JPH0768581B2 - 少量の添加ボロンを有する結晶粒配向性シリコン鋼を製造する方法 - Google Patents
少量の添加ボロンを有する結晶粒配向性シリコン鋼を製造する方法Info
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- JPH0768581B2 JPH0768581B2 JP63129437A JP12943788A JPH0768581B2 JP H0768581 B2 JPH0768581 B2 JP H0768581B2 JP 63129437 A JP63129437 A JP 63129437A JP 12943788 A JP12943788 A JP 12943788A JP H0768581 B2 JPH0768581 B2 JP H0768581B2
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- C21D8/1233—Cold rolling
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は磁気特性を改善した通常の結晶粒配向性（grai
n−oriented,以下「粒配向性」と記す）シリコン鋼の製
法に関する。更に詳述すれば、本発明は、透磁性とコア
損失値を改善するために、少量ではあるが十分な量のボ
ロンを冷間圧延ストリップに与えることによって、結晶
粒をキューブオンエッジ（cube−on−edge）に配向した
シリコン鋼の処理を改善する方法に関する。
n−oriented,以下「粒配向性」と記す）シリコン鋼の製
法に関する。更に詳述すれば、本発明は、透磁性とコア
損失値を改善するために、少量ではあるが十分な量のボ
ロンを冷間圧延ストリップに与えることによって、結晶
粒をキューブオンエッジ（cube−on−edge）に配向した
シリコン鋼の処理を改善する方法に関する。
粒配向性シリコン鋼の製造において、ゴス（Goss）の二
次再結晶組織、すなわちミラー指数によれば（110）〔0
01〕のものは磁気特性、特に非粒配向性鋼の透磁率とコ
ア損失を改善するということが知られている。このゴス
組織とは、キューブオンエッジ位に配向した結晶あるい
は結晶粒から成る体心立方格子をいう。この種の組織あ
るいは結晶粒の向きというのは、立方体の一つの稜が圧
延面内で圧延方向に平行になっており、また（110）面
はシート面内にある。よく知られている通り、このよう
な方位を有する鋼は、その圧延方向における透磁率が相
対的に高く、それに直角な方向の透磁率は相対的に低い
という特徴を持っている。
次再結晶組織、すなわちミラー指数によれば（110）〔0
01〕のものは磁気特性、特に非粒配向性鋼の透磁率とコ
ア損失を改善するということが知られている。このゴス
組織とは、キューブオンエッジ位に配向した結晶あるい
は結晶粒から成る体心立方格子をいう。この種の組織あ
るいは結晶粒の向きというのは、立方体の一つの稜が圧
延面内で圧延方向に平行になっており、また（110）面
はシート面内にある。よく知られている通り、このよう
な方位を有する鋼は、その圧延方向における透磁率が相
対的に高く、それに直角な方向の透磁率は相対的に低い
という特徴を持っている。
粒配向性シリコン鋼の製造における代表的な工程は次の
ものから成る。すなわち、シリコン２〜4.5％のオーダ
の溶鋼を作ること、インゴットあるいは連続鋳造法によ
り溶鋼を鋳造すること、その鋼を熱間圧延すること、鋼
を仕上厚まで冷間圧延する（二段あるいは三段の冷間圧
延が施される場合は中間焼鈍を付す）こと、脱炭するこ
と、鋼に酸化マグネシウムコーティングのような耐火性
酸化物をベースとしたコーティングを塗布すること、そ
して最後に望ましく二次再結晶させるため、及び窒素や
硫黄のような不純物の除去を目的とした浄化処理をなす
ために高温で鋼を最終組織形成焼鈍すること。キューブ
オンエッジ方位の発達は二次再結晶機構によるものであ
る。つまり再結晶過程においては、二次的なキューブオ
ンエッジ方位の結晶粒がそれとは異なった望ましくない
方位を持った一次的結晶粒を犠牲にして優先的に成長す
るのである。
ものから成る。すなわち、シリコン２〜4.5％のオーダ
の溶鋼を作ること、インゴットあるいは連続鋳造法によ
り溶鋼を鋳造すること、その鋼を熱間圧延すること、鋼
を仕上厚まで冷間圧延する（二段あるいは三段の冷間圧
延が施される場合は中間焼鈍を付す）こと、脱炭するこ
と、鋼に酸化マグネシウムコーティングのような耐火性
酸化物をベースとしたコーティングを塗布すること、そ
して最後に望ましく二次再結晶させるため、及び窒素や
硫黄のような不純物の除去を目的とした浄化処理をなす
ために高温で鋼を最終組織形成焼鈍すること。キューブ
オンエッジ方位の発達は二次再結晶機構によるものであ
る。つまり再結晶過程においては、二次的なキューブオ
ンエッジ方位の結晶粒がそれとは異なった望ましくない
方位を持った一次的結晶粒を犠牲にして優先的に成長す
るのである。
結晶粒配向されたシリコン鋼は、ふつう、電力用変圧
器、分配変圧器、発電機などの電気機器に使用されてい
る。電気機器用の鋼にシリコンを含ますと、加えた磁場
が周期的に変化する際のコア損失と呼ばれるエネルギー
損が限定されうる。したがって、この種の鋼では、コア
損失を減少させることが望ましい。このコア損失は二つ
の主要素、つまりヒステリシス効果と渦電流によること
が知られている。この渦電流の大きさも、その通路の抵
抗によって制限される。コア材の抵抗は、その材料の抵
抗率とその厚さ、あるいは断面積により決まる。したが
って、業界で見られるごとく、渦電流を最小にするため
に、高い抵抗率を有する磁性材料を薄いシートに形成す
るのが望まれる。
器、分配変圧器、発電機などの電気機器に使用されてい
る。電気機器用の鋼にシリコンを含ますと、加えた磁場
が周期的に変化する際のコア損失と呼ばれるエネルギー
損が限定されうる。したがって、この種の鋼では、コア
損失を減少させることが望ましい。このコア損失は二つ
の主要素、つまりヒステリシス効果と渦電流によること
が知られている。この渦電流の大きさも、その通路の抵
抗によって制限される。コア材の抵抗は、その材料の抵
抗率とその厚さ、あるいは断面積により決まる。したが
って、業界で見られるごとく、渦電流を最小にするため
に、高い抵抗率を有する磁性材料を薄いシートに形成す
るのが望まれる。
（従来の技術） これまで、溶鋼にボロンを添加することによって、キュ
ーブオンエッジ粒配向性電磁シリコン鋼の品質を改善し
ようとの試みが数多くなされてきた。たとえば、1975年
５月25日付の米国特許第3,873,381号では、ボロンと窒
素の添加物を用い、マンガンと硫黄を存在させたうえで
一次粒生長段階での結晶粒成長を調整している。この引
例では、溶鋼中に20〜120ppmのレベルの大量のボロン
と、３〜100ppmのレベルの窒素が必要であることが開示
されている。得られた冷間圧延ストリップに対して、次
いで湿った脱炭雰囲気を含む特別な工程が施される。
ーブオンエッジ粒配向性電磁シリコン鋼の品質を改善し
ようとの試みが数多くなされてきた。たとえば、1975年
５月25日付の米国特許第3,873,381号では、ボロンと窒
素の添加物を用い、マンガンと硫黄を存在させたうえで
一次粒生長段階での結晶粒成長を調整している。この引
例では、溶鋼中に20〜120ppmのレベルの大量のボロン
と、３〜100ppmのレベルの窒素が必要であることが開示
されている。得られた冷間圧延ストリップに対して、次
いで湿った脱炭雰囲気を含む特別な工程が施される。
磁気特性を改善する他の試みには、マンガンと硫黄の量
を制御しながら、シリコン−鉄溶湯に少量のボロンを添
加して、熱間圧延された帯鋼がその窒素含有量に対して
小さくはあるが臨界量のボロンを含むようにさせ、い
透磁率のシリコン鋼とするという方法がある。1975年９
月16日付の米国特許第3,905,842号は、該溶湯にボロン
源を加えてからその溶湯を処理し、５〜45ppmのボロン
および15〜95ppmの窒素を含み、かつ窒素とボロンの比
率が窒素２〜４部／ボロン１部である冷間圧延シートを
得る方法を開示している。硫黄は重量％で0.007から0.0
6％、マンガンは0.002から0.1％の範囲が許容される。
この引例の鋼は、最終の組織形成焼鈍では、少なくとも
0.007％の硫黄を溶けた形で含んでいる。同様な鋼が197
5年９月16日付の米国特許で開示されているが、ボロン
に対する窒素の比率は１から15の範囲、硫黄に対するマ
ンガンの比率は2.1未満にされている。これらの引例の
冷間圧延工程には、各冷間圧延段階に介挿される中間焼
鈍と、最終的ゲージ（厚さ）に至る迄の圧下率が70％を
越え、あるいは80％以上となる最終的な苛酷な冷間圧延
段階とが含まれる。
を制御しながら、シリコン−鉄溶湯に少量のボロンを添
加して、熱間圧延された帯鋼がその窒素含有量に対して
小さくはあるが臨界量のボロンを含むようにさせ、い
透磁率のシリコン鋼とするという方法がある。1975年９
月16日付の米国特許第3,905,842号は、該溶湯にボロン
源を加えてからその溶湯を処理し、５〜45ppmのボロン
および15〜95ppmの窒素を含み、かつ窒素とボロンの比
率が窒素２〜４部／ボロン１部である冷間圧延シートを
得る方法を開示している。硫黄は重量％で0.007から0.0
6％、マンガンは0.002から0.1％の範囲が許容される。
この引例の鋼は、最終の組織形成焼鈍では、少なくとも
0.007％の硫黄を溶けた形で含んでいる。同様な鋼が197
5年９月16日付の米国特許で開示されているが、ボロン
に対する窒素の比率は１から15の範囲、硫黄に対するマ
ンガンの比率は2.1未満にされている。これらの引例の
冷間圧延工程には、各冷間圧延段階に介挿される中間焼
鈍と、最終的ゲージ（厚さ）に至る迄の圧下率が70％を
越え、あるいは80％以上となる最終的な苛酷な冷間圧延
段階とが含まれる。
二段階の冷間圧延作業を直接的な冷間圧延工程に変える
などして一つの工程を省き、シリコン鉄シートの製造工
程を簡素化する試みもなされた。1976年５月18日付の米
国特許第3,957,546号は、マンガン／硫黄比を1.8未満と
する時は、熱間圧延した帯鋼は中間焼鈍なしに直接最終
ゲージ迄冷間圧延できることを開示している。直接冷間
圧延法に関する改善が、1978年３月14日付の米国特許第
4,078,952号で開示されている。この引例は、ボロンを
６から18ppm含有する溶鋼から帯鋼をつくり、コイル全
体にわたる均一性を得るためにマンガン／硫黄比を少な
くとも1.83にした熱間圧延帯鋼を作る方法を開示してい
る。
などして一つの工程を省き、シリコン鉄シートの製造工
程を簡素化する試みもなされた。1976年５月18日付の米
国特許第3,957,546号は、マンガン／硫黄比を1.8未満と
する時は、熱間圧延した帯鋼は中間焼鈍なしに直接最終
ゲージ迄冷間圧延できることを開示している。直接冷間
圧延法に関する改善が、1978年３月14日付の米国特許第
4,078,952号で開示されている。この引例は、ボロンを
６から18ppm含有する溶鋼から帯鋼をつくり、コイル全
体にわたる均一性を得るためにマンガン／硫黄比を少な
くとも1.83にした熱間圧延帯鋼を作る方法を開示してい
る。
上に引用した特許から、電磁シリコン鋼の品質は、溶鋼
に適当量のボロンを加えることにより10エルステッドで
少なくとも1870（G/Oe）の透磁率を有し、17キロガウス
でのコア損失が0.700ワット／ポンド（WPP）を越えな
い、いわゆる高透磁性鋼を作ることによって改善される
ことは理解されるが、他の多くの場合と同様、これらの
方法には改善の余地がある。1976年12月28日付の米国特
許第4,000,015号は、キューブオンエッジ方位を有しボ
ロンを含む粒配向性シリコン鋼の脱炭に供する水素含有
雰囲気の露点制御方法を開示している。そのような鋼に
対しては、1977年10月18日付の米国特許第4,054,470号
で、一次的な結晶粒成長を抑制するためには、溶鋼中に
銅を存在させるのもよいことが開示されている。1982年
７月６日付の米国特許第4,338,144号は、ボロンを含有
する組成をして溶解窒素量を20ppm未満、マンガン／硫
黄比を少なくとも2.1とし、さらにそのシートを窒素を
含む水素雰囲気中で二次再結晶化の生じる温度まで加熱
する方法を開示している。シリコン鋼のボロン量が多い
と、鋼がもろくなり、溶接性が低下することがまた知ら
れている。溶接は、加工を容易にし、生産性をめ、製
造コストを低減化するための工程での一つの重要な作業
とみなされる。熱間圧延帯鋼をさらに加工する前に溶接
することは望ましいことではあるが、溶接は他の各種製
造工程でも行われる場合がある。たとえば、1981年１月
13日付の米国特許第4,244,757号では、鋼の溶接性に対
して悪影響のある二つの元素、すなわち窒素と硫黄の量
をコントロールする方法を開示している。
に適当量のボロンを加えることにより10エルステッドで
少なくとも1870（G/Oe）の透磁率を有し、17キロガウス
でのコア損失が0.700ワット／ポンド（WPP）を越えな
い、いわゆる高透磁性鋼を作ることによって改善される
ことは理解されるが、他の多くの場合と同様、これらの
方法には改善の余地がある。1976年12月28日付の米国特
許第4,000,015号は、キューブオンエッジ方位を有しボ
ロンを含む粒配向性シリコン鋼の脱炭に供する水素含有
雰囲気の露点制御方法を開示している。そのような鋼に
対しては、1977年10月18日付の米国特許第4,054,470号
で、一次的な結晶粒成長を抑制するためには、溶鋼中に
銅を存在させるのもよいことが開示されている。1982年
７月６日付の米国特許第4,338,144号は、ボロンを含有
する組成をして溶解窒素量を20ppm未満、マンガン／硫
黄比を少なくとも2.1とし、さらにそのシートを窒素を
含む水素雰囲気中で二次再結晶化の生じる温度まで加熱
する方法を開示している。シリコン鋼のボロン量が多い
と、鋼がもろくなり、溶接性が低下することがまた知ら
れている。溶接は、加工を容易にし、生産性をめ、製
造コストを低減化するための工程での一つの重要な作業
とみなされる。熱間圧延帯鋼をさらに加工する前に溶接
することは望ましいことではあるが、溶接は他の各種製
造工程でも行われる場合がある。たとえば、1981年１月
13日付の米国特許第4,244,757号では、鋼の溶接性に対
して悪影響のある二つの元素、すなわち窒素と硫黄の量
をコントロールする方法を開示している。
（発明が解決しようとする課題） 比較的多量のボロンを含む粒配向性シリコン鋼ではその
二次結晶粒が大きくなることがまた知られている。代表
的な透磁性シリコン鋼の結晶粒サイズは10mmを越え
る。コア損失の渦電流部分は、この二次結晶粒サイズが
直接関与している。粒が大きくなるほどコア損失が増
す。1985年10月22日付の米国特許第4,548,655号のごと
く、最終組織形成焼鈍過程でボロンを含有するシリコン
鋼の二次結晶粒を微細化することによってワット損を減
らそうとの試みがなされている。コア損失を減少させる
他の方法、鋼板の厚さを減らすことによっている。1986
年８月26日付の米国特許第4,608,100号では、薄い方向
性シリコン鋼を製造する方法が開示されている。
二次結晶粒が大きくなることがまた知られている。代表
的な透磁性シリコン鋼の結晶粒サイズは10mmを越え
る。コア損失の渦電流部分は、この二次結晶粒サイズが
直接関与している。粒が大きくなるほどコア損失が増
す。1985年10月22日付の米国特許第4,548,655号のごと
く、最終組織形成焼鈍過程でボロンを含有するシリコン
鋼の二次結晶粒を微細化することによってワット損を減
らそうとの試みがなされている。コア損失を減少させる
他の方法、鋼板の厚さを減らすことによっている。1986
年８月26日付の米国特許第4,608,100号では、薄い方向
性シリコン鋼を製造する方法が開示されている。
大体上記特許においては、ボロン含有鋼に関する研究
は、いずれも最終ゲージが約10ミル以上のキューブオン
エッジ結晶粒配向性シリコン鋼について行われている。
そのような鋼では、透磁性を持たせるために、ボロン
の量をめて一次結晶粒の成長を抑制している。このよ
うなシリコン鋼では、また一般にその最終ゲージまで冷
間加工が施されるが、結晶粒の方向を揃えるのに80％以
上という苛酷な圧下率が採用される。
は、いずれも最終ゲージが約10ミル以上のキューブオン
エッジ結晶粒配向性シリコン鋼について行われている。
そのような鋼では、透磁性を持たせるために、ボロン
の量をめて一次結晶粒の成長を抑制している。このよ
うなシリコン鋼では、また一般にその最終ゲージまで冷
間加工が施されるが、結晶粒の方向を揃えるのに80％以
上という苛酷な圧下率が採用される。
ボロンの添加による不利益なしにその長所を活かして従
来の結晶粒配向性シリコン鋼を製造する方法が求められ
ている。ボロンを含む鋼の最終公称ゲージを10ミル未満
に減少し、かつその二次結晶粒サイズをボロンを含まな
い従来の鋼のものと同じ程度にする方法を開発するのが
望ましい。さらに、そのようにして製造された鋼の溶接
性を、上に引用した米国特許第3,905,842号におけるも
のよりも良いものとすることが望ましい。そのような改
良された方法は、10エルステッドにおける透磁率が少な
くとも1850（G/Oe）で、従来の粒配向性シリコン鋼より
もコア損失値の改善された公称10ミル以下のシリコン‐
鉄シートが得られるものでなければならない。
来の結晶粒配向性シリコン鋼を製造する方法が求められ
ている。ボロンを含む鋼の最終公称ゲージを10ミル未満
に減少し、かつその二次結晶粒サイズをボロンを含まな
い従来の鋼のものと同じ程度にする方法を開発するのが
望ましい。さらに、そのようにして製造された鋼の溶接
性を、上に引用した米国特許第3,905,842号におけるも
のよりも良いものとすることが望ましい。そのような改
良された方法は、10エルステッドにおける透磁率が少な
くとも1850（G/Oe）で、従来の粒配向性シリコン鋼より
もコア損失値の改善された公称10ミル以下のシリコン‐
鉄シートが得られるものでなければならない。
以上を要約すると次のとおりである。本発明により、コ
ア損失と透磁率の改善されたキューブオンエッジ粒配向
性シリコン鋼を製造する方法が与えられる。この方法に
は、シリコンが約２から4.5％である溶鋼組成物をつく
り、マンガンと硫黄の量をコントロールし、最終組織形
成焼鈍前においてボロンが３から10ppm含まれる最終ゲ
ージ鋼ストリップをつくる方法が含まれる。この方法に
は、溶湯を鋳造して鋳造物とすること、鋳造物をマンガ
ン／硫黄比が2.5を越える熱延帯鋼に熱間圧延するこ
と、そしてその熱間圧延帯鋼を二段階で冷間加工する工
程が含まれる。熱間圧延された帯鋼は、少なくとも60％
の圧下率で約0.018から0.026インチ（約0.46から0.66m
m）の中厚ストリップに冷間加工され、焼鈍され、次い
で65から75％の最終冷間圧下率で10ミル未満の最終ゲー
ジに冷間加工される。この冷間加工された最終ゲージの
ストリップは脱炭のため焼鈍され、耐火性酸化コーティ
ングが塗布され、そしてボロンが３から10ppmのこの最
終ゲージのストリップに最終組織形成焼鈍を施して、10
エルステッドでの透磁率を1850以上、二次結晶粒サイズ
が10mm以下、望ましくは従来の粒配向性シリコン鋼の粒
なみの大きさとする。
ア損失と透磁率の改善されたキューブオンエッジ粒配向
性シリコン鋼を製造する方法が与えられる。この方法に
は、シリコンが約２から4.5％である溶鋼組成物をつく
り、マンガンと硫黄の量をコントロールし、最終組織形
成焼鈍前においてボロンが３から10ppm含まれる最終ゲ
ージ鋼ストリップをつくる方法が含まれる。この方法に
は、溶湯を鋳造して鋳造物とすること、鋳造物をマンガ
ン／硫黄比が2.5を越える熱延帯鋼に熱間圧延するこ
と、そしてその熱間圧延帯鋼を二段階で冷間加工する工
程が含まれる。熱間圧延された帯鋼は、少なくとも60％
の圧下率で約0.018から0.026インチ（約0.46から0.66m
m）の中厚ストリップに冷間加工され、焼鈍され、次い
で65から75％の最終冷間圧下率で10ミル未満の最終ゲー
ジに冷間加工される。この冷間加工された最終ゲージの
ストリップは脱炭のため焼鈍され、耐火性酸化コーティ
ングが塗布され、そしてボロンが３から10ppmのこの最
終ゲージのストリップに最終組織形成焼鈍を施して、10
エルステッドでの透磁率を1850以上、二次結晶粒サイズ
が10mm以下、望ましくは従来の粒配向性シリコン鋼の粒
なみの大きさとする。
（課題を解決するための手段） 大まかにいうと、本発明の方法は従来のキューブオンエ
ッジ型の方向性を持つ粒配向性シリコン鋼であって、化
学組成と加工方法の変更された鋼を作るためのものであ
る。
ッジ型の方向性を持つ粒配向性シリコン鋼であって、化
学組成と加工方法の変更された鋼を作るためのものであ
る。
マンガン、硫黄および／またはセレニウムが必要なの
は、鋼の結晶粒の方向とそれによってきまる特性をコン
トロールするのに重要な一次結晶粒成長抑制物質を形成
するためである。さらに詳述すると、マンガンは硫黄お
よび／またはセレニウムと化合して硫化マンガンおよび
／またはセレン化マンガン等の化合物をつくる。また、
これらの化合物は最終組織形成焼鈍の段階で通常の結晶
粒成長を抑制する一方、望ましいキューブオンエッジ粒
配向性を有する二次再結晶した結晶粒の成長を促す。
は、鋼の結晶粒の方向とそれによってきまる特性をコン
トロールするのに重要な一次結晶粒成長抑制物質を形成
するためである。さらに詳述すると、マンガンは硫黄お
よび／またはセレニウムと化合して硫化マンガンおよび
／またはセレン化マンガン等の化合物をつくる。また、
これらの化合物は最終組織形成焼鈍の段階で通常の結晶
粒成長を抑制する一方、望ましいキューブオンエッジ粒
配向性を有する二次再結晶した結晶粒の成長を促す。
本発明にとって、マンガン／硫黄および／またはマンガ
ン／セレニウム比は少なくとも2.5以上あることが必要
である。そのため、マンガンは広い範囲で比較的いレ
ベルに保たれ、硫黄および／またはセレニウムは比較的
低いレベルに保たれる。上記比率を少なくとも2.5以上
にするため、マンガン、硫黄、およびセレニウムのレベ
ルをこのように維持する結果、MnSおよび／またはMnSe
の溶解度には相違が生じ、通常の粒配向性シリコン鋼組
成物においては上に引用した特許に述べられている透
磁性の組成物と比較して、MnSおよび／またはMnSeの析
出挙動に相違が出てくる。この溶解度積はまた最終の組
織形成焼鈍過程で加熱された場合の介在物の安定度に関
係する。つまり、溶解度積がいほど、MnSおよび／ま
たはMnSeの介在物は安定となる。
ン／セレニウム比は少なくとも2.5以上あることが必要
である。そのため、マンガンは広い範囲で比較的いレ
ベルに保たれ、硫黄および／またはセレニウムは比較的
低いレベルに保たれる。上記比率を少なくとも2.5以上
にするため、マンガン、硫黄、およびセレニウムのレベ
ルをこのように維持する結果、MnSおよび／またはMnSe
の溶解度には相違が生じ、通常の粒配向性シリコン鋼組
成物においては上に引用した特許に述べられている透
磁性の組成物と比較して、MnSおよび／またはMnSeの析
出挙動に相違が出てくる。この溶解度積はまた最終の組
織形成焼鈍過程で加熱された場合の介在物の安定度に関
係する。つまり、溶解度積がいほど、MnSおよび／ま
たはMnSeの介在物は安定となる。
鋼のマンガン含有量は重量％で最0.10％まで、望まし
くは下限は少なくとも0.04％であるのがよい。マンガン
は鋼の抑制系に必須である。できれば、マンガンは0.06
8から0.085％の範囲とする。
くは下限は少なくとも0.04％であるのがよい。マンガン
は鋼の抑制系に必須である。できれば、マンガンは0.06
8から0.085％の範囲とする。
一次結晶粒成長抑制系は硫黄および／またはセレニウム
がなければならない。硫黄とセレニウムから成るグルー
プから選択された材料は0.035％迄、かつ望ましくは0.0
16％以上存在させる。さらに望ましくは、0.024から0.0
28％の低く、狭い範囲とするのがよい。
がなければならない。硫黄とセレニウムから成るグルー
プから選択された材料は0.035％迄、かつ望ましくは0.0
16％以上存在させる。さらに望ましくは、0.024から0.0
28％の低く、狭い範囲とするのがよい。
この鋼には、0.4％迄、望ましくは0.1から0.4％の銅が
含まれるのを可とする。銅が存在すると、銅はマンガン
および／または硫黄および／またはセレニウムと結合し
て種々な化合物、すなわち硫化マンガン銅および／また
はセレン化マンガン銅を含む化合物をつくる。MnSおよ
び／またはMnSe介在物とともに、これらの化合物は、最
終組織形成焼鈍において通常の結晶粒の成長を抑制す
る。その他の利点として、銅の存在により鋼の加工が有
利になるし、また鋼の抵抗率が増加する。
含まれるのを可とする。銅が存在すると、銅はマンガン
および／または硫黄および／またはセレニウムと結合し
て種々な化合物、すなわち硫化マンガン銅および／また
はセレン化マンガン銅を含む化合物をつくる。MnSおよ
び／またはMnSe介在物とともに、これらの化合物は、最
終組織形成焼鈍において通常の結晶粒の成長を抑制す
る。その他の利点として、銅の存在により鋼の加工が有
利になるし、また鋼の抵抗率が増加する。
本発明の溶鋼は、0.01％迄、望ましくは0.0005％から0.
008％、さらに望ましくは0.003％から0.0065％の窒素;
0.08％迄、望ましくは0.028％から0.04％の炭素;0.008
％を越えないアルミニウム；残余の鉄および付随的な不
純物および残さ（residuals）を含む。
008％、さらに望ましくは0.003％から0.0065％の窒素;
0.08％迄、望ましくは0.028％から0.04％の炭素;0.008
％を越えないアルミニウム；残余の鉄および付随的な不
純物および残さ（residuals）を含む。
鋼のボロン含有量は、本願発明に従う鋼にとって重要で
ある。比較的多量のボロンを使用し、他の元素と化合さ
せることで一次結晶粒成長抑制済として作用せしめ、ま
た２次再結晶化を促すという先行技術とは異なり、本発
明では鋼の磁気特性を改善するのにマンガンを用いてい
る。この場合、マンガンは硫黄及び／又はセレンと結合
して、一次結晶粒の抑制系を形成しうる硫化マンガン及
び／又はセレン化マンガンのような化合物を形成する。
ある。比較的多量のボロンを使用し、他の元素と化合さ
せることで一次結晶粒成長抑制済として作用せしめ、ま
た２次再結晶化を促すという先行技術とは異なり、本発
明では鋼の磁気特性を改善するのにマンガンを用いてい
る。この場合、マンガンは硫黄及び／又はセレンと結合
して、一次結晶粒の抑制系を形成しうる硫化マンガン及
び／又はセレン化マンガンのような化合物を形成する。
シリコン鋼の溶解物には約3ppm迄のオーダーの残さ量ボ
ロンが存在することが知られている。このボロン源は冶
金用の容器、容器内の残留金属、ならびにその溶鋼を作
るのに用いた鉄や鋼に混入した微量の不純物などである
と考えられる。しかし、本発明に従えば、冷間圧延スト
リップはボロンを３から10ppm含有しなければならな
い。これはシリコン鋼の溶解物にボロンを添加すること
により、あるいは加工のもっと後の段階でボロンを添加
することによって達成しえる。ボロン添加は溶鋼への添
加と焼鈍時の分離剤コーティングへの添加とを併用して
もよい。
ロンが存在することが知られている。このボロン源は冶
金用の容器、容器内の残留金属、ならびにその溶鋼を作
るのに用いた鉄や鋼に混入した微量の不純物などである
と考えられる。しかし、本発明に従えば、冷間圧延スト
リップはボロンを３から10ppm含有しなければならな
い。これはシリコン鋼の溶解物にボロンを添加すること
により、あるいは加工のもっと後の段階でボロンを添加
することによって達成しえる。ボロン添加は溶鋼への添
加と焼鈍時の分離剤コーティングへの添加とを併用して
もよい。
本発明に係る重要な点は、最終組織形成焼鈍に付す前の
最終的な厚さのストリップが３から10ppm、望ましくは
３から7ppmのボロンを含有するということである。ボロ
ンが10ppmを越えると、本発明の効果はなくなる。なぜ
ならボロンは一次結晶粒成長抑制系においてかなり効果
をもつとして、二次結晶粒サイズを増す傾向にあるから
である。また、ボロン量がそのように多くなると、脆さ
が増したり、溶接性の問題が生じたりする。ボロン3ppm
未満の残さレベルでは、硫化マンガンおよび／またはセ
レン化物による抑制方式を用いた従来の結晶粒配向性鋼
の磁気特性を改善する効果は生じない。溶鋼にボロンを
添加する場合、最終組織形成焼鈍の前に最終ゲージのス
トリップ中のボロン量を希望するレベルとするために
は、十分な量のボロンを添加しなければならない。熱間
圧延帯鋼に加工する前に行われる溶鋼の精錬あるいは
温均熱中のボロンの減少を最小とするためには、適当な
段階でボロンを取鍋に添加すべきである。実際問題とし
て、処理がうまく行われた場合は、最終組織形成焼鈍前
における熱間および冷間圧延工程ならびに加熱工程では
ボロンはそれほど失われない。しかし、最終組織形成焼
鈍前の熱間圧延帯鋼ストリップ、さらに望ましくは冷間
圧延された最終ゲージのストリップには、３から10ppm
という少量のボロンが存在し、マンガン／硫黄および／
またはマンガン／セレニウムの比率が少なくとも2.5と
なるように注意しなければならない。
最終的な厚さのストリップが３から10ppm、望ましくは
３から7ppmのボロンを含有するということである。ボロ
ンが10ppmを越えると、本発明の効果はなくなる。なぜ
ならボロンは一次結晶粒成長抑制系においてかなり効果
をもつとして、二次結晶粒サイズを増す傾向にあるから
である。また、ボロン量がそのように多くなると、脆さ
が増したり、溶接性の問題が生じたりする。ボロン3ppm
未満の残さレベルでは、硫化マンガンおよび／またはセ
レン化物による抑制方式を用いた従来の結晶粒配向性鋼
の磁気特性を改善する効果は生じない。溶鋼にボロンを
添加する場合、最終組織形成焼鈍の前に最終ゲージのス
トリップ中のボロン量を希望するレベルとするために
は、十分な量のボロンを添加しなければならない。熱間
圧延帯鋼に加工する前に行われる溶鋼の精錬あるいは
温均熱中のボロンの減少を最小とするためには、適当な
段階でボロンを取鍋に添加すべきである。実際問題とし
て、処理がうまく行われた場合は、最終組織形成焼鈍前
における熱間および冷間圧延工程ならびに加熱工程では
ボロンはそれほど失われない。しかし、最終組織形成焼
鈍前の熱間圧延帯鋼ストリップ、さらに望ましくは冷間
圧延された最終ゲージのストリップには、３から10ppm
という少量のボロンが存在し、マンガン／硫黄および／
またはマンガン／セレニウムの比率が少なくとも2.5と
なるように注意しなければならない。
かりにボロンを溶解の段階で添加する場合にはその損失
を最小にすることが望ましい。しかし、鋼の冷間圧延段
階以前の、そして熱間圧延帯鋼の段階を含む具体的な工
程は従来のものでよく、本発明にとってそれほど重要で
はない。本発明の鋼は、従来方法の連続鋳造あるいはイ
ンゴット鋳造によって鋳造し、熱間圧延により帯鋼に形
成することができる。ふつう、熱間圧延された帯鋼の厚
さは0.06から0.10インチ（1.52mmから2.54mm）である。
標準的な熱間圧延帯鋼は約0.08インチ（2.03mm）の厚さ
である。熱間圧延された帯鋼が望ましいマンガン／硫黄
比を有し、必要量のボロンを含有していることが大切で
ある。熱間圧延された帯鋼を焼鈍した後の工程には、そ
の帯鋼を少なくとも60％、望ましくは60から70％の圧下
率で中間ゲージに一次冷間圧延される。この中間ゲージ
の鋼はそこで中間焼鈍され、そして最終圧下率75％未
満、望ましくは70％以下、さらに望ましくは65から70％
で二次冷間圧延がなされ、最終ゲージの10ミル以下の厚
さとされる。熱間圧延した帯鋼にまず冷間圧延を施して
約0.018から0.026インチ（0.46から0.66mm）、望ましく
は0.020から0.026インチ（0.51から0.66mm）、の希望す
る中間ゲージにする。正確な中間ゲージは必要な最終ゲ
ージにより或る程度左右される。最終ゲージが大きい場
合には中間ゲージも厚くなる。
を最小にすることが望ましい。しかし、鋼の冷間圧延段
階以前の、そして熱間圧延帯鋼の段階を含む具体的な工
程は従来のものでよく、本発明にとってそれほど重要で
はない。本発明の鋼は、従来方法の連続鋳造あるいはイ
ンゴット鋳造によって鋳造し、熱間圧延により帯鋼に形
成することができる。ふつう、熱間圧延された帯鋼の厚
さは0.06から0.10インチ（1.52mmから2.54mm）である。
標準的な熱間圧延帯鋼は約0.08インチ（2.03mm）の厚さ
である。熱間圧延された帯鋼が望ましいマンガン／硫黄
比を有し、必要量のボロンを含有していることが大切で
ある。熱間圧延された帯鋼を焼鈍した後の工程には、そ
の帯鋼を少なくとも60％、望ましくは60から70％の圧下
率で中間ゲージに一次冷間圧延される。この中間ゲージ
の鋼はそこで中間焼鈍され、そして最終圧下率75％未
満、望ましくは70％以下、さらに望ましくは65から70％
で二次冷間圧延がなされ、最終ゲージの10ミル以下の厚
さとされる。熱間圧延した帯鋼にまず冷間圧延を施して
約0.018から0.026インチ（0.46から0.66mm）、望ましく
は0.020から0.026インチ（0.51から0.66mm）、の希望す
る中間ゲージにする。正確な中間ゲージは必要な最終ゲ
ージにより或る程度左右される。最終ゲージが大きい場
合には中間ゲージも厚くなる。
中間ゲージの鋼に対して、冷間圧延の前に中間焼鈍を施
す。この焼鈍の目的は、微細な一次再結晶組織を作るこ
とにある。この焼鈍作業は、バッチあるいは連続処理に
て、窒素、水素、あるいはその混合気など、保護性の非
酸化性雰囲気中で、1700から1800゜Ｆ（926から982℃）
の範囲で行われる。
す。この焼鈍の目的は、微細な一次再結晶組織を作るこ
とにある。この焼鈍作業は、バッチあるいは連続処理に
て、窒素、水素、あるいはその混合気など、保護性の非
酸化性雰囲気中で、1700から1800゜Ｆ（926から982℃）
の範囲で行われる。
中間焼鈍後、この中間ゲージをさらに冷間加工するが、
中間ゲージから最終ゲージまでの最終的圧下率は約65％
以上75％未満、更に望ましくは70％未満とすべきであ
る。このような工程はボロンを含有するシリコン鋼に独
特なものである。というのは、透磁率シリコン鋼に係
る従来技術では冷間圧延を一回とするか、あるいは多次
冷間圧延工程での最終圧下率を大きくする必要があるた
めである。
中間ゲージから最終ゲージまでの最終的圧下率は約65％
以上75％未満、更に望ましくは70％未満とすべきであ
る。このような工程はボロンを含有するシリコン鋼に独
特なものである。というのは、透磁率シリコン鋼に係
る従来技術では冷間圧延を一回とするか、あるいは多次
冷間圧延工程での最終圧下率を大きくする必要があるた
めである。
最終ゲージ材は10ミル未満で最低は４ミル、通常７ある
いは９ミル（0.178から0.229mm）のオーダーである。最
終ゲージ材はそこで脱炭され、酸化マグネシウムのよう
な耐火性酸化物をベースとしたコーティングを施され、
そして希望する二次結晶化のためと、窒素や硫黄などの
不純物を除去する静浄処理のために、たとえば水素雰囲
気中などで最終組織形成焼鈍される。
いは９ミル（0.178から0.229mm）のオーダーである。最
終ゲージ材はそこで脱炭され、酸化マグネシウムのよう
な耐火性酸化物をベースとしたコーティングを施され、
そして希望する二次結晶化のためと、窒素や硫黄などの
不純物を除去する静浄処理のために、たとえば水素雰囲
気中などで最終組織形成焼鈍される。
（実施例） 本発明を良く理解するために、以下の実施例で本発明の
いくつかの特徴を示す。
いくつかの特徴を示す。
例Ｉ 重量パーセントで下記の溶鋼組成を有するミルヒート
（圧延用熱塊）189002を用意した。
（圧延用熱塊）189002を用意した。
ボロンを十分添加してボロン含有量を7ppmにした以外、
硫黄化物／セレン化物抑制系を用いた従来のキューブオ
ンエッジ結晶粒配向性シリコン鋼と組成は同様であっ
た。この鋼を常法で熱間圧延帯鋼とするため、圧延機で
0.080インチ（2.03mm）の厚さに加工した。熱間圧延帯
鋼の代表的サンプルを実験室で冷間圧延により最終組織
形成焼鈍の段階を経て公称７ミルの最終厚さに加工し
た。この実験には、0.026インチ、0.023インチ、0.020
インチ、0.018インチ（それぞれ0.66mm、0.58mm、0.51m
m、０、46mm）の中間ゲージを用いた。データを分析し
た結果、このヒートの場合、最終ゲージ７ミルのものに
は、中間ゲージ範囲0.023から0.020インチが最適である
ことがわかった。冷間圧延した中間ゲージの鋼の焼鈍お
よび冷間圧延した最終ゲージの脱炭焼鈍は従来方法で行
った。脱炭したストリップに塗布した焼鈍用分離剤コー
ティングはMgSO4を5.2％含む従来の酸化マグネシウムコ
ーティングであった。次いでストリップを水素雰囲気中
で最終組織形成焼鈍し、キューブオンエッジ方位を発達
させた。エプスタインサンプルを用意し、15および17K
G、60Hzにて、ポンドあたりのワット数で表したコア損
失、および10エルステッドにおける透磁率（G/Oe）を通
常の方法で測定した。
硫黄化物／セレン化物抑制系を用いた従来のキューブオ
ンエッジ結晶粒配向性シリコン鋼と組成は同様であっ
た。この鋼を常法で熱間圧延帯鋼とするため、圧延機で
0.080インチ（2.03mm）の厚さに加工した。熱間圧延帯
鋼の代表的サンプルを実験室で冷間圧延により最終組織
形成焼鈍の段階を経て公称７ミルの最終厚さに加工し
た。この実験には、0.026インチ、0.023インチ、0.020
インチ、0.018インチ（それぞれ0.66mm、0.58mm、0.51m
m、０、46mm）の中間ゲージを用いた。データを分析し
た結果、このヒートの場合、最終ゲージ７ミルのものに
は、中間ゲージ範囲0.023から0.020インチが最適である
ことがわかった。冷間圧延した中間ゲージの鋼の焼鈍お
よび冷間圧延した最終ゲージの脱炭焼鈍は従来方法で行
った。脱炭したストリップに塗布した焼鈍用分離剤コー
ティングはMgSO4を5.2％含む従来の酸化マグネシウムコ
ーティングであった。次いでストリップを水素雰囲気中
で最終組織形成焼鈍し、キューブオンエッジ方位を発達
させた。エプスタインサンプルを用意し、15および17K
G、60Hzにて、ポンドあたりのワット数で表したコア損
失、および10エルステッドにおける透磁率（G/Oe）を通
常の方法で測定した。
表Ｉのデータは、組成の改善されない従来の代表的な粒
配向性シリコン鋼と比較したとき、サンプル全てが良好
な透磁性とコア損失を有することを示している。製造期
間中における従来の粒配向性シリコン鋼のコア損失は15
KGにおいて0.426WPP、17KGにおいて0.665WPP、また透磁
率は10エルステッドにおいて1837であった。最終組織形
成焼鈍前の冷間圧延ストリップはボロンを7ppm含み、マ
ンガン／硫黄比は2.8であった。最終組織形成焼鈍を付
したストリップは結晶粒の大きさが8mmであったが、こ
れは従来の粒配向性シリコン鋼の代表的結晶粒寸法5mm
よりも大きくはあるが、10mmより大きい代表的透磁性シ
リコン鋼の結晶粒寸法よりも小さいものである。表Ｉの
データは、鋼に少量のボロンを添加し、最終組織形成焼
鈍前のストリップのボロン量を少量ではあるが臨界量に
することにより透磁率が高まることを明示している。
配向性シリコン鋼と比較したとき、サンプル全てが良好
な透磁性とコア損失を有することを示している。製造期
間中における従来の粒配向性シリコン鋼のコア損失は15
KGにおいて0.426WPP、17KGにおいて0.665WPP、また透磁
率は10エルステッドにおいて1837であった。最終組織形
成焼鈍前の冷間圧延ストリップはボロンを7ppm含み、マ
ンガン／硫黄比は2.8であった。最終組織形成焼鈍を付
したストリップは結晶粒の大きさが8mmであったが、こ
れは従来の粒配向性シリコン鋼の代表的結晶粒寸法5mm
よりも大きくはあるが、10mmより大きい代表的透磁性シ
リコン鋼の結晶粒寸法よりも小さいものである。表Ｉの
データは、鋼に少量のボロンを添加し、最終組織形成焼
鈍前のストリップのボロン量を少量ではあるが臨界量に
することにより透磁率が高まることを明示している。
例２ 実施例１のサンプルにつきけがきの効果を試験した。各
サンプルには応力付与被覆（米国特許第4,032,366号で
開示）を塗布し、工具鋼製けがき針で、約5mm間隔で平
行線を圧延方向に直角にけがいた。表IIに示すように、
どのエプスタインサンプルもけがきによりコア損失値が
改善され、その一方、い透磁率が維持された。
サンプルには応力付与被覆（米国特許第4,032,366号で
開示）を塗布し、工具鋼製けがき針で、約5mm間隔で平
行線を圧延方向に直角にけがいた。表IIに示すように、
どのエプスタインサンプルもけがきによりコア損失値が
改善され、その一方、い透磁率が維持された。
各々の実験ヒートにつき5ppmのボロンが取鍋にて添加さ
れた。上記のヒートの各々は、多数のインゴットに鋳造
され、実施例１にしたがって熱間圧延された。対照ヒー
トの全てと被験ヒートのいくつかは、実施例１にしたが
って0.020インチ（0.51mm）の中間ゲージに冷間圧延さ
れた。被験コイルのいくつかは0.022インチ（0.55mm）
の中間ゲージに冷間圧延された。全てのコイルは次いで
通常方法で焼鈍後公称７ミルに最終冷間圧延され、脱炭
焼鈍され、従来の酸化マンガンのコーティングが塗布さ
れ、そして最終組織形成焼鈍がなされた。結果は表III
のとおりである。
れた。上記のヒートの各々は、多数のインゴットに鋳造
され、実施例１にしたがって熱間圧延された。対照ヒー
トの全てと被験ヒートのいくつかは、実施例１にしたが
って0.020インチ（0.51mm）の中間ゲージに冷間圧延さ
れた。被験コイルのいくつかは0.022インチ（0.55mm）
の中間ゲージに冷間圧延された。全てのコイルは次いで
通常方法で焼鈍後公称７ミルに最終冷間圧延され、脱炭
焼鈍され、従来の酸化マンガンのコーティングが塗布さ
れ、そして最終組織形成焼鈍がなされた。結果は表III
のとおりである。
例４ 従来の粒配向性鋼の組成を改善した組成の12種類のミル
ヒートを溶解したが、それにはボロンの添加と、９ミル
または７ミルの材料を作るための工程変更が伴う。取鍋
鋼の組成は表IVのとおりである。
ヒートを溶解したが、それにはボロンの添加と、９ミル
または７ミルの材料を作るための工程変更が伴う。取鍋
鋼の組成は表IVのとおりである。
各ヒートの溶解物の化学組成には多くてCrが0.1％、Ni
が0.13％、Ｐが0.015％、そして残余の鉄が含まれる。
各々のヒートに対し3ppmのボロンが取鍋で添加された。
各ヒートはインゴットに鋳造され、実施例１におけるよ
うに熱間圧延された。これらヒートから作られた各々の
コイルは中間焼鈍を介挿し、二段階に冷間圧延された。
４つのヒート（ヒート１〜４）は、0.022インチ（0.56m
m）の中間ゲージから公称７ミルに冷間圧延されたが、
その際、中間ゲージから最終ゲージまでの冷間圧延の圧
下率は68％のオーダーであった。８つのヒート（ヒート
５〜12）は、最終圧下率約67％にて0.026インチ（0.66m
m）の中間ゲージから公称９ミルに冷間圧延された。各
コイルは通常方法で脱炭焼鈍され、MgOコーティングが
塗布され、そして最終組織形成焼鈍がなされた。多数の
エプスタインサンプルが採取された。各コイルストリッ
プの平均値の良，劣端の平均値は下記表Ｖのとおりであ
る。
が0.13％、Ｐが0.015％、そして残余の鉄が含まれる。
各々のヒートに対し3ppmのボロンが取鍋で添加された。
各ヒートはインゴットに鋳造され、実施例１におけるよ
うに熱間圧延された。これらヒートから作られた各々の
コイルは中間焼鈍を介挿し、二段階に冷間圧延された。
４つのヒート（ヒート１〜４）は、0.022インチ（0.56m
m）の中間ゲージから公称７ミルに冷間圧延されたが、
その際、中間ゲージから最終ゲージまでの冷間圧延の圧
下率は68％のオーダーであった。８つのヒート（ヒート
５〜12）は、最終圧下率約67％にて0.026インチ（0.66m
m）の中間ゲージから公称９ミルに冷間圧延された。各
コイルは通常方法で脱炭焼鈍され、MgOコーティングが
塗布され、そして最終組織形成焼鈍がなされた。多数の
エプスタインサンプルが採取された。各コイルストリッ
プの平均値の良，劣端の平均値は下記表Ｖのとおりであ
る。
従来の７ミル厚さの粒配向性材料の標準的な平均値、す
なわち15KGで0.408WPP、17KGで0.638WPP、10エルステッ
ドで透磁率1837という値との比較上、本願発明は良好な
磁特性を与える。９ミル厚さの材料の標準的な平均値、
すなわち15KGで0.424WPP、17KGで0.634WPP、10エルステ
ッドにおける透磁率1850という数値との比較上、本発明
は良好な特性を与える。本発明にしたがって加工された
粒配向性シリコン鋼の標準的結晶粒の大きさは約４から
5mmであった。最終組織形成焼鈍前に分析された冷間圧
延ストリップにおけるボロン含有量は約5ppmであった。
このストリップのマンガン／硫黄比は約３であった。
なわち15KGで0.408WPP、17KGで0.638WPP、10エルステッ
ドで透磁率1837という値との比較上、本願発明は良好な
磁特性を与える。９ミル厚さの材料の標準的な平均値、
すなわち15KGで0.424WPP、17KGで0.634WPP、10エルステ
ッドにおける透磁率1850という数値との比較上、本発明
は良好な特性を与える。本発明にしたがって加工された
粒配向性シリコン鋼の標準的結晶粒の大きさは約４から
5mmであった。最終組織形成焼鈍前に分析された冷間圧
延ストリップにおけるボロン含有量は約5ppmであった。
このストリップのマンガン／硫黄比は約３であった。
（発明の効果） 本発明の目的の一つとして、硫化物の一次結晶粒成長抑
制系を用いた従来の粒配向性シリコン鋼に対してその組
成と加工の面で変更を施し、磁気特性の改善を図った。
ボロンの添加によっては、コア損失値に悪影響を及ぼす
結晶粒サイズはさほど大きくならなかった。しかしコア
損失と透磁率の値は従来のものに匹敵するかそれよりも
良くなった。本発明の方法は、ボロンを含有する粒配向
性シリコン鋼に通常みられる脆性を生じることなしに、
ボロン添加の長所をいかそうとするものである。またこ
の方法は、公称10ミル未満で７ミルのオーダー、そして
恐らく４ミル以上の薄物に有効である。この鋼の長所の
一つは、従来の粒配向性シリコン鋼とは異なり、けがき
に良く反応するということである。
制系を用いた従来の粒配向性シリコン鋼に対してその組
成と加工の面で変更を施し、磁気特性の改善を図った。
ボロンの添加によっては、コア損失値に悪影響を及ぼす
結晶粒サイズはさほど大きくならなかった。しかしコア
損失と透磁率の値は従来のものに匹敵するかそれよりも
良くなった。本発明の方法は、ボロンを含有する粒配向
性シリコン鋼に通常みられる脆性を生じることなしに、
ボロン添加の長所をいかそうとするものである。またこ
の方法は、公称10ミル未満で７ミルのオーダー、そして
恐らく４ミル以上の薄物に有効である。この鋼の長所の
一つは、従来の粒配向性シリコン鋼とは異なり、けがき
に良く反応するということである。
Claims (9)
- 【請求項１】コア損失値と透磁率が改善されたキューブ
オンエッジ結晶粒配向性シリコン鋼を製造する方法であ
って、以下の手順から成る方法： 重量パーセントでシリコン２から4.5％、炭素0.06％以
下、窒素0.008％以下、マンガン0.04から0.100％、硫黄
とセレニウムからなる群から選択される材料0.016から
0.035％、残余の鉄および付随的な不純物から成るシリ
コン鋼の溶融物をつくること； 最終組織形成焼鈍前の最終ゲージの鋼ストリップのボロ
ンが３から10ppmになるようにすること； 溶融物を鋳塊に鋳造すること； マンガン対硫黄比および／またはマンガン対セレン比が
2.5を超える熱間圧延帯鋼を作るため、鋳塊を熱間圧延
すること； 熱間圧延帯鋼を少なくとも60％の圧下率で0.018から0.0
26インチ（0.46mmから0.66mm）の中間ゲージのストリッ
プにするため、冷間圧延すること； 一次再結晶化のために中間ゲージを焼鈍すること； 65％から75％の冷間圧下率で焼鈍した中間ゲージの鋼ス
トリップを0.0045から0.012インチ（0.11mmから0.31m
m）の最終ゲージに冷間圧延すること； 脱炭のために焼鈍すること； ３から10ppmのボロンを含む最終ゲージのストリップに
耐火コーティングを塗布すること；そして 結晶粒サイズが10mm未満、10エルステッドにおける透磁
率が1850以上の二次再結晶が得られるような時間と温度
で最終ゲージの鋼を最終組織形成焼鈍すること。 - 【請求項２】炭素0.028から0.04％、窒素0.003から0.00
65％、マンガン0.068から0.085％、硫黄およびセレニウ
ムから成る群から選択される材料0.024から0.028％を含
み、そしてマンガン／硫黄比および／またはマンガン／
セレニウム比が2.5以上である溶鋼を作る、特許請求範
囲１に記載の方法。 - 【請求項３】中間焼鈍した鋼ストリップをボロン３〜7p
pm含有する最終ゲージに冷間加工する、特許請求範囲１
に記載の方法。 - 【請求項４】熱間圧延した帯鋼を60から70％の圧下率で
中間ゲージに冷間加工する、特許請求範囲１に記載の方
法。 - 【請求項５】最終的な組織形成焼鈍前の最終ゲージの鋼
ストリップ中に３から10ppmのボロンが含まれるよう、
溶鋼に十分な量のボロンを添加する、特許請求範囲１に
記載の方法。 - 【請求項６】鋼組成に0.1から0.4％の銅が含まれる、特
許請求範囲１に記載の方法。 - 【請求項７】65％から70％の冷間圧下率で中間ゲージの
鋼を最終ゲージに冷間加工する、特許請求範囲１に記載
の方法。 - 【請求項８】コア損失値をさらに改善するため、鋼をけ
がく工程をさらに含む、特許請求範囲１に記載の方法。 - 【請求項９】コア損失値および透磁率が改善されたキュ
ーブオンエッジ結晶粒配向性シリコン鋼を製造する方法
であって、以下の手順から成る方法： 重量パーセントでシリコン２から4.5％、炭素0.028から
0.04％、窒素0.003から0.0065％、マンガン0.068から0.
085％、硫黄とセレニウムからなる群から選択される材
料0.024から0.028％、残余の鉄および付随的な不純物か
ら成るシリコン鋼の溶融物をつくること； 最終組織形成焼鈍前の最終ゲージの鋼ストリップ中にボ
ロンが３から7ppm含まれるようにするため、溶融物に十
分な量のボロンを添加すること； 溶融物を鋳塊に鋳造すること； マンガン／硫黄比および／またはマンガン／セレニウム
比が2.5以上である熱間圧延帯鋼を作るため、鋳塊を熱
間圧延すること； 熱間圧延帯鋼を60％〜70％の圧下率で0.020から0.026イ
ンチ（0.51から0.66mm）の中間ゲージのストリップに形
成するため、冷間圧延すること； 一次再結晶化のため焼鈍すること： 焼鈍した中間ゲージの鋼ストリップを65％から75％の冷
間圧下率で0.007から0.009インチ（0.18から0.23mm）の
公称最終ゲージに冷間圧延すること； 脱炭のため焼鈍すること； ３から7ppmボロンを含む脱炭したストリップに耐火酸化
物コーティングを塗布すること；そして 結晶粒サイズが10mm未満、10エルステッドにおける透磁
率が1850以上の二次再結晶が得られるような時間と温度
で最終ゲージの鋼を最終組織形成焼鈍すること。
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