(57)【要約】【課題】  二次再結晶方位を先鋭化することにより、磁束密度の高い方向性電磁鋼板を得る。【解決手段】  Ｓｉを２〜７質量％含有する鋼を溶製し、鋳造し、加熱後に熱延し、冷延してなる方向性電磁鋼板の二次再結晶焼鈍において、等温焼鈍を施すと共に鋼板を小間隙をもって積層し、間隙内に雰囲気勾配を形成することで鋼板中にインヒビター勾配を形成し、二次再結晶の一方向性成長を促して方位先鋭度を高め、超高磁束密度方向性電磁鋼板を製造する方法。【選択図】    図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉを２〜７質量％含む鋼を溶製し、鋳造し、加熱の後熱延し、冷延し、得られた鋼板を、シート状で積層またはタイトコイル状に巻いて箱焼鈍する方向性電磁鋼板の製造方法において、箱焼鈍における保定温度までの加熱時の昇温速度を１００℃／ｈｒ以上とし、引き続き８５０〜１１００℃の間の保定温度で１ｈｒ以上保定焼鈍を行い、かつ保定時間内における温度偏差を２５℃以内とすることを特徴とする、極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
箱焼鈍に先立って、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布して隣接する鋼板間に雰囲気の存在できる間隙を０．５ｍｍ相当以下とすることを特徴とする、請求項１記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】
鋼組成として、ＮとＡｌ、またはＳとＭｎ、またはＳｅとＭｎの組み合わせの少なくとも１種を含有し、その含有量はＮ、Ｓ、およびＳｅのうちの１種または２種以上を０．０１５〜０．０４質量％とし、熱延に先立つスラブあるいは鋼塊加熱温度を１２５０℃以上とすることを特徴とする、請求項１または２記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
鋼組成としてＣを０．０３〜０．１質量％含有し、冷延後箱焼鈍に先立って湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行う事を特徴とする、請求項１ないし３のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
冷延後、箱焼鈍の保定焼鈍に至るまでの間に窒化処理を施し、鋼板中のＮを０．０１５〜０．０４質量％とする事を特徴とする、請求項１ないし４のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
熱延後熱延板焼鈍を行う事を特徴とする、請求項１ないし５のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項７】
箱焼鈍で保定焼鈍後１１００℃以上に加熱する事を特徴とする、請求項１ないし６のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項８】
箱焼鈍後平坦化焼鈍を行う事を特徴とする、請求項１ないし７のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項９】
箱焼鈍後絶縁被膜塗布を行う事を特徴とする、請求項１ないし８のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項１０】
鋼板に磁区制御を行う事を特徴とする、請求項１ないし９のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は変圧器、回転機、リアクトル等の鉄心材料として、工業的に最も一般的に用いられる軟磁性材料である方向性電磁鋼板に関するもので、特にその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は変圧器、回転機、リアクトル等の鉄心材料として、工業的に最も一般的に用いられる軟磁性材料である。方向性電磁鋼板は、物理学で用いられるミラー指数で＜１００＞と表現される、最も容易に磁化される結晶方位を、各結晶粒毎に比較的揃えられており、従って多結晶鋼板でありながら単結晶鋼板であるかのごとく特定方向への磁化特性が優れた、工業製品として望ましい材料である。
【０００３】
方向性電磁鋼板は、一般に二次再結晶と呼ばれる現象を活用して結晶の磁化容易軸を特定方向に揃えるのであるが、工業技術として公に開示された例はＰ．Ｎ．Ｇｏｓｓによる特許文献１、田口と坂倉の特許文献２、今井と斎藤の特許文献３等であろう。当該技術に依れば、二次再結晶はシリコンを多く含んだ鋼に、インヒビターと通称される第二分散相としてＭｎＳのほか種々の化合物を析出させ、冷間圧延と焼鈍を組み合わせることで二次再結晶を発現させている。
【特許文献１】Ｕ．Ｓ．Ｐａｔ．１９６５５５９（１９３４年）
【特許文献２】特公昭３３−４７１０号公報
【特許文献３】特公昭３８−８２１４号公報
【０００４】
ところで、二次再結晶を発現させるためには、一般に箱焼鈍による高温焼鈍が必須と言われている。即ち異常なほどまでに特定の方位粒のみを極端な大きさまで成長させるためには、高温において長時間熱エネルギーを投与する必要があるとの考え方であろうが、さらにはまたＧｏｓｓ方位粒の方位精度を限界にまで高めようとすれば、厳密な温度制御が必要である事も議論されている。
【０００５】
そこで本発明者らは、公知文献にある適当な成分の鋼を熱延、冷延し、さまざまな温度で箱焼鈍する事によってその最適温度を求めるべく実験を行った。ところがここにおいて本発明者らは、この実験が極めて難しいものである事を認識するに至った。即ち、二次再結晶は高温を必要とする熱過程であると同時に、その発現に時間依存性がある経時過程でもあることが認識されたのである。
具体的には、ある狙い温度まで昇温するのに時間をかけすぎると、狙い温度に到達する前に二次再結晶が開始終了してしまう事が時々認められた。そこでこの様な事が無いように十分速い速度で所定温度まで昇温し、なおかつ鋼板内で温度むらが生じないよう厳密に温度制御を行い、実験を繰り返した。ところがまた更に実験上の困難が生じた。鋼板を焼鈍する際、試験用に一枚で焼鈍した場合と、より実生産に近い複数枚の積層で焼鈍した場合で、得られた結晶方位、ひいては磁気特性が大きく変わる事が頻発したのである。
【０００６】
そこでこの現象を把握すべく様々な条件を試行していた所、ある特定の条件で二次再結晶方位が極端に先鋭化し、磁束密度が従来材に無いほど高まる条件があることを知見した。例えば、磁化力８００Ａ／ｍでの磁束密度を示すＢ8 値で、１．９８Ｔ以上のものが高頻度で得られた。この様に高Ｂ8 値のものは、一枚および２枚の焼鈍では得られず、必ず３枚以上の積層が必要で、かつ積層の最上下に位置した鋼板では見出されなかった。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の課題は、二次再結晶方位が極端に先鋭化し、磁束密度が従来材に無いほど高まる条件を明確にすることである。尚本発明において、磁束密度が極めて高いかあるいは超高磁束密度とは、Ｂ8 ／Ｂｓが０．９８以上を示すものを意味している。
そこでこの様な現象が現れる理由を探るのに、二次再結晶の進行過程を精査する事が必要と考え、ＡｌとＮを含有した素材を用いて、二次再結晶の開始および終了する時間を調べ、その中間時点で焼鈍を中断し、鋼板の結晶組織を調査した。
【０００８】
その結果大変興味ある観察結果が得られた。即ち、二次再結晶粒は鋼板の外辺近傍部位にのみ存在し、あたかも鋳造組織に良く見られる柱状晶の様に板幅方向の両側から中心部に向かってコラム状に伸びていた。そこで、二次再結晶した部分としていない部分の違いを調べるべく様々な分析を行った結果、両部位でＮ量に有意な差があることが知見された。成る程確かに電磁鋼板は、箱焼鈍の前後でＮやＳ量が大きく減少し、特に最終製品の磁気特性発現のためには、純化と称してインヒビターである析出分散相を除去する事が求められる。即ち、今回知見された超高磁束密度方向性電磁鋼板が形成される条件として、この純化が二次再結晶の進展とあいまって進行し、その際、純化の不均一さが、鋼板中位置に対してある特定の法則性を持った時、純化程度の傾きに沿って二次再結晶が進展するのではないかと推察した。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
この推察を確かめるべく、ＡｌとＮの量を様々に変え、かつ積層枚数や鋼板の大きさ、焼鈍温度を様々にとって実験を行った。また、インヒビターとしてＭｎＳ，ＭｎＳｅを用いる鋼についても同様の実験を行った。その結果、超高磁束密度組織が得られた全ての条件において、二次再結晶部位のＮ，Ｓ，Ｓｅ等のインヒビター成分が、未二次再結晶部より少ない事が認められた。
【００１０】
次に、この様な成分変動が何ゆえに生じるのかを検討した。鋼板を積層したときにのみこの様な現象が現れる事に着目し、積層する時に鋼板表面にＭｇＯ粉末を塗布し、塗布量を変化させることで積層間隙を変えて実験を行った。すると、間隙が大きくなればなる程前述のコラム状組織の発達が抑制され、また純化進行の場所的不均一も解消されていた。  更に特筆すべきは、鋼板全体での総純化量も間隙が大きいほど多かった。この事から、鋼板間隙に存在する気体量が影響するのではないかと考えて更に実験を進め、箱焼鈍を水素とＡｒの２種の雰囲気で、同一間隙で行った。するとＡｒ中では明瞭なコラム状組織は得られなかったが、水素中では顕著なコラム状組織が得られた。
【００１１】
鋼中ＮやＳ，Ｓｅは、雰囲気中水素と反応してＮＨ3 もしくはＨ2 Ｓ、Ｈ2 Ｓｅ化して純化されると考えられるが、その反応速度は雰囲気中の水素濃度に依存するのである。つまり純化反応で消費された水素の補給速度が、純化そのものの進行速度を決定付けると考える事ができよう。そのモデルに立脚すれば、鋼板の積層間隙が十分に狭い時、補給される水素および入れ替えで除去されるＮＨ3 やＨ2 Ｓ等の純化ガスの移動つまり拡散が遅れ、その速度が二次再結晶の進行程度に至った時、純化程度の場所的勾配が顕著になると考える事が出来る。
以上の考察に基づき、様々な成分および工程条件を経た鋼板を二次再結晶焼鈍実験に供し、明確な技術条件範囲を得て本発明に至った。
【００１２】
即ち、本発明の要旨は次の通りである。
（１）Ｓｉを２〜７質量％含む鋼を溶製し、鋳造し、加熱の後熱延し、冷延し、得られた鋼板を、シート状で積層またはタイトコイル状に巻いて箱焼鈍する方向性電磁鋼板の製造方法において、箱焼鈍における保定温度までの加熱時の昇温速度を１００℃／ｈｒ以上とし、引き続き８５０〜１１００℃の間の保定温度で１ｈｒ以上保定焼鈍を行い、かつ保定時間内における温度偏差を２５℃以内とすることを特徴とする、極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１３】
（２）箱焼鈍に先立って、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布して隣接する鋼板間の雰囲気の存在できる間隙を０．５ｍｍ相当以下とすることを特徴とする、前記（１）記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
（３）鋼組成として、ＮとＡｌ、またはＳとＭｎ、またはＳｅとＭｎの組み合わせの少なくとも１種を含有し、その含有量はＮ、Ｓ、およびＳｅのうちの１種または２種以上を０．０１５〜０．０４質量％とし、熱延に先立つスラブあるいは鋼塊加熱温度を１２５０℃以上とすることを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
（４）鋼組成としてＣを０．０３〜０．１質量％含有し、冷延後箱焼鈍に先立って湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍を行う事を特徴とする、前記（１）ないし（３）のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
（５）冷延後、箱焼鈍の保定焼鈍に至るまでの間に窒化処理を施し、鋼板中のＮを０．０１５〜０．０４質量％とする事を特徴とする、前記（１）ないし（４）のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
（６）熱延後熱延板焼鈍を行う事を特徴とする、前記（１）ないし（５）のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
（７）箱焼鈍で保定焼鈍後１１００℃以上に加熱する事を特徴とする、前記（１）ないし（６）のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
（８）箱焼鈍後平坦化焼鈍を行う事を特徴とする、前記（１）ないし（７）のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
（９）箱焼鈍後絶縁被膜塗布を行う事を特徴とする、前記（１）ないし（８）のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
（１０）鋼板に磁区制御を行う事を特徴とする、前記（１）ないし（９）のいずれかに記載の極めて磁束密度の高い方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明により、二次再結晶の粒成長における結晶方位選択性を極限まで高められた焼鈍方法が確立され、超高磁束密度方向性電磁鋼板の製造が可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
次に、本発明の実施形態について述べる。
Ｓｉ量は、２％を下回ると高温焼鈍で相変態を生じ、適切な粒成長が妨げられるので２％以上とした。７％を上回ると加工性が極端に劣化し、また磁性向上効果も認められなかったので７％以下とした。
【００１６】
二次再結晶に必要なインヒビターは、ＡｌＮ，ＭｎＳ，ＭｎＳｅの１種または２種以上を用いる事が出来る。インヒビターの量としてはＡｌＮを形成するＮ、ＭｎＳを形成するＳ、ＭｎＳｅを形成するＳｅの１種または２種以上が０．０１５％を下回ると二次再結晶が不安定となり、インヒビター不足が明瞭に認められる。０．０４％を上回ると、鋳造、熱延で割れやブリスターと呼ばれる膨れを生じるので、０．０４％以下とした。
【００１７】
鋼中にＣを添加すると、二次再結晶方位の先鋭化に有利である。一次再結晶組織の整粒化が見て取れ、安定した二次再結晶の進行に寄与していると考えられる。この効果は０．０３％以上の添加で認められた。一方０．１％を超えて添加すると鋼が脆化し、冷延等に支障が生じたので、０．１％以下とした。なお、Ｃは最終製品において磁気特性を劣化させるか、あるいは添加量が多いと箱焼鈍中に相変態を誘発して二次再結晶を阻害するので、二次再結晶に先立って除去する必要があり、湿潤雰囲気中でのＣＯガス化脱炭が有効である。
【００１８】
箱焼鈍中の鋼板積層間隙は、上記実験に基づき効果の認められる上限を探り、０．５ｍｍ以下であれば超高磁束密度鋼板を得る事が出来た。この際鋼板表面に、ＭｇＯ粉末等、焼鈍分離剤などを塗布すると間隙が充填され、効果が増すが、その際も充填率を考慮し、（間隙）×（１−（充填率））が０．５ｍｍ以下となる、即ち実質的に間隙中に存在する気体体積が０．５ｍｍ隙間相当であった時に同等の効果が得られた。この間隙は、切板の積層でも、タイトコイルを形成した時の板間の間隙でも、あるいは単板をブロックや耐熱基板で挟み込んで形成された間隙でも、いずれでも全く同等であった。
【００１９】
ちなみに充填率の測定は、積層状態の鋼板全体の嵩密度を測定する事で計算できる。例えばＭｇＯ粉末を塗布する場合は、積層した状態で全体の嵩体積を測定する。鋼板のみの体積は鋼板重量と鋼板比重から得られるから、嵩体積と鋼板体積の差が間隙の総体積である。次に鋼板積層した状態での重量を測定し、鋼板のみの重量との差を求める。これが塗布されたＭｇＯ粉末の重量であり、ＭｇＯの比重で割ればＭｇＯの総体積が得られる。即ち、間隙の総体積でＭｇＯの総体積を割れば、これが充填率である。さらには間隙の総体積を間隙の数、即ち（鋼板の積層枚数−１）で割れば、１つの間隙当りの体積が得られ、これから間隙も計算できる。
【００２０】
次に箱焼鈍条件であるが、まず昇温速度について説明する。
好適な昇温速度は引き続く保定温度にも依存するものであって、特に保定温度即ち二次再結晶が進行する温度が高いときは、二次再結晶潜伏時間が短く、その間に昇温を完了しなければならないため、例えば鋼成分によっても条件は変動するが、保定温度が１０００℃程度であれば潜伏時間は１時間程度である事が多く、この場合には１０００℃／ｈｒが要求される。然しながら保定温度が８５０℃程度であれば数時間の潜伏時間が認められた。その中で、１００℃／ｈｒを下回る昇温では、超高磁束密度組織が得られる保定温度や鋼成分、その他の製造条件を見出すことが出来なかったので、昇温速度の下限を１００℃／ｈｒとした。
【００２１】
箱焼鈍の保定はこの間に二次再結晶が開始し、終了する事を目的として行うが、この温度が低い時は保定時間が長くなる事が認められた。然しながら８５０℃を下回るといくら保持しても二次再結晶は発現せず、遂には鋼板表層域での粗大粒化等が生じて所定の組織が得られなかったので、８５０℃以上とした。１１００℃を超えると正常粒成長が発達して、二次再結晶組織が得られなかったので１１００℃以下とした。保定時間は１時間以下でも二次再結晶する事はあるが、雰囲気や板間間隙を調整して超高磁束密度組織が得られるようにした時は、１１００℃であっても１ｈｒを下回ることはできなかったので、１ｈｒ以上とした。
【００２２】
また保定時の温度変動であるが、二次再結晶の開始時間は温度変化に対して極めて敏感に反応した。即ち二次再結晶の進行途上で、その成長の先端位置における純化程度を調べたところ、これが十分進行していなくても、僅かに温度が上昇してしまうと二次再結晶の進行が可能となってしまっていた。つまり純化勾配に沿ってコラム状二次再結晶粒が成長していくのであるが、その途上で温度が高温側に変動した時、成長端の先方で新たな二次再結晶粒が発生してしまう事があり、それによってコラム状組織の形成が阻害されてしまったのである。この様に、コラム状組織を形成するのに有意な純化勾配を覆すほどの温度偏差は２５℃超であった。つまり二次再結晶進行中の温度変動が２５℃以下であれば、健全なコラム状組織、即ち超高磁束密度組織が十分形成された。
【００２３】
二次再結晶完了後、インヒビターとして存在した析出分散相は除去される事で磁気特性が格段に向上する。その為には１１００℃以上の温度で雰囲気と反応させる事が必要であった。
大量生産時には、品質の鋼板内ばらつきを抑えるのに熱延板焼鈍を施すのが有効である。鋼成分にも依存するが、９００℃程度でも効果は見られ、１０００℃〜１１００℃程度が有効であった。
また箱焼鈍後の鋼板表面に絶縁被膜を塗布することによって、電気機器内に積層状態で使用される時の実機磁気特性が向上できた。またレーザーケガキ、溝形成、異物混入等によっても磁気特性が向上できた。
【実施例１】
【００２４】
表１に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１００ｍｍ、幅４００ｍｍで連続鋳造し、１トンのスラブとした後、１３００℃で加熱して板厚２ｍｍに熱延した。１１００℃で２分間焼鈍し、酸洗し、板厚０．３ｍｍまで冷延した。それを幅２００ｍｍの２コイルに分割して、８５０℃で２分間、露点６０℃のＮ2 が２５％、残りＨ2 の雰囲気中で脱炭焼鈍した後、表面にＭｇＯ粉末を水スラリー化して塗布し、乾燥して、内側直径４００ｍｍでタイトコイルに巻き取った。この時、巻取り重量を２０ｋｇの小コイルと５００ｋｇの大コイルの２つを作成した。
【００２５】
引き続き乾水素中で１０００℃まで加熱し、保定したが、小コイルは３０分で直ちに昇温が完了したが、大コイルは１０００℃に到達するまでに１２時間を要した。１０００℃到達後、９９０℃から１０１０℃の温度ばらつきの範囲内で３時間保定し、引き続き１２００℃まで加熱して２０時間保持し、室温まで冷却した。８５０℃で平坦化焼鈍処理を行った後に磁気測定を行い、Ｂ8 値を求めた。
【００２６】
【表１】
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【００２７】
表１から、所定の成分で十分な昇温速度で１０００℃まで加熱した場合、極めて高いＢ8 値が得られた事が見て取れる。ホ材において、一見Ｂ8 値が小さく思えるが、Ｓｉ含有量が高いため飽和磁束密度が低下しているためで、結晶方位集積度はニ材とほぼ同等であった。なお、イ材小コイル材の結晶組織写真を図１に示す。顕著な柱状晶組織が鋼板両幅から中心に向かって伸びているのが観察できる。
【００２８】
ト材において、十分な二次再結晶組織が得られなかったわけであるが、上記工程に加えて、脱炭焼鈍の後半で雰囲気中にアンモニアガスを添加し、鋼板中Ｎ量を０．０２％としてから箱焼鈍を行い、その際まず一度８００℃で２時間保定してから、小コイルは２０分で１０５０℃まで昇温し、大コイルは１５時間かけて１０５０℃まで昇温し、引き続き１１５０℃で３０時間保持してから冷却、平坦化処理を行った所、小コイル材のＢ8 は１．９８Ｔに達した。一方大コイルは１．８８Ｔであった。
【実施例２】
【００２９】
実施例１のイ材の脱炭焼鈍板を２００ｍｍ×８００ｍｍに１００枚切り出し、直接通電加熱に供した。電流は板長手方向に流し、両端を電極でグリップしたが、全ての板に等しく電流が流れるべく、全幅２００ｍｍ×１０ｍｍのグリップ領域に対して、各脱炭板の間に、０．２ｍｍから１ｍｍの厚みのグリップ領域と同じ大きさの板切れを差込み、挟み込んで鋼板に軽く張力をかけた。その結果、各鋼板間には、差込んだ板切れの厚みと同じ間隙が形成された。雰囲気組成は窒素と水素５０％ずつであった。通電加熱であったので昇温は極めて早く、９８０℃まで加熱したが所要時間は５分であった。その後１０００℃まで２．５時間かけて昇温し、その後直ちに１２５０℃まで加熱して５時間保定し、室温に冷却した。表２に、板間隙と得られたＢ8 値の関係を示す。
表２から、板間隙が広がるとＢ8 値が低下することが解る。
【００３０】
【表２】
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【実施例３】
【００３１】
実施例２と同じ切板で誘導加熱も試みた。今度は積層板同士を通電させる必要は無いが、融着を防ぐため、繊維状耐火物を綿状にあつらえたものを板間に薄く挿入した。この時、板間隙を十分小さくするために鋼板の板面方向に加圧した。この時の、板間間隙と耐火物充填率と得られたＢ8 値の関係を表３に示す。充填率は、耐火物重量を実測し、別途測定した比重から求められる実体積と間隙から求められる嵩体積の比として計算した。
表３から、間隙が広がっても耐火物充填率を高くし、実効間隙を０．５ｍｍ以下とすれば十分効果が発揮される事がわかる。
【００３２】
【表３】
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【実施例４】
【００３３】
表１のイ材は、磁束密度が極めて高く、それだけでも磁気吸引力を活用する電気機器には有用性が十分高まるが、鉄損値は、励磁磁束密度１．７Ｔ、５０Ｈｚにおいて１．２Ｗ／ｋｇと良好ではなかった。そこでこの材料に燐酸系張力被膜を焼付によって塗布したところ、同じ条件での鉄損値は０．９５Ｗ／ｋｇと良好な値を示した。さらにレーザーケガキ、エッチングによる溝形成、超硬歯車による溝形成とその後の歪取焼鈍、Ｓｂ打ち込み技術を適用したところ、鉄損はそれぞれ、０．８１、０．８５、０．８７、０．８６Ｗ／ｋｇとなり、目を見張るほどの鉄損低減効果が得られた。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】実施例におけるイ材の結晶組織写真を示す図である。
【図１】
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