14645739
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61114750A Expired - Fee Related JPH0615705B2 (ja) | 1986-05-21 | 1986-05-21 | 加工成形性に優れた高珪素鉄板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0615705B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02277747A (ja) * | 1989-04-18 | 1990-11-14 | Nkk Corp | 打抜性に優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板 |
| KR950002895B1 (ko) * | 1990-06-20 | 1995-03-28 | 신닛뽄 세이데쓰 가부시끼가이샤 | 초고규소 방향성 전자강판 및 그 제조방법 |
| JPH04165050A (ja) * | 1990-10-25 | 1992-06-10 | Nippon Steel Corp | 曲げ加工性の良好な高Ｓｉ含有方向性電磁鋼板 |
| JP3187367B2 (ja) | 1997-03-31 | 2001-07-11 | キヤノン株式会社 | 電子装置及びそれを用いた画像形成装置 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5569223A (en) * | 1978-11-15 | 1980-05-24 | Noboru Tsuya | High silicon steel thin strip and its preparation |
| JPS60234949A (ja) * | 1985-04-08 | 1985-11-21 | Noboru Tsuya | 高珪素鋼薄帯とその製造方法 |
-
1986
- 1986-05-21 JP JP61114750A patent/JPH0615705B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62274047A (ja) | 1987-11-28 |
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