JP3172439B2 - 高い体積抵抗率を有する粒子方向性珪素鋼およびその製造法 - Google Patents

高い体積抵抗率を有する粒子方向性珪素鋼およびその製造法

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Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は高い体積抵抗率を有
する粒子方向性珪素鋼およびその製造法に関するもので
ある。粒子方向性珪素鋼の製造は安定且つ再現性のある
方法で所望の磁気特性を達成するために、化学及び加工
についてに臨界的制御を必要とする。本発明の方法は高
い体積抵抗率を有する（１１０）［００１］方向性珪素
鋼に優れた磁気特性を与えるものである。
【０００２】方向性珪素鋼の品質の評価に用いられる特
定の磁気特性は、鋼から製造される装置により変わる。
しかしながら、最高の品質は、常に特定の周波数及び振
度、例えば６０ヘルツ、１．５テスラの交番磁場におい
て最小の鉄損を意味する。鉄損は次ぎの方法の１つ又は
それ以上により低下させることができる。 （１）可溶性元素（主として珪素）の添加により体積抵
抗率を増加させる； （２）合金及びプロセス変更により（１１０）［００
１］方向性の度合いを改良する： （３）鋼の最終厚さを減少させる； （４）原材料の選択及び／又はプロセス変更により合金
の純度を改良する； （５）１又はそれ以上のプロセス変更により磁気ドメイ
ン構造を改良し、（第２粒子サイズが減少し及び／又は
粒子境界粗さが増加した）第２粒子境界領域を増加さ
せ、けがき技術を使用し、ストレスを引き起こす被覆を
適用する。
【０００３】最近、鉄損の改良は、体積抵抗率４７〜４
９μ-Ω-ｃｍ（ミクロ・オーム・センチメートル）から
５０〜５１μ-Ω-ｃｍへ増加した粒子方向性珪素鋼につ
いて成された。この体積抵抗率の増加は鋼の珪素含有量
を２．９〜３．１５重量％のレベルから３．２５〜３．
５重量％のレベルへ上げることにより得られたものであ
る。この小さな珪素の増加は強い開発努力を必要とし、
調整に珪素以外の元素の合金化を必要とし、プロセス変
更に焼きなまし及び圧延処理が必要であり、ストリップ
の破損の増加傾向を調節するために材料の扱い方の改良
が必要であった。電力及び電力分配変圧器に使用される
粒子方向性珪素鋼の実用限界は、鉄−珪素合金の体積抵
抗率が６３μ-Ω-ｃｍのレベルに達する４．５重量％で
ある。４．５重量％を超える珪素では、延性の損失が粒
子方向性珪素鋼の製造に関連する取り扱い方及び冷間圧
延への高価な変更を必要とする。
【０００４】高度の（１１０）［００１］方向性は、
（１１０）［００１］方向性から逸脱する全ての粒子を
実際に消費するに十分に精力的な選択的第２粒子成長を
得るために加工することにより、粒子方向性珪素鋼中に
達成される。選択的及び精力的な第２粒子成長について
は、材料が方向性が調節された分布を有する再結晶粒子
構造を有し且つ第２粒子成長が起こるまで、典型的には
７６０〜１０５０℃（１４００〜１９２２°Ｆ）の温度
で、最終焼きなましにおいて第１粒子成長を抑制するた
めの粒子成長抑制剤を含有していなければならない。粒
子方向性珪素鋼の製造は、粒子成長抑制剤として働くＭ
ｎＳ、Ｍｎ(Ｓ，Ｓｅ)、ＡｌＮ又はこれらの組み合わせ
のような沈殿物の使用に依存し、沈殿物の挙動を変更し
及び／又は第２粒子成長の前に粒子方向性の分布を調節
することができるＳｂ、Ｃｕ、Ｓｎ、その他の元素等の
少量の添加物を使用することもできる。粒子方向性珪素
鋼に適した第１粒子成長抑制剤沈殿物のサイズ及び立体
分布は、典型的には熱間圧延の直前にスラブ又はインゴ
ット溶液処理により与えられる。ついで、第１粒子成長
抑制剤沈殿物は熱間圧延操作中に及び／又は続く熱処理
中に形成される。
【０００５】方向性珪素鋼の典型的な加工法では、冷却
されたスラブ又はインゴットを熱間圧延の前に１３００
℃（２３７０°Ｆ）を越える温度に再加熱して通常３ｍ
ｍ未満の厚さにする。この高温再加熱の実施により、Ｍ
ｎＳ、Ｍｎ（Ｓ，Ｓｅ）及び／又はＡｌＮは、熱間圧延
及びその他の続いて行われる加工中に制御された手法で
沈殿前に溶解される。しかしながら、この高温再加熱操
作は、装置の破壊及びスラブ又はインゴット表面の過剰
な酸化のための珪素鋼の損失の二つのことから高価であ
る。製品ロスの減少及び装置の保護の努力は、特定の加
熱装置の開発を含む。鋼は非酸化雰囲気中で１３００℃
（２３７０°Ｆ）を超える温度に加熱されるか、または
インゴット又はスラブの内部が、表面は１３００℃（２
３７０°Ｆ）以下に維持されるが、１３００℃（２３７
０°Ｆ）を超える温度に誘導加熱される。１３００℃以
下の再加熱温度が使用可能なこれらの合金についての変
更された合金組成及び加工も開発されている。以下、変
更合金及び加工を「低再加熱技術」（low reheat techn
ology）という。
【０００６】低再加熱技術の多くは、１１００〜１２５
０℃の温度から熱間圧延されるスラブ中の第１粒子成長
を抑制する主たる薬剤として，ＭｎＳ沈殿物と共に又は
これなしで、ＡｌＮ沈殿物を使用するものである。注目
すべき例外は、慣用の粒子方向性製品がＭｎＳのみから
なる粒子成長抑制剤を使用して製造される米国特許第3,
986,902号明細書の実際的な教示である。該明細書は１
２５０〜１３００℃の温度から熱間圧延されたスラブ又
はインゴットから方向性珪素鋼を成功裏に製造するため
に、全酸素を低くすると共に、マンガン及び硫黄（％Ｍ
ｎ)(％Ｓ）の少ない製品を使用することを教示してい
る。
【０００７】粒子方向性珪素鋼技術の大部分はトランス
クリティカル（transcritical）な挙動を示す初期合金
組成を用いるものである。合金はフェライト（bcc鉄）
として凝固し、次いで冷却し、フェライトとオーステナ
イト（fcc鉄）の混合物に成り、さらに７００℃未満に
冷却されてオーステナイトが分解し、そして合金は本質
的に再びフェライトに成る。一時的合金化剤である炭素
がストリップ脱炭素処理で除去される場合に、合金が熱
間圧延及び／又は焼きなまし処理中にトランスクリティ
カル挙動を示し、次いで完全にいフェライト性に成るよ
うに、伝統的な且つ低再加熱技術の多くは、２．８〜
３．５％のＳｉを含有するＦｅ-Ｓｉ合金中に一時的合
金化剤として炭素を使用している。合金は１１００〜１
２００℃の温度で、０．０５〜０．５０のピークオース
テナイト容量画区に達する。第２粒子成長焼きなましの
前に完全にフェライト性（ferritic）である合金は第２
成長が７００〜１１００℃の範囲の温度で起こるように
設計且つ処理することができる。
【０００８】全ての製造操作を通してトランスクリティ
カルな挙動を保持する合金は９５０℃以下の温度で完全
な第２成長が起こらねばならないか、またはオーステナ
イト（fcc鉄）の形成が第２粒子の成長を妨害するであ
ろう。この温度範囲は通常（１１０）［００１］粒子方
向性の最高度を与える第２粒子成長に関連する温度以下
である。このように、これらの合金はより典型的な粒子
方向性珪素鋼についての置換技術としてのポテンシャル
は低いものと思われる。この低い第２成長温度範囲は、
第２成長法により（１００）［００１］又は（１００）
［ｈｋｌ］方向性を有す立方組織の製造のためにこれら
の合金の使用を排除し、立方組織についての第２成長の
オンセットは通常１０００℃以上で起こる。炭素除去後
にトランスクリティカルな挙動を保持する低再加熱技術
の例としては、２％未満のＳｉを含有するＦｅ-Ｓｉ合
金又は２％未満の（Ｓｉ-０．５Ｍｎ）を含有するＦｅ-
Ｓｉ-Ｍｎ合金が挙げられる（米国特許第5,250,123号明
細書参照）。
【０００９】粒子成長抑制剤としてＡｌＮ沈殿物を使用
する低再加熱技術の特徴は、第２粒子成長の前に窒化処
理を使用することであると言うこと又は推論することが
できる。種々の技術は実際に、第２成長前に鋼中で到達
しているに違いない窒素レベルを特定する。これらの技
術全ては、加熱及び第２成長中に、第２成長焼きなまし
において窒素含有化合物を含む分離被覆（separator co
ating）又は窒素含有雰囲気の使用を教示している。
【００１０】粒子成長抑制剤としてＡｌＮ及び（Ａｌ，
Ｓｉ）Ｎ沈殿物を使用して合金中に優れた磁気特性を与
えるために、脱炭素中又は後に採用することができる連
続ストリップ窒化処理を開示する低再加熱技術に関する
幾つかの特許がある。米国特許第4,979,996号明細書
は、０．０２５〜０．０７５％のＣ；０．５〜４．５％
のＳｉ；最大０．０１２％のＳ；０．０１〜０．０６の
Ａｌ；最大０．０１％のＮ；０．０８〜０．４５％のＭ
ｎ；０．０１５〜０．０４５％のＰ；および残部が本質
的にＦｅを含有する珪素鋼組成物を開示している。この
特許は脱炭素焼きなまし後にストリップを窒化させるた
めに連続炉の使用を開示している。窒化のために、スト
リップはＮＨ3及び水素含有雰囲気中で、少なくとも１
０秒間、好ましくは６０秒間以下、８００〜８５０℃の
温度に保持された。ストリップの窒化処理の完結後、鋼
の厚さ平均で少なくとも１８０ppmの窒素が存在してい
た。しっかり巻き付けられたコイルの重なりの間に窒素
が拡散されるためには、窒化には長い時間が予め必要で
あった。巻のあまいコイルを窒化することも試みられた
が、不均一な窒化状態が生じる不均一な温度分布となる
ことが分かった。
【００１１】典型的な粒子方向珪素鋼においては、Ｍｎ
がＳ又はＳ＋Ｓｅと組み合わされて、粒子成長抑制剤の
全部又は重要分として機能するＭｎＳ又はＭｎ(Ｓ，Ｓ
ｅ)沈殿物を形成する。マンガンは０．１５％以下のレ
ベルに維持されるので、（％Ｍｎ)(％Ｓ）又は（％Ｍ
ｎ)(％Ｓ＋ａ％Ｓｅ）［ａは経験的に定められた定数で
ある］の生成物は、抑制剤沈殿物が熱間圧延前にスラブ
又はインゴット中に完全に溶解されるのに十分に低い。
多くの低再加熱技術は粒子成長抑制剤として完全に又は
実質的にＡｌＮ沈殿物に依存する。マンガンは０．４５
％以下、典型的には０．１５％以下のレベルに制御され
る。その他の添加剤はこれらの沈殿物の挙動を変更さ
せ、該添加剤として、例えば銅、アンチモン、砒素、ビ
スマス、錫、ニッケル等が挙げられる。
【００１２】高マンガンを用いる低再加熱技術の例は米
国特許第5,250,123号である。この特許は一時的合金元
素として炭素を使用せずに、トランスクリティカルであ
る合金を生ずる（％Ｓｉ）−０．５（％Ｍｎ）＜２．０
のようなＭｎ及びＳｉのバランスの使用を開示してい
る。この特許の鋼は、粒子方向性珪素鋼中に１．５〜３
％の珪素、１〜３％のマンガン、最大合計０．００２％
の炭素及び窒素、および０．００３〜０．０１５％の可
溶性アルミニウムを含有していた。可溶性アルミニウム
は、分散の悪い過剰の抑制剤を避けるために０．０１５
％以下でなけらばならなかった。３％を超える珪素は不
安定な第２再結晶化及び悪い加工性を引き起こすと述べ
られている。最終精製焼きなまし後、炭素と窒素の合計
が０．００２％を超えると、ドメイン壁移動が妨げられ
且つ鉄損が増加した炭化物及び窒化物が形成されると述
べられている。マンガンが３％を超えると、不安定な第
２再結晶化及び悪い加工性を生ずると述べられている。
【００１３】粒子方向性珪素鋼は、トランスクリティカ
ルであり且つ低スラブ再加熱技術により加工できる材料
を提供するために、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ及びＡｌのレベルを
制限する組成を使用してバランスされている。安定な第
２粒子成長、良好な加工性及び高い体積抵抗率を有する
トランスクリティカルな材料において高いＭｎ及びＳｉ
のレベルを可能とする製品は開発されていない。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、少な
くとも５０μ-Ω-ｃｍの体積抵抗率を与えるようにバラ
ンスした組成物を使用して、優れた磁気特性を有する粒
子方向性珪素鋼を提供することにある。本発明の他の目
的は、精製後に優れた磁気特性を与えるために脱炭素さ
れた粒子方向性珪素鋼を窒化することにある。また、本
発明の目的は、０．２６ｍｍの厚さで、高いスラブ再加
熱温度、拡散合金化又は磁気ドメイン精製のためのけが
き技術を必要とせずに、１．５Ｔ及び６０Ｈｚにおいて
少なくとも０．８８Ｗ／ｋｇ程度の鉄損を有する粒子方
向性珪素鋼を製造することにある。さらに本発明の目的
は、第１粒子成長抑制剤としてＭｎＳを用いずに、第２
成長プロセスにより製造された高い体積抵抗率の珪素鋼
においてキューブオンエッジ（１１０）［００１］、キ
ューブオンフェイス（１００）［００１］、イクアペル
ム（Equa Perm）（１００）［ｈｋｌ］又はその他の方
向性である方向性を形成する珪素鋼組成物及びその製造
法を提供することにある。また、本発明の目的は、スト
リップ脱炭素処理後に実質的にフェライト性である置換
性固溶体基合金の脱炭素前に、トランスクリティカルな
同素体的挙動を制御するための一時的合金化剤として、
炭素を用いる高体積抵抗率粒子方向性珪素鋼を製造する
ことにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】本発明は高い、好ましく
は少なくとも５５μ-Ω-ｃｍの体積抵抗率を有する粒子
方向性珪素鋼についての組成物および製造法を提供する
ものである。該鋼の溶融組成物は約０．０１〜０．０８
重量％の炭素；０．０１５〜約０．０５重量％のアルミ
ニウム；少なくとも２．７５重量％の珪素；約０．５重
量％を超えるマンガン；約０．００１〜約０．０１１重
量％の窒素；最大約０．０１重量％の硫黄；最大約３重
量％のクロム；最大約１重量％の銅；最大約２重量％の
ニッケル；最大約０．１重量％の錫；および残部が鉄か
ら本質的になるものである。圧延及び焼きなまし中にオ
ーステナイトの所望のレベルを与えるまで炭素を調整す
ることができるように、珪素のレベルはマンガンとの平
衡関係とバランスさせる。低スラブ再加熱温度を加工中
に使用することができる。加工は第２粒子成長の完結及
び窒素を除去するための精製処理の前に、窒化処理する
ことを包含する。
【００１６】本発明の特徴は、窒化処理及び精製処理を
使用した場合、０．０１５％以上のアルミニウムレベル
を有する粒子方向性珪素鋼において安定な第２粒子成長
を与えることである。本発明の他の特徴は、溶融段階で
炭素添加を行い、処理中にオーステナイトの存在量を調
節し、次いで脱炭素焼きなまし中に炭素を除去すること
である。さらに本発明の特徴は、マンガン当量とバラン
スした珪素を使用して、磁気特性と少なくとも５０μ-
Ω-ｃｍの体積抵抗率の優れた組み合わせが提供される
ことである。
【００１７】本発明の利点は、高い体積抵抗率のために
置換性溶質の拡散合金化を必要としないことである。さ
らに本発明の利点は、１３００℃以下のスラブ再加熱温
度で、高い体積抵抗率を有する粒子方向性珪素鋼を製造
することができることである。さらに本発明の利点は、
珪素レベルを３．５重量％超過に増加することなく、体
積抵抗率を少なくとも５０μ-Ω-ｃｍに増加させること
ができることである。また、本発明の利点は、実質的な
費用増加なしに、顕著な体積抵抗率特性を有する粒子方
向性珪素鋼を製造することができることである。これら
の目的、特徴及び利点等は後記する本発明技術の詳細な
説明から明らかとなろう。
【００１８】
【発明の実施の形態】本発明は粒子方向性珪素鋼中に高
度のゴス(Goss)組織を提供し、低いスラブ再加熱温度の
使用を可能とするものである。本発明の方法は、第２粒
子成長温度において過剰の窒素を与える、脱炭素後の窒
化工程の使用を包含する。過剰の窒素は［（％Ｎ）−
０．５２（％Ａｌ）］＞０で定義される。本発明の珪素
鋼は第２粒子成長の完結前は実質的に完全にフェライト
性である。本発明の利益は体積抵抗率が５０μ-Ω-ｃｍ
以上、好ましくは５５μ-Ω-ｃｍ以上の合金が得られる
ことである。請求項に規定の組成範囲における体積抵抗
率（μ-Ω-ｃｍ）は次式（１）に示す関係により溶質元
素の重量％により概算することができる： （１） 体積抵抗率＝９．２＋１２．２％Ｓｉ＋４．６
（％Ｍｎ＋％Ｃｒ）＋２（％Ｃｕ）＋％Ｎｉ
【００１９】最適鉄損特性は、１０オルステッドの印加
磁場において、鋼中の磁場が約８９％の飽和度、好まし
くは少なくとも９２％の飽和度、より好ましくは９５％
の飽和度に達したとき与えられる。飽和％は次式（２）
により概算される： （２）飽和度％＝Ｂ（Ｈ＝１０オルステッドにおけるテ
レサ）／［Ｆｅ原子％／0.0002115］
【００２０】ニッケルを含有するこれらの合金において
は、ニッケル原子％は式（２）の鉄原子％に加算される
べきである。式（２）から、測定は絶縁被覆を有する材
料で行われるものと推察される。以後の記載における化
学量は全て重量％である。珪素、マンガン、炭素及びそ
の他の元素のレベルは、熱間圧延中に及び／又は鋳造物
又は最終冷間圧下工程前の熱間圧延されたバンドの焼き
なまし中に必要量のオーステナイトを与えるために、調
節されねばならない。「熱間圧延されたバンド」には、
ストリップに熱間圧延されるインゴット、ストリップ及
び鋳造ストリップに熱間圧延されるスラブを包含する。
オーステナイトのレベルは少なくとも５％、好ましくは
少なくとも１０％でなければならない。川崎製鉄（株）
技報第２１巻第３号９３〜９８頁（1989年）には、３．
０〜３．６％の珪素及び０．０３０〜０．０６５％の炭
素を含有するＦｅ-Ｃ-Ｓｉ合金について、１１５０℃
（γ1150℃）におけるオーステナイトの容量％を概算す
るために、次式（３）が開示されている： （３）γ1150℃＝６９４（％Ｃ）−２３（％Ｓｉ）＋６
４．８
【００２１】式（３）におけるγ1150℃の表示は、マン
ガン及びその他の置換性溶質が本願請求項記載のレベル
で存在する場合は適当でないことがわかった。回帰分析
により、０．０３〜０．０６％のＣ、０．１〜４．０％
のＭｎ及び３．０〜５．０％のＳｉを含有するＦｅ-Ｃ-
Ｓｉ-Ｍｎ合金の一族からγ1150℃データが得られ、Ｆ
ｅ-Ｃ-３．５Ｓｉ-０．８Ｍｎ-Ｘ合金（Ｘは０．１〜
０．６％のＮｉ、０．１〜０．６％のＣｕ及び０．１〜
４．０％のＣｒの範囲でＣｒ、Ｎｉ及びＣｕの１種以上
を含む）からの補助的情報は好ましい範囲のＳｉ及びＭ
ｎeqにおけるより適したγ1150℃の近似値を与えた。 （４）γ1150℃＝１５．１（％Ｍｎeq）＋７８４（％
Ｃ）−３３．７（％Ｓｉ）＋８８．７ （５）（％Ｍｎep）＝（％Ｍｎ）＋１．５（％Ｎｉ）＋
０．５（％Ｃｕ）＋０．１（％Ｃｒ）
【００２２】珪素、炭素及びＭｎep成分は関係する主要
な元素であるが、窒素、錫、燐、モリブデン、アンチモ
ン等（これらは鋼製造工程で不純物として存在又は混入
されるものである）のその他の元素もオーステナイトの
量に影響を与え、考慮されねばならない。本発明の展開
には、安定な第２粒子成長及び所望の（１１０）［００
１］方向性を達成するために、オーステナイトの量は臨
界的であることがわかった。最終冷間圧下の前のバンド
の組成は、式（２）で定義したＨ＝１０オルステッドに
おける好ましい飽和度％を達成するために、５％、好ま
しくは１０％超過であるが、４０％未満である、１１５
０℃（γ1150℃として定義されるもの）で測定されたオ
ーステナイト体積抵抗率を与えなければならない。オー
ステナイト体積抵抗率は１１５０℃より高い又は低い温
度において減少すると理解すべきである。オーステナイ
ト体積抵抗率は約１１５０℃で最高値に達するので、１
１５０℃でオーステナイト体積％の測定を行うことによ
り合金が示すトランスクリティカルな挙動を表すことが
便利である。
【００２３】本発明の粒子方向性珪素鋼はＭｎepのレベ
ルに基づいて少なくとも２．２５％の珪素を含有する。
珪素は通常２．７２５％以上、好ましくは３．１％以上
である。珪素の上限は７％、好ましくは約５％である。
珪素含量はより好ましくは約３．１〜約４．７５％であ
る。珪素レベルは、加工性を良好にするには出来るだけ
高い方が好ましい。珪素はマンガン又はその等価物（Ｍ
ｎep）と、２．０≦［（％Ｓｉ）−０．４５（％Ｍ
ｎep）］≦４．４となるように、バランスさせる。（％
Ｓｉ）−０．４５（％Ｍｎep）が２未満である場合は、
合金は炭素の不存在においてトランスクリティカル性が
残り、通常所望の方向性を与えない低い第２粒子成長温
度を採用しなければならない。本発明の珪素鋼は、脱炭
素後及び第２粒子成長前では、実質的にフフェライト性
でなければならない。（％Ｓｉ）−０．４５（％Ｍ
ｎep）が約４．４を越える場合は十分なオーステナイト
形成を得るのに必要な炭素が、次の炭素除去のための実
際的なレベルを越える。珪素鋼の好ましい合金含量は次
式（６）の関係により定義される： （６）２．５≦［（％Ｓｉ）−０．４５（％Ｍｎep）］
≦３．９
【００２４】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。典型的には、体
積抵抗率は珪素各重量％について約１０〜１３μ-Ω-ｃ
ｍ増加する。なお、珪素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区分に影響を与
える主たる元素の一つである。本発明の珪素鋼は脱炭素
後は実質的にフェライト性でなければならず、オーステ
ナイト（γ1150℃）の量は２％未満に調節される。磁気
品質の改良のために高いＳｉを所望ならば、所望のγ
1150℃を維持するために処理の際その効果を考慮しなけ
らばならない。
【００２５】マンガン、及びマンガン等価物として表さ
れる元素は、所望のγ1150℃レベルへの到達及び所望の
体積抵抗率を与えるために、珪素と組み合わせて使用さ
れ、極少量の炭素が必要である基合金を与える。マンガ
ンはマンガン各重量％について体積抵抗率が４〜６μ-
Ω-ｃｍ増加する。マンガンは０．５〜１１％の範囲で
あることができる。典型的には、マンガンは約３．１〜
約４．７５％の珪素と共に、約０．５〜約３％である。
マンガンのレベルは上記したＭｎeq及びＳｉの量に依存
して変えられる。Ｍｎepは少なくとも０．５％であり、
１１％のまでの範囲であり、所望の組成バランスを与え
る。マンガンの好ましい上限は４．５％である。
【００２６】ニッケルは、通常合金添加物として使用さ
れるか、本発明の鋼を製造するために使用される原材料
中に見いだされる強力なオーステナイト安定剤であるの
で、Ｍｎepの表示に包含される。Ｎｉの範囲は、珪素の
好ましい範囲について（％Ｓｉ）−０．４５（％Ｍ
ｎep）の所望の限界内に維持するために、２％未満に制
限される。意図的なニッケル添加は高価となり、ニッケ
ルは体積抵抗率の増加には殆ど効果がない。
【００２７】銅は適度なオーステナイト安定剤であり、
しばしば原材料中に存在するので、Ｍｎepの表示に包含
される。銅の範囲は、熱間圧延及び焼きなまし中に表面
酸化物が形成され、その除去がより困難となる高価な添
加物であるために、１％未満に制限される。Ｃｕは体積
抵抗率の増加には殆ど効果がない。
【００２８】クロムは、体積抵抗率を増加させる強力な
添加物であり、１１５０℃におけるオーステナイト体積
区分へ少し影響を与え、本発明の鋼の製造に使用される
原材料中に見いだされる通常の合金添加物であるので、
Ｍｎepの表示に包含される。クロムは３％までの量、好
ましくは２％までの量で添加することができる。％Ｓｉ
−０．４５％Ｍｎepが請求項に記載の範囲に維持される
限り、％Ｍｎepが０．５％未満である場合は、クロムの
０．５％を越える添加は合金中でさえも体積抵抗率を顕
著に増加させる。クロムの範囲は３％未満に制限される
が、これはこのレベル以上では、特にＳｉが３．５％超
過である合金においては、脱炭素が困難となるからであ
る。
【００２９】典型的には、炭素、及び／又はオーステナ
イトを促進及び／又は安定化する銅、ニッケル等の添加
物は、処理中に所望のγ1150℃を維持するために使用さ
れる。溶融物中に存在する炭素の量は、少なくとも０．
０１％、好ましくは少なくとも約０．０２５％である。
炭素が０．０２５％未満であると、第２溶融金属精製が
必要となり、製造コストが増加する。０．０８％を越え
る炭素含有量は脱炭素焼きなまし時間を長くし、生産性
を低下させる。好ましくは、炭素含有量は約０．０２５
〜０．０５０％である。
【００３０】溶融組成物中に存在する窒素は０．００１
〜０．０１１％のレベルに調節すべきである。窒素はＡ
ｌＮの形成、γ1150℃及び製造されたストリップの物理
的品質に影響を与える。０．００２％以下の窒素では、
窒素含有量の調節が非常に困難であり、０．０１１を越
える窒素では、ストリップ中の物理的欠陥の発生機会が
許容できないレベルへ増加する。脱炭素後、窒素の量は
窒素処理により増加する。典型的には、添加される窒素
は約０．０１〜０．０２％である。
【００３１】酸可溶性アルミニウムは少なくとも０．０
１５％、好ましくは０．０２０％以上であり、十分なレ
ベルのＡｌＮが形成される。酸可溶性アルミニウムレベ
ルが０．０５０％以上のときは、第２粒子成長の制御が
困難となる。酸可溶性アルミニウムの好ましい範囲は
０．０２〜０．０４％である。
【００３２】硫黄及びセレンは各々、最終高温精製焼き
なましでこれらを除去するのに必要な時間を短くする
か、無くすために、０．０１％以下、好ましくは０．０
０５％以下のレベルに制御される。
【００３３】鋼は、オーステナイト体積画分及び／又は
第２粒子成長の安定化に影響を与える、鋼製造プロセス
からの不純物として、又は供給添加物としてのアンチモ
ン、砒素、ビスマス、モリブデン、リン、錫等の他の元
素を含むことができる。
【００３４】本発明の組成を有する溶融物は、鋳造法か
ら保留熱を用いて鋳造スラブから熱間圧延された、また
は熱間圧延前の１０００〜１４００℃の範囲の温度に加
熱することによりインゴットから圧延されたスラブ又は
鋳造スラブから熱間圧延された、冷間圧延に適したスト
リップ厚さに直接鋳造することができる。優れた磁気特
性は、鋳造スラブが１３００℃以下、好ましくは１２５
０℃以下の温度から熱間圧延された場合に得られる。
【００３５】最終冷間圧下の前のストリップの焼きなま
しは、典型的には、粒子方向性珪素鋼バンドが熱間圧延
により製造された場合に、最終製品の性質及びその均一
性を改良するために行われる。焼きなましは冷間圧延の
前のバンド、または次の一以上の冷間圧下のストリップ
に対して実施される。焼きなましは通常９００〜１１５
０℃（１６５０〜２１００°Ｆ）、好ましくは９８０〜
１１２５℃（１８００〜２０５０°Ｆ）で、１０分間ま
で（好ましくは２分間未満）の時間行われる。ストリッ
プは次いで制御された手法で冷却されて、最終冷間圧下
工程に適したミクロ構造を与える。
【００３６】最終厚さへの冷間圧下が完了した後、慣用
のストリップ脱炭素により、炭素レベルを磁気老化を避
ける量（０．００５％未満、典型的には０．００３％未
満）に減少する必要がある。なお、脱炭素焼きなまし
は、表面酸化物スキンと焼きなまし分離被覆の反応によ
る高温最終焼きなましで被覆する、フォルステライト、
又はミルガラス（mill glass）の形成用の鋼を生成す
る。米国特許第4,898,626号明細書に記載の、脱炭素法
の一部としての超高速焼きなましは生産性を増大させ、
磁気特性を改良するために採用することができることが
わかった。
【００３７】本発明の鋼は、典型的には、過剰のアルミ
ニウムによる脱炭素処理で第１再結晶化を経た凝固物か
ら加工される。過剰のアルミニウムの量は関係式：
［（％Ｎ）−０．５２（％Ａｌ）］＜０、好ましくは＜
−０．００５重量％により定義される。しかしながら、
本発明の鋼は第２成長開始前に、過剰の窒素、即ち、
［（％Ｎ）−０．５２（％Ａｌ）］＞０、好ましくは＞
０．００４重量％、を含有すべきである。本発明の典型
的な鋼は、次いで第１再結晶化段階の間および第２粒子
成長の完結前に窒化しなければならない。窒化は、プラ
ズマ窒化、イオン窒化、塩浴窒化、焼きなまし分離機中
の窒素含有化合物、または焼きなまし雰囲気中の窒素、
窒素含有化合物及び／又はアンモニアによる処理、ある
いはこれらの組み合わせ処理を使用して行うことができ
る。基金属は窒化工程前には０．００１〜０．０１１％
の窒素を含有する。窒化処理で、典型的には、少なくと
も約５０ppm（０．００５％）の窒素がストリップに加
えられ、過剰の窒素は好ましくは少なくとも約０．００
４％の量に上げられる。典型的には、窒化で少なくとも
７０ppm（０．００７％）の窒素が加えられる。窒化は
平坦状又はコイル状で行うことができる。典型的には、
連続ストリップ窒化処理は、水素、窒素及びアンモニア
を含有する雰囲気が使用され、６５０〜９００℃の範囲
の温度で行われる。連続ストリップ窒化工程に続いて、
タンデム操作での脱炭素工程が約７５０〜９００℃の温
度で行われる。窒素含有雰囲気及び／又は焼きなまし分
離機への窒素含有添加物の採用により、コイルストリッ
プの窒化の大部分が実施される場合は、７００℃から第
２粒子成長が実質的に完結する温度の範囲の温度に加熱
すると、雰囲気は少なくとも１０容量％の窒素を含有す
る。
【００３８】最終高温焼きなましは（１１０）［００
１］粒子方向性又はゴス（Goss）組織の発達のために必
要である。典型的には、鋼は水素及び５〜７５％の窒素
を含有する雰囲気中で、少なくとも約１１００℃（２０
１０°Ｆ）の均熱温度に加熱される。本発明の実施に採
用される典型的な焼きなまし条件は、８１５℃（１５０
０°Ｆ）までは時間当たり１０〜５０℃（１８〜９０°
Ｆ）の加熱速度で、ついで約１０５０℃（１９２０°
Ｆ）で第２粒子成長が完結するまでは時間当たり約５０
℃（９０°Ｆ）、好ましくは時間当たり２５℃（４５°
Ｆ）又はそれ以下の加熱速度である。第２粒子成長が完
結したら、加熱速度は臨界的でなく、所望の均熱温度が
達成されるまで増大するが、その際窒素及びその他の不
純物、特に硫黄の除去のために、実質的に純粋な水素中
で材料は少なくとも５時間（好ましくは少なくとも１５
時間）維持される。
【００３９】(１００）［００１］又は（１００）［ｈ
ｋｌ］方向性を有する立方組織材料を公知の方法で本発
明により製造することもできる。例えば、上記の方法に
より製造された（１１０）［００１］粒子方向性材料
は、米国特許第3,130,092号明細書記載の方法によりさ
らに加工することができる。本発明の範囲の組成を有す
る鋳造又は熱間圧延されたシートを使用して、米国特許
第3.130,093号明細書に教示の、最近では米国特許第5,3
46,559号明細書の低再加熱技術に適応したクロス圧延法
により立方組織材料を製造することができる。
【００４０】
【実施例】
実施例１ 鉄損の減少における高い体積抵抗率の有益な効果の説明
のために、実験室で一連の加熱物を熔融し、加工した。
加熱物の熔融物組成を表１に示す。
【００４１】
【表１】
【００４２】合金を真空熔融し、幅１００ｍｍ、厚さ２
５ｍｍのインゴットに鋳造し、室温に冷却した。組成物
Ａ及びＢからのインゴットを各々１２００℃および１２
６０℃に設定された炉中で１時間加熱した後、熱間圧延
した。インゴットを炉から取り出し、２０〜３０秒間逆
転ホットミルに２回通して１０ｍｍに熱間圧延した。つ
いで、１０ｍｍのストリップを９５０〜９６０℃に空気
冷却し、９６０℃で４３秒間前と同じ逆転ホットミルに
さらに３回通して２．５ｍｍに仕上げ圧延した。最終圧
下前に保温炉に出し入れして直接圧延することにより、
２つのインゴットを８１５〜８４５℃の仕上げ温度し
た。圧延後、ストリップを２０秒間水スプレー冷却して
室温にした。熱間圧延されたシートを１０９５℃（２０
００°Ｆ）の温度で炉の中で３分間焼きなましを行い、
８７０℃（１６００°Ｆ）に空気冷却し、沸騰水でクエ
ンチした。表面酸化物を除去し、焼きなましされたシー
トを０．２８ｍｍ（０．０１１インチ）の厚さに冷間圧
延した。冷間圧延されたシートを８８０℃のピーク温度
で湿った水素−窒素雰囲気中で脱炭素した。組成物Ａ及
びＢに用いたＰH2O／ＰH2は、それぞれ０．４０及び
０．２０であった。サンプルを主としてＭｇＯを含有す
る分離被覆で被覆し、ボックス焼きなましを行った。用
いた分離被覆は８重量％のＭｎ4Ｎと共に珪素鋼品質の
ＭｇＯを含有していた。７２％Ｈ2−２５％Ｎ2雰囲気を
使用して、１２０５℃までの温度でボックス焼きなまし
を行い、ついで純粋な水素中で１２０５℃に２４時間保
持した。採用した加熱速度は、５９０℃の温度へは１６
７℃／時間；５９０〜１０１０℃の温度へは２８℃／時
間；１０１０〜１０９０℃の温度へは４℃／時間；１０
９０〜１２００℃の温度へは２８℃／時間であった。ボ
ックス焼きなましに続いて、サンプルは未反応マグネシ
アを含有し、５％Ｈ2−９５％Ｎ2中、７８０℃で１時間
応力除去焼きなましを行った。応力除去焼きなまし後の
磁気特性を表２に示す。
【００４３】
【表２】
【００４４】７９６Ａ／ｍで透磁性を測定し、鉄損を６
０ヘルツ、１．５テスラ及び１．７テスラで測定した。
加熱物ＡのようにＭｎeqが少なすぎる場合は、体積抵抗
率は必要とする最小値（５０μ-Ω-ｃｍ）とならない。
Ｍｎep約１．２７の加熱物Ｂは優れた体積抵抗率（５８
μ-Ω-ｃｍ）を有する。
【００４５】実施例２ 実施例１の加熱物Ａ及びＢに加えて、さらに一連の加熱
物を溶融し、厚さ０．２６ｍｍ及び０．３０ｍｍに加工
した。加熱物の溶融組成をＧ〜Ｔとして表３に示す。表
示コード（ＩＤ）Ｃ〜Ｆは１３００℃を越える再加熱温
度を使用して加工された商業的材料の通常の組成を示す
ものである。材料Ｃ及びＤは最後の冷間圧下で８０％超
過に圧下し、材料Ｅ及びＦは最後の冷間圧下で８０％未
満に圧下した。さらに、材料Ｄ及びＦは使用された製法
について劣悪な磁気品質を示しているが、材料Ｃ及びＥ
は良好な磁気品質を示している。加熱物Ｃ〜Ｆの全ては
０．５％未満のＭｎepを有し、加熱物Ｅ及びＦは０．０
１％未満の酸可溶性アルミニウムを有している。
【００４６】加熱物Ｇ〜Ｔを真空溶融し、２５×１００
ｍｍのインゴットに鋳造した。材料を実施例１に記載の
圧下及び冷却法を採用して１１５０〜１１７５℃の再加
熱温度から熱間圧延により加工した。熱間加工されたス
トリップを実施例１記載の方法により焼きなましした。
ストリップを、湿った水素−窒素雰囲気中での脱炭素前
に冷間圧延して０．２６ｍｍ又は０．３０ｍｍの厚さに
した。約６０秒間８１５〜８６０℃の範囲の温度に加熱
し、この温度に６０〜１２０秒間保持することからなる
脱炭素焼きなましを行った。ＰH2O／ＰH2を０．１５〜
０．２５の範囲に維持した。全てのサンプルを、主とし
て珪素鋼グレードのＭｇＯからなる分離被覆を使用して
ボックス焼きなましを行った。分離被覆においては窒素
含有化合物を使用しなかった。サンプルＧを除き、全て
窒化は２８℃／時間の加熱速度で３：１（水素：窒素）
雰囲気中で加熱によりボックス焼きなましがなされた。
サンプルＧは、脱炭素後で且つＭｇＯ被覆前に実施され
た操作において、０．０１５〜０．０２の窒素レベルに
窒化されたストリップであった。ストリップの窒化条件
はＮＨ3 ４０００ppm及びＨ2Ｏ ７５００ppmを含有する
３：１（水素：窒素）雰囲気中で、約６５０℃以上で１
２０秒間、約７６０℃で２０〜３０秒間であった。
【００４７】表４は本発明の鋼が低スラブ再加熱温度に
再加熱でき、７９６Ａ／ｍにおいて高い飽和度を与える
ことを示している。加熱物Ｈ及びＰは本発明の最小Ｍｎ
ep（＞０．５％）を有していなかった。
【００４８】鋼Ｕ〜Ｘは米国特許第5,250,123号明細書
の実施例のものである。これらのサンプル全て本発明の
最小アルミニウムレベル（０．０１５％）未満であり、
本発明の最小炭素レベル（０．０１％）未満であり、
（％Ｓｉ）−０．４５（Ｍｎep）が０．２未満であっ
た。
【００４９】
【表３】
【００５０】
【表４】
【００５１】実施例３ １６０トンの加熱物を加工し、本発明の機械的性質及び
加工特性を評価した。加熱物Ｙはアーク炉で溶融し、と
りべ中で脱気真空下脱炭素した。加熱物を、表５に示し
た組成を有する厚さ２００ｍｍのスラブに連続的に鋳造
した。鋼組成物は０．００５％のＴｉ、０．０１％のＳ
ｉ、０．００５％のＰ及び残部は本質的に鉄を含有して
いた。この組成物の体積抵抗率は６１．４μ-Ω-ｃｍと
測定された。２．３ｍｍ（０．０９０インチ）に熱間圧
延する前に、４つのスラブは１１６０℃（２１２０°
Ｆ）に再加熱し、４つのスラブは１２５４℃（２２９０
°Ｆ）に再加熱した。ついで、６０〜２００℃の範囲の
温度で、熱間圧延されたストリップのコイルを溶接し、
端をスリットして、材料の加工性を評価した。無傷の溶
接物が製造され、コイルの分離や末端のクラックはなか
った。
【００５２】熱間圧延されたストリップのサンプルを実
験室で、約１０６５℃に加熱された炉で１８０秒間焼き
なましし、５９０〜６００℃に空気冷却し、沸騰水でク
エンチした。サンプルは除去された酸化物を有し、０．
２６ｍｍの厚さに冷間圧延した。冷間圧延されたストリ
ップをＰH2O／ＰH2＝０．２５の湿った水素−窒素雰囲
気中で１２０秒間脱炭素した。ストリップを７３０〜７
５０℃の温度で４００〜４５０℃／秒で誘導加熱し、つ
いで８６０℃のピーク温度で約１００秒間加熱した。脱
炭素されたストリップは主としてＭｇＯからなる分離被
覆を有し、３：１（水素：窒素）雰囲気中、１５℃／時
間で１２００℃の温度に加熱され、乾燥水素中で２４時
間１２００℃に保持した。２つのスラブ温度からのサン
プルは７９６Ａ／ｍの適用磁場において９０〜９５％の
飽和度に達した。
【００５３】
【表５】
【００５４】実施例４ 実施例３のスラブ加熱条件からの１つの熱間圧延サンプ
ルを実験室で、約１０１０℃に加熱された炉で１８０秒
間焼きなましし、５９０〜６００℃に空気冷却し、沸騰
水でクエンチした。サンプルは除去された酸化物を有
し、０．２８ｍｍの厚さに冷間圧延した。冷間圧延され
たストリップを６０秒間８３０℃に加熱し、ついでＰ
H2O／ＰH2＝０．３０の湿った水素−窒素雰囲気中で、
約０．２℃／秒で、８６０℃のピーク温度加熱すること
により、合計２４０秒間脱炭素した。脱炭素されたスト
リップは主としてＭｇＯからなる分離被覆を有し、３：
１（水素：窒素）雰囲気中、１５℃／時間で１２００℃
の温度に加熱され、乾燥水素中で２４時間１２００℃に
保持した。磁気特性を表６に示す。
【００５５】
【表６】
【００５６】実施例５ クロム添加の効果を評価するために、実験室で一連の加
熱物を溶接、加工した。６つのインゴット組成を表７に
示す。
【００５７】
【表７】
【００５８】合金を真空溶融し、幅１００ｍｍ、厚さ２
５ｍｍのインゴットに鋳造し、室温に冷却した。インゴ
ットを１１５０℃の温度に再加熱し、厚さ２．５ｍｍに
熱間圧延した。熱間圧延されたシートを１０９３℃の温
度に加熱された炉で３分間焼きなましし、８７０℃に空
気冷却し、沸騰水でクエンチした。表面酸化物を除去
し、焼きなましされたシートを厚さ０．２８ｍｍに冷間
圧延した。合金ＡＢを除き、全ての合金について冷間圧
延されたストリップを６０秒間８３０℃に加熱し、つい
でＰH2O／ＰH2＝０．３０の湿った水素−窒素雰囲気中
で、約０．２℃／秒で、８６０℃のピーク温度に急速で
ない加熱を行うことにより、合計２４０秒間脱炭素し
た。合金ＡＢは焼きなまし時間を３００秒間に延長した
こと以外は同様の方法で脱炭素した。脱炭素されたスト
リップは主としてＭｇＯからなる分離被覆を有し、３：
１（水素：窒素）雰囲気中、１５℃／時間で１２００℃
の温度に加熱され、乾燥水素中で２４時間１２００℃に
保持した。磁気特性を表８に示す。
【００５９】
【表８】
【００６０】上記した好ましい態様は、従来慣用の二段
階冷間圧下法と比較して、本発明の他の処理工程を組み
合わせにおいて、少なくとも５０μ-Ω-ｃｍの体積抵抗
率を有する粒子方向性珪素鋼が矛盾のない且つ優れた磁
気品質を与えることを証明している。また、本発明は、
薄いスラブ鋳造、ストリップ鋳造のような方法又は簡潔
なストリップ製造の他の方法を採用して製造される原材
料バンドを使用することができる。
【００６１】好ましい態様として上記した発明はその与
えられた詳細に限定されるものではなく、本発明の精神
及び範囲を逸脱せずにその変更及び改変をすることがで
きる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 Ｍｎ及びＳｉの重量％と体積抵抗率との関係
を示すグラフである。
【図２】 Ｍｎ等価物(Ｍｎep)及びＳｉの重量％とＦｅ
-Ｃ-Ｍｎ-Ｓｉ-Ｘ合金(ＸはＣｒ、Ｃｕ及びＮｉの１種
以上を示す)との関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平６−184639（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−295447（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−108345（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−104025（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−232227（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−185725（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 303 C21D 8/12 C22C 38/06 H01F 1/147

Claims (7)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 下記の工程を包含する、アルミニウム窒
    化物を含有する粒子方向性珪素鋼の製造法： （ａ）少なくとも５０μ-Ω-ｃｍの体積抵抗率を与える
    ために、２．２５重量％を超え７重量％までのＳｉ；
    ０．０１〜０．０８重量％のＣ；０．０１５〜０．０５
    重量％のＡｌ；０．０１重量％までのＳ；０．５重量％
    を超えるＭｎep；０．００１〜０．０１１重量％のＮ；
    ２重量％未満のＮｉ；１重量％未満のＣｕ；３重量％以
    下のＣｒ；および残部は本質的に鉄である熱間圧延され
    たバンドを用意し、但し、該鋼の組成は２≦［（％Ｓ
    ｉ）−０．４５（％Ｍｎep）］≦４．４を満足するもの
    である； （ｂ）前記バンド中に少なくとも５％のγ1150℃を与
    え； （ｃ）前記バンドを９５０〜１１５０℃の温度に１８０
    秒間以下の均熱時間加熱し、７７５〜９５０℃の第２均
    熱温度に０〜３００秒間の均熱時間加熱し、そして冷却
    することにより、前記バンドを初期焼きなましし； （ｄ）前記焼きなましされたバンドを最終ストリップ厚
    さに冷間圧延し； （ｅ）前記ストリップを０．００５％未満の炭素レベル
    へ脱炭素し； （ｆ）第１再結晶化の後且つ第２粒子成長の前に、前記
    バンドを窒化して過剰の窒素を与え、但し、前記過剰の
    窒素とは［（％Ｎ）−０．５２（％Ａｌ）］＞０で定義
    される； （ｇ）窒化の前、後又は窒化処理間の段階で、前記スト
    リップに焼きなまし分離被覆を与え； （ｈ）前記被覆されたストリップを少なくとも１１００
    ℃（２０１０°Ｆ）の温度で、少なくとも５時間最終焼
    きなましして、第２粒子成長を行わせる。
  2. 【請求項２】 前記体積抵抗率のレベルが少なくとも５
    ５μ-Ω-ｃｍである請求項１記載の方法。
  3. 【請求項３】 前記窒化の少なくとも一部が、窒素含有
    化合物を含有する焼きなまし雰囲気、窒素を含有する焼
    きなまし分離被覆、及びこれらの組み合わせからなるプ
    ロセス群から、コイルストリップ形態で行われる請求項
    １記載の方法。
  4. 【請求項４】 下記の工程を包含する、１０オルステッ
    ドにおいて少なくとも８９％の飽和度を有する規則性粒
    子方向性珪素鋼の製造法： （ａ）少なくとも５０μ-Ω-ｃｍの体積抵抗率を与える
    ために、２．２５重量％を超え７重量％までのＳｉ；
    ０．０１〜０．０８重量％のＣ；０．０１５〜０．０５
    重量％の可溶性Ａｌ；０．０１重量％までのＳ；０．５
    重量％を超えるＭｎep；０．００１〜０．０１１重量％
    のＮ；２重量％未満のＮｉ；１重量％未満のＣｕ；３重
    量％以下のＣｒ；および残部が本質的に鉄である熱間圧
    延されたバンドを用意し、但し、該鋼の組成は２．５≦
    ［（％Ｓｉ）−０．４５（％Ｍｎep）］≦４．４を満足
    するものである； （ｂ）前記バンドを１０分間までの時間、９００〜１１
    ２５℃（１６５０〜２０５０°Ｆ）の温度で焼きなま
    し、焼きなましされたバンドが少なくとも１０％のγ
    1150℃を有し； （ｃ）一段階で、７５％を超え９３％までの最終圧下
    で、前記焼きなましされたバンドを冷間圧延して最終ゲ
    ージストリップとなし； （ｄ）前記ストリップを０．００５％未満の炭素レベル
    へ脱炭素し； （ｅ）前記ストリップを窒化して少なくとも１５０ppm
    の最小窒素レベルを与え； （ｆ）前記ストリップに焼きなまし分離被覆を与え； （ｇ）前記被覆されたストリップを、第２再結晶化が十
    分に進行し且つＨ＝１０オルステッドにおいて少なくと
    も８９％の飽和度を与えるのに十分な温度及び時間最終
    焼きなましを行う。
  5. 【請求項５】 前記珪素が２．７２５重量％を超え５重
    量％まで、前記マンガンが０．５〜３重量％、前記アル
    ミニウムが０．０２〜０．０４重量％及び前記炭素が少
    なくとも０．０２５重量％である請求項４記載の方法。
  6. 【請求項６】 ２．２５重量％を超え７重量％までのＳ
    ｉ；０．０１〜０．０８重量％のＣ；０．０１５〜０．
    ０５重量％のＡｌ；０．０１重量％までのＳ；少なくと
    も０．５重量％のＭｎep；０．００２〜０．０１１重量
    ％のＮ；２重量％未満のＮｉ；１重量％未満のＣｕ；３
    重量％以下のＣｒ；および残部が鉄である、但し、該鋼
    の組成は２．０≦［（％Ｓｉ）−０．４５（％Ｍ
    ｎep）］≦４．４を満足するものである粒子方向性珪素
    鋼溶融物。
  7. 【請求項７】 該鋼組成物は２．０≦［（％Ｓｉ）−
    ０．４５（％Ｍｎep）］≦３．９を満足するものである
    請求項６記載の粒子方向性珪素鋼溶融物。
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