JPS62250122A - 方向性ケイ素鋼の鉄損低減方法 - Google Patents

方向性ケイ素鋼の鉄損低減方法

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JPS62250122A
JPS62250122A JP62051190A JP5119087A JPS62250122A JP S62250122 A JPS62250122 A JP S62250122A JP 62051190 A JP62051190 A JP 62051190A JP 5119087 A JP5119087 A JP 5119087A JP S62250122 A JPS62250122 A JP S62250122A
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cooling
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ジェームス・ゴードン・ベンフォード
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Allegheny International Inc
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Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、最終集合組織化焼鈍の後にホウ素注入および
熱処理を行なうことによシ、−の鉄払が非常に低い結晶
方向性ケイ素−を製造する方法に関する。
従来の技術 電気目的用に２５ないし４％のケイ素を含む鋼を製造す
ることについては、鋼量業界の長い歴史がある。このよ
うな鋼の製造には、１回以上の冷間圧下を行なう場合、
中間焼鈍を伴なう１回またはそれ以上の冷間圧延圧下が
含まれ、そのあと鋼を最終集合組織化焼鈍して必要な結
晶方向性集合組織を得ている。その電気鋼製品を引続き
、たとえば巻鉄心変圧器や積層鉄心変圧器をつくるのに
用いる場合には、その結晶方向性集合組織は低い鉄損値
′１１ｒ：得ることと結びついたものになる。
方向性ケイ素鋼の製造者および渚要家の主要関心事は、
透磁率および＃損性そして製造コストである。好ましい
電気的性質を得るため、鋼の特定組成、圧延や焼鈍の条
件、最終集合組織化焼鈍前に行なわれる分離剤塗料の組
成およびその適用の仕方の限定などに努力が払われてい
る。近年、規則的な方向性ケイ素鋼すなわち、８アンペ
ア回数／鐸で１．８７０テスラ以上の磁化力および比較
的低い鉄損値、たとえば古い技術文献で説明されている
ように、１７キロガウスおよび６０サイクル／秒で０．
７２０ワツト／ポンド未満、おおよそ１５キロガウスお
よび６０サイクル／秒で０．５１０ワツト／ポンドに相
当するような鉄損値をもつ鋼を求めて厚さ低減が行なわ
れている。鋼の標準厚さが減少すると、結晶寸法が増加
する傾向があり、それに伴って一般に磁区の大きさが増
大する。これにより、磁壁移動に基づく電気横失の渦電
流分が増加する。この渦電流分損失増加は鋼板の標準厚
さ減少による古典的な渦電流分損失の減少と部分的に相
殺される。
結晶方向性ケイ素鋼の製造業者には少量のホウ素を含む
−を用いることは周知である。米国特許第３，９０５，
８４２号および第４．０９６．００１号を参照されたい
。この従来技術は、鋼中に少量のホウ素と窒素の双方が
含まれ、それが溶融すると最終集合組織化焼鈍の際に二
次再結晶を促進するととな教示している。
たとえば米国特許第４，０９６，０００号に開示されて
いるように、９０重量−を越える酸化マグネシウムと０
．０１ないしＺ　ＯＭＮ　Ｔｏ　＜’）　Ｉｈ　Ｏｓ　
ｔ’含むケイ素鋼板に焼鈍分離剤を施すことは当業者に
は周知である。数多くの他の特許は、最終集合組織化焼
鈍の前に、多くの場合酸化マグネシウムを大部分と少量
のホウ素化合物を含む塗料を鍋に施すことを教示してい
る。焼鈍分離剤を開示している他の特許には、米国特許
第４．０９６．００１号および第４．１１６．７３０号
ならびにそれらの英国対応特許第１５７８９１１号およ
び第１５７８９１２号、さらに米国特許第３．７００．
５０６号、第４゜１６０、６８１号、第４，１７９，３
１５号、および第４、２００．４７７号がある。しかし
ながら、ホウ素含有物質は常に最終集合組織化焼鈍の後
ではなくてその前に施されている◇集合組織化焼鈍の前
に施される焼鈍分離剤として用いられるスラリーは幾つ
かの重要な作用をなす。即ち、（１）巻コイルが接着す
るのを防ぐための分ｌ＃ｌＦ媒体、（２）鋼の表面に８
１０２とともにフォルテライ）ｆ形成させるための反応
剤、（３）不純物の蓄積所および（４）集合組織形成の
際に、鋼との相互作用で例とか改善された二次再結晶を
行なわせる元素または化合物源である。
前記の特許はすべて上記の作用をより効果的なものとし
、そしてしばしば集合組織化焼鈍しようとする鋼中の特
定元素と相互作用を行なわせようとしてＭｇＯスラリー
を用いている。
観測される鉄損値を改善するための鋼の最終集合組織化
焼鈍の後、１８０°磁壁間隔を渥、少させるために引張
シ応力誘導塗装を施すこと、および／またはレーザーケ
ガキ処理を施すことは周知である。レーザーケガキ処理
はしはしはすぐれた鉄損値をつくり出すけれども、その
実施は高価につくし、集合組織化した鋼を鉄心変圧器に
使用するため応力除去焼鈍を行なう場合にはケガキ作業
の利点が失なわれる。
発明の賛約 本発明の目的は、最終集合組織化焼鈍の後、方向性ケイ
素鋼’ｋ１８５０ないし２２００下で０．００１ないし
０．００９重量パーセントのレベルにまでホウ化処理し
、引続き１００°Ｆ／時間またはそれ以°Ｆの速さで鋼
を冷却し、鉄損の低減した鋼を得ることにある。
本発明によれば、本質的にホウ素を含むキャリヤ塗料が
、最終集合組織化焼鈍の後に方向性ケイ素鋼に施され、
塗装された鋼は１８５０ないし２２００下で熱処理され
た。引続き１００°Ｆ／時間またはそれ以°Ｆの速さで
比較的ゆっくり冷却され、高透磁率で低鉄損の電気鋼製
品が得られる。
本発明の電気鋼製品の性質は応力除去焼鈍作業を含むそ
のあとの仕上げ作業によって阻害される。
本発明の集合組織化焼鈍後のホウ化処理によって、１０
０倍の顕微鏡で観られる比較的大きな（約３５ｐｍ長さ
）ホウ化鉄（Ｆｅ２Ｂ）粒子を有する製品が得られる。
このようなホウ化鉄粒子の発達は、改善された（低減さ
れた）鉄損値の獲得に相当する。大きいホウ化鉄粒子は
、鋼が当初ホウ素を含んでいたかどうかに関係なく１８
０°磁壁間隔を減少させる消磁場所として働らくことは
確かである。引続き、応力除去焼鈍が行なわれない用途
では、本発明の集合組織化後のホウ化処理方法はレーザ
ーケガキ処理と組合せてさらに改善された鉄損値を得る
ことができる。このようなホウ化物粒子は全損失のうち
のヒステリシス損失部分を僅かに増加させる傾向がある
。しかしながら、本発明によれば大きいホウ化物粒子の
生成はヒステリシス損失の増加を凌ぐほどの渦電流損失
の減少を生じさせることが見出されたものである。
好ましい態様の説明 本発明の実施において、ホウ化処理用の塗布剤は集合組
織化焼鈍の実施によってすでに必要な集合組織が発達し
ている結晶方向性ケイ素鋼に施されるもので、ホウ化処
理剤が鋼に施され、次いで塗布された鋼が１８５０ない
し２２００？での適切な熱処理に供され、引続き１００
°Ｆ／時間よシ大きくない速さで徐冷される場合、その
ように処理された鋼の鉄損性に恒久的な改善がもたらさ
れるものである。
本発明は、鋼の溶湯がホウ素を含んでいるかどうかとは
無関係に結晶方向性ケイ素鋼に適用され得る。本発明は
λ５ないし４重ｔ％のケイ素、０．１２重量％までのマ
ンガンおよび残をなす不可避の不純物を含む鉄合金に適
用されるものと考え得る、本発明のホウ素化処理方法は
、いわゆる規準的なまたは通常のタイプのもの、あるい
は高透磁率タイプのものとの何れを問わずすべての方向
性ケイ素鋼に利用されるもので、このような鋼は典型的
に重ｔ％でＯ，ＯＯ３％未満の炭素、０．０３ないし０
．０８％のマンガン、０．０００５％未満の硫黄、２．
９ないし３．２％のケイ素、０．２５％未満の銅、０．
１％未満の錫、０．００１５％未満のアルミニウム、０
．００１５％未満のチタン、０．００５チ未満の酸素、
ｏ、　ｏ　ｏ　ｏ　ｓチ未満の窒素およびクロム、ニッ
ケル、リンおよびモリブデンのような低濃度の不可避の
残元素を含み、残が鉄をなすものである。
鋼または鉄−ケイ素合金は通常ｏ、ｏｏｓないし０．０
１４インチ厚さの程度に厚さが低減された形になってお
り、前記したように集合組織化焼鈍の処理を行なって必
要な結晶方向性を発達させたものである。
集合組織化した鋼または鉄−ケイ素合金に施されるホウ
化処理物質の正確な組成は、酸化マグネシウムのような
適当なキャリヤの中に０．５ないし５重ｉ！：％のホウ
素というような効果的なホウ化処理物質が適切な割合で
含まれている限り、厳しいものであるとは悶えられない
。ホウ素はいろいろなホウ素化合物の中の倒れからでも
引き出せるが、発明者は安価で効果的なものとしてホウ
２’ｌ見出している。ホウ素化合物として必要なことは
、ホウ素が鋼中に拡散するように高温度で容易にそのホ
ウ素を放出することたけである。酸化マグネシウムはス
ラリーの好ましいキャリヤである。何故なら、この物質
は鋼の集合組織化焼鈍の際に用いられる焼鈍分離塗膜の
働らきをなすものとして広範囲に用いられ得るからであ
る。ホウ化処理物質は多くの方法のうちの何れによって
も施すことができるが、最も実際的には、方向性ケイ素
ｇｌｊの製造業者が用いている通常の浸漬・計量法によ
って行なわれる。
鋼中に有効に拡散するホウ素の量は重要であり、これは
施される塗料中のホウ素の量を慎重にコントロールする
こと、そして伽の平方メートル当りに施される同塗料の
重量によって決る。伽にとって有効なホウ素量は−の平
方メートル当り０．０４ないし０．１０グラム、好まし
くは０．０７グラムとするべきである。たとえは、ホウ
素を０．７５重量％含むＭｇＯスラリーは鋼の平方メー
トル轟り９２グラムの重量で添加供給することで非常に
よく作用する。
塗布された結晶方向性ケイ素鋼を２１５０°Ｆの温度に
加熱し、同温度に２ないし４時間＠Ｉ４を保持し、その
あと１００”Ｆ／時ｒＩ＃ｌ工りも大きくない好ましく
け約５０７／時間の速さで徐冷を始めることによって満
足のできる結果が得られる。加熱伽には１時間ないし１
２蒔間塘たけそれ以上の均熱時間が用いらね得る。
上記の均熱処理の後、１００°Ｆ／時間より大きい冷却
速度を用いた試験が行なわれた。試験の結果から、鋼製
品は本発明によって処理された鋼製品によって得られた
必要な低鉄損値を示さないことが明らかにされた。さら
に詳細は以°Ｆの実施例に記載する。
実施例１ 周知の方法によって、０．０Ｑ８フインチの厚さを有し
、ｚｉチで０．００２２％Ｃ１０，０６３ＳＭｎ。
０．０００５％未満８，３．１５％　Ｓｔ、０．０００
６％ＡＩ％０．００１５％Ｔｉ、０．００１８％Ｂ。
０、００２２　％　Ｏｌｏ、０００５％未満Ｎ％残Ｆｅ
の組成金有する若干の結晶方向性ケイ素鋼がつくられた
つこの銅は充分に集合組織化焼鈍された状態にされ、８
アンペア回数／傭の磁化力（Ｂｓ）で１．９５７テスラ
という磁束密度を示した高透磁率鋼であった。
この鋼について試料ＡおよびＢがつくられた。
試料Ａは対照基準として未処理のままにおかれた。
試料Ｂは１．５重量％のホウ素ｔ−含む酸化マグネシウ
ムスラリーで塗布された。次いで試料Ｂは２１００下に
加熱され、同温度に２時間保持され。
そのおと５０Ｔ／時間の速さで冷却された。
この処理のあと、試料ＡおよびＢの電気的性質が測定さ
れた。その結果金下記第１表に示した。
試料Ｂのｇ１４はそのホウ素分を分析したが、未処理の
試料Ａの鋼の１８　ｐｐｍ　　という値に比較し、３９
ｐｐｍ　　の値を示した。
第１表 Ａ　　　１．９５７　０．３２　０．４２　０．５７Ｂ
　　　１．９５２　０．２８　０．３７　０．４８さら
に、（り引張り応力誘導用仕上塗装、および（２）ケガ
キ処理という周知の方法により、試料Ｂの鉄損値がどれ
程改善され得たかの程度が測定された。第２表の試料Ａ
の同様処理と比較するため、試料Ａのデータとともに試
料Ｂの結果を示したが、高い透磁率をもつ結晶方向性ケ
イ素鋼を本発明の処理に供さなかった場合に通常得られ
た値は仕上げ塗装したシまたはケガキ処理したものと類
似している。仕上げ塗装したものは１５００ボンド／平
方インチの張力を示し、またケガキ処理は５ｍの間隔で
行なわれた。
第２表 試料Ｂ−０イ”１あシＪ１．９５４　０．２７　０．３
６　０．４７仕上塗装あり 試料Ｂ−’；；場伏ｚ：Ｅ）１９４２　０．２７　０．
３６　０．４８試料Ａ−未処理　　　　１．９５７　０
．３２　０．４２　０．５７試料八−仕上塗装あ、９　
　　Ｎ、Ｄ、　　０．３０　０．４０　０．５４試料Ａ
−ケガキ処理あり　Ｎ、Ｄ、　　　０．２６　　０．３
６　　０．４７Ｎ、　Ｄ、　＝測定せす− ホウ化処理の結果、鋼の鉄損は本質的に非ホウ化処理鋼
にケガキ処理することによって得られる程度に低くなり
、仕上塗装するのみで得られるものよりは低くなる。ケ
ガキ処理された非ホウ化処理鋼を上廻るホウ化処理鋼の
利点は、ホウ化処理鋼の低い鉄損が客先の応力除去焼鈍
に耐えて持続することであり、これに対し、ケガキ処理
された非ホウ化処理鋼は前記の応力除去焼鈍で鉄損の増
加に苦しむことになる。
実施例２ マンガンが０．０３５％のみで、３０ないし４０ｐｐｍ
　　のレベルのホウ素を含んでいるほかは実施例１とｌ
ｉ：Ｉｊ様組成の鋼が用いられ、また下記第３表に示さ
れたような異なる厚さをもち、２１５０″Ｆで４時間加
熱された以外は実施例１に同じにされた。その結果は次
のとおりであった。
第３表 Ｃ−前　９．１　１．９３５　０．３１　０．４２　０
．５４　３０〜４０Ｃ−後　　　１．９．２６　０．３
０　０．４０　０．５２　　７６Ｄ−前　８．４　１．
９２４　０．３５　０．４７　０．６２　３０〜４０Ｄ
−後　　　１．９１１　０．３Ｑ　　Ｏ，４０Ｑ、５５
　　８３Ｅ−前　８．３　１．９１５　０．３２　０．
４２　０．５９　３０〜４０Ｅ−後　　　１．９１２　
０．３０　０．４０　０．５４　　８２７６ないし８３
ｐｐｍのレベルにホウ化処理した３つの試料のすべてに
、鉄損の著しい減少が生じたことが示されている。
試料Ｃ，ＤおよびＥのすべてについてホウ化処理後１０
０倍の倍率で顕微鏡調査が行なわれたが、容易にＦｅｚ
　Ｈの可視粒子を有することが観察された。同様に同じ
試料が塗布後であるが２１５０下で４時間という最終ホ
ウ化熱処理を行なう前に調査されたが、そのようなＦｅ
２Ｂの可視粒子はなかった。
実施例３ 本発明の方法が、初めの集合組織化焼鈍のとき。
容認し難いほどの大きい鉄損を有した圧延コイルに対し
て用いられた。コイルにしたストリップの庫さは、約８
．８ないし９．０ｍ１ｌで実施例２の試料Ｃ，Ｄ、　Ｅ
のそれと同じ公称化学成分を有していた。適用された８
アンペア回数／訓という磁場でコイルの各端の磁束密度
は１．９２０テスラであった。
圧延工場設備を用いて、コイルを１．５％ホウ素を含む
ＭｇＯスラリーでもって塗布した。次にコイルを通常コ
イルの集合組織化焼鈍に用いられる種類の標準の圧延工
場作業によって熱処理した。
卯ち、２１５０下で数時間均熱化処理し、次いで１００
°Ｆ／時間未満の徐冷を行なった。結果を下記第４表に
示した。
圧延工場処理したコイルの鉄損の変化率は実施例２の実
験室テスト試料のそれらと同様の大きさであった。
実施例４ 鉄損の大きい減少は広い範囲のホウ素について観測され
たが、さらに工程における重要な変数はホウ化処理後の
冷却速度である。このことは以下記載の作業によって示
される。
実施例１における試料Ｂによる試料（Ｂ＄＝１．９５２
Ｔ、ホウ素＝　３９　ｐｐｍ　）がさらに処理され、ホ
ウ素値や冷却速度の彫物が調査された。このため、さら
に次のように試料Ｆ、ＧおよびＨがつくられた。
試料Ｆ−試料Ｂにホウ素を６５　ｐｐｍとするホウ化処
理が施され、２１００？に加熱され、そのあと６５０°
Ｆ／時間で冷却された。
試料ａ−Ｂ料Ｂを２１００’Ｆに加熱してホウ素ｆ　３
０　ｐｐｍとする脱ホウ素処理が行なわれ、次いで５θ
？／時間の冷却が行なわれた。
試料Ｈ−試料Ｂをさらに２１００？に加熱してホウ素′
ｆ：２０　ｐｐｍとする脱ホウ素処理が行なわれ、次い
で６５０°Ｆ／時間の冷却が行なわれた。
上記のホウ化処理は、スラリーの固体中にホウ素で１．
５重量パーセントとなる程度のホウ素供給化合物を含む
マグネシウム酸化物スラリーを供給し、次いで２０００
°ないし２２００？で２ないし３時間の均熱処理を行な
い、そのあと指示された速さで冷却することによって行
なわれた。脱ホウ素処理も同様に行なわれたが、ホウ素
を含まない酸化マグネシウムスラリーが用いられている
。
この試験結果を下記の第５表に示した。
第５表 Ｂ　　３９　５０１．９５２０．２８０．３７０．４８
Ｆ　　６５　６５０１．９４４０．３８０．５１０．６
６Ｇ　　３０　５０１．９４７０．３１０．４１０．５
４Ｈ２２６５０１，９４６０，３５０，４７０，６３試
料Ｆにおけるように６５　ｐｐｍのホウ素を含む鋼と、
試料Ｈにおけるような２２　ｐｐｍのホウ素を含む鋼の
倒れも、鋼が６５０’Ｆ／時間の速さで急速に冷却され
る場合、鉄損は容認し難いほどに高い。これとは逆に、
鋼が約５０？／時間で徐冷された場合は、本発明の処理
後の鋼でホウ素値が３０　ｐｐｍ　（試料Ｇ）、３９　
ｐｐｍ　（試料Ｂ）あるいは８２　ｐｐｍ　（試料Ｅ；
第３表）の倒れにおいても。
鉄損値は良好であった。Ｆｅ！Ｂ粒子の寸法および分布
について、試料ＧおよびＨによる試験片を拡大図で調査
した。粒子に見られたん長寸法をその寸法値とした。
第６表 ５０°Ｆ／時間　　　　３０　ｐｐｍ　Ｂ　　　　　２
０　ｐｐｍ　ＢＯ〜１０　１４　１４　３０　３ ０１１〜２０　２３　３７　６０　９ ０２１〜３０　２６　６３　８　９ ８３１〜４０　１１　７４　２　１０ ０４１〜５０　　　　　８　　　　８ ２５１〜６０　　　　　２　　　　８ ４６）〜７０　　　　３　　　　８ ７７１〜８０　　　　４　　　　９ １８１〜９０　　　　２　　　　９ ３９１〜１１０　　　　２　　　　９ ５１１１〜１３０　　　　２　　　　９７１３１〜１５
０　　　　２　　　　９９１５０以上　　　　１　１０
０ 平均寸法　　　　　３５，０μｍ　　　　　１２４粒子
数／■”　　　　　３．８　　　　　　１８．０徐冷に
よシ、生成Ｆｅ１Ｂの粗大化、従って平均粒子径の増大
、平方ミリメートル当りで見られる粒子数の減少、およ
び４０ミクロン未満の粒子数の減少がもたらされること
は明らかである。
理論に束縛されることを望むものではないが、ホウ化物
寸法についての上記測定値を根拠にすれば、徐冷による
改善および急冷による劣°Ｆのメカニズムは次のとおシ
であると信じられる。ゆっくシ冷却されると、観られた
ように、大きいＦｅ２Ｂ粒子（たとえば４０μｍ以上）
が形成され、１８０゜磁壁間隔を減少させる消磁場所と
して働らく。
確かに、実施例１のホウ化処理の前後のヒステリシス損
失ｐＩＩの測定によれば誘導テストに依存するホウ化処
理（誘導度が高いほど、その割合も高くなる）により、
１１ないし２１％はど増加することが示されている。し
かし、全損失の約８０チを示す渦電流損失ＰＫは１７な
いし２２％も減少した（誘導度が高いほど、その割合が
高くなる）。
前記の測定値はゆつくシした冷却速度でＦｅ、Ｈの大き
い粒子（４０μｍ以上）が形成され、１８０゜磁壁間隔
を減少させる消磁場所として働らく、という理論を支持
しているように思われる。
第１表の試料Ａおよび試料Ｂについて損失の分離測定が
行なわれた。即ち、各試料について各誘導テストでのヒ
ステリシス損失が測定された。全損失とそれぞれのヒス
テリシス損失ｐＨとの差が渦電流損失ｐＥである。測定
値を第７表に示した。
確かに、全ホウ化物の存在量は有効ホウ素の量に依存す
る。大きいホウ化物のほかに、非常に小さいホウ化物も
また形成され、保磁力を増加させ、従ってヒステリシス
損失を僅かに増加させる。しかし、大きいホウ化物によ
って生じる磁区の微細化は圧倒的な渦電流損失従って全
損失の減少をもたらすものである。他方、急速冷却は大
きいホウ化物をつくらず、従って磁区微細化をおこさな
い。
しかし、微細ホウ化物が多量になると、保磁力とヒステ
リシス損失が非常に増加し、磁壁がそれらの動きを妨害
する多くのホウ化物に出会うことになるから、非同時的
な渦電流損失も増加する。確かに、損失の分離調査から
はこのような増加が観測された。
損失分離調査は第５表の試料Ｆについても行なわれ、そ
の結果が第８表に示されている。
観測されたヒステリシス損失は第７表の徐冷試料の場合
のそれよりも著しく高い。そして渦電流損失は、急冷に
よって生成した微細Ｆｅ２Ｂの分散により、高くなって
いる。磁区構造の観察から、磁壁間隔は急冷された試料
では著しく大きくなり、従って第８表における非常に高
い＃電流損失を裏付けることが示された。
すべての方向性鋼は、いわゆる標準的なまたは通常のタ
イプの、あるいは十分に集合組織化焼鈍を行なって高い
透磁率をもたせたタイプの何れにせよ、はとんど同じ化
学成分を有する。即ち、電蓄パーセントで、０．００３
９６Ｃ，０，０３ないし０．０８％　Ｍｎ、０．０００
５％未満８．２．９ないし３．２％Ｓｔ、０．２５％未
満Ｃｕ、０．１％未満Ｓｎ。
０．００１５チ未満ＡＩ、０．００１５％未満Ｔｉ。
０．００５０％未満酸素および０．０００５チ未満窒素
ならびに低Ｓｔ度のＣｒ、Ｎｉ、ＰおよびＭｏのような
不可避の残留元素を有する。
従って、すべての標準的な方向性ケイ素鋼およびすべて
の高透磁率方向性ケイ素鋼は本質的に同一の結晶組織を
もっているから、それらのホウ化処理に対する反応は非
常に類似している。その反応は、高透磁率ｍ！Ｖｆに大
きい１８０°磁壁曲隔を有する鋼では、磁壁間隔が典型
的に小さい標準的な方向性鋼に比べ大きなものになろう
。本発明の方法の効果は、材料の結晶組織と１８０°磁
壁間隔に依存し、製鋼方法や前記の結晶組織や磁壁間隔
をつくるのに用いられた方法には無関係である。
ホウ化によって得られる低損失は恒久的に低いものであ
って、変圧器鉄心製造工程におけるそのあとの歪除去焼
鈍によっても影響されない。仕上げ塗装が絶縁目的には
不要な巻鉄心変圧器業務では、本発明の方法によってつ
くられる塗装基本材は、仕上は塗装やケガキを施した材
料よシも安いコストでつくられ、入手し得る限りにおい
て非常に良好な鉄損金もつ巻鉄心変圧器業務を提供する
ことができる。絶縁の必要はあるが、歪除去焼鈍の必要
はない。積層鉄心変圧器業務には、本発明の製品は商用
的なケガキ装置についての資金投資や保守の必要がなく
、ケカキした製品と競合し得る鉄損を有するものとして
製造することができる。
確かに本発明の方法の結果は、レーザーケガキ処理によ
って得られるものと同じほどのものであシ、その結果は
同じく磁壁間隔低減で得らねるものである。
本発明者はこ＼に本発明の態様を示し、かつ記述したが
、本発明者はその精神と範囲を逸脱することなくなし得
る変更や修正をも本発明に包含する意向を有するもので
ある。
代理人　弁理士　湯浅恭亘゛　　・ １．−１・き （外５名）

Claims (9)

    【特許請求の範囲】
  1. （１）２．５ないし４重量パーセントのケイ素を含み、
    不可避の不純物を除いて残が鉄をなす結晶方向性ケイ素
    鋼の最終集合組織化焼鈍後の鉄損値を改善する方法であ
    って、最終集合組織化焼鈍鋼にホウ素含有物質を塗布す
    る工程、ホウ素含有物質を塗布された鋼を少なくとも１
    ８５０°Ｆの温度に加熱する工程、前記ホウ素含有物質
    から前記鋼にホウ素を注入するのに充分な時間、鋼をそ
    の温度に保持する工程、そして１００°Ｆ／時間または
    それ以下の速さで約１０００°Ｆの温度まで鋼を冷却す
    る工程を含むことを特徴とする方向性ケイ素鋼の鉄損低
    減方法。
  2. （２）前記の冷却工程が、約５０°Ｆ／時間の速さで前
    記の鋼を冷却することからなることを特徴とする特許請
    求の範囲第（１）項記載の方法。
  3. （３）ホウ素含有物質を塗布した鋼を２０００ないし２
    １５０°Ｆ間の温度に加熱することを特徴とする特許請
    求の範囲第（２）項記載の方法。
  4. （４）前記温度保持工程で０．００１ないし０．００９
    重量パーセントホウ素間にホウ化処理することを特徴と
    する特許請求の範囲第（１）項記載の方法。
  5. （５）前記鋼を前記の温度保持工程で０．００１５ない
    し０．００５０重量パーセントホウ素にホウ化処理する
    ことを特徴とする特許請求の範囲第（１）項記載の方法
    。
  6. （６）前記冷却工程で、５０°Ｆ／時間を超えない速さ
    で鋼を冷却するように限定されていることを特徴とする
    特許請求の範囲第（５）項記載の方法。
  7. （７）前記ホウ素含有物質が酸化マグネシウムおよび前
    記ホウ素を本質的に含んでいることを特徴とする特許請
    求の範囲第（１）項記載の方法。
  8. （８）前記温度保持工程が、前記の温度に１ないし１２
    時間鋼を保持することを含むように限定されていること
    を特徴とする特許請求の範囲第（１）項記載の方法。
  9. （９）前記温度保持工程が、前記の温度に２ないし４時
    間鋼を保持することを含むように限定されていることを
    特徴とする特許請求の範囲第（１）項記載の方法。
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