JPH10259424A - 珪素−クロム粒子方向性珪素鋼の製造方法 - Google Patents
珪素−クロム粒子方向性珪素鋼の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 ２段以上の冷間圧延処理により、珪素、クロ
ム及び粒子成長抑制剤を含有する、磁性の改良された粒
子方向性珪素鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】 特定量の珪素、クロム、炭素、アルミニ
ウム、硫黄、セレン、マンガン、鉄を含有し、４５μΩ
-ｃｍ以上の体積抵抗率、０．０１０％以上の炭素、及
び全厚さの１０％以上の同形層を表面に有すると共にオ
ーステナイト部分を有する、熱間処理されたストリップ
を中間厚さに冷間圧延した後焼きなましし、次いで、最
終厚さに冷間圧延し、その後、磁気老化に対して十分に
脱炭焼きなましし、焼きなましされたストリップの少な
くとも一表面を焼きなまし分離被覆で被覆し、そして被
覆されたストリップを最終焼きなましして２次粒子成長
を行わせる工程を含むににより７９６Ａ／ｍでの測定時
に１７８０以上の透磁率を有する粒子方向性珪素鋼板の
製造方法。
ム及び粒子成長抑制剤を含有する、磁性の改良された粒
子方向性珪素鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】 特定量の珪素、クロム、炭素、アルミニ
ウム、硫黄、セレン、マンガン、鉄を含有し、４５μΩ
-ｃｍ以上の体積抵抗率、０．０１０％以上の炭素、及
び全厚さの１０％以上の同形層を表面に有すると共にオ
ーステナイト部分を有する、熱間処理されたストリップ
を中間厚さに冷間圧延した後焼きなましし、次いで、最
終厚さに冷間圧延し、その後、磁気老化に対して十分に
脱炭焼きなましし、焼きなましされたストリップの少な
くとも一表面を焼きなまし分離被覆で被覆し、そして被
覆されたストリップを最終焼きなましして２次粒子成長
を行わせる工程を含むににより７９６Ａ／ｍでの測定時
に１７８０以上の透磁率を有する粒子方向性珪素鋼板の
製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は少なくとも２段の冷
間圧下を使用して熱間処理されたストリップから粒子方
向性珪素鋼を製造する方法に関する。特に、熱間処理さ
れたされたストリップは、２．５〜４．５％の珪素、
０．１〜１．２％のクロム、０．０５０％未満の炭素、
０．００５％未満のアルミニウムを含有し、該ストリッ
プ中に少なくとも２．５％のオーステナイト体積区分
（γ1150℃）が存在し且つ該ストリップの各表面がその
全厚さの少なくとも１０％の厚さを有する同形層を有す
るように、少なくとも４５μΩ-ｃｍの体積抵抗率及び
少なくとも０．０１０％の炭素を有する。
間圧下を使用して熱間処理されたストリップから粒子方
向性珪素鋼を製造する方法に関する。特に、熱間処理さ
れたされたストリップは、２．５〜４．５％の珪素、
０．１〜１．２％のクロム、０．０５０％未満の炭素、
０．００５％未満のアルミニウムを含有し、該ストリッ
プ中に少なくとも２．５％のオーステナイト体積区分
（γ1150℃）が存在し且つ該ストリップの各表面がその
全厚さの少なくとも１０％の厚さを有する同形層を有す
るように、少なくとも４５μΩ-ｃｍの体積抵抗率及び
少なくとも０．０１０％の炭素を有する。
【０００２】
【従来の技術】珪素鋼は広範には２つの分類に特徴づけ
られる。非方向性珪素鋼は、全ての方向に均一に近い磁
気特性を持つことで特徴づけられるシートを与えるため
に工作される。これらの鋼は鉄、スチールシートに高い
特定の電気抵抗を与え、それにより鉄損を小さくするた
めに、珪素及び／又はアルミニウムを含有している。ま
た、非方向性珪素鋼はマグネシウム、燐及び当該技術で
通常知られている他の元素も含有し、磁化中に生じる鉄
損を小さくする高い体積抵抗率を与える。
られる。非方向性珪素鋼は、全ての方向に均一に近い磁
気特性を持つことで特徴づけられるシートを与えるため
に工作される。これらの鋼は鉄、スチールシートに高い
特定の電気抵抗を与え、それにより鉄損を小さくするた
めに、珪素及び／又はアルミニウムを含有している。ま
た、非方向性珪素鋼はマグネシウム、燐及び当該技術で
通常知られている他の元素も含有し、磁化中に生じる鉄
損を小さくする高い体積抵抗率を与える。
【０００３】粒子方向性珪素鋼は、好ましい粒子方向性
の発達のために、高い体積抵抗率及び高い方向磁性を有
するシートを与えるために工作される。粒子方向性珪素
鋼は、発達した磁性のレベル、使用された粒子成長抑制
剤及び所望の磁性を与える処理工程によりさらに区別さ
れる。普通（慣用）の粒子方向性珪素鋼は、高い体積抵
抗率を与えるために珪素を含有し、且つ少なくとも１７
８０の７９６Ａ／ｍで測定した透磁率を有する。高透磁
率の粒子方向性珪素鋼は高い体積抵抗率を与えるために
珪素を含有し、且つ少なくとも１８８０の７９６Ａ／ｍ
で測定した透磁率を有する。商業的に製造されている珪
素含有粒子方向性珪素鋼の体積抵抗率は４５〜５０μΩ
-ｃｍの範囲であり、２．９５％〜３．４５％の珪素を
鉄及び用いられた溶融及びスチール製造法に付随する他
の不純物を含有する。また、増加した珪素の使用は、処
理中に少量だが必要なオーステナイトを維持するために
多くの炭素を必要とすることも知られている。しかしな
がら、組成のこれらの変化は、高い珪素及び炭素レベル
によりもたれされる大きな脆性により、処理中にストリ
ップが劣悪な機械的性質及び増加した物理的困難性を有
することとなる。
の発達のために、高い体積抵抗率及び高い方向磁性を有
するシートを与えるために工作される。粒子方向性珪素
鋼は、発達した磁性のレベル、使用された粒子成長抑制
剤及び所望の磁性を与える処理工程によりさらに区別さ
れる。普通（慣用）の粒子方向性珪素鋼は、高い体積抵
抗率を与えるために珪素を含有し、且つ少なくとも１７
８０の７９６Ａ／ｍで測定した透磁率を有する。高透磁
率の粒子方向性珪素鋼は高い体積抵抗率を与えるために
珪素を含有し、且つ少なくとも１８８０の７９６Ａ／ｍ
で測定した透磁率を有する。商業的に製造されている珪
素含有粒子方向性珪素鋼の体積抵抗率は４５〜５０μΩ
-ｃｍの範囲であり、２．９５％〜３．４５％の珪素を
鉄及び用いられた溶融及びスチール製造法に付随する他
の不純物を含有する。また、増加した珪素の使用は、処
理中に少量だが必要なオーステナイトを維持するために
多くの炭素を必要とすることも知られている。しかしな
がら、組成のこれらの変化は、高い珪素及び炭素レベル
によりもたれされる大きな脆性により、処理中にストリ
ップが劣悪な機械的性質及び増加した物理的困難性を有
することとなる。
【０００４】また、普通の粒子方向性珪素鋼は典型的に
は、主粒子抑制剤として付加的に珪素及び硫黄を含有す
る。アルミニウム、アンチモン、硼素、銅、窒素などの
他の元素はしばしば存在しており、粒子抑制剤を与える
ために硫化及び／又はセレン化マンガン抑制剤を補充す
ることもできる。
は、主粒子抑制剤として付加的に珪素及び硫黄を含有す
る。アルミニウム、アンチモン、硼素、銅、窒素などの
他の元素はしばしば存在しており、粒子抑制剤を与える
ために硫化及び／又はセレン化マンガン抑制剤を補充す
ることもできる。
【０００５】普通の粒子方向性珪素鋼は、通常フォルス
テライトと言われる粉砕ガラスフィルム又は粉砕ガラス
フィルムの場所に又はその上に塗布される通常２次被覆
と言われる絶縁被覆を有し、或いはパンチング用に計画
された２次被覆を有することができ、そこで過剰なダイ
摩擦をさけるために積層のない粉砕ガラス被覆が望まれ
る。一般に、酸化マグネシウムは高温最終焼きなましの
前にスチールの表面に塗布される。これは主に焼きなま
し分離被覆として役立つが、これらの被覆はまた、高温
最終焼きなまし中に２次粒子成長の発達及び安定性に影
響し、スチールにフォルステライト（又は粉砕ガラス）
被覆を形成させるために反応し、そして焼きなまし中に
スチールの脱硫が行われる。
テライトと言われる粉砕ガラスフィルム又は粉砕ガラス
フィルムの場所に又はその上に塗布される通常２次被覆
と言われる絶縁被覆を有し、或いはパンチング用に計画
された２次被覆を有することができ、そこで過剰なダイ
摩擦をさけるために積層のない粉砕ガラス被覆が望まれ
る。一般に、酸化マグネシウムは高温最終焼きなましの
前にスチールの表面に塗布される。これは主に焼きなま
し分離被覆として役立つが、これらの被覆はまた、高温
最終焼きなまし中に２次粒子成長の発達及び安定性に影
響し、スチールにフォルステライト（又は粉砕ガラス）
被覆を形成させるために反応し、そして焼きなまし中に
スチールの脱硫が行われる。
【０００６】高度のキューブオンエッジを得るために
は、材料が最終焼きなましの高温部分の前に、所望の方
向性を有する再結晶粒子の構造を有していなければなら
ず、２次粒子成長が起こるまで最終焼きなましにおいて
主粒子成長を抑制するために粒子成長抑制剤を有してい
なければならない。珪素鋼の磁性の発達における大きな
重要性は、２次粒子成長の強さと完全性である。これは
２つの要因に基づく。第１は、５３５〜９２５℃の温度
で１次粒子成長を抑制しうる硫化マグネシウム（又は他
の）抑制剤粒子の細かな分散が必要である。第２は、ス
チールの及びスチールの表面層及び表面に近い層の粒子
構造及び組織が２次粒子成長に適する状態を与えなけれ
ばならない。表面に近い層は炭素がなくなっており、単
一相又は同形の鉄ミクロ構造を与えるスチール表面の区
域を描く。この区域はこの技術分野においては表面脱炭
層などと、又は他の形態と言われており、同形の表面層
と多形（フェライト及びオーステナイトの混合相又はそ
の分解生成物）内層、例えば剪断バンドなどとの間の境
界と定義される。激しい成長を維持し且つ最終焼きなま
し粒子方向性珪素鋼を与える最高の可能性を有するキュ
ーブオンエッジ２次粒子核が同形層内に又は代わりに同
形層と多形シート内層の間の境界の近くに位置すること
を示す数々の技術文献に、同形層の役割が報告されてい
る。２次粒子成長を開始させるための十分に望ましい条
件を有するキューブオンエッジ核は１次粒子の完全でな
いな方向性マトリックスを消費する。
は、材料が最終焼きなましの高温部分の前に、所望の方
向性を有する再結晶粒子の構造を有していなければなら
ず、２次粒子成長が起こるまで最終焼きなましにおいて
主粒子成長を抑制するために粒子成長抑制剤を有してい
なければならない。珪素鋼の磁性の発達における大きな
重要性は、２次粒子成長の強さと完全性である。これは
２つの要因に基づく。第１は、５３５〜９２５℃の温度
で１次粒子成長を抑制しうる硫化マグネシウム（又は他
の）抑制剤粒子の細かな分散が必要である。第２は、ス
チールの及びスチールの表面層及び表面に近い層の粒子
構造及び組織が２次粒子成長に適する状態を与えなけれ
ばならない。表面に近い層は炭素がなくなっており、単
一相又は同形の鉄ミクロ構造を与えるスチール表面の区
域を描く。この区域はこの技術分野においては表面脱炭
層などと、又は他の形態と言われており、同形の表面層
と多形（フェライト及びオーステナイトの混合相又はそ
の分解生成物）内層、例えば剪断バンドなどとの間の境
界と定義される。激しい成長を維持し且つ最終焼きなま
し粒子方向性珪素鋼を与える最高の可能性を有するキュ
ーブオンエッジ２次粒子核が同形層内に又は代わりに同
形層と多形シート内層の間の境界の近くに位置すること
を示す数々の技術文献に、同形層の役割が報告されてい
る。２次粒子成長を開始させるための十分に望ましい条
件を有するキューブオンエッジ核は１次粒子の完全でな
いな方向性マトリックスを消費する。
【０００７】普通の粒子方向性珪素鋼は一般に、所望の
磁性を達成するために１又はそれ以上の冷間圧下を用い
て製造される。２段の冷間圧下を用いる普通の粒子方向
性珪素鋼の代表的な製造方法はここに参考として合体さ
れる米国特許第5,061,326号に教示されている。米国特
許第5,061,326号は粒子方向性珪素鋼の鉄損を改良する
ために高いレベルの珪素を使用することを開示してい
る。このような添加は処理中に物理的性質の劣悪化及び
多くの困難性に寄与し、主に材料の脆性を減少させる。
磁性を達成するために１又はそれ以上の冷間圧下を用い
て製造される。２段の冷間圧下を用いる普通の粒子方向
性珪素鋼の代表的な製造方法はここに参考として合体さ
れる米国特許第5,061,326号に教示されている。米国特
許第5,061,326号は粒子方向性珪素鋼の鉄損を改良する
ために高いレベルの珪素を使用することを開示してい
る。このような添加は処理中に物理的性質の劣悪化及び
多くの困難性に寄与し、主に材料の脆性を減少させる。
【０００８】スチールの体積抵抗率の増加によりなされ
る低鉄損の一段冷間圧下を使用して粒子方向性珪素鋼を
製造することが望まれている。ここに参考として合体さ
れる米国特許第5,421,911号は、０．０３０％以下の錫
及び未結合のマンガンのレベルをを与える組成物、出発
ストリップの焼きなまし、焼きなまし後又は冷間圧延前
での０．０２５％の炭素レベル、焼きなまし後又は冷間
圧延前での７％以上のオーステナイト体積区分（γ1150
℃）、および硫黄含有焼きなまし分離被覆の使用を包含
するたのプロセス要求が満足されるならば、クロムは一
段冷間圧下を用いて造られた方向性珪素鋼への有用な添
加物であることを開示している。
る低鉄損の一段冷間圧下を使用して粒子方向性珪素鋼を
製造することが望まれている。ここに参考として合体さ
れる米国特許第5,421,911号は、０．０３０％以下の錫
及び未結合のマンガンのレベルをを与える組成物、出発
ストリップの焼きなまし、焼きなまし後又は冷間圧延前
での０．０２５％の炭素レベル、焼きなまし後又は冷間
圧延前での７％以上のオーステナイト体積区分（γ1150
℃）、および硫黄含有焼きなまし分離被覆の使用を包含
するたのプロセス要求が満足されるならば、クロムは一
段冷間圧下を用いて造られた方向性珪素鋼への有用な添
加物であることを開示している。
【０００９】従って、粒子成長抑制剤、及び均一で且つ
一貫した磁性を有する粒子方向性珪素鋼の製造に本質的
な適当なミクロ構造及び組織を与えるための処理、及び
合金組成物の調節が必要であると長く感じられていた。
また、粒子方向性珪素鋼に珪素に代えて又は珪素と共に
多くのクロムを添加して高レベルの体積抵抗率及び高度
のキューブオンエッジを有する粒子方向性珪素鋼を提供
する必要性が長く感じられていた。また、安定な２次粒
子成長を有する粒子方向性珪素鋼を提供する必要性が長
く感じられていた。
一貫した磁性を有する粒子方向性珪素鋼の製造に本質的
な適当なミクロ構造及び組織を与えるための処理、及び
合金組成物の調節が必要であると長く感じられていた。
また、粒子方向性珪素鋼に珪素に代えて又は珪素と共に
多くのクロムを添加して高レベルの体積抵抗率及び高度
のキューブオンエッジを有する粒子方向性珪素鋼を提供
する必要性が長く感じられていた。また、安定な２次粒
子成長を有する粒子方向性珪素鋼を提供する必要性が長
く感じられていた。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明の主たる目的
は、少なくとも２段の冷間圧下を使用して処理され、結
果として改良された磁性を有するスチールとなる、珪
素、クロム及び適当な抑制剤を含有する組成物を有する
粒子方向性珪素鋼を提供することにある。
は、少なくとも２段の冷間圧下を使用して処理され、結
果として改良された磁性を有するスチールとなる、珪
素、クロム及び適当な抑制剤を含有する組成物を有する
粒子方向性珪素鋼を提供することにある。
【００１１】本発明の他の目的は、均一で且つ一貫した
磁性を与えるための少なくとも２段の冷間圧下を有す
る、珪素、クロム及び適当な抑制剤を含有する組成物を
有する粒子方向性珪素鋼を提供することにある。
磁性を与えるための少なくとも２段の冷間圧下を有す
る、珪素、クロム及び適当な抑制剤を含有する組成物を
有する粒子方向性珪素鋼を提供することにある。
【００１２】本発明の他の目的は、珪素、クロム及び適
当な抑制剤を含有する組成物、少なくとも２段の冷間圧
下、粒子方向性珪素鋼に珪素に代えて又は珪素と共に多
くのクロムを添加して高レベルの体積抵抗率、および及
び高度のキューブオンエッジを有する粒子方向性珪素鋼
を提供することにある。
当な抑制剤を含有する組成物、少なくとも２段の冷間圧
下、粒子方向性珪素鋼に珪素に代えて又は珪素と共に多
くのクロムを添加して高レベルの体積抵抗率、および及
び高度のキューブオンエッジを有する粒子方向性珪素鋼
を提供することにある。
【００１３】本発明の他の目的は、珪素、クロム及び適
当な抑制剤を含有する組成物、少なくとも２段の冷間圧
下、均一で且つ一貫した磁性を有する粒子方向性珪素鋼
の製造に本質的な適当なミクロ構造及び組織を有する粒
子方向性珪素鋼を提供することにある。
当な抑制剤を含有する組成物、少なくとも２段の冷間圧
下、均一で且つ一貫した磁性を有する粒子方向性珪素鋼
の製造に本質的な適当なミクロ構造及び組織を有する粒
子方向性珪素鋼を提供することにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】本発明は、少なくとも１
７８０の７９６Ａ／ｍで測定された透磁率を有すること
を特徴とする、優れた機械的性質及び磁性を有する粒子
方向性珪素鋼の製造方法を提供するものである。熱間処
理されたストリップは、２．５〜４．５重量％の珪素、
０．１〜１．２重量％のクロム、０．０５０重量％未満
の炭素、０．００５重量％未満のアルミニウム、０．１
重量％までの硫黄、０．１４重量％までのセレン、０．
０１〜１重量％のマンガン及び残部が本質的に鉄及び他
の元素を含有する。該ストリップは中間の厚さに冷間圧
下され、焼きなましされ、最終厚さに冷間圧下され、そ
して該ストリップが磁気的に老化しないように脱炭され
る。脱炭されたストリップはついでその少なくとも一表
面が焼きなまし分離被覆で被覆され、２次粒子成長させ
るために最終焼きなましされる。珪素鋼は少なくとも１
７８０の７９６Ａ／ｍで測定された透磁率を有する。
７８０の７９６Ａ／ｍで測定された透磁率を有すること
を特徴とする、優れた機械的性質及び磁性を有する粒子
方向性珪素鋼の製造方法を提供するものである。熱間処
理されたストリップは、２．５〜４．５重量％の珪素、
０．１〜１．２重量％のクロム、０．０５０重量％未満
の炭素、０．００５重量％未満のアルミニウム、０．１
重量％までの硫黄、０．１４重量％までのセレン、０．
０１〜１重量％のマンガン及び残部が本質的に鉄及び他
の元素を含有する。該ストリップは中間の厚さに冷間圧
下され、焼きなましされ、最終厚さに冷間圧下され、そ
して該ストリップが磁気的に老化しないように脱炭され
る。脱炭されたストリップはついでその少なくとも一表
面が焼きなまし分離被覆で被覆され、２次粒子成長させ
るために最終焼きなましされる。珪素鋼は少なくとも１
７８０の７９６Ａ／ｍで測定された透磁率を有する。
【００１５】本発明の他の特徴は、熱間処理されたスト
リップの全厚さの１５〜４０％の厚さを有するための各
表面における前記同形層についてのものである。本発明
の他の特徴は、最終厚さに冷間圧延される前に７５０〜
１１５０℃の温度で焼きなましされ、その後ゆくりと６
５０℃以下に冷却される前記ストリップであることであ
る。本発明の他の特徴は、少なくとも０．０１０％の炭
素を有する最終厚さに冷間圧延する前に前記焼きなまし
されたストリップ中の炭素であることである。本発明の
他の特徴は、０．０３％より大きくない最終厚さに冷間
圧延する前に前記焼きなましされたストリップであるこ
とである。本発明の他の特徴は、前記クロムが０．２〜
０．６％であることである。本発明の他の特徴は、少な
くとも８００℃の温度で最終ストリップ厚さに冷間圧延
する前にストリップが焼きなましされることである。本
発明の他の特徴は、少なくとも１１００℃の温度でスト
リップが最終焼きなましされることである。本発明の他
の特徴は、１．７〜３．０ｍｍの厚さを有する前記熱間
処理されたストリップであることである。
リップの全厚さの１５〜４０％の厚さを有するための各
表面における前記同形層についてのものである。本発明
の他の特徴は、最終厚さに冷間圧延される前に７５０〜
１１５０℃の温度で焼きなましされ、その後ゆくりと６
５０℃以下に冷却される前記ストリップであることであ
る。本発明の他の特徴は、少なくとも０．０１０％の炭
素を有する最終厚さに冷間圧延する前に前記焼きなまし
されたストリップ中の炭素であることである。本発明の
他の特徴は、０．０３％より大きくない最終厚さに冷間
圧延する前に前記焼きなましされたストリップであるこ
とである。本発明の他の特徴は、前記クロムが０．２〜
０．６％であることである。本発明の他の特徴は、少な
くとも８００℃の温度で最終ストリップ厚さに冷間圧延
する前にストリップが焼きなましされることである。本
発明の他の特徴は、少なくとも１１００℃の温度でスト
リップが最終焼きなましされることである。本発明の他
の特徴は、１．７〜３．０ｍｍの厚さを有する前記熱間
処理されたストリップであることである。
【００１６】本発明の利点は、従来技術の高珪素粒子方
向性珪素鋼との関連において、物理的性質及び加工性を
低下させずに、非常に体積抵抗率を有するクロム−珪素
粒子方向性珪素鋼を包含することである。他の利点は約
５０μΩ−ｃｍの体積抵抗率を有する珪素鋼の製造が可
能なことである。他の利点は、処理中での大きな耐スト
リップ破壊性及び優れた靭性を与える改良された機械的
特性を有する珪素鋼にある。他の利点は、珪素、マンガ
ン、硫黄及び／又はセレンを有すし、それによって熱間
処理されたの前の再加熱中に硫化物又はセレン化物の溶
解を容易にする、珪素鋼にある。上記の及び他の本発明
の目的、特徴及び利点は、詳細な説明及び添付図面を考
慮すれば明らかとなろう。
向性珪素鋼との関連において、物理的性質及び加工性を
低下させずに、非常に体積抵抗率を有するクロム−珪素
粒子方向性珪素鋼を包含することである。他の利点は約
５０μΩ−ｃｍの体積抵抗率を有する珪素鋼の製造が可
能なことである。他の利点は、処理中での大きな耐スト
リップ破壊性及び優れた靭性を与える改良された機械的
特性を有する珪素鋼にある。他の利点は、珪素、マンガ
ン、硫黄及び／又はセレンを有すし、それによって熱間
処理されたの前の再加熱中に硫化物又はセレン化物の溶
解を容易にする、珪素鋼にある。上記の及び他の本発明
の目的、特徴及び利点は、詳細な説明及び添付図面を考
慮すれば明らかとなろう。
【００１７】
【発明の実施の形態】本発明は優れた機械的性質及び磁
性を有する粒子方向性珪素鋼を提供するものである。約
１．５〜４．０ｍｍの厚さを有する熱間処理されたスト
リップは本質的に２．５〜４．５重量％の珪素、０．１
〜１．２重量％のクロム、０．０５０重量％未満の炭
素、０．００５重量％未満のアルミニウム、０．１重量
％までの硫黄、０．１４重量％までのセレン、０．０１
〜１重量％のマンガン及び残部が本質的に鉄及び他の元
素からなる組成物を含有するものから提供される。合金
組成パーセントに関する本願での全ての議論において
は、特記しないかぎり、重量％（ｗｔ％）である。熱間
処理されたストリップは、冷間圧下前のオーステナイト
体積フラクション（γ１１５０℃）が熱間処理された中
に少なくとも２．５％存在し、熱間処理されたストリッ
プの各表面が熱間処理された全厚さの少なくとも１０％
の厚さを有する同形層を有するように、少なくとも４５
μΩ−ｃｍの体積抵抗率、少なくとも０．０１０％のク
ロムを有する。熱間処理されたストリップは中間厚さに
冷間圧下され、焼きなましされ、好ましくは０．１５〜
０．５０ｍｍの最終ストリップ厚さに冷間圧下され、そ
して０．００３％未満の炭素に脱炭される。ついで、脱
炭されたストリップはその少なくとも一表面を焼きなま
し分離被覆で被覆し、最終焼きなましされて、２次粒子
成長させる。スチールは０．００３％未満の炭素に脱炭
されるので最終焼きなまし後のストリップは磁気的老化
はないようである。本発明はのクロム−珪素粒子方向性
珪素鋼は高い体積抵抗率、非常に安定な２次粒子成長、
優れた磁性、及び処理中のストリップの大きな耐破壊性
及び優れた靭性を与える改良された機械的特性を与え
る。
性を有する粒子方向性珪素鋼を提供するものである。約
１．５〜４．０ｍｍの厚さを有する熱間処理されたスト
リップは本質的に２．５〜４．５重量％の珪素、０．１
〜１．２重量％のクロム、０．０５０重量％未満の炭
素、０．００５重量％未満のアルミニウム、０．１重量
％までの硫黄、０．１４重量％までのセレン、０．０１
〜１重量％のマンガン及び残部が本質的に鉄及び他の元
素からなる組成物を含有するものから提供される。合金
組成パーセントに関する本願での全ての議論において
は、特記しないかぎり、重量％（ｗｔ％）である。熱間
処理されたストリップは、冷間圧下前のオーステナイト
体積フラクション（γ１１５０℃）が熱間処理された中
に少なくとも２．５％存在し、熱間処理されたストリッ
プの各表面が熱間処理された全厚さの少なくとも１０％
の厚さを有する同形層を有するように、少なくとも４５
μΩ−ｃｍの体積抵抗率、少なくとも０．０１０％のク
ロムを有する。熱間処理されたストリップは中間厚さに
冷間圧下され、焼きなましされ、好ましくは０．１５〜
０．５０ｍｍの最終ストリップ厚さに冷間圧下され、そ
して０．００３％未満の炭素に脱炭される。ついで、脱
炭されたストリップはその少なくとも一表面を焼きなま
し分離被覆で被覆し、最終焼きなましされて、２次粒子
成長させる。スチールは０．００３％未満の炭素に脱炭
されるので最終焼きなまし後のストリップは磁気的老化
はないようである。本発明はのクロム−珪素粒子方向性
珪素鋼は高い体積抵抗率、非常に安定な２次粒子成長、
優れた磁性、及び処理中のストリップの大きな耐破壊性
及び優れた靭性を与える改良された機械的特性を与え
る。
【００１８】本発明の出発スチールは熱間処理されたス
チールから造られる。「熱間処理されたされたストリッ
プ（hot processed strip）」とは、インゴット鋳造、
厚いスラブ鋳造、薄いスラブ鋳造、ストリップ鋳造のよ
うな方法、又は鉄、珪素、クロム及び適当な抑制剤を含
有する熔融組成物を使用してコンパクトストリップを製
造する方法を用いて製造された連続長さのストリップを
意味すると理解される。
チールから造られる。「熱間処理されたされたストリッ
プ（hot processed strip）」とは、インゴット鋳造、
厚いスラブ鋳造、薄いスラブ鋳造、ストリップ鋳造のよ
うな方法、又は鉄、珪素、クロム及び適当な抑制剤を含
有する熔融組成物を使用してコンパクトストリップを製
造する方法を用いて製造された連続長さのストリップを
意味すると理解される。
【００１９】粒子方向性珪素鋼は伝統的に、そのように
して製造された材料の磁気品質への影響ために、マンガ
ン、硫黄、クロム、窒素及びチタンの組成の制限を企て
た炭素−珪素−鉄３元組成物である。本発明の発見は、
クロム−珪素標準粒子方向性珪素鋼の成功的な製造を可
能にするスチールストリップのミクロ構造特性について
炭素、珪素及びクロムの効果の研究の結果であった。本
発明は高い品質のキューブオンエッジ方向性及び４５μ
Ω−ｃｍを越える体積抵抗率を有する粒子方向性珪素鋼
を製造し、それにより０．００５％未満のアルミニウム
及び少なくとも２段の冷間圧下を使用して鉄損を低下さ
せる方法を提供するものである。式１は合金の体積抵抗
率（ρ）における鉄への種々の添加の効果を示すものい
である： （１） ρ＝１３＋６．２５（％Ｍｎ）＋１０．５２
（％Ｓｉ）＋１１．８２（％Ａｌ）＋６．５（％Ｃｒ）
＋１４（％Ｐ） 式中、ρはμΩ−ｃｍ単位での合金の体積抵抗率であ
り、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ及びＰはそれぞれ粒子方向
性珪素鋼の化学組成を有するマンガン、珪素、アルミニ
ウム、クロム及び燐の割合である。商業的に製造された
方向性珪素−鉄珪素鋼の体積抵抗率は４５〜５１μΩ−
ｃｍの範囲であり、２．９５〜３．４５％の珪素及び熔
融及びスチール製造中に付随される他の不純物を含有す
る。体積抵抗率の高い材料は長い間望まれていたが、従
来の方法は典型的には合金中の珪素の割合を対応して増
加することによるものであった。当該技術で示されてい
るように、珪素の割合を増加することは対応して炭素の
割合の増加を必要とする。珪素及び炭素の高い割合は、
珪素鋼の物理的性質を劣化させ、脱炭焼きなまし工程中
に炭素を完全に除去する際に、主に脆性及び困難性を増
加させる。珪素及び炭素の割合を増加することは、活発
な２次粒子成長に必要なミクロ構造特性に害であると決
定された。本発明の重要な特徴は、珪素及び炭素の組成
を冷間圧下の前にストリップに与えられる表面同形層の
厚さを変えることである。
して製造された材料の磁気品質への影響ために、マンガ
ン、硫黄、クロム、窒素及びチタンの組成の制限を企て
た炭素−珪素−鉄３元組成物である。本発明の発見は、
クロム−珪素標準粒子方向性珪素鋼の成功的な製造を可
能にするスチールストリップのミクロ構造特性について
炭素、珪素及びクロムの効果の研究の結果であった。本
発明は高い品質のキューブオンエッジ方向性及び４５μ
Ω−ｃｍを越える体積抵抗率を有する粒子方向性珪素鋼
を製造し、それにより０．００５％未満のアルミニウム
及び少なくとも２段の冷間圧下を使用して鉄損を低下さ
せる方法を提供するものである。式１は合金の体積抵抗
率（ρ）における鉄への種々の添加の効果を示すものい
である： （１） ρ＝１３＋６．２５（％Ｍｎ）＋１０．５２
（％Ｓｉ）＋１１．８２（％Ａｌ）＋６．５（％Ｃｒ）
＋１４（％Ｐ） 式中、ρはμΩ−ｃｍ単位での合金の体積抵抗率であ
り、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ及びＰはそれぞれ粒子方向
性珪素鋼の化学組成を有するマンガン、珪素、アルミニ
ウム、クロム及び燐の割合である。商業的に製造された
方向性珪素−鉄珪素鋼の体積抵抗率は４５〜５１μΩ−
ｃｍの範囲であり、２．９５〜３．４５％の珪素及び熔
融及びスチール製造中に付随される他の不純物を含有す
る。体積抵抗率の高い材料は長い間望まれていたが、従
来の方法は典型的には合金中の珪素の割合を対応して増
加することによるものであった。当該技術で示されてい
るように、珪素の割合を増加することは対応して炭素の
割合の増加を必要とする。珪素及び炭素の高い割合は、
珪素鋼の物理的性質を劣化させ、脱炭焼きなまし工程中
に炭素を完全に除去する際に、主に脆性及び困難性を増
加させる。珪素及び炭素の割合を増加することは、活発
な２次粒子成長に必要なミクロ構造特性に害であると決
定された。本発明の重要な特徴は、珪素及び炭素の組成
を冷間圧下の前にストリップに与えられる表面同形層の
厚さを変えることである。
【００２０】２段以上の冷間圧下を使用して粒子方向性
珪素鋼を製造する従来の方法においては、クロムは所望
のキューブオンエッジ組織の発達を妨げることがわかっ
た。本発明においては、オーステナイト形成の効果及び
処理中の炭素損失の効果及びクロムがオーステナイト形
成の効果のために、クロムが同形層の類似の薄化を生じ
させるものと決定された。この従来認識されなかった変
化は２次粒子成長の活発化及び安定性に逆の影響を与え
ることがわかった。
珪素鋼を製造する従来の方法においては、クロムは所望
のキューブオンエッジ組織の発達を妨げることがわかっ
た。本発明においては、オーステナイト形成の効果及び
処理中の炭素損失の効果及びクロムがオーステナイト形
成の効果のために、クロムが同形層の類似の薄化を生じ
させるものと決定された。この従来認識されなかった変
化は２次粒子成長の活発化及び安定性に逆の影響を与え
ることがわかった。
【００２１】不安定な２次粒子成長は、粒子成長抑制剤
の品質、出発ストリップのミクロ構造の質又は特定の方
法に関する合金組成物中の他の元素、これらに限定され
ないが、含む数々の理由のために、粒子方向性珪素鋼の
製造者を悩ます問題である。例えば、硫黄及び／又は結
合しない過剰のマンガンの割合及びオーステナイトの量
は、米国特許第5,421,911号に開示された１段冷間圧下
法を使用して２次粒子成長の安定性に強く寄与する。本
発明の重要な特徴は、所望の２次粒子成長の安定性及び
キューブオンエッジ組織発達が表面同形層の厚さ及び冷
間圧下前に与えられるオーステナイトの量に関係してい
るということである。
の品質、出発ストリップのミクロ構造の質又は特定の方
法に関する合金組成物中の他の元素、これらに限定され
ないが、含む数々の理由のために、粒子方向性珪素鋼の
製造者を悩ます問題である。例えば、硫黄及び／又は結
合しない過剰のマンガンの割合及びオーステナイトの量
は、米国特許第5,421,911号に開示された１段冷間圧下
法を使用して２次粒子成長の安定性に強く寄与する。本
発明の重要な特徴は、所望の２次粒子成長の安定性及び
キューブオンエッジ組織発達が表面同形層の厚さ及び冷
間圧下前に与えられるオーステナイトの量に関係してい
るということである。
【００２２】本発明の好ましい組成物は、２．９〜３．
８％の珪素、０．２〜０．７％のクロム、０．０１５〜
０．０３０％の炭素、０．００５％未満のアルミニウ
ム、０．０１０％未満の窒素、０．０５〜０．０７％の
マンガン、０．０２０〜０．０３０％のの硫黄、０．０
１５〜０．０５％のセレン及び０．０６％未満の錫を含
有する。より好ましい組成物は３．１〜３．５％の珪素
を含有する。珪素は主に高い体積抵抗率を与えることに
より鉄損を改良するために添加される。なお、珪素はフ
ェライトの形成及び／又は安定性を促進し、オーステナ
イトの体積フラクション（γ1150℃）に影響を与える主
な元素の一つである。高含量珪素は磁気品質の改良には
望ましいが、その効果は所望の相バランス、ミクロ構造
特性及び機械的性質を維持するために考慮されねばなら
ない。
８％の珪素、０．２〜０．７％のクロム、０．０１５〜
０．０３０％の炭素、０．００５％未満のアルミニウ
ム、０．０１０％未満の窒素、０．０５〜０．０７％の
マンガン、０．０２０〜０．０３０％のの硫黄、０．０
１５〜０．０５％のセレン及び０．０６％未満の錫を含
有する。より好ましい組成物は３．１〜３．５％の珪素
を含有する。珪素は主に高い体積抵抗率を与えることに
より鉄損を改良するために添加される。なお、珪素はフ
ェライトの形成及び／又は安定性を促進し、オーステナ
イトの体積フラクション（γ1150℃）に影響を与える主
な元素の一つである。高含量珪素は磁気品質の改良には
望ましいが、その効果は所望の相バランス、ミクロ構造
特性及び機械的性質を維持するために考慮されねばなら
ない。
【００２３】本発明の粒子方向性珪素鋼は０．１〜０
１．２％、好ましくは０．２〜０．７％、より好ましく
は０．３〜０．５％の範囲のクロム含量を有することが
できる。クロムは主に高い体積抵抗率を与えることによ
る鉄損を改良するために添加される。１．２％未満の組
成物においては、クロムはオーステナイトの形成及び安
定性を促進し、オーステナイトの体積フラクション（γ
1150℃）に影響を与える。高い量のクロムは脱炭の容易
さに逆の影響を与える。高いクロムは磁性の改良に望ま
しいが、その効果は所望の相バランス及びミクロ構造特
性を維持するために考慮されねばならない。
１．２％、好ましくは０．２〜０．７％、より好ましく
は０．３〜０．５％の範囲のクロム含量を有することが
できる。クロムは主に高い体積抵抗率を与えることによ
る鉄損を改良するために添加される。１．２％未満の組
成物においては、クロムはオーステナイトの形成及び安
定性を促進し、オーステナイトの体積フラクション（γ
1150℃）に影響を与える。高い量のクロムは脱炭の容易
さに逆の影響を与える。高いクロムは磁性の改良に望ま
しいが、その効果は所望の相バランス及びミクロ構造特
性を維持するために考慮されねばならない。
【００２４】本発明の粒子方向性珪素鋼は炭素、及び／
又はオーステナイトを促進し及び／又は安定にし、処理
中の相バランスの維持に使用される銅、ニッケルなどの
他の添加物を含有する。熱間処理されたストリップに存
在する炭素の量は、出発ストリップが、即ち冷間圧延前
に、０．０１０〜０．０５０％、好ましくは０．０１５
〜０．０３０、より好ましくは０．０１５〜０．０２５
％の炭素を有する出発ストリップ、即ち冷間圧延前に、
を与えるのに十分な量である。中間の厚さに冷間圧下す
る直前に０．０１０未満の炭素の低い割合は、２次再結
晶が不安定となり且つキューブオンエッジ方向性の質を
損なうので望ましくない。０．０５０％を越える炭素の
高い割合は、２次粒子成長を弱め、低い質のキューブオ
ンエッジを与え、そして磁気老化を防止するために最終
ストリップ中に０．００３％未満の炭素を得る困難性を
増す同形相を薄化させるので望ましくない。
又はオーステナイトを促進し及び／又は安定にし、処理
中の相バランスの維持に使用される銅、ニッケルなどの
他の添加物を含有する。熱間処理されたストリップに存
在する炭素の量は、出発ストリップが、即ち冷間圧延前
に、０．０１０〜０．０５０％、好ましくは０．０１５
〜０．０３０、より好ましくは０．０１５〜０．０２５
％の炭素を有する出発ストリップ、即ち冷間圧延前に、
を与えるのに十分な量である。中間の厚さに冷間圧下す
る直前に０．０１０未満の炭素の低い割合は、２次再結
晶が不安定となり且つキューブオンエッジ方向性の質を
損なうので望ましくない。０．０５０％を越える炭素の
高い割合は、２次粒子成長を弱め、低い質のキューブオ
ンエッジを与え、そして磁気老化を防止するために最終
ストリップ中に０．００３％未満の炭素を得る困難性を
増す同形相を薄化させるので望ましくない。
【００２５】本発明の発達前は、熱間処理されたストリ
ップが中間厚さに冷間圧下される前に酸化雰囲気中で１
５〜３０秒間焼きなましされた後に、０．０１０％まで
の炭素損失が観察されたており、そして多くの場合焼き
なまし中の炭素損失が適当に厚い同形層の発達に必須で
あった。しかしながら、中間のストリップ厚さに冷間圧
下する前の焼きなまし中の過剰の炭素の除去は不適当な
相バランス及びミクロ構造を生じさせ、つづく処理にお
いてこれらの損失を補償するために熱間処理されたスト
リップ中の炭素組成を高める必要がある。本発明におい
ては、脱炭焼きなまし中に除去する必要のある炭素量は
非常に減少される。
ップが中間厚さに冷間圧下される前に酸化雰囲気中で１
５〜３０秒間焼きなましされた後に、０．０１０％まで
の炭素損失が観察されたており、そして多くの場合焼き
なまし中の炭素損失が適当に厚い同形層の発達に必須で
あった。しかしながら、中間のストリップ厚さに冷間圧
下する前の焼きなまし中の過剰の炭素の除去は不適当な
相バランス及びミクロ構造を生じさせ、つづく処理にお
いてこれらの損失を補償するために熱間処理されたスト
リップ中の炭素組成を高める必要がある。本発明におい
ては、脱炭焼きなまし中に除去する必要のある炭素量は
非常に減少される。
【００２６】マンガンは０．０１〜０．１５％、好まし
くは０．０４〜０．０８％、より好ましくは０．０５〜
０．０７％のの量で本発明のスチールに存在する。イン
ゴット又は連続鋳造スラブであるスチール熔融及び鋳造
の慣用法を本発明にょる処理にための出発ストリップの
製造に使用する場合は、過剰のマンガンの低い割合、即
ち硫化マンガン又はセレン化マンガンとして結合してい
ないマンガンを熱間圧延前のスラブの再加熱中に硫化マ
ンガンの溶解が容易になるにで有利である。
くは０．０４〜０．０８％、より好ましくは０．０５〜
０．０７％のの量で本発明のスチールに存在する。イン
ゴット又は連続鋳造スラブであるスチール熔融及び鋳造
の慣用法を本発明にょる処理にための出発ストリップの
製造に使用する場合は、過剰のマンガンの低い割合、即
ち硫化マンガン又はセレン化マンガンとして結合してい
ないマンガンを熱間圧延前のスラブの再加熱中に硫化マ
ンガンの溶解が容易になるにで有利である。
【００２７】硫黄及びセレンはマンガンと結合させ、１
次粒子成長抑制に必要な硫化マンガン及び／又はセレン
化マンガン析出物を形成させるために、熔融物に添加さ
れる。硫黄を単独で使用する場合は、０．００６〜０．
０６％，好ましくは０．０２００．０３０％の量で存在
するであろう。セレンを単独で使用する場合は、０．０
１０〜０．１４％、好ましくは０．０１５〜０．０５％
の量で存在するであろう。硫黄とセレンを組み合わせて
使用することができる。
次粒子成長抑制に必要な硫化マンガン及び／又はセレン
化マンガン析出物を形成させるために、熔融物に添加さ
れる。硫黄を単独で使用する場合は、０．００６〜０．
０６％，好ましくは０．０２００．０３０％の量で存在
するであろう。セレンを単独で使用する場合は、０．０
１０〜０．１４％、好ましくは０．０１５〜０．０５％
の量で存在するであろう。硫黄とセレンを組み合わせて
使用することができる。
【００２８】酸可溶性アルミニウムは、安定な２次粒子
成長を与えるために、本発明のスチール中に０．００５
％未満，好ましくは０．００１５未満に維持される。ア
ルミニウムはスチール熔融物中の溶解酸素の量の調節を
助けるが、可溶性アルミニウムの割合は上限以下に維持
すべきである。
成長を与えるために、本発明のスチール中に０．００５
％未満，好ましくは０．００１５未満に維持される。ア
ルミニウムはスチール熔融物中の溶解酸素の量の調節を
助けるが、可溶性アルミニウムの割合は上限以下に維持
すべきである。
【００２９】また、スチールは故意の添加物としてなさ
れ或いは残存元素、即ちスチール製造からの不純物とし
て存在する、アンチモン、ひ素、ビスマス、銅、モリブ
デン、ニッケル、燐などの他の元素を含有することがで
きる。これらの元素はオーステナイト体積フラクション
（γ1150℃）及び／又は２次粒子成長の安定性に影響を
与えることができる。
れ或いは残存元素、即ちスチール製造からの不純物とし
て存在する、アンチモン、ひ素、ビスマス、銅、モリブ
デン、ニッケル、燐などの他の元素を含有することがで
きる。これらの元素はオーステナイト体積フラクション
（γ1150℃）及び／又は２次粒子成長の安定性に影響を
与えることができる。
【００３０】珪素、クロム及び適当な抑制剤の量は、ス
チール製造法に付随するたの元素と共に、冷間圧下の前
に出発ストリップ中のオーステナイトの少ないが必要な
量を与えながら、適当に厚い同形層を得るために、特定
されねばならないことが本発明において見い出された。
下記式（２）はSadayariらの刊行物、川崎製鉄技報第２
１巻、第３号、９３〜９８頁（1989年）“Development
of Grain Oriented Si-Steel Sheets with Low Iron Lo
ss”により初めて示された式を発展させたものであり、
１１５０℃の温度で３．０〜３．６％の珪素及び０．０
３０〜０．０６５％の炭素を含有する鉄のオーステナイ
ト体積フラクション（γ1150℃）を計算するためのもの
である。式（２）は１１５０℃でのオーステナイト体積
フラクションを計算するために本研究に基づいて発展さ
れている： （２） γ1150℃＝６４．８−２３（％Ｓｉ）＋５．０
６（％Ｃｒ＋％Ｎｉ＋％Ｃｕ）＋６９４（％Ｃｕ）＋３
４７（％）Ｎ
チール製造法に付随するたの元素と共に、冷間圧下の前
に出発ストリップ中のオーステナイトの少ないが必要な
量を与えながら、適当に厚い同形層を得るために、特定
されねばならないことが本発明において見い出された。
下記式（２）はSadayariらの刊行物、川崎製鉄技報第２
１巻、第３号、９３〜９８頁（1989年）“Development
of Grain Oriented Si-Steel Sheets with Low Iron Lo
ss”により初めて示された式を発展させたものであり、
１１５０℃の温度で３．０〜３．６％の珪素及び０．０
３０〜０．０６５％の炭素を含有する鉄のオーステナイ
ト体積フラクション（γ1150℃）を計算するためのもの
である。式（２）は１１５０℃でのオーステナイト体積
フラクションを計算するために本研究に基づいて発展さ
れている： （２） γ1150℃＝６４．８−２３（％Ｓｉ）＋５．０
６（％Ｃｒ＋％Ｎｉ＋％Ｃｕ）＋６９４（％Ｃｕ）＋３
４７（％）Ｎ
【００３１】珪素及び炭素は関係する主たる元素である
が、故意の添加物としてなされ或いはスチール製造から
の不純物として存在する、関係する他の元素、例えばク
ロム、ニッケル、銅、錫、燐などはオーステナイトの量
に影響し、もし十分な量で存在する場合は、考慮しなけ
らばならない。本発明においては、同形層の厚さ及びオ
ーステナイト体積フラクションは、出発熱間処理された
ストリップの組成、出発熱間処理されたストリップ中の
スチール熔融物の変換を受ける炭素含量の変化、熱間処
理されたストリップの厚さ（ｔ）及びストリップが中間
厚さに冷間圧延される前に焼きなましされる場合の熱間
処理されたストリップの炭素含量の変化の要因であるこ
とがわかった。出発熱間処理されたストリップ中のスチ
ール熔融物の変換を受ける炭素含量の変化は下記式で示
されることがわかった： （３） Ｃ1＝０．２３１（％Ｃ熔融）／ｔ2 式中、Ｃ熔融はスチール熔融物中に与えられる炭素の重
量％であり、Ｃ1は熱間処理されたストリップ中のスチ
ール熔融物の変換における炭素損失の重量％であり、ｔ
は熱間処理されたストリップの厚さｍｍである。
が、故意の添加物としてなされ或いはスチール製造から
の不純物として存在する、関係する他の元素、例えばク
ロム、ニッケル、銅、錫、燐などはオーステナイトの量
に影響し、もし十分な量で存在する場合は、考慮しなけ
らばならない。本発明においては、同形層の厚さ及びオ
ーステナイト体積フラクションは、出発熱間処理された
ストリップの組成、出発熱間処理されたストリップ中の
スチール熔融物の変換を受ける炭素含量の変化、熱間処
理されたストリップの厚さ（ｔ）及びストリップが中間
厚さに冷間圧延される前に焼きなましされる場合の熱間
処理されたストリップの炭素含量の変化の要因であるこ
とがわかった。出発熱間処理されたストリップ中のスチ
ール熔融物の変換を受ける炭素含量の変化は下記式で示
されることがわかった： （３） Ｃ1＝０．２３１（％Ｃ熔融）／ｔ2 式中、Ｃ熔融はスチール熔融物中に与えられる炭素の重
量％であり、Ｃ1は熱間処理されたストリップ中のスチ
ール熔融物の変換における炭素損失の重量％であり、ｔ
は熱間処理されたストリップの厚さｍｍである。
【００３２】熱間処理されたストリップが中間ストリッ
プ厚さに冷間圧延される前に焼きなましされる場合は、
付加的な炭素損失は下記式を考慮すべきである： （４） Ｃ2＝１/ｔ2×［０．４１３（％Ｃ熔融−Ｃ1）
−０．１５３（％Ｃｒ） ］ 式中、Ｃ2は熱間処理されたストリップの焼きなま
し中の炭素損失の重量％であり、％Ｃｒは合金に与えら
れたクロムの重量％である。炭素の量は熱間処理された
ストリップの厚さ（ｔ）、与えられたクロム含量及び熱
間処理されたストリップの厚さに依存して与えられ、こ
れらの組成が賢明な選択をしなければならないことは当
業者には容易にわかるであろう。中間の厚さに冷間圧延
する前にスチールストリップの炭素組成が安定で且つ一
貫した２次粒子成長を与えるのに十分でなければならな
いという本発明の教示は絶対的なものである。冷間圧延
前の炭素組成は下記式（５）が使用される： （５） Ｃ3＝％Ｃ熔融−Ｃ1−Ｃ2
プ厚さに冷間圧延される前に焼きなましされる場合は、
付加的な炭素損失は下記式を考慮すべきである： （４） Ｃ2＝１/ｔ2×［０．４１３（％Ｃ熔融−Ｃ1）
−０．１５３（％Ｃｒ） ］ 式中、Ｃ2は熱間処理されたストリップの焼きなま
し中の炭素損失の重量％であり、％Ｃｒは合金に与えら
れたクロムの重量％である。炭素の量は熱間処理された
ストリップの厚さ（ｔ）、与えられたクロム含量及び熱
間処理されたストリップの厚さに依存して与えられ、こ
れらの組成が賢明な選択をしなければならないことは当
業者には容易にわかるであろう。中間の厚さに冷間圧延
する前にスチールストリップの炭素組成が安定で且つ一
貫した２次粒子成長を与えるのに十分でなければならな
いという本発明の教示は絶対的なものである。冷間圧延
前の炭素組成は下記式（５）が使用される： （５） Ｃ3＝％Ｃ熔融−Ｃ1−Ｃ2
【００３３】上記の要因を組み合わせて、表面同形層は
式（６）を用いて計算することができる： （６） Ｉ＝１/ｔ2×［５．３８ − ４．７７×１０-2
γ1150℃ ＋１．１９（％Ｓｉ）］ 式中、Ｉは計算された同形層の厚さｍｍ、γ1150℃は中
間厚さに冷間圧下される前のストリップ中のオーステナ
イトの計算された体積フラクション、％Ｓｉは合金中の
珪素の重量％である。中間厚さに冷間圧下される前の熱
間処理されたストリップ各表面における同形層の厚さは
熱間処理されたストリップの全厚さの少なくとも１０％
であるべきである。好ましくは、各同形層の厚さは１０
〜４０％、好ましくは１５〜３５％、より好ましくは２
０〜２５％であるべきである。１．５〜４．０ｍｍの厚
さを有する熱間処理されたストリップについては、中間
厚さに冷間圧下される前の熱間処理されたストリップ各
表面における同形層の最小厚さは約０．１５ｍｍであろ
う。
式（６）を用いて計算することができる： （６） Ｉ＝１/ｔ2×［５．３８ − ４．７７×１０-2
γ1150℃ ＋１．１９（％Ｓｉ）］ 式中、Ｉは計算された同形層の厚さｍｍ、γ1150℃は中
間厚さに冷間圧下される前のストリップ中のオーステナ
イトの計算された体積フラクション、％Ｓｉは合金中の
珪素の重量％である。中間厚さに冷間圧下される前の熱
間処理されたストリップ各表面における同形層の厚さは
熱間処理されたストリップの全厚さの少なくとも１０％
であるべきである。好ましくは、各同形層の厚さは１０
〜４０％、好ましくは１５〜３５％、より好ましくは２
０〜２５％であるべきである。１．５〜４．０ｍｍの厚
さを有する熱間処理されたストリップについては、中間
厚さに冷間圧下される前の熱間処理されたストリップ各
表面における同形層の最小厚さは約０．１５ｍｍであろ
う。
【００３４】本発明の粒子方向性珪素鋼は付加的な利益
および要求される処理調節を与えることができる。本発
明は図１に示すように、高い体積抵抗率、改良された靭
性および処理中の温度感受性の減少、及びスチール熔融
物の改良された鋳造性のためにインゴット、標準鋳造又
はストリップ鋳造中の改良された固化性を有する粒子方
向性珪素鋼を提供することができる。
および要求される処理調節を与えることができる。本発
明は図１に示すように、高い体積抵抗率、改良された靭
性および処理中の温度感受性の減少、及びスチール熔融
物の改良された鋳造性のためにインゴット、標準鋳造又
はストリップ鋳造中の改良された固化性を有する粒子方
向性珪素鋼を提供することができる。
【００３５】本発明の通常の粒子方向性珪素鋼は種々の
方法により造られた熱間処理されたストリップから製造
することができる。ストリップは、１２６０〜１４００
℃に再加熱され、ついで１．５〜４．０ｍｍの出発熱間
処理されたストリップを与えるための熱間圧延を行った
インゴット又は鋳造スラブから製造されたインゴット、
スラブから製造され得る。また、本発明は、インゴット
から製造されたスラブ又は連続鋳造スラブを十分に加熱
し又は加熱せずに直接ホットミルに供給する方法、また
はインゴットを十分に加熱し又は加熱せずに、ストリッ
プを熱間圧延するのに十分な温度のスラブに冷間圧下す
る方法、または熔融金属をさらに処理するために適した
ストリップに直接鋳造する方法により製造したストリッ
プに適用可能である。幾つかの場合において、本発明に
必要な適当な出発ストリップの厚さを与えるために設備
能力は不適当である。しかしながら、３０％以下の小さ
な冷間圧下をストリップ焼きなましの前に採用すること
ができ、又はストリップを５０％まで又はそれ以上の適
当な厚さに熱間圧下することができる。
方法により造られた熱間処理されたストリップから製造
することができる。ストリップは、１２６０〜１４００
℃に再加熱され、ついで１．５〜４．０ｍｍの出発熱間
処理されたストリップを与えるための熱間圧延を行った
インゴット又は鋳造スラブから製造されたインゴット、
スラブから製造され得る。また、本発明は、インゴット
から製造されたスラブ又は連続鋳造スラブを十分に加熱
し又は加熱せずに直接ホットミルに供給する方法、また
はインゴットを十分に加熱し又は加熱せずに、ストリッ
プを熱間圧延するのに十分な温度のスラブに冷間圧下す
る方法、または熔融金属をさらに処理するために適した
ストリップに直接鋳造する方法により製造したストリッ
プに適用可能である。幾つかの場合において、本発明に
必要な適当な出発ストリップの厚さを与えるために設備
能力は不適当である。しかしながら、３０％以下の小さ
な冷間圧下をストリップ焼きなましの前に採用すること
ができ、又はストリップを５０％まで又はそれ以上の適
当な厚さに熱間圧下することができる。
【００３６】設備及び条件が許される場合は、出発熱間
処理されたストリップは１０分までの時間、７５０〜１
１５０℃の温度で、より好ましくは１０〜３０秒間１０
２５〜１１００℃の温度で焼きなましし、中間ストリッ
プ厚さにする第１冷間圧下の前に所望のミクロ構造を与
えることが好ましい。焼きなまし中の炭素損失は、完全
な焼きなましの後に所望の相バランスを維持するため
に、熔融組成物に適当な調整を要求する。本発明におい
ては、焼きなまし中の炭素損失は与えられた珪素及びク
ロムの割合が変わったとき、出発ストリップの厚さが変
わったとき、及び／又は焼きなまし雰囲気の酸化ポテン
シャル及び焼きなましの時間及び温度が変わったとき
に、影響される。本発明においては、焼きなましされた
ストリップは周囲温度空気冷却に付される。焼きなまし
後の冷却方法に制限はなく、好ましいオーステナイト分
解が炭素飽和フェライト及び／又はパールライトを与
え、マルテンサイト又は保留オーステナイトの高い体積
フラクションの形成が望ましくないと信じられる。空気
冷却に代えて、スチールを６５０℃未満、好ましくは５
００℃未満の温度に周囲温度冷却するような、ゆっくり
とした冷却を行い、ついで１００℃未満の温度に水クエ
ンチするような急速冷却が行われる。
処理されたストリップは１０分までの時間、７５０〜１
１５０℃の温度で、より好ましくは１０〜３０秒間１０
２５〜１１００℃の温度で焼きなましし、中間ストリッ
プ厚さにする第１冷間圧下の前に所望のミクロ構造を与
えることが好ましい。焼きなまし中の炭素損失は、完全
な焼きなましの後に所望の相バランスを維持するため
に、熔融組成物に適当な調整を要求する。本発明におい
ては、焼きなまし中の炭素損失は与えられた珪素及びク
ロムの割合が変わったとき、出発ストリップの厚さが変
わったとき、及び／又は焼きなまし雰囲気の酸化ポテン
シャル及び焼きなましの時間及び温度が変わったとき
に、影響される。本発明においては、焼きなましされた
ストリップは周囲温度空気冷却に付される。焼きなまし
後の冷却方法に制限はなく、好ましいオーステナイト分
解が炭素飽和フェライト及び／又はパールライトを与
え、マルテンサイト又は保留オーステナイトの高い体積
フラクションの形成が望ましくないと信じられる。空気
冷却に代えて、スチールを６５０℃未満、好ましくは５
００℃未満の温度に周囲温度冷却するような、ゆっくり
とした冷却を行い、ついで１００℃未満の温度に水クエ
ンチするような急速冷却が行われる。
【００３７】中間厚さへの冷間圧延に続き、スチールス
トリップは、次の冷間圧延の前に焼きなまし工程に付さ
れる。例えば、スチールが３度冷間圧下される場合は、
中間焼きなましは第１及び第２焼きなましの間に及び第
２及び第３焼きなまし間に必要となろう。この工程の目
的は、いすれの冷間圧下に対しても適した組織及びミク
ロ構造を与えることである。一般に、冷間圧延された材
料を再結晶させ、１容量％未満のマルテンサイト及び／
又は保留オーステナイトを有するフェライトマトリック
スへ導く条件下に中間焼きなまし後の冷却工程が行われ
るが、前以てオーステナイト中に存在する炭素を炭素飽
和フェライトに分解させる条件下に中間焼きなましが行
われる。このように、中間焼きなましは８００〜１１５
０℃という比較的幅広い温度範囲にわたり３秒から１０
分間まで行われる。好ましくは、中間焼きなましは、９
００〜１１００℃、より好ましくは９１５〜９５０℃の
範囲の焼きなまし温度を使用して５〜３０秒、所望のオ
ーステナイト分解反応に導く冷却をしながら行うことが
できる。中間焼きなまし後、ストリップは均熱温度、一
般に約８００℃、好ましくは９２５℃から約６５０℃、
好ましくは５５０℃へゆっくり冷却される。ゆっくりと
した冷却とは、毎秒当たり１０℃、好ましくは５℃を越
えない速度を意味する。その後、ストリップは約３１５
℃に急速に冷却され、その温度でストリップはクエンチ
して急速冷却を完了することができる。急速冷却とは毎
秒当たり少なくとも２３℃、好ましくは少なくとも５０
℃の速度を意味する。
トリップは、次の冷間圧延の前に焼きなまし工程に付さ
れる。例えば、スチールが３度冷間圧下される場合は、
中間焼きなましは第１及び第２焼きなましの間に及び第
２及び第３焼きなまし間に必要となろう。この工程の目
的は、いすれの冷間圧下に対しても適した組織及びミク
ロ構造を与えることである。一般に、冷間圧延された材
料を再結晶させ、１容量％未満のマルテンサイト及び／
又は保留オーステナイトを有するフェライトマトリック
スへ導く条件下に中間焼きなまし後の冷却工程が行われ
るが、前以てオーステナイト中に存在する炭素を炭素飽
和フェライトに分解させる条件下に中間焼きなましが行
われる。このように、中間焼きなましは８００〜１１５
０℃という比較的幅広い温度範囲にわたり３秒から１０
分間まで行われる。好ましくは、中間焼きなましは、９
００〜１１００℃、より好ましくは９１５〜９５０℃の
範囲の焼きなまし温度を使用して５〜３０秒、所望のオ
ーステナイト分解反応に導く冷却をしながら行うことが
できる。中間焼きなまし後、ストリップは均熱温度、一
般に約８００℃、好ましくは９２５℃から約６５０℃、
好ましくは５５０℃へゆっくり冷却される。ゆっくりと
した冷却とは、毎秒当たり１０℃、好ましくは５℃を越
えない速度を意味する。その後、ストリップは約３１５
℃に急速に冷却され、その温度でストリップはクエンチ
して急速冷却を完了することができる。急速冷却とは毎
秒当たり少なくとも２３℃、好ましくは少なくとも５０
℃の速度を意味する。
【００３８】本発明の方法において、中間ストリップ厚
さへの第１冷間圧下及び最終ストリップ厚さへの第２冷
間圧下を行う冷間圧下の量は、初期及び最終ストリップ
厚さに依存する。適当な冷間圧下を採用するならば、幅
広い範囲の最終厚さのものを製造することができると決
定された。通常の粒子方向性珪素鋼は本発明の２段の冷
間圧下を使用した試みにおいて、０．１８〜０．３５ｍ
ｍの厚さのものが製造されている。要求される圧下は、
磁性、特にキューブオンエッジ方向性の質が種々の最終
厚さのストリップを冷間圧下することにより決定される
経験により決めることができる。優れた磁性は、２．０
３〜２．１３ｍｍの厚さの熱間処理されたストリップを
使用して０．１８ｍｍ、０．２１ｍｍ、０．２６ｍｍ、
０．２９ｍｍ及び０．３５ｍｍの標準製品厚さで達成さ
れており、それぞれ０．５６ｍｍ、０．５８ｍｍ、０．
６１ｍｍ、０．６６ｍｍ及び０．８１ｍｍの中間厚さの
第１冷間圧下に付されている。一般に、第１冷間圧下で
の好ましい圧下％はｌｎ（ａ/ｂ）＞０．８［ａは熱間
処理されたストリップの厚さ、ｂはストリップの中間厚
さを表す］で表すことができる。第２冷間圧下での好ま
しい圧下％はＣ1/2ｌｎ（ｂ/ｃ）＝０．４８［ｃはスト
リップの最終厚さを表す］で表すことができる。なお、
全ての厚さはｍｍ出ある。
さへの第１冷間圧下及び最終ストリップ厚さへの第２冷
間圧下を行う冷間圧下の量は、初期及び最終ストリップ
厚さに依存する。適当な冷間圧下を採用するならば、幅
広い範囲の最終厚さのものを製造することができると決
定された。通常の粒子方向性珪素鋼は本発明の２段の冷
間圧下を使用した試みにおいて、０．１８〜０．３５ｍ
ｍの厚さのものが製造されている。要求される圧下は、
磁性、特にキューブオンエッジ方向性の質が種々の最終
厚さのストリップを冷間圧下することにより決定される
経験により決めることができる。優れた磁性は、２．０
３〜２．１３ｍｍの厚さの熱間処理されたストリップを
使用して０．１８ｍｍ、０．２１ｍｍ、０．２６ｍｍ、
０．２９ｍｍ及び０．３５ｍｍの標準製品厚さで達成さ
れており、それぞれ０．５６ｍｍ、０．５８ｍｍ、０．
６１ｍｍ、０．６６ｍｍ及び０．８１ｍｍの中間厚さの
第１冷間圧下に付されている。一般に、第１冷間圧下で
の好ましい圧下％はｌｎ（ａ/ｂ）＞０．８［ａは熱間
処理されたストリップの厚さ、ｂはストリップの中間厚
さを表す］で表すことができる。第２冷間圧下での好ま
しい圧下％はＣ1/2ｌｎ（ｂ/ｃ）＝０．４８［ｃはスト
リップの最終厚さを表す］で表すことができる。なお、
全ての厚さはｍｍ出ある。
【００３９】最終厚さへの冷間圧下が完了した後に、ス
チールは温和な酸化雰囲気中で焼きなましされ、炭素が
磁気老化を最小にする量、典型的には０．００３％未満
にに減少される。この焼きなましの温度は好ましくは少
なくとも８００℃、より好ましくは少なくとも８３０℃
であり、雰囲気は湿った水素含有雰囲気、例えば純水素
又は水素と窒素の混合物である。なお、脱炭焼きなまし
は、表面酸化スキンと酸化マグネシウム（ＭｇＯ）焼き
なまし分離被覆の反応により高温最終焼きなましにおい
て被覆する、フォルステライト又は“ミルガラス”の形
成のためのスチールを調製する。本発明においては、珪
素及びクロム含量は、キューブオンエッジ方向性が最終
的に発達する高温焼きなましの前に、珪素鋼が完全にフ
ェライト化されることが保証されるのに適することが好
ましい。
チールは温和な酸化雰囲気中で焼きなましされ、炭素が
磁気老化を最小にする量、典型的には０．００３％未満
にに減少される。この焼きなましの温度は好ましくは少
なくとも８００℃、より好ましくは少なくとも８３０℃
であり、雰囲気は湿った水素含有雰囲気、例えば純水素
又は水素と窒素の混合物である。なお、脱炭焼きなまし
は、表面酸化スキンと酸化マグネシウム（ＭｇＯ）焼き
なまし分離被覆の反応により高温最終焼きなましにおい
て被覆する、フォルステライト又は“ミルガラス”の形
成のためのスチールを調製する。本発明においては、珪
素及びクロム含量は、キューブオンエッジ方向性が最終
的に発達する高温焼きなましの前に、珪素鋼が完全にフ
ェライト化されることが保証されるのに適することが好
ましい。
【００４０】最終高温焼きなましはキューブオンエッジ
の発達に必要である。典型的には、スチールは湿った水
素雰囲気中で少なくとも１１００℃の均熱温度に加熱さ
れる。加熱中は（１１０）［００１］核は約８５０℃の
温度で２次粒子成長の進行を開始させ、実質的に約１１
００℃で完了する。本発明で使用される典型的な焼きな
まし条件は、８１５℃までの温度で毎時８０℃未満の加
熱速度、及びさらに毎時５０℃未満、好ましくは毎時２
５℃以下の速度で２次粒子成長の完結までの加熱が採用
される。２次粒子成長が完結すれば、加熱速度は臨界的
ではなく、所望の均熱温度が達成されまで、該速度を増
加することができ、その際硫黄及び／又はセレン抑制剤
の除去及び窒素のような他の不純物の除去のために、材
料は少なくとも５時間、好ましくは少なくとも２０時間
均熱温度に保持される。
の発達に必要である。典型的には、スチールは湿った水
素雰囲気中で少なくとも１１００℃の均熱温度に加熱さ
れる。加熱中は（１１０）［００１］核は約８５０℃の
温度で２次粒子成長の進行を開始させ、実質的に約１１
００℃で完了する。本発明で使用される典型的な焼きな
まし条件は、８１５℃までの温度で毎時８０℃未満の加
熱速度、及びさらに毎時５０℃未満、好ましくは毎時２
５℃以下の速度で２次粒子成長の完結までの加熱が採用
される。２次粒子成長が完結すれば、加熱速度は臨界的
ではなく、所望の均熱温度が達成されまで、該速度を増
加することができ、その際硫黄及び／又はセレン抑制剤
の除去及び窒素のような他の不純物の除去のために、材
料は少なくとも５時間、好ましくは少なくとも２０時間
均熱温度に保持される。
【００４１】
実施例１ 本発明の粒子方向性珪素鋼の系列は表Iに示した組成を
有するものが熔融された。これらの熔融物を連続的に２
００ｍｍの厚さのスラブに鋳造し、約１１５０℃に再加
熱し、１５０ｍｍの厚さに圧延し、約１４００℃に再加
熱しつぎの処理に適した２．０３ｍｍのストリップ厚さ
に熱間処理されたした。熔融物の組成は、残部の鉄及び
通常の不純物、例えば０．０００５％以下の硼素、０．
０６％以下のモリブデン、０．１５％以下のニッケル、
０．１０％以下の燐、０．００５％以下のアルミニウム
を含む、炭素、珪素及びクロムを与えた。本発明の熱間
処理されたストリップ約５０μΩ−ｃｍの体積抵抗率
（ρ）、約１０％を越えるオーステナイト体積フラクシ
ョン（γ1150℃）及び０．３０％を越える各表面につい
ての同形層厚さ（Ｉ）を有していた。熱間処理されたス
トリップは、ＡＳＴＭE-23“Standard Test Method for
Notched Bar Impact Test of Metallic Materials”規
格の手法により、２３〜２３０℃の延性から脆性への転
移温度の温度感受性及び衝撃靭性のためのテストがなさ
れた。これらの本発明のスチールの性質を、表Iに従来
の珪素鋼の性質と比較して示した。
有するものが熔融された。これらの熔融物を連続的に２
００ｍｍの厚さのスラブに鋳造し、約１１５０℃に再加
熱し、１５０ｍｍの厚さに圧延し、約１４００℃に再加
熱しつぎの処理に適した２．０３ｍｍのストリップ厚さ
に熱間処理されたした。熔融物の組成は、残部の鉄及び
通常の不純物、例えば０．０００５％以下の硼素、０．
０６％以下のモリブデン、０．１５％以下のニッケル、
０．１０％以下の燐、０．００５％以下のアルミニウム
を含む、炭素、珪素及びクロムを与えた。本発明の熱間
処理されたストリップ約５０μΩ−ｃｍの体積抵抗率
（ρ）、約１０％を越えるオーステナイト体積フラクシ
ョン（γ1150℃）及び０．３０％を越える各表面につい
ての同形層厚さ（Ｉ）を有していた。熱間処理されたス
トリップは、ＡＳＴＭE-23“Standard Test Method for
Notched Bar Impact Test of Metallic Materials”規
格の手法により、２３〜２３０℃の延性から脆性への転
移温度の温度感受性及び衝撃靭性のためのテストがなさ
れた。これらの本発明のスチールの性質を、表Iに従来
の珪素鋼の性質と比較して示した。
【００４２】
【表１】
【００４３】表II及び図１は本発明の珪素鋼と従来の珪
素鋼の熱間処理されたストリップに与えられた、改良さ
れた靭性及び低い延性−脆性転移性を示す結果を要約し
たものである。
素鋼の熱間処理されたストリップに与えられた、改良さ
れた靭性及び低い延性−脆性転移性を示す結果を要約し
たものである。
【００４４】
【表２】
【００４５】実施例２ 実施例１の熔融物ＤからＧからの熱間処理されたストリ
ップを、表IIIに示された従来の組成の熔融物と共に処
理した。
ップを、表IIIに示された従来の組成の熔融物と共に処
理した。
【００４６】
【表３】
【００４７】材料は、熔融物ＤからＧからの熱間処理さ
れたストリップは温和な酸化焼きなましで５〜１５秒の
時間、１０６５℃で焼きなましを行ったが、熔融物Ｈか
らＫからの熱間処理されたストリップは同様に１０１０
℃で焼きなましを行う試験で処理した。酸洗い後に、焼
きなましされたストリップを０．５８〜０．６１ｍｍの
中間厚さに冷間圧延し、それを９２０〜９５０℃で５〜
２５秒焼きなましし、そして０．１８〜０．２１ｍｍの
最終厚さに冷間圧延した。冷間圧延の完了後、ストリッ
プを湿った水素−窒素雰囲気中で８６０〜８７０℃で脱
炭焼きなましを行った。これらの試験において得られた
磁性を表IVに纏めた。
れたストリップは温和な酸化焼きなましで５〜１５秒の
時間、１０６５℃で焼きなましを行ったが、熔融物Ｈか
らＫからの熱間処理されたストリップは同様に１０１０
℃で焼きなましを行う試験で処理した。酸洗い後に、焼
きなましされたストリップを０．５８〜０．６１ｍｍの
中間厚さに冷間圧延し、それを９２０〜９５０℃で５〜
２５秒焼きなましし、そして０．１８〜０．２１ｍｍの
最終厚さに冷間圧延した。冷間圧延の完了後、ストリッ
プを湿った水素−窒素雰囲気中で８６０〜８７０℃で脱
炭焼きなましを行った。これらの試験において得られた
磁性を表IVに纏めた。
【００４８】
【表４】
【００４９】１．５Ｔ６０Ｈｚで測定された鉄損及び７
９６Ａ／ｍで測定された透磁率は本発明の熔融物Ｄから
Ｇ、及び従来法の熔融物Ｈで得られた磁性の比較を都合
よく表IVに示してある。しかしながら、０．１％以上の
有意なクロム組成を有する従来技術の熔融物ＩからＫは
磁性が低く且つ鉄損が高いことを示している。０．３３
〜０．３４％のクロム組成を使用して熔融物ＥからＧで
得られた優れた結果は本発明の方法により得られ、その
際炭素、クロム、珪素及びストリップ製造法に付随する
他の元素の適当な組成が優れた透磁率及び低いそして非
常に一貫した鉄損を与えるのに適当にバランスしてい
た。
９６Ａ／ｍで測定された透磁率は本発明の熔融物Ｄから
Ｇ、及び従来法の熔融物Ｈで得られた磁性の比較を都合
よく表IVに示してある。しかしながら、０．１％以上の
有意なクロム組成を有する従来技術の熔融物ＩからＫは
磁性が低く且つ鉄損が高いことを示している。０．３３
〜０．３４％のクロム組成を使用して熔融物ＥからＧで
得られた優れた結果は本発明の方法により得られ、その
際炭素、クロム、珪素及びストリップ製造法に付随する
他の元素の適当な組成が優れた透磁率及び低いそして非
常に一貫した鉄損を与えるのに適当にバランスしてい
た。
【００５０】実施例３ 組成を表Vに示した４つの熔融物が本発明の方法による
試験において熔融され、約３．２５％の珪素及び約０．
２０〜０．２５％のクロムと共に、残部の鉄及び通常の
不純物、例えば０．０００５％以下の硼素、０．０６％
以下のモリブデン、０．１５％以下のニッケル、０．０
２０％以下の燐、０．００５％以下のアルミニウムを含
有していた。２つの方法は、約５０〜５１μΩ−ｃｍの
体積抵抗率（ρ）、約５〜６％のオーステナイト体積フ
ラクション（γ1150℃）及び０．３４〜０．３６％の同
形層厚さ（Ｉ）を与えた。
試験において熔融され、約３．２５％の珪素及び約０．
２０〜０．２５％のクロムと共に、残部の鉄及び通常の
不純物、例えば０．０００５％以下の硼素、０．０６％
以下のモリブデン、０．１５％以下のニッケル、０．０
２０％以下の燐、０．００５％以下のアルミニウムを含
有していた。２つの方法は、約５０〜５１μΩ−ｃｍの
体積抵抗率（ρ）、約５〜６％のオーステナイト体積フ
ラクション（γ1150℃）及び０．３４〜０．３６％の同
形層厚さ（Ｉ）を与えた。
【００５１】
【表５】
【００５２】熔融物ＬからＯからの出発ストリップを実
施例２の手法により０．２１ｍｍの最終厚さに処理し
た。この試験で得られた磁性を表VIに纏めた。
施例２の手法により０．２１ｍｍの最終厚さに処理し
た。この試験で得られた磁性を表VIに纏めた。
【００５３】
【表６】
【００５４】本発明においては、炭素、珪素及びクロム
の組成が活発な２次粒子成長及び優れた磁性に必要な望
ましい性質を与えるために適当であった。
の組成が活発な２次粒子成長及び優れた磁性に必要な望
ましい性質を与えるために適当であった。
【００５５】実施例４ 従来の及び本発明の非常に低い炭素組成の２つの熔融物
を表VIIに示した。約３．１５％の珪素及び約０．３％
のクロムと共に、残部の鉄及び通常の不純物、例えば
０．０００５％以下の硼素、０．０６％以下のモリブデ
ン、０．１５％以下のニッケル、０．０２０％以下の
燐、０．００５％以下のアルミニウムを含有する本発明
の熔融物は、約５０μΩ−ｃｍの体積抵抗率（ρ）を与
えた。従来の熔融物Ｐのオーステナイト体積フラクショ
ン（γ1150℃）は２％未満であり、本発明の熔融物Ｑの
オーステナイト体積フラクションは約５．６％であっ
た。
を表VIIに示した。約３．１５％の珪素及び約０．３％
のクロムと共に、残部の鉄及び通常の不純物、例えば
０．０００５％以下の硼素、０．０６％以下のモリブデ
ン、０．１５％以下のニッケル、０．０２０％以下の
燐、０．００５％以下のアルミニウムを含有する本発明
の熔融物は、約５０μΩ−ｃｍの体積抵抗率（ρ）を与
えた。従来の熔融物Ｐのオーステナイト体積フラクショ
ン（γ1150℃）は２％未満であり、本発明の熔融物Ｑの
オーステナイト体積フラクションは約５．６％であっ
た。
【００５６】
【表７】
【００５７】両熔融物を実施例２の手法により処理した
が、つぎのような変更を行った。熔融物Ｑは０．６６ｍ
ｍの中間厚さを使用して０．２６ｍｍの最終厚さに処理
した。熔融物中の炭素組成は従来の典型的なものよりも
低くした。しかしながら、本発明の熔融物Ｑは活発な２
次粒子成長に適した珪素及びクロムの組成を与えた。熔
融物Ｐは高い質のキューブオンエッジ方向性を達成する
ために必要な安定な２次粒子成長のタイプに導かない低
いオーステナイトの割合を有していた。その結果、熔融
物Ｐは０．８ｍｍの中間厚さを使用して０．３５ｍｍの
臨界的でない最終厚さに処理した。この試験で得られた
磁性を表VIIIに纏めた。
が、つぎのような変更を行った。熔融物Ｑは０．６６ｍ
ｍの中間厚さを使用して０．２６ｍｍの最終厚さに処理
した。熔融物中の炭素組成は従来の典型的なものよりも
低くした。しかしながら、本発明の熔融物Ｑは活発な２
次粒子成長に適した珪素及びクロムの組成を与えた。熔
融物Ｐは高い質のキューブオンエッジ方向性を達成する
ために必要な安定な２次粒子成長のタイプに導かない低
いオーステナイトの割合を有していた。その結果、熔融
物Ｐは０．８ｍｍの中間厚さを使用して０．３５ｍｍの
臨界的でない最終厚さに処理した。この試験で得られた
磁性を表VIIIに纏めた。
【００５８】
【表８】
【００５９】表VIII中の１．５Ｔ６０Ｈｚで測定された
鉄損及び７９６Ａ／ｍで測定された透磁率は、炭素の割
合が低いにも拘わらず優れた磁性を示し手いるが、従来
の熔融物Ｐは非常に低炭素を有する従来法の粒子方向性
珪素から期待されるようなぎりぎりの磁性を与えた。
鉄損及び７９６Ａ／ｍで測定された透磁率は、炭素の割
合が低いにも拘わらず優れた磁性を示し手いるが、従来
の熔融物Ｐは非常に低炭素を有する従来法の粒子方向性
珪素から期待されるようなぎりぎりの磁性を与えた。
【００６０】実施例５ 珪素を約３．５％の組成に上げることにより体積抵抗率
をさらに５３μΩ−ｃｍに増大させるために、従来の粒
子方向性珪素鋼の試験を行った。しかしながら、炭素組
成は薄い表面同形層になり、それにより活発な２次粒子
成長生じる、冷間圧延前のオーステナイトの必要量を与
えるのに必要であった。表IXは従来の熔融物の化学組成
及びミクロ構造の結果を纏めたものである。従来法の熔
融物Ｒ及びＳは実施例２の手法により０．２１ｍｍの最
終厚さに処理し、０．８７〜０．９１の範囲の１．５Ｔ
６０Ｈｚ鉄損及びＨ＝７９６Ａ／ｍで１７９９〜１８３
１の範囲の透磁率を有する一貫していない且つ並の磁気
性質を得た。これらの試験においては、処理が、非常に
薄い同形層厚さにすると思われる不安定な２次粒子成長
を増大する証拠となった。さらに、機械的性質は低下
し、靭性がより劣り且つ延性−脆性転移温度がより高い
ことを示した。
をさらに５３μΩ−ｃｍに増大させるために、従来の粒
子方向性珪素鋼の試験を行った。しかしながら、炭素組
成は薄い表面同形層になり、それにより活発な２次粒子
成長生じる、冷間圧延前のオーステナイトの必要量を与
えるのに必要であった。表IXは従来の熔融物の化学組成
及びミクロ構造の結果を纏めたものである。従来法の熔
融物Ｒ及びＳは実施例２の手法により０．２１ｍｍの最
終厚さに処理し、０．８７〜０．９１の範囲の１．５Ｔ
６０Ｈｚ鉄損及びＨ＝７９６Ａ／ｍで１７９９〜１８３
１の範囲の透磁率を有する一貫していない且つ並の磁気
性質を得た。これらの試験においては、処理が、非常に
薄い同形層厚さにすると思われる不安定な２次粒子成長
を増大する証拠となった。さらに、機械的性質は低下
し、靭性がより劣り且つ延性−脆性転移温度がより高い
ことを示した。
【００６１】
【表９】
【００６２】本発明の合金組成物は、適当なオーステナ
イト体積フラクションを有する適当な厚い同形層の与え
るられるために、高いレベルの体積抵抗率及び安定な２
次粒子成長を有する粒子方向性珪素鋼を提供することが
できる。さらに、本発明の粒子方向性珪素鋼は秀れた物
理的性質をも有するものと信じられる。
イト体積フラクションを有する適当な厚い同形層の与え
るられるために、高いレベルの体積抵抗率及び安定な２
次粒子成長を有する粒子方向性珪素鋼を提供することが
できる。さらに、本発明の粒子方向性珪素鋼は秀れた物
理的性質をも有するものと信じられる。
【００６３】ここで述べた好ましい実施態様は、従来の
珪素−鉄合金と比較して磁性の一貫した且つ優れた低い
鉄損の組成物を与えるために、粒子方向性珪素鋼が本発
明のクロム−珪素合金及び少なくとも２段の冷間圧下を
使用して製造することができることを実証している。ま
た、本発明はインゴット鋳造、厚いスラブ鋳造、薄いス
ラブ鋳造、ストリップ鋳造又はコンパクトストリップ製
造のたの方法のような方法を使用して製造されているス
トリップにも採用することができる。
珪素−鉄合金と比較して磁性の一貫した且つ優れた低い
鉄損の組成物を与えるために、粒子方向性珪素鋼が本発
明のクロム−珪素合金及び少なくとも２段の冷間圧下を
使用して製造することができることを実証している。ま
た、本発明はインゴット鋳造、厚いスラブ鋳造、薄いス
ラブ鋳造、ストリップ鋳造又はコンパクトストリップ製
造のたの方法のような方法を使用して製造されているス
トリップにも採用することができる。
【００６４】本発明の精神及び範囲から逸脱することな
く、本発明に対して種々の変更をなし得るものと理解す
べきである。従って、本発明の限界は特許請求の範囲か
ら決定されるべきである。
く、本発明に対して種々の変更をなし得るものと理解す
べきである。従って、本発明の限界は特許請求の範囲か
ら決定されるべきである。
【図１】従来の珪素合金粒子方向性珪素鋼、及び約５０
〜５１μΩ−ｃｍの体積抵抗率を有する本発明のクロム
−珪素粒子方向性珪素鋼についての出発熱間処理された
ストリップの衝撃靭性及び延性−脆性変形性の比較を示
すグラフである
〜５１μΩ−ｃｍの体積抵抗率を有する本発明のクロム
−珪素粒子方向性珪素鋼についての出発熱間処理された
ストリップの衝撃靭性及び延性−脆性変形性の比較を示
すグラフである
【図２】従来の珪素合金粒子方向性珪素鋼、及び本発明
のクロム−珪素粒子方向性珪素鋼のＨ＝７９６Ａ／ｍで
測定された磁気透過率における、中間厚さに冷間圧延す
る前の熱間処理された焼きなましストリップで測定され
た同形層厚さの効果の比較を示すグラフである。
のクロム−珪素粒子方向性珪素鋼のＨ＝７９６Ａ／ｍで
測定された磁気透過率における、中間厚さに冷間圧延す
る前の熱間処理された焼きなましストリップで測定され
た同形層厚さの効果の比較を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 クリストファー・ジー・クラップヒーク アメリカ合衆国、ペンシルベニア州、ギブ ソナイ、ウエストランド・ドライブ 616
Claims (13)
- 【請求項１】 ストリップの各表面の同形層及びオース
テナイト体積フラクションを有する熱間処理されたスト
リップを用意し、 該ストリップは２．５〜４．５重量％の珪素、０．１〜
１．２重量％のクロム、０．０５０重量％未満の炭素、
０．００５重量％未満のアルミニウム、０．１重量％ま
での硫黄、０．１４重量％までのセレン、０．０１〜１
重量％のマンガン及び残部が本質的に鉄及び他の元素か
ら本質的になり、 該ストリップは、少なくとも４５μΩ-ｃｍの体積抵抗
率、及び少なくとも０．０１０％の炭素、及び熱間処理
されたストリップの全厚さの少なくとも１０％の厚さを
有する各同形層を有し、 該ストリップを中間厚さに冷間圧延し、 冷間圧下されたストリップを焼きなましし；焼きなまし
されたストリップを最終厚さに冷間圧延し、 冷間圧下されたストリップを磁気老化に対して十分に脱
炭焼きなましし焼きなましされたストリップの少なくと
も一表面を焼きなまし分離被覆で被覆し、そして被覆さ
れたストリップを最終焼きなましして２次粒子成長を行
わせ、それにより少なくとも１７８０の７９６Ａ／ｍで
測定された透磁率を与える、工程を包含する、秀れた磁
性を有する粒子方向性珪素鋼の製造方法。 - 【請求項２】 各表面における前記同形層が熱間処理さ
れたされたストリップの全厚さの１５〜４０％の厚さを
有する請求項１記載の方法。 - 【請求項３】 最終厚さへの冷間圧延の前のストリップ
のミクロ構造が、マルテンサイト及び／又は保留オース
テナイトの１容量％未満のフェライトマトリックス中の
微細な鉄カーバイド析出物からなるものである請求項１
記載の方法。 - 【請求項４】 最終厚さへの冷間圧延の前の焼きなまし
されたストリップが、毎秒当たり１０℃を越えない速度
で６５０℃にゆっくりと冷却され、その後毎秒当たり少
なくとも２３℃の速度で約３１５℃に急速に冷却される
請求項３記載の方法。 - 【請求項５】 前記ストリップが中間厚さへの冷間圧延
前に、７５０〜１１５０℃の温度で１０分までの時間焼
きなましされ、該ストリップを５００℃未満の温度にゆ
っくりと冷間圧下される請求項１記載の方法。 - 【請求項６】 最終厚さへの冷間圧延の前のストリップ
のミクロ構造が、マルテンサイト及び／又は保留オース
テナイトの１容量％未満のフェライトマトリックス中の
微細な鉄カーバイド析出物からなり、且つ最終厚さへの
冷間圧延の前のストリップが少なくとも０．０１０％の
炭素を有する請求項５記載の方法。 - 【請求項７】 前記体積抵抗率が少なくとも５０μΩ-
ｃｍである請求項１記載の方法。 - 【請求項８】 前記炭素が、オーステナイト体積フラク
ションが１０．０％以下であるように、０．０３以下で
ある請求項１記載の方法。 - 【請求項９】 前記クロムが０．２〜０．６％である請
求項１記載の方法。 - 【請求項１０】 前記マンガンが０．０５〜０．０７％
であり、前記硫黄が０．０２〜０．０３％である請求項
１記載の方法。 - 【請求項１１】 前記ストリップが最終ストリップ厚さ
への冷間圧延の前に、少なくとも８００℃の温度で少な
くとも５秒間、中間焼きなましされる請求項１記載の方
法。 - 【請求項１２】 前記ストリップが最終ストリップ厚さ
への冷間圧延の後に、少なくとも８００℃の温度で少な
くとも５秒間、脱炭焼きなましされる請求項１記載の方
法。 - 【請求項１３】 前記ストリップが少なくとも１１００
℃の温度で少なくとも５秒間、最終焼きなましされる請
求項１記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US08/808,894 US5702539A (en) | 1997-02-28 | 1997-02-28 | Method for producing silicon-chromium grain orieted electrical steel |
| US08/808894 | 1997-02-28 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10259424A true JPH10259424A (ja) | 1998-09-29 |
| JP4558109B2 JP4558109B2 (ja) | 2010-10-06 |
Family
ID=25200034
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04381898A Expired - Lifetime JP4558109B2 (ja) | 1997-02-28 | 1998-02-25 | 珪素−クロム方向性珪素鋼の製造方法 |
Country Status (9)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5702539A (ja) |
| EP (1) | EP0861914B1 (ja) |
| JP (1) | JP4558109B2 (ja) |
| KR (1) | KR100526377B1 (ja) |
| CN (1) | CN1077601C (ja) |
| BR (1) | BR9705442A (ja) |
| CZ (1) | CZ296442B6 (ja) |
| DE (1) | DE69738447T2 (ja) |
| PL (1) | PL184552B1 (ja) |
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- 1997-10-10 EP EP97117584A patent/EP0861914B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1997-10-10 DE DE69738447T patent/DE69738447T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1997-11-06 BR BR9705442A patent/BR9705442A/pt not_active IP Right Cessation
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