JP2653969B2 - １段冷間圧下を用いる結晶粒方向性珪素鋼の製造法 - Google Patents
１段冷間圧下を用いる結晶粒方向性珪素鋼の製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、結晶粒方向性珪素鋼の
製造法、さらに詳細には、１段の冷間圧下を用いる結晶
粒方向性珪素鋼（grain oriented electrical steel）
の製造法に関する。
製造法、さらに詳細には、１段の冷間圧下を用いる結晶
粒方向性珪素鋼（grain oriented electrical steel）
の製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術および課題】結晶粒方向性珪素鋼の製造に
は、安定で再現性のある所望の磁気特性を有する材料を
提供するために、すべての処理工程の厳密な管理が必要
である。本発明は、従来２段階の冷間圧下法によっての
み得られた磁気品質を備えた(110)[001]方向性珪素鋼
を、１段の冷間圧下を用いて製造する、処理工程の組み
合わせを見いだした。
は、安定で再現性のある所望の磁気特性を有する材料を
提供するために、すべての処理工程の厳密な管理が必要
である。本発明は、従来２段階の冷間圧下法によっての
み得られた磁気品質を備えた(110)[001]方向性珪素鋼
を、１段の冷間圧下を用いて製造する、処理工程の組み
合わせを見いだした。
【０００３】結晶粒方向性珪素鋼は、発達した磁気特性
のレベル、使用された結晶粒成長抑制剤およびこれらの
特性を付与した処理工程により特徴付けられる。結晶粒
方向性珪素鋼は、典型的には７９６ Ａ/ｍで測定したと
きに１８８０未満の透磁率を有する。高透磁性結晶粒方
向性珪素鋼は、１８８０またはそれ以上の透磁率を有
し、そしてそれにより結晶粒方向性珪素鋼と区別され
る。従来技術に教示されているように、結晶粒方向性珪
素鋼は、マンガンおよび硫黄（および／またはセレニウ
ム）を結晶粒成長抑制剤として使用し、焼きなまし工程
により分けられる２工程の冷間圧下により製造される。
アルミニウム、アンチモン、硼素、銅、窒素およびその
他の元素がしばしば存在し、そして必要なレベルの結晶
粒成長抑制を提供するには不十分な量の硫化マンガン／
セレン化物抑制剤を補うことができる。
のレベル、使用された結晶粒成長抑制剤およびこれらの
特性を付与した処理工程により特徴付けられる。結晶粒
方向性珪素鋼は、典型的には７９６ Ａ/ｍで測定したと
きに１８８０未満の透磁率を有する。高透磁性結晶粒方
向性珪素鋼は、１８８０またはそれ以上の透磁率を有
し、そしてそれにより結晶粒方向性珪素鋼と区別され
る。従来技術に教示されているように、結晶粒方向性珪
素鋼は、マンガンおよび硫黄（および／またはセレニウ
ム）を結晶粒成長抑制剤として使用し、焼きなまし工程
により分けられる２工程の冷間圧下により製造される。
アルミニウム、アンチモン、硼素、銅、窒素およびその
他の元素がしばしば存在し、そして必要なレベルの結晶
粒成長抑制を提供するには不十分な量の硫化マンガン／
セレン化物抑制剤を補うことができる。
【０００４】結晶粒方向性珪素鋼を製造するための代表
的な処理法が、米国特許第3,764,406号明細書；第3,84
3,422号明細書；第4,202,711号明細書および第5,061,32
6号明細書に記載されており、これらの教示はここに参
考資料として取り入れられる。結晶粒方向性珪素鋼スト
リップまたはシートのほとんどは、２段の冷間圧下を用
いて製造されるが、それは典型的にはそのほうがより良
好かつより均質な磁気特性を提供するからである。少な
くとも２工程の処理を省略するために、１段の冷間圧下
が長い間探求されているが、２工程処理と同程度の精度
と品質を備えた磁気特性は得られていない。
的な処理法が、米国特許第3,764,406号明細書；第3,84
3,422号明細書；第4,202,711号明細書および第5,061,32
6号明細書に記載されており、これらの教示はここに参
考資料として取り入れられる。結晶粒方向性珪素鋼スト
リップまたはシートのほとんどは、２段の冷間圧下を用
いて製造されるが、それは典型的にはそのほうがより良
好かつより均質な磁気特性を提供するからである。少な
くとも２工程の処理を省略するために、１段の冷間圧下
が長い間探求されているが、２工程処理と同程度の精度
と品質を備えた磁気特性は得られていない。
【０００５】結晶粒方向性珪素鋼は、フォルステライト
と通称されるミルガラス皮膜を有するか、あるいはミル
ガラス皮膜の上に塗布されるか、またはミルガラス被覆
の代わりに塗布される二次被覆と通称される絶縁被覆を
有するか、あるいは過剰なダイ摩耗を避けるためにミル
ガラス被覆のない積層が設計される打抜き操作のために
設計された二次被覆を有することもできる。通常、高温
焼きなましに先行してマンガン酸化物が鋼の表面に塗布
される。これはまず、焼きなましセパレーター被覆（se
parator coating）として有用である。しかしながら、
これらの被覆はまた、最終高温焼きなまし中の二次結晶
粒成長の発達と安定性に影響を与え、そして反応して鋼
鉄上にフォルステライト（またはミルガラス）被覆を形
成し、そして焼きなまし中の母材の脱硫化に作用する。
と通称されるミルガラス皮膜を有するか、あるいはミル
ガラス皮膜の上に塗布されるか、またはミルガラス被覆
の代わりに塗布される二次被覆と通称される絶縁被覆を
有するか、あるいは過剰なダイ摩耗を避けるためにミル
ガラス被覆のない積層が設計される打抜き操作のために
設計された二次被覆を有することもできる。通常、高温
焼きなましに先行してマンガン酸化物が鋼の表面に塗布
される。これはまず、焼きなましセパレーター被覆（se
parator coating）として有用である。しかしながら、
これらの被覆はまた、最終高温焼きなまし中の二次結晶
粒成長の発達と安定性に影響を与え、そして反応して鋼
鉄上にフォルステライト（またはミルガラス）被覆を形
成し、そして焼きなまし中の母材の脱硫化に作用する。
【０００６】高い割合のキューブ・オン・エッジ（cube
-on-edge）方向性を有する材料を得るためには、材料は
最終焼きなましの高温部分に先行して、所望の方向性を
備えた再結晶化結晶粒組織を有していなければならず、
かつ二次結晶粒成長が生じるまで最終焼きなましにおけ
る一次結晶粒成長を抑えるために、結晶粒成長抑制を有
していなければならない。珪素鋼の磁気特性の発達にお
いて重要なことは、二次結晶粒成長の成長力と完全さで
ある。これは、硫化マンガン、あるいは５３５〜９２５
℃（１０００〜１７００゜Ｆ）の温度範囲において一次
結晶粒成長を抑えることができるその他の抑制剤が充分
に拡散するか否かにかかっている。その後、キューブ・
オン・エッジ結晶核は、一次結晶粒の不完全な方向性マ
トリックスを犠牲にして成長する大きな二次結晶へと発
達するに充分なエネルギーを有する。硫化マンガンの拡
散は、典型的には、圧延中に微細な硫化マンガンが析出
される熱間圧延に先行して、高温スラブまたはインゴッ
トを再加熱することにより提供される。
-on-edge）方向性を有する材料を得るためには、材料は
最終焼きなましの高温部分に先行して、所望の方向性を
備えた再結晶化結晶粒組織を有していなければならず、
かつ二次結晶粒成長が生じるまで最終焼きなましにおけ
る一次結晶粒成長を抑えるために、結晶粒成長抑制を有
していなければならない。珪素鋼の磁気特性の発達にお
いて重要なことは、二次結晶粒成長の成長力と完全さで
ある。これは、硫化マンガン、あるいは５３５〜９２５
℃（１０００〜１７００゜Ｆ）の温度範囲において一次
結晶粒成長を抑えることができるその他の抑制剤が充分
に拡散するか否かにかかっている。その後、キューブ・
オン・エッジ結晶核は、一次結晶粒の不完全な方向性マ
トリックスを犠牲にして成長する大きな二次結晶へと発
達するに充分なエネルギーを有する。硫化マンガンの拡
散は、典型的には、圧延中に微細な硫化マンガンが析出
される熱間圧延に先行して、高温スラブまたはインゴッ
トを再加熱することにより提供される。
【０００７】キューブ・オン・エッジ方向性珪素鋼の製
造は、熱間圧延の前に抑制剤を溶解し、それにより熱間
圧延中に抑制剤が小さく均一な粒子として析出されるよ
うな温度に材料が加熱されることを必要とする。米国特
許第2,599,340号明細書は、インゴットから材料を製造
するための基本的な処理を開示しており、そして米国特
許第3,764,406号明細書及び第4,718,951号明細書は、ス
ラブとして連続的に鋳込み、ついで鋳込みスラブを慣用
の熱間圧延工程の前に加熱および熱間圧延することによ
り柱状結晶粒組織のサイズを減少させる材料から良好な
磁気特性を得ている。
造は、熱間圧延の前に抑制剤を溶解し、それにより熱間
圧延中に抑制剤が小さく均一な粒子として析出されるよ
うな温度に材料が加熱されることを必要とする。米国特
許第2,599,340号明細書は、インゴットから材料を製造
するための基本的な処理を開示しており、そして米国特
許第3,764,406号明細書及び第4,718,951号明細書は、ス
ラブとして連続的に鋳込み、ついで鋳込みスラブを慣用
の熱間圧延工程の前に加熱および熱間圧延することによ
り柱状結晶粒組織のサイズを減少させる材料から良好な
磁気特性を得ている。
【０００８】（ここにその教示が参考資料として取り込
まれる）米国特許第3,333,992号明細書に代表されるよ
うに、過去に行われた作業は、硫黄含有焼きなまし雰囲
気または表面被覆あるいはその両方を与えることによ
り、最終高温焼きなましの初期部分中に大量の硫黄を添
加していた。しかし、７９６Ａ/ｍにおいて常に１８０
０を越える透磁率を達成するためには、焼きなまし工程
により分けられた少なくとも２段階の冷間圧下が必要で
あった。米国特許第3,333,992号明細書の実施例は、熔
融工程から硫黄および／またはセレニウムと結合するこ
とを必要とする、高いレベルのマンガンが使用されてい
た。
まれる）米国特許第3,333,992号明細書に代表されるよ
うに、過去に行われた作業は、硫黄含有焼きなまし雰囲
気または表面被覆あるいはその両方を与えることによ
り、最終高温焼きなましの初期部分中に大量の硫黄を添
加していた。しかし、７９６Ａ/ｍにおいて常に１８０
０を越える透磁率を達成するためには、焼きなまし工程
により分けられた少なくとも２段階の冷間圧下が必要で
あった。米国特許第3,333,992号明細書の実施例は、熔
融工程から硫黄および／またはセレニウムと結合するこ
とを必要とする、高いレベルのマンガンが使用されてい
た。
【０００９】米国特許第4,493,739号明細書は、１また
は２段の冷間圧延を用いる、結晶粒方向性珪素鋼の製造
方法を教示している。この特許は、磁気特性の均一性を
改善するために熱間ミル最終温度の調節に加えて、０.
０２〜０.２％の銅を使用することを教示している。リ
ンは、夾雑物を減らすために、０.０１％未満に調節さ
れた。(100)[001]結晶粒のサイズを減少させることによ
り仕上げ結晶粒方向性珪素鋼の鉄損を改善するために、
０.１０％までの錫を使用することができた。硫化マン
ガン析出物は非力であると考えられ、そして磁気特性の
均一性は、微細な硫化銅析出物を形成させて硫化マンガ
ン抑制剤を補うことにより改善された。熱間圧延中、仕
上げ熱間ストリップ圧延機の入口および出口の温度は、
それぞれ１０００〜１２５０℃および９００〜１１５０
℃であるように調節された。米国特許第4,493,739号明
細書の実施例は、慣用の２段冷間圧延処理が使用された
ことを示している。熱間圧延後に形成されたマンガンと
銅の硫化物の析出物は微細かつ均一に拡散されたが、米
国特許第4,493,739号明細書における結晶粒サイズの調
節および組織の発達のために必要とされた強い６０〜８
０％の冷間圧下は、そのような実施例は示されていない
にも拘わらず、不安定な二次再結晶化が１段の冷間圧下
の結果であろうことを暗示している。
は２段の冷間圧延を用いる、結晶粒方向性珪素鋼の製造
方法を教示している。この特許は、磁気特性の均一性を
改善するために熱間ミル最終温度の調節に加えて、０.
０２〜０.２％の銅を使用することを教示している。リ
ンは、夾雑物を減らすために、０.０１％未満に調節さ
れた。(100)[001]結晶粒のサイズを減少させることによ
り仕上げ結晶粒方向性珪素鋼の鉄損を改善するために、
０.１０％までの錫を使用することができた。硫化マン
ガン析出物は非力であると考えられ、そして磁気特性の
均一性は、微細な硫化銅析出物を形成させて硫化マンガ
ン抑制剤を補うことにより改善された。熱間圧延中、仕
上げ熱間ストリップ圧延機の入口および出口の温度は、
それぞれ１０００〜１２５０℃および９００〜１１５０
℃であるように調節された。米国特許第4,493,739号明
細書の実施例は、慣用の２段冷間圧延処理が使用された
ことを示している。熱間圧延後に形成されたマンガンと
銅の硫化物の析出物は微細かつ均一に拡散されたが、米
国特許第4,493,739号明細書における結晶粒サイズの調
節および組織の発達のために必要とされた強い６０〜８
０％の冷間圧下は、そのような実施例は示されていない
にも拘わらず、不安定な二次再結晶化が１段の冷間圧下
の結果であろうことを暗示している。
【００１０】米国特許第3,986,902号明細書は、結晶粒
方向性珪素鋼中の過剰なマンガンに関するものである。
この特許は、二次再結晶化に必要な結晶粒成長抑制剤と
して硫化マンガンを使用している。効果を挙げるために
は、これらの抑制剤は微細に拡散して、一次再結晶化中
の結晶粒境界移行と結晶粒成長を防ぎ、そして二次再結
晶化中の(110)[001]結晶粒の結晶粒成長を促進しなけれ
ばならない。熱間作業は、これらの析出物を明らかに成
長させ、そして粒同士を集結させることで、析出物の結
晶粒成長抑制剤としての効果を弱める。従って、析出物
が固溶体に溶解されること、およびそれらがバンドの熱
間圧延の最終工程中またはその後に微細に拡散する粒子
として析出することが、肝要である。この特許において
論じられた従来技術の実施は、必要な結晶粒成長抑制剤
（０.０５５〜０.１１％の硫化マンガン）を提供するた
めに０.０７〜０.１１％のマンガンと０.０２〜０.４％
の硫黄を珪素鋼に与えることの必要性を再吟味した。硫
黄と結合して硫化マンガンを形成するのに必要量以上の
マンガンが存在していた。過剰のマンガンは熱ぜい性を
防止する為に望ましい。しかし、大過剰のマンガンは硫
化マンガンの溶解度積（solubility product）を低下
し、そして硫化マンガンはより溶解することが困難なの
で、スラブまたはインゴットの高い再加熱温度を必要と
することを、この特許は教示した。この特許は、溶解度
積を約０.００１２％の最小値まで減少させることによ
り１２５０℃（２２９０゜Ｆ）またはそれ以下の低い再
加熱温度を試みた。少量の硫化マンガンを用いて効果的
な結晶粒成長の抑制を可能にするためには、さらに、鋼
鉄中の不溶性酸化物、例えばAl2O3、MnO、FeSiO3 等の
レベルを下げる必要があった。これらの酸化物は固体鋼
において、特にこの発明に所望された低い再加熱温度に
おいては、非常に低い溶解度を有すると信じられてい
る。また、硫黄も酸化物夾雑物と反応してオキシ硫化物
を形成し、それにより溶解度限界に否定的に作用し、所
望のキューブ・オン・エッジ配向の発達に影響する傾向
を有していた。米国特許第3,986,902号明細書に記載さ
れた酸化物夾雑物は、融解および注出の間に混入された
ものであった。
方向性珪素鋼中の過剰なマンガンに関するものである。
この特許は、二次再結晶化に必要な結晶粒成長抑制剤と
して硫化マンガンを使用している。効果を挙げるために
は、これらの抑制剤は微細に拡散して、一次再結晶化中
の結晶粒境界移行と結晶粒成長を防ぎ、そして二次再結
晶化中の(110)[001]結晶粒の結晶粒成長を促進しなけれ
ばならない。熱間作業は、これらの析出物を明らかに成
長させ、そして粒同士を集結させることで、析出物の結
晶粒成長抑制剤としての効果を弱める。従って、析出物
が固溶体に溶解されること、およびそれらがバンドの熱
間圧延の最終工程中またはその後に微細に拡散する粒子
として析出することが、肝要である。この特許において
論じられた従来技術の実施は、必要な結晶粒成長抑制剤
（０.０５５〜０.１１％の硫化マンガン）を提供するた
めに０.０７〜０.１１％のマンガンと０.０２〜０.４％
の硫黄を珪素鋼に与えることの必要性を再吟味した。硫
黄と結合して硫化マンガンを形成するのに必要量以上の
マンガンが存在していた。過剰のマンガンは熱ぜい性を
防止する為に望ましい。しかし、大過剰のマンガンは硫
化マンガンの溶解度積（solubility product）を低下
し、そして硫化マンガンはより溶解することが困難なの
で、スラブまたはインゴットの高い再加熱温度を必要と
することを、この特許は教示した。この特許は、溶解度
積を約０.００１２％の最小値まで減少させることによ
り１２５０℃（２２９０゜Ｆ）またはそれ以下の低い再
加熱温度を試みた。少量の硫化マンガンを用いて効果的
な結晶粒成長の抑制を可能にするためには、さらに、鋼
鉄中の不溶性酸化物、例えばAl2O3、MnO、FeSiO3 等の
レベルを下げる必要があった。これらの酸化物は固体鋼
において、特にこの発明に所望された低い再加熱温度に
おいては、非常に低い溶解度を有すると信じられてい
る。また、硫黄も酸化物夾雑物と反応してオキシ硫化物
を形成し、それにより溶解度限界に否定的に作用し、所
望のキューブ・オン・エッジ配向の発達に影響する傾向
を有していた。米国特許第3,986,902号明細書に記載さ
れた酸化物夾雑物は、融解および注出の間に混入された
ものであった。
【００１１】種々の従来技術、例えば米国特許第3,802,
937号明細書において、そのような夾雑物を最少化する
ために酸素含量を減少させる試みが行われている。この
特許は、より少量の硫化マンガンを使用すると同時に、
特に、再酸化生成物を避けるために注出中に鋳込み流れ
（pouring stream）を保護し、酸化物核形成を最少化し
ている。この特許では、硫化マンガンの溶解度積が０.
００１２％より低く、好ましくは０.０００７〜０.００
１０％に維持されることが必要であった。これは、例え
ば、０.０５％のマンガンと０.０２％の硫黄を用いてな
しとげられた。硫黄、マンガンのどちらか一方、または
双方の減少は、より低い溶解度積を提供するために有用
である。しかし、硫黄は最終焼きなましにおいて除去さ
れねばならないので、硫黄をより低く保ち、そして調節
されたレベルのマンガンを維持することが好ましい。こ
れは、過剰のマンガン含量が全ての硫黄を硫化マンガン
として結合させることを確実にする、約０.０７〜０.０
８％のマンガンと約０.０１１〜０.０１５％の硫黄を有
する処理の結果得られる。
937号明細書において、そのような夾雑物を最少化する
ために酸素含量を減少させる試みが行われている。この
特許は、より少量の硫化マンガンを使用すると同時に、
特に、再酸化生成物を避けるために注出中に鋳込み流れ
（pouring stream）を保護し、酸化物核形成を最少化し
ている。この特許では、硫化マンガンの溶解度積が０.
００１２％より低く、好ましくは０.０００７〜０.００
１０％に維持されることが必要であった。これは、例え
ば、０.０５％のマンガンと０.０２％の硫黄を用いてな
しとげられた。硫黄、マンガンのどちらか一方、または
双方の減少は、より低い溶解度積を提供するために有用
である。しかし、硫黄は最終焼きなましにおいて除去さ
れねばならないので、硫黄をより低く保ち、そして調節
されたレベルのマンガンを維持することが好ましい。こ
れは、過剰のマンガン含量が全ての硫黄を硫化マンガン
として結合させることを確実にする、約０.０７〜０.０
８％のマンガンと約０.０１１〜０.０１５％の硫黄を有
する処理の結果得られる。
【００１２】前述のとおり、再酸化生成物の調節は、よ
り低いスラブ再加熱温度と共に、より低いレベルのマン
ガンと硫黄の使用を可能にする。熱脆性を避けながら、
マンガンの硫黄に対する割合が約３.０であることが必
要とされる当該技術分野の従来の実施と比較して、より
低いレベルである約１.７の割合でマンガンを使用する
ことができる。米国特許第3,802,937号明細書の教示に
よれば、スラブは１２６０℃（２３００゜Ｆ）未満の温
度まで再加熱され、そして温度が７９０〜９５０℃（１
４５０〜１７５０゜Ｆ）の間にまで下がる前に、１.３〜
２.５ｍｍ（０.０５〜０.１０ インチ）の厚みにまで熱
間圧延される。熱間圧延後、鋼は巻付けに先立って４５
０〜５６０℃（８５０〜１０５０゜Ｆ）の間にまで冷却
される。熱間圧延されたバンドを少なくとも９８０℃
（１８００゜Ｆ）の温度にいて焼きなましすることは好
ましいが、強制されるものではない。バンドは中間的厚
みに冷間圧下され、焼きなましされ、そして再度冷間圧
下されて典型的には約０.２８ｍｍ（０.０１１インチ）
の最終厚みとされる。次に、鋼は、炭素を０.００７％
以下になるまで減少させ、そして一次再結晶化を提供す
るために、７６０〜８１５℃（１４００〜１５００゜
Ｆ）の温度で脱炭され、そして、二次再結晶化をもたら
す約１０６５〜１１７５℃（１９５０〜２１５０゜Ｆ）
での最終焼きなましされる。ある例では、０.０３１％
の炭素、０.０５５％のマンガン、０.００６％のリン、
０.０２％の硫黄、２.９７％の珪素、０.００２％のア
ルミニウム、０.００５％の窒素および残部が鉄からな
るものを使用していた。
り低いスラブ再加熱温度と共に、より低いレベルのマン
ガンと硫黄の使用を可能にする。熱脆性を避けながら、
マンガンの硫黄に対する割合が約３.０であることが必
要とされる当該技術分野の従来の実施と比較して、より
低いレベルである約１.７の割合でマンガンを使用する
ことができる。米国特許第3,802,937号明細書の教示に
よれば、スラブは１２６０℃（２３００゜Ｆ）未満の温
度まで再加熱され、そして温度が７９０〜９５０℃（１
４５０〜１７５０゜Ｆ）の間にまで下がる前に、１.３〜
２.５ｍｍ（０.０５〜０.１０ インチ）の厚みにまで熱
間圧延される。熱間圧延後、鋼は巻付けに先立って４５
０〜５６０℃（８５０〜１０５０゜Ｆ）の間にまで冷却
される。熱間圧延されたバンドを少なくとも９８０℃
（１８００゜Ｆ）の温度にいて焼きなましすることは好
ましいが、強制されるものではない。バンドは中間的厚
みに冷間圧下され、焼きなましされ、そして再度冷間圧
下されて典型的には約０.２８ｍｍ（０.０１１インチ）
の最終厚みとされる。次に、鋼は、炭素を０.００７％
以下になるまで減少させ、そして一次再結晶化を提供す
るために、７６０〜８１５℃（１４００〜１５００゜
Ｆ）の温度で脱炭され、そして、二次再結晶化をもたら
す約１０６５〜１１７５℃（１９５０〜２１５０゜Ｆ）
での最終焼きなましされる。ある例では、０.０３１％
の炭素、０.０５５％のマンガン、０.００６％のリン、
０.０２％の硫黄、２.９７％の珪素、０.００２％のア
ルミニウム、０.００５％の窒素および残部が鉄からな
るものを使用していた。
【００１３】上記特許により指摘した通り、均一且つば
らつきのない磁気特性を有する結晶粒方向性珪素鋼を製
造するために必要とされる、硫化マンガン析出物および
種々の処理工程の管理は困難である。１段の冷間圧下を
用いて所望の磁気特性を得ることはさらに困難である
が、これが本発明が挑んだ課題である。
らつきのない磁気特性を有する結晶粒方向性珪素鋼を製
造するために必要とされる、硫化マンガン析出物および
種々の処理工程の管理は困難である。１段の冷間圧下を
用いて所望の磁気特性を得ることはさらに困難である
が、これが本発明が挑んだ課題である。
【００１４】
【課題を解決するための手段】結晶粒方向性珪素鋼の製
造は、所望の磁気特性を提供するために化学および多く
の処理工程の管理を必要とする。本発明の以下の議論に
おいて、結晶粒方向性珪素鋼の組成は、重量％により表
される。
造は、所望の磁気特性を提供するために化学および多く
の処理工程の管理を必要とする。本発明の以下の議論に
おいて、結晶粒方向性珪素鋼の組成は、重量％により表
される。
【００１５】本発明のプロセスは、広い範囲の最終厚み
を有する結晶粒方向性珪素鋼の製造に用いることができ
る。約０.３４５ｍｍ（０.０１３６インチ）の最終厚み
を有する材料を製造するための、本発明の主題を使用し
た処理は、約０.０４５〜０.０６０％のマンガン含量、
未結合マンガン含量（即ち、硫黄および／またはセレニ
ウムとの結合に必要とされるよりも多い、過剰のマンガ
ン）が０.０２４％以下であるような０.０１５〜０.０
４０％の硫黄および／またはセレニウム含量、０.０２
５％以上の炭素含量、および約３.０〜３.５％の珪素含
量を有する通常鋳込みスラブを提供する。
を有する結晶粒方向性珪素鋼の製造に用いることができ
る。約０.３４５ｍｍ（０.０１３６インチ）の最終厚み
を有する材料を製造するための、本発明の主題を使用し
た処理は、約０.０４５〜０.０６０％のマンガン含量、
未結合マンガン含量（即ち、硫黄および／またはセレニ
ウムとの結合に必要とされるよりも多い、過剰のマンガ
ン）が０.０２４％以下であるような０.０１５〜０.０
４０％の硫黄および／またはセレニウム含量、０.０２
５％以上の炭素含量、および約３.０〜３.５％の珪素含
量を有する通常鋳込みスラブを提供する。
【００１６】スラブの予備圧延は５０％までの圧下を使
用して、１４００℃（２５５０°Ｆ）までの温度で行わ
れる。予備圧延されたスラブはさらに１２６０〜１４０
０℃（２３００〜２５５０°Ｆ）の温度に加熱され、そ
して熱間圧延されて、厚さ１．６〜１．８ｍｍ（０．０
６３〜０．０７２インチ）のバンドにされる。このバン
ドは３分間未満の時間、約９８０〜１０６５℃（１８０
０〜１９５０°Ｆ）の温度で焼きなましされ、ついでス
トリップをほぼ室温にするために、約５６５〜６５０℃
（１０５０〜１２００°Ｆ）の温度で水スプレー冷却を
実施して、６５０℃（１２００°Ｆ）以下の温度に冷却
される。焼きなましされたバンドの組成は、少なくとも
７％、好ましくは少なくとも１０％の、１１５０℃（２
１００°Ｆ）の基準温度で測定されたオーステナイト体
積割合（以下、これを「γ（1150℃）」と表す）を与え
る。該バンドは、初期焼きなましの後、ついで１工程で
最終製品厚さに冷間圧延される。ついで、冷間圧延され
たストリップは、湿ったＨ2又はＨ2−Ｎ2雰囲気中で、
約８４０℃（１５５０°Ｆ）の温度で、磁気時効化が起
こらないレベル、典型的には０．００５％以下に脱炭さ
れる。脱炭されたストリップの表面は、少なくとも０．
０２％の硫黄を含有する約１２ｇ／ｍ2（０．０４ lb/f
t2）の重量を有する、焼きなましセパレーター被覆、典
型的には、酸化マグネシウムが備えられる。
用して、１４００℃（２５５０°Ｆ）までの温度で行わ
れる。予備圧延されたスラブはさらに１２６０〜１４０
０℃（２３００〜２５５０°Ｆ）の温度に加熱され、そ
して熱間圧延されて、厚さ１．６〜１．８ｍｍ（０．０
６３〜０．０７２インチ）のバンドにされる。このバン
ドは３分間未満の時間、約９８０〜１０６５℃（１８０
０〜１９５０°Ｆ）の温度で焼きなましされ、ついでス
トリップをほぼ室温にするために、約５６５〜６５０℃
（１０５０〜１２００°Ｆ）の温度で水スプレー冷却を
実施して、６５０℃（１２００°Ｆ）以下の温度に冷却
される。焼きなましされたバンドの組成は、少なくとも
７％、好ましくは少なくとも１０％の、１１５０℃（２
１００°Ｆ）の基準温度で測定されたオーステナイト体
積割合（以下、これを「γ（1150℃）」と表す）を与え
る。該バンドは、初期焼きなましの後、ついで１工程で
最終製品厚さに冷間圧延される。ついで、冷間圧延され
たストリップは、湿ったＨ2又はＨ2−Ｎ2雰囲気中で、
約８４０℃（１５５０°Ｆ）の温度で、磁気時効化が起
こらないレベル、典型的には０．００５％以下に脱炭さ
れる。脱炭されたストリップの表面は、少なくとも０．
０２％の硫黄を含有する約１２ｇ／ｍ2（０．０４ lb/f
t2）の重量を有する、焼きなましセパレーター被覆、典
型的には、酸化マグネシウムが備えられる。
【００１７】添加は、硫黄又はエプソム塩（Epsom Salt
s)(MgSO4・7H2O)のような硫黄含有化合物として、行うこ
とができる。ついで、該ストリップは、Ｈ2中で１時間
当たり約２５℃（４５°Ｆ）の速度で約８５０℃（１５
５０°Ｆ）の温度に、そして１時間当たり約１５℃（２
７°Ｆ）の速度で約１１７５℃(（２１５０°Ｆ）の温
度に加熱することにより、(110)[001]結晶粒方向性及び
磁気特性にするために、最終高温焼きなまし処理され
る。材料は１００％乾燥Ｈ2中１１７５℃（２１５０ °
Ｆ）で、約１５時間均熱される。１段冷間圧下法を用い
て製造された最終仕上げ材料は、優れた磁気特性、典型
的には、１８２０以上の透磁率［Ｈ＝７９６Ａ／ｍ（Ｈ
＝１０エルステッド）で測定］を有していた。測定され
た６０Ｈｚ（ヘルツ）での鉄損は、典型的には、１．５
Ｔで１.３５Ｗ／ｋｇ(０．６２Ｗ／ｌｂ)以下、および
１．７Ｔで１．９５Ｗ／ｋｇ（０．８８Ｗ／ｌｂ）以下
である。
s)(MgSO4・7H2O)のような硫黄含有化合物として、行うこ
とができる。ついで、該ストリップは、Ｈ2中で１時間
当たり約２５℃（４５°Ｆ）の速度で約８５０℃（１５
５０°Ｆ）の温度に、そして１時間当たり約１５℃（２
７°Ｆ）の速度で約１１７５℃(（２１５０°Ｆ）の温
度に加熱することにより、(110)[001]結晶粒方向性及び
磁気特性にするために、最終高温焼きなまし処理され
る。材料は１００％乾燥Ｈ2中１１７５℃（２１５０ °
Ｆ）で、約１５時間均熱される。１段冷間圧下法を用い
て製造された最終仕上げ材料は、優れた磁気特性、典型
的には、１８２０以上の透磁率［Ｈ＝７９６Ａ／ｍ（Ｈ
＝１０エルステッド）で測定］を有していた。測定され
た６０Ｈｚ（ヘルツ）での鉄損は、典型的には、１．５
Ｔで１.３５Ｗ／ｋｇ(０．６２Ｗ／ｌｂ)以下、および
１．７Ｔで１．９５Ｗ／ｋｇ（０．８８Ｗ／ｌｂ）以下
である。
【００１８】本発明の目的は、１段冷間圧下を包含する
プロセスを使用して、７９６Ａ／ｍで測定された透磁率
が１７８０〜１８８０である結晶粒方向性珪素鋼を提供
することにある。本発明の特徴は、焼きなましバンド
が、少なくとも７％のγ(1150℃)と共に、０．０２４％
以下の未結合マンガン含量が与えれ、均一且つ高レベル
な磁気品質を達成するための１段の冷間圧下プロセスの
使用を可能にすることである。また、本発明の特徴は、
焼きなましされたバンドおよび最終製品の厚さが、下記
式（１）： ｔo＝ｔfｅｘｐ［（Ｋ／ｔf）0.25］ （１） ［式中、ｔoは冷間圧延前の焼きなましされたバンドの
厚さを示し、ｔfは最終製品の厚さを示し、Ｋは２．０
〜２．５の値を有する定数を示す］で表される、１段冷
間圧下を提供することにある。Ｋはバンドの固有特性、
即ち初期のミクロ構造、組織および結晶粒成長抑制剤の
量に関係する。
プロセスを使用して、７９６Ａ／ｍで測定された透磁率
が１７８０〜１８８０である結晶粒方向性珪素鋼を提供
することにある。本発明の特徴は、焼きなましバンド
が、少なくとも７％のγ(1150℃)と共に、０．０２４％
以下の未結合マンガン含量が与えれ、均一且つ高レベル
な磁気品質を達成するための１段の冷間圧下プロセスの
使用を可能にすることである。また、本発明の特徴は、
焼きなましされたバンドおよび最終製品の厚さが、下記
式（１）： ｔo＝ｔfｅｘｐ［（Ｋ／ｔf）0.25］ （１） ［式中、ｔoは冷間圧延前の焼きなましされたバンドの
厚さを示し、ｔfは最終製品の厚さを示し、Ｋは２．０
〜２．５の値を有する定数を示す］で表される、１段冷
間圧下を提供することにある。Ｋはバンドの固有特性、
即ち初期のミクロ構造、組織および結晶粒成長抑制剤の
量に関係する。
【００１９】本発明のさらなる特徴は、脱炭されたスト
リップの表面が２０〜２００ｍｇ／ｍ2の硫黄を与え
ら、均一且つ高レベルな磁気品質を達成するための１段
冷間圧下プロセスの使用を可能にすることである。さら
に、本発明の特徴は、ストリップが、典型的にはコイル
形態で、１時間当たり５０℃（９０°Ｆ）以下の速度
で、約７００℃（１３００°Ｆ）から二次結晶粒成長が
完結するまでの温度、典型的には約９５０℃（１７５０
°Ｆ）の温度範囲で加熱することにより、最終高温焼き
なまし処理され、(110)[001]結晶粒方向性を発達させる
ことにある。本発明の１段冷間圧下プロセスの利点は、
２段圧延の間の焼きなましを必要とする従来の２段プロ
セスに対して、等しいかまたは優れた磁気特性が得られ
るばかりか、製造時間及びコストが低減されることであ
る。
リップの表面が２０〜２００ｍｇ／ｍ2の硫黄を与え
ら、均一且つ高レベルな磁気品質を達成するための１段
冷間圧下プロセスの使用を可能にすることである。さら
に、本発明の特徴は、ストリップが、典型的にはコイル
形態で、１時間当たり５０℃（９０°Ｆ）以下の速度
で、約７００℃（１３００°Ｆ）から二次結晶粒成長が
完結するまでの温度、典型的には約９５０℃（１７５０
°Ｆ）の温度範囲で加熱することにより、最終高温焼き
なまし処理され、(110)[001]結晶粒方向性を発達させる
ことにある。本発明の１段冷間圧下プロセスの利点は、
２段圧延の間の焼きなましを必要とする従来の２段プロ
セスに対して、等しいかまたは優れた磁気特性が得られ
るばかりか、製造時間及びコストが低減されることであ
る。
【００２０】［発明の具体的説明］ 過去においては、高い品質で均質な結晶粒方向性珪素鋼
は２段冷間圧延を使用するプロセスで製造されており、
その際、バンドは中間厚さに冷間圧下され、焼きなまし
され、さらに最終製品厚さに冷間圧下されていた。本発
明は、１段冷間圧下の使用を可能にする、組成および処
理のための要求を含む、高い品質の結晶粒方向性珪素鋼
を製造する方法を開発した。
は２段冷間圧延を使用するプロセスで製造されており、
その際、バンドは中間厚さに冷間圧下され、焼きなまし
され、さらに最終製品厚さに冷間圧下されていた。本発
明は、１段冷間圧下の使用を可能にする、組成および処
理のための要求を含む、高い品質の結晶粒方向性珪素鋼
を製造する方法を開発した。
【００２１】マンガン（Ｍｎ）は０．０１〜０．１０
％，好ましくは０．０３〜０．０７％の量で存在する。
硫黄（Ｓ）及び／又はセレン（Ｓｅ）と結合していない
過剰量のＭｎの調節は、本発明の１段冷間圧下プロセス
を使用して、安定な二次結晶粒および良好な磁気品質を
得るためには、重要である。未結合Ｍｎのレベルは、全
Ｍｎ対Ｓ及び／又はＳｅ含量の量論的関係により、容易
に決定される。例えば、０．０２０％のＳを含有する材
料は約０．０３５％のＭｎと反応して、実質的に未結合
の残留Ｍｎを残す。実験結果は、０．０２４％以下の未
結合Ｍｎレベルが必要であり、０．０２％以下が好まし
い。インゴットまたは連続鋳込みスラブのいずれかであ
る従来の鋼鉄鋳造法または熔融法が、本発明の実施によ
る処理のための出発バンドの製造のために使用される場
合は、未結合Ｍｎの低いレベルは高温圧延前の再加熱中
に、ＭｎＳの溶解を容易にするという利点がある。ま
た、本発明は、薄いスラブ鋳造法、ストリップ鋳造法ま
たは他のコンパクトストリップ製造法を使用して製造さ
れた出発バンドを使用することができる。
％，好ましくは０．０３〜０．０７％の量で存在する。
硫黄（Ｓ）及び／又はセレン（Ｓｅ）と結合していない
過剰量のＭｎの調節は、本発明の１段冷間圧下プロセス
を使用して、安定な二次結晶粒および良好な磁気品質を
得るためには、重要である。未結合Ｍｎのレベルは、全
Ｍｎ対Ｓ及び／又はＳｅ含量の量論的関係により、容易
に決定される。例えば、０．０２０％のＳを含有する材
料は約０．０３５％のＭｎと反応して、実質的に未結合
の残留Ｍｎを残す。実験結果は、０．０２４％以下の未
結合Ｍｎレベルが必要であり、０．０２％以下が好まし
い。インゴットまたは連続鋳込みスラブのいずれかであ
る従来の鋼鉄鋳造法または熔融法が、本発明の実施によ
る処理のための出発バンドの製造のために使用される場
合は、未結合Ｍｎの低いレベルは高温圧延前の再加熱中
に、ＭｎＳの溶解を容易にするという利点がある。ま
た、本発明は、薄いスラブ鋳造法、ストリップ鋳造法ま
たは他のコンパクトストリップ製造法を使用して製造さ
れた出発バンドを使用することができる。
【００２２】珪素、炭素及び他の元素のレベルは、本発
明の１段冷間圧下工程の前の焼きなまし中に、オーステ
ナイトの臨界的最少量を与えるために、調節されねばな
らない。サダヨリらの「低鉄損を有する結晶粒方向性珪
素鋼板の開発」（川崎製鉄技報第２１巻第３号、９３〜
９８頁（1989年）)によれば、３.０〜３.６％のＳｉ及
び０．０３０〜０．０６５％の炭素を含有する鉄のオー
ステナイト体積割合を１１５０℃（２１００°Ｆ）で測
定している。この研究では、１１５０℃でのオーステナ
イト体積割合を計算する式として、 γ(1150℃)＝６９４（％Ｃ）−２３（％Ｓ）＋６４.８ （２） を与えている．
明の１段冷間圧下工程の前の焼きなまし中に、オーステ
ナイトの臨界的最少量を与えるために、調節されねばな
らない。サダヨリらの「低鉄損を有する結晶粒方向性珪
素鋼板の開発」（川崎製鉄技報第２１巻第３号、９３〜
９８頁（1989年）)によれば、３.０〜３.６％のＳｉ及
び０．０３０〜０．０６５％の炭素を含有する鉄のオー
ステナイト体積割合を１１５０℃（２１００°Ｆ）で測
定している。この研究では、１１５０℃でのオーステナ
イト体積割合を計算する式として、 γ(1150℃)＝６９４（％Ｃ）−２３（％Ｓ）＋６４.８ （２） を与えている．
【００２３】Ｓｉ及びＣは関係する元素の主要のもので
あるが、鋼の製造プロセスから不純物として存在する
か、または添加物として考慮される銅、ニッケル、クロ
ム、錫、リン等の他の元素はオーステナイトの量に影響
を与えるであろうし、もし存在するならば考慮されねば
ならない。本発明の開発の間に、安定な二次結晶粒成長
および所望の(110)[001]方向性を達成するためには、オ
ーステナイトの量が臨界的であることがわかった。冷間
圧下前のバンドは７％、好ましくは１０％を超えるオー
ステナイト体積割合［（γ(1150℃）として定義され
る）１１５０℃で測定された値］を備えなければならな
い。
あるが、鋼の製造プロセスから不純物として存在する
か、または添加物として考慮される銅、ニッケル、クロ
ム、錫、リン等の他の元素はオーステナイトの量に影響
を与えるであろうし、もし存在するならば考慮されねば
ならない。本発明の開発の間に、安定な二次結晶粒成長
および所望の(110)[001]方向性を達成するためには、オ
ーステナイトの量が臨界的であることがわかった。冷間
圧下前のバンドは７％、好ましくは１０％を超えるオー
ステナイト体積割合［（γ(1150℃）として定義され
る）１１５０℃で測定された値］を備えなければならな
い。
【００２４】結晶粒方向性珪素鋼は２．５〜４．５％の
範囲のＳｉ含量を有することができる。Ｓｉ含量は、典
型的には約２．７〜３．８５％、好ましくは約３．１５
〜３．６５％である。Ｓｉは主に、より高い体積抵抗性
を与えることにより鉄損を改良するために添加される。
また、Ｓｉはフェライトの形成及び／又は安定化を促進
し、オーステナイトの体積割合に影響を与える主要元素
の１種である。高Ｓｉ含量は磁気品質の改良のために望
ましいが、その実行は所望の相バランスを維持するため
に考慮されなければならない。
範囲のＳｉ含量を有することができる。Ｓｉ含量は、典
型的には約２．７〜３．８５％、好ましくは約３．１５
〜３．６５％である。Ｓｉは主に、より高い体積抵抗性
を与えることにより鉄損を改良するために添加される。
また、Ｓｉはフェライトの形成及び／又は安定化を促進
し、オーステナイトの体積割合に影響を与える主要元素
の１種である。高Ｓｉ含量は磁気品質の改良のために望
ましいが、その実行は所望の相バランスを維持するため
に考慮されなければならない。
【００２５】オーステナイトを促進し及び／又は安定化
するＣｕ、Ｎｉ等の添加物、及び／又はＣは、処理中に
相バランスを維持するために使用される。熔融物中に存
在するＣの量は主にＳｉ含量に関係する。例えば、０．
０１％のＣが低Ｓｉ含量と共に使用され、そして約０．
０８％までのＣが高Ｓｉ含量と共に使用される。３．１
５〜３．６５％の典型的なＳｉレベルにおいて、Ｃ含量
は典型的には０．０２〜０．０５％である。冷間圧延前
のバンドの処理中に、Ｃ損失を補うために、過剰の熔融
Ｃを与える必要があるであろう。例えば、使用される雰
囲気により、冷間圧延前のバンドの焼きなまし中に、Ｃ
が失われる。本発明の開発中に、バンドが高酸化雰囲気
中で１５〜３０秒間、９５０〜１０７５℃（１７４０〜
１９７０°Ｆ）で焼きなましされた後に、０．０１０％
までのＣ損失が観察された。かくして、熔融物のＣ含量
は増加して、冷間圧下前に適当な相バランスを与える。
最終の冷間圧延ストリップは磁気時効化を防止するため
に典型的な脱炭処理されるので、相バランスに必要であ
った以上のＣは不必要である。
するＣｕ、Ｎｉ等の添加物、及び／又はＣは、処理中に
相バランスを維持するために使用される。熔融物中に存
在するＣの量は主にＳｉ含量に関係する。例えば、０．
０１％のＣが低Ｓｉ含量と共に使用され、そして約０．
０８％までのＣが高Ｓｉ含量と共に使用される。３．１
５〜３．６５％の典型的なＳｉレベルにおいて、Ｃ含量
は典型的には０．０２〜０．０５％である。冷間圧延前
のバンドの処理中に、Ｃ損失を補うために、過剰の熔融
Ｃを与える必要があるであろう。例えば、使用される雰
囲気により、冷間圧延前のバンドの焼きなまし中に、Ｃ
が失われる。本発明の開発中に、バンドが高酸化雰囲気
中で１５〜３０秒間、９５０〜１０７５℃（１７４０〜
１９７０°Ｆ）で焼きなましされた後に、０．０１０％
までのＣ損失が観察された。かくして、熔融物のＣ含量
は増加して、冷間圧下前に適当な相バランスを与える。
最終の冷間圧延ストリップは磁気時効化を防止するため
に典型的な脱炭処理されるので、相バランスに必要であ
った以上のＣは不必要である。
【００２６】Ｓ及びＳｅは、Ｍｎと結合して結晶粒成長
抑制に必要なＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅ析出物の形成の
ために、添加される。必要なＳ及び／又はＳｅレベルは
０．０２４以下、好ましくは０．０２０％以下の未結合
Ｍｎレベルを与えるように、調節されねばならない。従
って、Ｓが単独で使用されるときは、０．００６〜０．
０６％、好ましくは０．００６〜０．０４０％の量で存
在させることができる。Ｓｅが単独で使用されるとき
は、０．００６〜０．１４％、好ましくは０．０１５〜
０．１０％の量で存在させることができる。Ｓ及びＳｅ
を併用することができるが、その相対量はＳ及びＳｅの
原子量が異なるため、未結合Ｍｎの適当なレベルが与え
られるように調節されねばならない。また、鋼は、鋼製
造プロセスから不純物として存在するか、または添加物
として考慮されるアルミニウム、アンチモン、ひ素、ビ
スマス、銅、ニッケル、クロム、錫、リン、モリブデン
等の他の元素を含有することができ、これらの元素はオ
ーステナイト体積割合及び／又は二次結晶粒成長の安定
性に影響を与える。
抑制に必要なＭｎＳ及び／又はＭｎＳｅ析出物の形成の
ために、添加される。必要なＳ及び／又はＳｅレベルは
０．０２４以下、好ましくは０．０２０％以下の未結合
Ｍｎレベルを与えるように、調節されねばならない。従
って、Ｓが単独で使用されるときは、０．００６〜０．
０６％、好ましくは０．００６〜０．０４０％の量で存
在させることができる。Ｓｅが単独で使用されるとき
は、０．００６〜０．１４％、好ましくは０．０１５〜
０．１０％の量で存在させることができる。Ｓ及びＳｅ
を併用することができるが、その相対量はＳ及びＳｅの
原子量が異なるため、未結合Ｍｎの適当なレベルが与え
られるように調節されねばならない。また、鋼は、鋼製
造プロセスから不純物として存在するか、または添加物
として考慮されるアルミニウム、アンチモン、ひ素、ビ
スマス、銅、ニッケル、クロム、錫、リン、モリブデン
等の他の元素を含有することができ、これらの元素はオ
ーステナイト体積割合及び／又は二次結晶粒成長の安定
性に影響を与える。
【００２７】式（１）に示したように、冷間圧下の最適
量は、本発明の１段冷間圧下プロセスを使用した製品の
厚さに依存する。本発明の結晶粒方向性珪素鋼は、数々
の方法により造られるバンドから製造することができ
る。連続鋳込みスラブまたはインゴットを１２６０〜１
４００℃（２２５０〜２５５０°Ｆ）の温度に再加熱
し、ついで１．５７〜１．７７ｍｍ（０．０６２〜０．
０７０インチ）の厚さに熱間圧延して製造されたバンド
は、０．３４５ｍｍ（０．１３６インチ）厚の製品とな
るように処理される。２段冷間圧延法を用いて０．３４
５ｍｍ厚の結晶粒方向性製品を製造する従来の実施にお
いては、２．０〜３．０ｍｍ（０．０８〜０．１２イン
チ）厚のバンドが使用されていた。連続鋳造操作からの
スラブを意義ある加熱なしに直接熱間ミルへ供給する
か、もしくはインゴットをさらに加熱することなく熱間
圧延に充分な温度のスラブに熱間圧下することにより、
または熔融金属を直接鋳造してさらに処理するために適
したバンドにすることにより製造されたバンドに、本発
明を適用することもできる。いくつかの例において、装
置の能力は、本発明の実施に必要な、適当なバンド厚さ
を提供するには不適当であることがある。しかしなが
ら、バンドの焼きなまし前に、３０％以下の少ない冷間
圧下を採用するか、またはバンドを５０％まで熱間圧下
して、より適当な厚さにすることができる。
量は、本発明の１段冷間圧下プロセスを使用した製品の
厚さに依存する。本発明の結晶粒方向性珪素鋼は、数々
の方法により造られるバンドから製造することができ
る。連続鋳込みスラブまたはインゴットを１２６０〜１
４００℃（２２５０〜２５５０°Ｆ）の温度に再加熱
し、ついで１．５７〜１．７７ｍｍ（０．０６２〜０．
０７０インチ）の厚さに熱間圧延して製造されたバンド
は、０．３４５ｍｍ（０．１３６インチ）厚の製品とな
るように処理される。２段冷間圧延法を用いて０．３４
５ｍｍ厚の結晶粒方向性製品を製造する従来の実施にお
いては、２．０〜３．０ｍｍ（０．０８〜０．１２イン
チ）厚のバンドが使用されていた。連続鋳造操作からの
スラブを意義ある加熱なしに直接熱間ミルへ供給する
か、もしくはインゴットをさらに加熱することなく熱間
圧延に充分な温度のスラブに熱間圧下することにより、
または熔融金属を直接鋳造してさらに処理するために適
したバンドにすることにより製造されたバンドに、本発
明を適用することもできる。いくつかの例において、装
置の能力は、本発明の実施に必要な、適当なバンド厚さ
を提供するには不適当であることがある。しかしなが
ら、バンドの焼きなまし前に、３０％以下の少ない冷間
圧下を採用するか、またはバンドを５０％まで熱間圧下
して、より適当な厚さにすることができる。
【００２８】最終厚さ０．３４５ｍｍの結晶粒方向性珪
素鋼は、本発明の１段冷間圧下法を用いたプラントで製
造することができる。実験室での研究では、０．４５ｍ
ｍ（０．０１７６インチ）〜０．２７ｍｍ（０．０１０
６インチ）の最終厚さの結晶粒方向性珪素鋼を製造する
ことに成功した。適当な冷間圧下を採用すれば、広範な
最終厚さを造ることができることが決定された。下記式
（１）は、実験室の研究で決定された最終製品（ｔf）
と冷間圧下との関係に基づいて、焼きなましされたバン
ドの厚さ（ｔ0）を決定するために、使用することがで
きる。 ｔo＝ｔfｅｘｐ［（Ｋ／ｔf）0.25］ （１） 式中、ｔoは冷間圧延前の焼きなましされたバンドの厚
さを示し、ｔfは最終製品の厚さを示し、Ｋは２．０〜
２．５の値を有する定数を示す。Ｋはバンドの固有特
性、即ち初期のミクロ構造、組織および結晶粒成長抑制
剤の量に関係する。Ｋの値は、磁気特性、特に(110)[00
1]方向性の品質がバンドを種々の最終厚さに冷間圧下す
ることにより決定される常例的実験により、当業者が決
めることができる。
素鋼は、本発明の１段冷間圧下法を用いたプラントで製
造することができる。実験室での研究では、０．４５ｍ
ｍ（０．０１７６インチ）〜０．２７ｍｍ（０．０１０
６インチ）の最終厚さの結晶粒方向性珪素鋼を製造する
ことに成功した。適当な冷間圧下を採用すれば、広範な
最終厚さを造ることができることが決定された。下記式
（１）は、実験室の研究で決定された最終製品（ｔf）
と冷間圧下との関係に基づいて、焼きなましされたバン
ドの厚さ（ｔ0）を決定するために、使用することがで
きる。 ｔo＝ｔfｅｘｐ［（Ｋ／ｔf）0.25］ （１） 式中、ｔoは冷間圧延前の焼きなましされたバンドの厚
さを示し、ｔfは最終製品の厚さを示し、Ｋは２．０〜
２．５の値を有する定数を示す。Ｋはバンドの固有特
性、即ち初期のミクロ構造、組織および結晶粒成長抑制
剤の量に関係する。Ｋの値は、磁気特性、特に(110)[00
1]方向性の品質がバンドを種々の最終厚さに冷間圧下す
ることにより決定される常例的実験により、当業者が決
めることができる。
【００２９】本発明の開発に使用されたバンドの固有の
品質は、組成および処理のための好ましい態様の範囲内
で定義される値として、約２．３のＫ値を備えていた。
焼きなまし後の最適バンド厚さがそれぞれ１．９５〜
２．０８ｍｍ（０．０７８〜０．０８２インチ）、１．
６５〜１．７８ｍｍ（０．０６５〜０．０７０イン
チ）、１．５２〜１．６５ｍｍ（０．０６０〜０．０６
５インチ）および１．４５〜１．５７ｍｍ（０．０５７
〜０．０６２インチ）の最終製品厚さであることが決定
された研究において、最高の磁気特性は０．４５ｍｍ
（０．０１７６インチ）、０．３４５ｍｍ（０．０１３
６インチ）、０．２９５ｍｍ（０．０１１６インチ）お
よび０．２６０ｍｍ（０．０１０２インチ）の標準製品
厚さで達成された。０．２３ｍｍ（０．００８２イン
チ）、０．１８ｍｍ（０．００７１インチ）および０．
１５ｍｍ（０．００５８インチ）のような、より薄い厚
さの結晶粒方向性製品の製造は、適当な厚さのバンドを
使用することにより達成することができる。上記式
（１）の開発に使用された実験結果に基づいて、各最終
厚さのためのバンドの厚さは、それぞれ１．２５〜１．
４０ｍｍ（０．０４９〜０．０５５インチ）、１．１５
〜１．２７ｍｍ（０．０４５〜０．０５０インチ）およ
び１．００〜１．１５ｍｍ（０．０４０〜０．０４５イ
ンチ）である。このような厚さは、幾つかの従来の熱間
ストリップミルの能力外であることができる。しかしな
がら、バンド焼きなまし前に３０％以下の冷間圧下を採
用することができるし、またはバンドを５０％までに熱
間圧下し、本発明の１段冷間圧下プロセスに適した、適
当な厚さのバンドを与えることができる。
品質は、組成および処理のための好ましい態様の範囲内
で定義される値として、約２．３のＫ値を備えていた。
焼きなまし後の最適バンド厚さがそれぞれ１．９５〜
２．０８ｍｍ（０．０７８〜０．０８２インチ）、１．
６５〜１．７８ｍｍ（０．０６５〜０．０７０イン
チ）、１．５２〜１．６５ｍｍ（０．０６０〜０．０６
５インチ）および１．４５〜１．５７ｍｍ（０．０５７
〜０．０６２インチ）の最終製品厚さであることが決定
された研究において、最高の磁気特性は０．４５ｍｍ
（０．０１７６インチ）、０．３４５ｍｍ（０．０１３
６インチ）、０．２９５ｍｍ（０．０１１６インチ）お
よび０．２６０ｍｍ（０．０１０２インチ）の標準製品
厚さで達成された。０．２３ｍｍ（０．００８２イン
チ）、０．１８ｍｍ（０．００７１インチ）および０．
１５ｍｍ（０．００５８インチ）のような、より薄い厚
さの結晶粒方向性製品の製造は、適当な厚さのバンドを
使用することにより達成することができる。上記式
（１）の開発に使用された実験結果に基づいて、各最終
厚さのためのバンドの厚さは、それぞれ１．２５〜１．
４０ｍｍ（０．０４９〜０．０５５インチ）、１．１５
〜１．２７ｍｍ（０．０４５〜０．０５０インチ）およ
び１．００〜１．１５ｍｍ（０．０４０〜０．０４５イ
ンチ）である。このような厚さは、幾つかの従来の熱間
ストリップミルの能力外であることができる。しかしな
がら、バンド焼きなまし前に３０％以下の冷間圧下を採
用することができるし、またはバンドを５０％までに熱
間圧下し、本発明の１段冷間圧下プロセスに適した、適
当な厚さのバンドを与えることができる。
【００３０】本発明の実施においては、バンドは９００
〜１１２５℃（１６５０〜２０５０°Ｆ）、好ましくは
９８０〜１０８０℃（１８００〜１９７５°Ｆ）で、１
０分まで（好ましくは１分未満）の時間、焼きなましさ
れ、１段冷間圧下工程の前に所望のミクロ組織が与えら
れる。焼きなまし中に、オーステナイトの充分な体積割
合が、結晶粒成長のために与えられなければならない。
焼きなましの前、または焼きなまし中に、炭素ロスを生
ずることがあり、その場合は、熔融物組成が所望の相バ
ランスの維持のために調節されなければならない。本発
明の検討中に、焼きなまし温度が増加するにつれて炭素
ロスは増加する。例えば、高酸化雰囲気で、９５０℃
（１７５０°Ｆ）での焼きなまし中の典型的な炭素ロス
は０．００５％であり、焼きなまし温度を１０６５℃に
上げると、炭素ロスは０．００７５％となった。炭素ロ
スの量は、バンドの厚さ、および焼きなましの雰囲気、
時間及び温度により変わる。焼きなまし後の冷却プロセ
スは、オーステナイト分解プロセスの調節が望ましいの
で、重要である。冷却中に、オーステナイトのＣ飽和フ
ェライトへの分解は、(110)[001]組織を促進するための
微細な炭化物析出物及び／又は炭素溶解のために、望ま
しいことである。他の望ましいオーステナイト分解生成
物は少量のマルテンサイトおよびピールライトを包含す
る。所望のミクロ組織の特徴を与えるためには、４８０
〜６５０℃（９００〜１２００°Ｆ）へのゆっくりした
冷却が、オーステナイト分解を与えるためには望ましい
ことである。４８０〜６５０℃から１００℃（２１２°
Ｆ）への、水スプレー冷却のような速い冷却は、マルテ
ンサイト、微細炭化物析出物及び／又は溶解炭素を与え
るには好ましいことである。
〜１１２５℃（１６５０〜２０５０°Ｆ）、好ましくは
９８０〜１０８０℃（１８００〜１９７５°Ｆ）で、１
０分まで（好ましくは１分未満）の時間、焼きなましさ
れ、１段冷間圧下工程の前に所望のミクロ組織が与えら
れる。焼きなまし中に、オーステナイトの充分な体積割
合が、結晶粒成長のために与えられなければならない。
焼きなましの前、または焼きなまし中に、炭素ロスを生
ずることがあり、その場合は、熔融物組成が所望の相バ
ランスの維持のために調節されなければならない。本発
明の検討中に、焼きなまし温度が増加するにつれて炭素
ロスは増加する。例えば、高酸化雰囲気で、９５０℃
（１７５０°Ｆ）での焼きなまし中の典型的な炭素ロス
は０．００５％であり、焼きなまし温度を１０６５℃に
上げると、炭素ロスは０．００７５％となった。炭素ロ
スの量は、バンドの厚さ、および焼きなましの雰囲気、
時間及び温度により変わる。焼きなまし後の冷却プロセ
スは、オーステナイト分解プロセスの調節が望ましいの
で、重要である。冷却中に、オーステナイトのＣ飽和フ
ェライトへの分解は、(110)[001]組織を促進するための
微細な炭化物析出物及び／又は炭素溶解のために、望ま
しいことである。他の望ましいオーステナイト分解生成
物は少量のマルテンサイトおよびピールライトを包含す
る。所望のミクロ組織の特徴を与えるためには、４８０
〜６５０℃（９００〜１２００°Ｆ）へのゆっくりした
冷却が、オーステナイト分解を与えるためには望ましい
ことである。４８０〜６５０℃から１００℃（２１２°
Ｆ）への、水スプレー冷却のような速い冷却は、マルテ
ンサイト、微細炭化物析出物及び／又は溶解炭素を与え
るには好ましいことである。
【００３１】硫化マンガン及び／又はセレン化物結晶粒
成長抑制剤を形成するために、Ｓ及び／又はＳｅが熔融
物に与えられる。また、所望の(110)[001]結晶粒方向性
を得るために、最終高温焼きなまし工程中に、少量の硫
黄が鋼板の表面に与えられねばならない。（参考として
ここに取り入れられる）米国特許第3,333,992号明細書
に教示されているように、環境上、結晶粒成長抑制剤を
与える場合は、焼きなましセパレーター被覆及び／又は
雰囲気から鋼へのＳおよびＳｅのような抑制剤の添加が
許される。これは、熱間圧延中に所望の磁気特性の達成
を可能にするが、溶融組成および硫化マンガン／セレン
化物析出における柔軟性を高めるために、認められる。
二次結晶粒成長の前の最終高温焼きなまし中に解離また
は分解する、硫黄、硫化第１鉄及び他の化合物を包含す
る、種々の形態として添加されるＳのために、米国特許
第3,333,992号明細書の実施がなされた。Ｓ含有添加剤
は、鋼と反応して結晶粒境界で硫化物を形成する最終焼
きなましにおいて、硫化水素ガスを生成するものと思わ
れた。Ｓ含有添加剤は、一次結晶粒が二次結晶粒成長中
に、多すぎて消費されなくなることを防止した。Ｓ含有
添加剤の量は、結晶粒成長を遅らせるために必要な最少
量および所望の磁気特性を実現することを邪魔しないと
認められる最大量により、決定された。米国特許第3,33
3,992号明細書に記載の熔融組成物に基づく、過剰の又
は未結合のＭｎレベルの最低量は０．０２６５％であっ
た。
成長抑制剤を形成するために、Ｓ及び／又はＳｅが熔融
物に与えられる。また、所望の(110)[001]結晶粒方向性
を得るために、最終高温焼きなまし工程中に、少量の硫
黄が鋼板の表面に与えられねばならない。（参考として
ここに取り入れられる）米国特許第3,333,992号明細書
に教示されているように、環境上、結晶粒成長抑制剤を
与える場合は、焼きなましセパレーター被覆及び／又は
雰囲気から鋼へのＳおよびＳｅのような抑制剤の添加が
許される。これは、熱間圧延中に所望の磁気特性の達成
を可能にするが、溶融組成および硫化マンガン／セレン
化物析出における柔軟性を高めるために、認められる。
二次結晶粒成長の前の最終高温焼きなまし中に解離また
は分解する、硫黄、硫化第１鉄及び他の化合物を包含す
る、種々の形態として添加されるＳのために、米国特許
第3,333,992号明細書の実施がなされた。Ｓ含有添加剤
は、鋼と反応して結晶粒境界で硫化物を形成する最終焼
きなましにおいて、硫化水素ガスを生成するものと思わ
れた。Ｓ含有添加剤は、一次結晶粒が二次結晶粒成長中
に、多すぎて消費されなくなることを防止した。Ｓ含有
添加剤の量は、結晶粒成長を遅らせるために必要な最少
量および所望の磁気特性を実現することを邪魔しないと
認められる最大量により、決定された。米国特許第3,33
3,992号明細書に記載の熔融組成物に基づく、過剰の又
は未結合のＭｎレベルの最低量は０．０２６５％であっ
た。
【００３２】本発明の実施において、最終高温焼きなま
し中に鋼板の表面にＳを与えることは重要である。Ｓ
は、典型的には、冷間圧延後および最終高温焼きなまし
前に適用される酸化マグネシウムセパレーター被覆によ
り与えられる。典型的には、該セパレーター被覆は、１
側面あたり約２〜１０ｇ／ｍ2（０．００５〜０．０３
５ｏｚ／ｆｔ2）の重量で鋼板の両面に適用され、全被
覆重量４〜２０ｇ／ｍ2（０．０１〜０．０７ｏｚ／ｆ
ｔ2）が与えられる。磁気品質は被覆により与えられる
全Ｓに非常に影響された。少なくとも２０ｍｇ／ｍ2の
全Ｓレベルは、安定な二次結晶粒成長の確立および維持
のために必要であり、受け入れられる磁気特性が２５０
ｍｇ／ｍ2程度のレベルで得られることがわかった。硫
黄含有添加剤は、多くの形態、例えば、硫黄、硫酸、硫
化水素、または硫酸塩、亜硫酸塩等のようなＳ含有化合
物であることができる。Ｓｅ含有添加剤は硫黄と共に、
または硫黄に置き換えて使用することができる。しかし
ながら、Ｓｅの大きな健康及び環境上の危険が考慮され
ねばならない。０．０２４％を超える未結合のＭｎレベ
ルは、たとえ適当なＳ添加が焼きなましセパレーター被
覆になされたとしても、安定な二次成長を与えないこと
がわかった。
し中に鋼板の表面にＳを与えることは重要である。Ｓ
は、典型的には、冷間圧延後および最終高温焼きなまし
前に適用される酸化マグネシウムセパレーター被覆によ
り与えられる。典型的には、該セパレーター被覆は、１
側面あたり約２〜１０ｇ／ｍ2（０．００５〜０．０３
５ｏｚ／ｆｔ2）の重量で鋼板の両面に適用され、全被
覆重量４〜２０ｇ／ｍ2（０．０１〜０．０７ｏｚ／ｆ
ｔ2）が与えられる。磁気品質は被覆により与えられる
全Ｓに非常に影響された。少なくとも２０ｍｇ／ｍ2の
全Ｓレベルは、安定な二次結晶粒成長の確立および維持
のために必要であり、受け入れられる磁気特性が２５０
ｍｇ／ｍ2程度のレベルで得られることがわかった。硫
黄含有添加剤は、多くの形態、例えば、硫黄、硫酸、硫
化水素、または硫酸塩、亜硫酸塩等のようなＳ含有化合
物であることができる。Ｓｅ含有添加剤は硫黄と共に、
または硫黄に置き換えて使用することができる。しかし
ながら、Ｓｅの大きな健康及び環境上の危険が考慮され
ねばならない。０．０２４％を超える未結合のＭｎレベ
ルは、たとえ適当なＳ添加が焼きなましセパレーター被
覆になされたとしても、安定な二次成長を与えないこと
がわかった。
【００３３】最終厚さへの冷間圧下が完了した後、Ｃレ
ベルを磁気時効化を避ける量、典型的には、０．００３
％未満に下げるために、慣用の脱炭が必要である。ま
た、脱炭焼きなましは、表面酸化皮膜と焼きなましセパ
レーター被覆との反応により、高温最終焼きなましにお
いて、フォレステライトまたは“ミルガラス”被覆の形
成のために、鋼を調製する。米国特許第4,898,626号明
細書に教示の、脱炭プロセスの一部としての超高速焼き
なましを、生産性の向上のために使用することができる
ことが決定されたが、磁気品質結晶粒は観察されなかっ
た。
ベルを磁気時効化を避ける量、典型的には、０．００３
％未満に下げるために、慣用の脱炭が必要である。ま
た、脱炭焼きなましは、表面酸化皮膜と焼きなましセパ
レーター被覆との反応により、高温最終焼きなましにお
いて、フォレステライトまたは“ミルガラス”被覆の形
成のために、鋼を調製する。米国特許第4,898,626号明
細書に教示の、脱炭プロセスの一部としての超高速焼き
なましを、生産性の向上のために使用することができる
ことが決定されたが、磁気品質結晶粒は観察されなかっ
た。
【００３４】最終高温焼きなましは、(110)[001]結晶粒
方向性または“Goss”組織の発現のためには必要であ
る。典型的には、鋼はＨ2雰囲気中で少なくとも約１１
００℃（２０１０°Ｆ）の均熱温度に加熱される。加熱
中に、(110)[001]核が約８５０℃（１５７５°Ｆ）の温
度で二次結晶粒成長の進行を始め、約９８０℃（１８０
０°Ｆ）で実質的に終了する。本発明の実施に使用され
る典型的な焼きなまし条件は、約８１５℃（１５００°
Ｆ）までは１時間あたり５０℃（９０°Ｆ）までの加熱
速度が採用され、そして約９８０℃（１８００°Ｆ）で
二次結晶粒成長が完了するまでは１時間あたり約５０℃
（９０°Ｆ）、好ましくは１時間あたり２５℃（４５°
Ｆ）以下の加熱速度が採用された。二次結晶粒成長が完
了したとき、加熱速度は臨界的ではないが、所望の均熱
温度が達成され、その際に当該技術において良く知られ
ている、不純物の除去およびＳ及び／又はＳｅ抑制剤の
除去のために材料が少なくとも５時間（好ましくは少な
くとも２０時間）保持されるまで、加熱速度を増加する
ことができる。
方向性または“Goss”組織の発現のためには必要であ
る。典型的には、鋼はＨ2雰囲気中で少なくとも約１１
００℃（２０１０°Ｆ）の均熱温度に加熱される。加熱
中に、(110)[001]核が約８５０℃（１５７５°Ｆ）の温
度で二次結晶粒成長の進行を始め、約９８０℃（１８０
０°Ｆ）で実質的に終了する。本発明の実施に使用され
る典型的な焼きなまし条件は、約８１５℃（１５００°
Ｆ）までは１時間あたり５０℃（９０°Ｆ）までの加熱
速度が採用され、そして約９８０℃（１８００°Ｆ）で
二次結晶粒成長が完了するまでは１時間あたり約５０℃
（９０°Ｆ）、好ましくは１時間あたり２５℃（４５°
Ｆ）以下の加熱速度が採用された。二次結晶粒成長が完
了したとき、加熱速度は臨界的ではないが、所望の均熱
温度が達成され、その際に当該技術において良く知られ
ている、不純物の除去およびＳ及び／又はＳｅ抑制剤の
除去のために材料が少なくとも５時間（好ましくは少な
くとも２０時間）保持されるまで、加熱速度を増加する
ことができる。
【００３５】
【実施例】本発明の実施により、プラント中で１組の加
熱物が熔融され、処理された。第１表に示した加熱物の
熔融物組成は、０.０１８８〜０.０３８８％の未結合Ｍ
ｎを備えていた。
熱物が熔融され、処理された。第１表に示した加熱物の
熔融物組成は、０.０１８８〜０.０３８８％の未結合Ｍ
ｎを備えていた。
【００３６】
【表１】
【００３７】上記の加熱物は全て残部が鉄および普通の
残留元素を包含している。他の金属レベルは、Ａｌが
０．００２％以下、Ｂが０．０００５％以下、Ｃｒが
０．１６％以下、Ｍｏが０．０４０％以下、Ｎｉが０．
１５％以下、Ｐが０．０１％未満、Ｓｎが０．０１５％
以下、Ｓｂが０．００１５％以下およびＴｉが０．００
２％以下である。加熱物は２００ｍｍ（８インチ）厚の
スラブに連続的に鋳造され、約１１５０℃（２１００°
Ｆ）に加熱され、１５０ｍｍ（６インチ）厚のスラブに
予備圧延され、約１４００℃（２５５０°Ｆ）に加熱さ
れ、そして１．５７〜１．６５ｍｍ（０．０６２〜０．
０６５インチ）厚のバンドに圧延された。バンドは酸化
雰囲気中で１５〜３０秒間、１０２５〜１０６５℃（１
８７５〜１９５０°Ｆ）で焼きなましされ、５８０〜６
５０℃（１０７５〜１２００°Ｆ）に空気冷却され、そ
して１００℃以下の温度に水スプレークエンチされた。
焼きなまし中の熔融物組成およびＣロスに基づくオース
テナイトの体積割合［γ(1150℃)］は、本発明の好まし
い実施により、１０〜１４％であった。
残留元素を包含している。他の金属レベルは、Ａｌが
０．００２％以下、Ｂが０．０００５％以下、Ｃｒが
０．１６％以下、Ｍｏが０．０４０％以下、Ｎｉが０．
１５％以下、Ｐが０．０１％未満、Ｓｎが０．０１５％
以下、Ｓｂが０．００１５％以下およびＴｉが０．００
２％以下である。加熱物は２００ｍｍ（８インチ）厚の
スラブに連続的に鋳造され、約１１５０℃（２１００°
Ｆ）に加熱され、１５０ｍｍ（６インチ）厚のスラブに
予備圧延され、約１４００℃（２５５０°Ｆ）に加熱さ
れ、そして１．５７〜１．６５ｍｍ（０．０６２〜０．
０６５インチ）厚のバンドに圧延された。バンドは酸化
雰囲気中で１５〜３０秒間、１０２５〜１０６５℃（１
８７５〜１９５０°Ｆ）で焼きなましされ、５８０〜６
５０℃（１０７５〜１２００°Ｆ）に空気冷却され、そ
して１００℃以下の温度に水スプレークエンチされた。
焼きなまし中の熔融物組成およびＣロスに基づくオース
テナイトの体積割合［γ(1150℃)］は、本発明の好まし
い実施により、１０〜１４％であった。
【００３８】焼きなましされたバンドは３段タンデム冷
間ミルで０．３４５ｍｍ（０．０１３６インチ）の厚さ
に圧下され、湿ったＨ2−Ｎ2雰囲気中で約８４０℃（１
５５０°Ｆ）で脱炭された。脱炭された板をＭｇＳＯ4
・７(Ｈ2Ｏ)を含有するＭｇＯスラリーで被覆して、各
板表面に６ｇ／ｍ2重量の乾燥した焼きなましセパレー
ター被覆を形成させ、そこにはさらに各板表面に１６ｍ
ｇ／ｍ2のＳが形成された。かくして、乾燥した被覆の
全重量は１２ｇ／ｍ2であり、全Ｓは３２ｍｇ／ｍ2であ
った。被覆された板はコイル形態で、Ｈ2中で約３０℃
／ｈｒ（５５°Ｆ／ｈｒ）の速度で７５０℃（１３８０
°Ｆ）までの温度に、および１５℃／ｈｒ（３５°Ｆ／
ｈｒ）の速度で１１７５℃（２１５０°Ｆ）の温度に加
熱され、そして少なくとも１５時間、１１７５℃（２１
５０°Ｆ）に保持することにより、最終焼きなましされ
た。７９６Ａ／ｍで測定された透磁率および１．５Ｔ及
び１．７Ｔで測定された鉄損を第２表に示した。図１お
よび図２は０．０２４％の過剰の未結合Ｍｎレベルを有
する加熱物Ｈ、Ｉ及びＪの磁気特性の減成を示すもので
ある。Ｈが１７８２の平均透磁率を有するのに対し、平
均２５コイル以上、多くの試験は１７８０以下の結果を
示した。これらの結果として、１段冷間圧下プロセスに
より製造された結晶粒方向性鋼は、ばらつきのない磁気
品質を与えるために未結合Ｍｎが０．０２４％以下のレ
ベルに調節されることを必要とすることを示している。
間ミルで０．３４５ｍｍ（０．０１３６インチ）の厚さ
に圧下され、湿ったＨ2−Ｎ2雰囲気中で約８４０℃（１
５５０°Ｆ）で脱炭された。脱炭された板をＭｇＳＯ4
・７(Ｈ2Ｏ)を含有するＭｇＯスラリーで被覆して、各
板表面に６ｇ／ｍ2重量の乾燥した焼きなましセパレー
ター被覆を形成させ、そこにはさらに各板表面に１６ｍ
ｇ／ｍ2のＳが形成された。かくして、乾燥した被覆の
全重量は１２ｇ／ｍ2であり、全Ｓは３２ｍｇ／ｍ2であ
った。被覆された板はコイル形態で、Ｈ2中で約３０℃
／ｈｒ（５５°Ｆ／ｈｒ）の速度で７５０℃（１３８０
°Ｆ）までの温度に、および１５℃／ｈｒ（３５°Ｆ／
ｈｒ）の速度で１１７５℃（２１５０°Ｆ）の温度に加
熱され、そして少なくとも１５時間、１１７５℃（２１
５０°Ｆ）に保持することにより、最終焼きなましされ
た。７９６Ａ／ｍで測定された透磁率および１．５Ｔ及
び１．７Ｔで測定された鉄損を第２表に示した。図１お
よび図２は０．０２４％の過剰の未結合Ｍｎレベルを有
する加熱物Ｈ、Ｉ及びＪの磁気特性の減成を示すもので
ある。Ｈが１７８２の平均透磁率を有するのに対し、平
均２５コイル以上、多くの試験は１７８０以下の結果を
示した。これらの結果として、１段冷間圧下プロセスに
より製造された結晶粒方向性鋼は、ばらつきのない磁気
品質を与えるために未結合Ｍｎが０．０２４％以下のレ
ベルに調節されることを必要とすることを示している。
【００３９】
【表２】
【００４０】付加的な加熱物Ｋ、Ｌ、Ｍ及びＮ（第３
表）が、上記実施例の加熱物と同様に、プラントで溶融
され、最終厚さ０．３４５ｍｍに処理された。これらの
加熱物は、上記実施例の加熱物Ａ〜Ｇと共に、本発明の
好ましい実施範囲内の、未結合Ｍｎレベルを与えた。元
素のレベルは（第３表に示してないが）上記実施例（第
１表）の加熱物と類似していた。しかしながら、加熱物
Ｋ、Ｌ、ＭおよびＮの組成を変えて、約８〜１０％のγ
(1150℃)が得られた。
表）が、上記実施例の加熱物と同様に、プラントで溶融
され、最終厚さ０．３４５ｍｍに処理された。これらの
加熱物は、上記実施例の加熱物Ａ〜Ｇと共に、本発明の
好ましい実施範囲内の、未結合Ｍｎレベルを与えた。元
素のレベルは（第３表に示してないが）上記実施例（第
１表）の加熱物と類似していた。しかしながら、加熱物
Ｋ、Ｌ、ＭおよびＮの組成を変えて、約８〜１０％のγ
(1150℃)が得られた。
【００４１】
【表３】
【００４２】第４表および図３及び図４は、γ(1150℃)
が７％の最小レベルに維持されたとき、加熱物Ｋ、Ｌ、
ＭおよびＮは満足な、ばらつきのない磁気品質を与える
ことを示している。加熱物Ａ〜Ｇは、オーステナイト体
積割合が１０％の好ましい最小値以上に維持されれば、
優れた磁気特性が与えられ、典型的には、７９６Ａ／ｍ
で測定された透磁率が１８２０以上であり、１．７Ｔ、
６０Ｈｚでの鉄損が約１．８５Ｗ／ｋｇ（０．８４Ｗ／
ｌｂ）以下であるものが与えられることを示している。
が７％の最小レベルに維持されたとき、加熱物Ｋ、Ｌ、
ＭおよびＮは満足な、ばらつきのない磁気品質を与える
ことを示している。加熱物Ａ〜Ｇは、オーステナイト体
積割合が１０％の好ましい最小値以上に維持されれば、
優れた磁気特性が与えられ、典型的には、７９６Ａ／ｍ
で測定された透磁率が１８２０以上であり、１．７Ｔ、
６０Ｈｚでの鉄損が約１．８５Ｗ／ｋｇ（０．８４Ｗ／
ｌｂ）以下であるものが与えられることを示している。
【００４３】
【表４】
【００４４】プラント実験において、本発明の実施によ
り、熔融され且つ最終厚さ０．３４５ｍｍに処理された
加熱物の焼きなましセパレーター被覆の組成が、ストリ
ップ表面でのＳの要求を決定するために、変えられた。
この実験における各加熱物のＭｎ、Ｓ、ＣおよびＳｉ含
有物は、０．０２４％以下の未結合Ｍｎおよび１０％以
上の焼きなましされたバンドのオーステナイト体積割合
を与えた。脱炭された板をＭｇＳＯ4・７(Ｈ2Ｏ)を含有
するＭｇＯスラリーで被覆して、各板表面に６ｇ／ｍ2
重量の乾燥した焼きなましセパレーター被覆を形成さ
せ、かくして１２ｇ／ｍ2の全被覆重量及び１５〜４５
ｍｇ／ｍ2の全Ｓが形成された。第５表および図５は、
被覆により与えられた全Ｓが少なくとも１５ｍｇ／ｍ2
である場合は、受け入れられる磁気特性が得られること
を示している。しかしながら、本発明の実施により、２
０ｍｇ／ｍ2以上の全Ｓレベルが与えられた場合は、７
９６Ａ／ｍで測定された透磁率が１８１０以上であり、
１．７Ｔ、６０Ｈｚでの鉄損が約１．９０Ｗ／ｋｇ
（０．８６Ｗ／ｌｂ）以下である、優れた磁気特性が得
られることを示している。
り、熔融され且つ最終厚さ０．３４５ｍｍに処理された
加熱物の焼きなましセパレーター被覆の組成が、ストリ
ップ表面でのＳの要求を決定するために、変えられた。
この実験における各加熱物のＭｎ、Ｓ、ＣおよびＳｉ含
有物は、０．０２４％以下の未結合Ｍｎおよび１０％以
上の焼きなましされたバンドのオーステナイト体積割合
を与えた。脱炭された板をＭｇＳＯ4・７(Ｈ2Ｏ)を含有
するＭｇＯスラリーで被覆して、各板表面に６ｇ／ｍ2
重量の乾燥した焼きなましセパレーター被覆を形成さ
せ、かくして１２ｇ／ｍ2の全被覆重量及び１５〜４５
ｍｇ／ｍ2の全Ｓが形成された。第５表および図５は、
被覆により与えられた全Ｓが少なくとも１５ｍｇ／ｍ2
である場合は、受け入れられる磁気特性が得られること
を示している。しかしながら、本発明の実施により、２
０ｍｇ／ｍ2以上の全Ｓレベルが与えられた場合は、７
９６Ａ／ｍで測定された透磁率が１８１０以上であり、
１．７Ｔ、６０Ｈｚでの鉄損が約１．９０Ｗ／ｋｇ
（０．８６Ｗ／ｌｂ）以下である、優れた磁気特性が得
られることを示している。
【００４５】
【表５】
【００４６】ここに述べた好ましい態様は、本発明の他
の処理工程を組み合わせて、１段冷間圧下法が、従来技
術における慣用の２段冷間圧下法と比較して、ばらつき
のない且つ優れたレベルの磁気品質を提供することを証
明するものである。好ましい態様に関して上記した本発
明は、その記載の詳細全てに限られるものではないか
ら、本発明の精神を逸脱しなければその変更および改変
をなすことができる。
の処理工程を組み合わせて、１段冷間圧下法が、従来技
術における慣用の２段冷間圧下法と比較して、ばらつき
のない且つ優れたレベルの磁気品質を提供することを証
明するものである。好ましい態様に関して上記した本発
明は、その記載の詳細全てに限られるものではないか
ら、本発明の精神を逸脱しなければその変更および改変
をなすことができる。
【図１】 結晶粒方向性珪素鋼の、未結合マンガンの量
と鉄損の関係を示すグラフである。
と鉄損の関係を示すグラフである。
【図２】 結晶粒方向性珪素鋼の、未結合マンガンの量
と透磁率の関係を示すグラフである。
と透磁率の関係を示すグラフである。
【図３】 結晶粒方向性珪素鋼の、オーステナイトの量
（ピーク体積％）と鉄損の関係を示すグラフである。
（ピーク体積％）と鉄損の関係を示すグラフである。
【図４】 結晶粒方向性珪素鋼の、オーステナイトの量
（ピーク体積％）と透磁率の関係を示すグラフである。
（ピーク体積％）と透磁率の関係を示すグラフである。
【図５】 結晶粒方向性珪素鋼の、焼きなましセパレー
ター被覆における硫黄の量と鉄損の関係を示すグラフで
ある。
ター被覆における硫黄の量と鉄損の関係を示すグラフで
ある。
【図６】 結晶粒方向性珪素鋼の、焼きなましセパレー
ター被覆における硫黄の量と透磁率の関係を示すグラフ
である。
ター被覆における硫黄の量と透磁率の関係を示すグラフ
である。
Claims (13)
- 【請求項１】 下記のａ）〜ｉ）の工程を包含する、７
９６Ａ／ｍで測定された透磁率が１７８０〜１８８０の
結晶粒方向性珪素鋼の製造法： ａ）２．５〜４．５重量％のＳｉ；０．０１〜０．０８
重量％のＣ；０．００９重量％以下のＡｌ；０．００６
〜０．０６重量％のＳ；０．００６〜０．１４重量％の
Ｓｅ；Ｓ及び／又はＳｅと結合するのに必要な量の最大
０．０２４重量％過剰量を含む０．０１〜０．１０重量
％のＭｎ；および残部が鉄及び通常存在する残留元素か
ら本質的になるバンドを提供し、 ｂ） ｔo＝ｔfｅｘｐ［（Ｋ/ｔf）0.25］ ［式中、ｔoは最終厚さに冷間圧延される前のバンドの
厚さを示し、ｔfは最終製品の厚さを示し、Ｋは２．０
〜２．５の値を有する定数を示す］の厚さを有するバン
ドを提供し、 ｃ）該バンドを９００〜１１２５℃（１６５０〜２０５
０°Ｆ）の温度で、１０分までの時間、焼きなましを行
い、 ｄ）少なくとも７％のγ(1150℃)の該焼きなましされた
バンドを提供し、 ｅ）該焼きなましされたバンドを最終ストリップ厚さに
１段で冷間圧延し、 ｆ）該ストリップを磁気時効化を防ぐのに十分なレベル
に脱炭し、 ｇ）該ストリップに与えられる全Ｓが少なくとも１５ｍ
ｇ／ｍ2となるように、該ストリップの１表面または両
表面にＳ含有添加剤を与え、 ｈ）該ストリップに焼きなましセパレーター被覆を与
え、 ｉ）該被覆されたストリップを、二次結晶粒成長を行わ
せるために少なくとも１１００℃（２０１０°Ｆ）の温
度で、少なくとも５時間最終焼きなましを行い、それに
より上記の透磁率を発現させる。 - 【請求項２】 前記焼きなましされたバンドが、４８０
〜６５０℃（９００〜１２００°Ｆ）の温度への遅い冷
却と、つづく１００℃（２１２°Ｆ）以下の温度への速
い冷却により提供される請求項１記載の方法。 - 【請求項３】 前記最終焼きなましが、前記結晶粒方向
性珪素鋼を５０℃／時間（９０°Ｆ／時間）を超えない
速度で、１１００℃（２０１０°Ｆ）まで加熱される工
程を包含する請求項１記載の方法。 - 【請求項４】 Ｓ及び／又はＳｅと結合するのに必要な
量より過剰の前記Ｍｎが、約０．０２０％以下のレベル
に維持される請求項１記載の方法。 - 【請求項５】 前記焼きなましされたバンドのオーステ
ナイト体積割合が少なくとも１０％である請求項１記載
の方法。 - 【請求項６】 前記Ｍｎが０．０３〜０．０７％であ
り、前記Ｓが０．００６〜０．０４０％である請求項１
記載の方法。 - 【請求項７】 前記Ｃが０．０２〜０．０５％であり、
前記Ｓｉが２．７０〜３．８５％である請求項１記載の
方法。 - 【請求項８】 前記バンドが９８０〜１０８０℃（１８
００〜１９７５°Ｆ）で１分間以下焼きなましされる請
求項１記載の方法。 - 【請求項９】 前記焼きなましセパレーター被覆が、前
記ストリップ表面および前記焼きなましされたセパレー
ター上に２〜１０ｇ／ｍ2（０．００５〜０．０３５ｏ
ｚ／ｆｔ2）の重量で適用される請求項１記載の方法。 - 【請求項１０】 前記ストリップに与えられる前記全Ｓ
が少なくとも２０ｍｇ／ｍ2となるように、該ストリッ
プの１または両表面の焼きなましされたセパレーター被
覆から、全Ｓが提供される請求項１記載の方法。 - 【請求項１１】 前記バンドが、焼きなましの前に３０
％まで冷間圧下されて、適当な厚さにされる請求項１記
載の方法。 - 【請求項１２】 前記バンドが焼きなまし中に５０％ま
で熱間圧下されて、適当な厚さの焼きなましされたバン
ドが提供される請求項１記載の方法。 - 【請求項１３】 下記のａ）〜ｇ）の工程を包含する、
７９６Ａ／ｍで測定された透磁率が少なくとも１７８０
の結晶粒方向性珪素鋼の製造法： ａ）２．５〜４．５重量％のＳｉ；０．０１〜０．０８
重量％のＣ；０．００９重量％以下のＡｌ；０．００６
〜０．０６重量％のＳ；０．００６〜０．１４重量％の
Ｓｅ；Ｓ及び／又はＳｅと結合するのに必要な量の最大
０．０２４重量％過剰量を含む０．０１〜０．１０重量
％のＭｎ；および残部が鉄及び通常見いだされる残留元
素から本質的になる、１．０〜２．１ｍｍの厚さのバン
ドを提供し、 ｂ）該バンドを９００〜１１２５℃（１６５０〜２０５
０°Ｆ）の温度で、１０分までの時間、焼きなましを行
い、その際焼きなましされたバンドは少なくとも７％の
γ(1150℃)を有し、 ｃ）該焼きなましされたバンドを７５％を越え９５％ま
での圧下により、最終ストリップに１段で冷間圧延し、 ｄ）該ストリップを磁気時効化を防ぐのに十分なレベル
に脱炭し、 ｅ）該ストリップに与えられる全Ｓが少なくとも１５ｍ
ｇ／ｍ2となるように、該ストリップの１表面または両
表面にＳ含有添加剤を与え、 ｆ）該ストリップに焼きなましセパレーター被覆を与
え、 ｇ）該被覆されたストリップを、二次結晶粒成長を発現
せるために十分な温度および時間、最終焼きなましを行
い、そして１０オルステッドにおいて少なくとも１７８
０の透磁率を与える。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/974772 | 1992-11-12 | ||
| US07/974,772 US5288736A (en) | 1992-11-12 | 1992-11-12 | Method for producing regular grain oriented electrical steel using a single stage cold reduction |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06212266A JPH06212266A (ja) | 1994-08-02 |
| JP2653969B2 true JP2653969B2 (ja) | 1997-09-17 |
Family
ID=25522421
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5279775A Expired - Lifetime JP2653969B2 (ja) | 1992-11-12 | 1993-11-09 | １段冷間圧下を用いる結晶粒方向性珪素鋼の製造法 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5288736A (ja) |
| EP (1) | EP0600181B1 (ja) |
| JP (1) | JP2653969B2 (ja) |
| KR (1) | KR100288351B1 (ja) |
| BR (1) | BR9304668A (ja) |
| CA (1) | CA2107372C (ja) |
| DE (1) | DE69320005T2 (ja) |
| PL (1) | PL174264B1 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5702539A (en) * | 1997-02-28 | 1997-12-30 | Armco Inc. | Method for producing silicon-chromium grain orieted electrical steel |
| IT1316030B1 (it) * | 2000-12-18 | 2003-03-26 | Acciai Speciali Terni Spa | Procedimento per la fabbricazione di lamierini a grano orientato. |
| US7887645B1 (en) * | 2001-05-02 | 2011-02-15 | Ak Steel Properties, Inc. | High permeability grain oriented electrical steel |
| US7011139B2 (en) * | 2002-05-08 | 2006-03-14 | Schoen Jerry W | Method of continuous casting non-oriented electrical steel strip |
| US20050000596A1 (en) * | 2003-05-14 | 2005-01-06 | Ak Properties Inc. | Method for production of non-oriented electrical steel strip |
| WO2011102456A1 (ja) * | 2010-02-18 | 2011-08-25 | 新日本製鐵株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP5593942B2 (ja) * | 2010-08-06 | 2014-09-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| KR101930705B1 (ko) | 2013-08-27 | 2018-12-19 | 에이케이 스틸 프로퍼티즈 인코포레이티드 | 향상된 고토 감람석 코팅 특성을 갖는 방향성 전기강 |
| DE102015114358B4 (de) * | 2015-08-28 | 2017-04-13 | Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh | Verfahren zum Herstellen eines kornorientierten Elektrobands und kornorientiertes Elektroband |
| EP3693496A1 (de) | 2019-02-06 | 2020-08-12 | Rembrandtin Lack GmbH Nfg.KG | Wässrige zusammensetzung zur beschichtung von kornorientiertem stahl |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US3671337A (en) * | 1969-02-21 | 1972-06-20 | Nippon Steel Corp | Process for producing grain oriented electromagnetic steel sheets having excellent magnetic characteristics |
| BE790798A (fr) * | 1971-11-04 | 1973-02-15 | Armco Steel Corp | Procédé de fabrication de fer au silicium à orientation cube-sur-arete à partir de brames coulées |
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| MX167814B (es) * | 1987-06-04 | 1993-04-13 | Allegheny Ludlum Corp | Metodo para producir acero al silicio orientado engrano con adiciones pequeñas de boro |
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| EP0390142B2 (en) * | 1989-03-30 | 1999-04-28 | Nippon Steel Corporation | Process for producing grain-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density |
| JPH0753885B2 (ja) * | 1989-04-17 | 1995-06-07 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH0753886B2 (ja) * | 1989-05-13 | 1995-06-07 | 新日本製鐵株式会社 | 鉄損の優れた薄手高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法 |
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1992
- 1992-11-12 US US07/974,772 patent/US5288736A/en not_active Expired - Lifetime
-
1993
- 1993-09-30 DE DE69320005T patent/DE69320005T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1993-09-30 EP EP93115841A patent/EP0600181B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-09-30 CA CA002107372A patent/CA2107372C/en not_active Expired - Fee Related
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- 1993-11-11 KR KR1019930023854A patent/KR100288351B1/ko not_active IP Right Cessation
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