JP2653948B2 - 熱鋼帯焼なましなしの標準結晶粒配向珪素鋼の製法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は０.４５ｍｍ〜０.１８ｍ
ｍ（１８ミル〜７ミル）の厚さの標準結晶粒配向珪素鋼
を熱鋼帯の焼なましなしに製造する方法、および炭化物
の析出を抑制するために最初の冷間圧延工程後の中間焼
なましが極めて短均熱時間で且つ２部分の温度制御冷却
サイクルからなる前記製法に関する。

【０００２】

【背景技術】本発明の教示はミラ−指数により（１１
０）［００１］と名付けられるキュウブ−オン−エッジ
配向をもつ珪素鋼に適用される。この種の珪素鋼は一般
に結晶粒が配向した珪素鋼と呼ばれる。結晶粒配向珪素
鋼は２つの基本的なカテゴリに分割される。標準結晶粒
配向珪素鋼と高透磁率結晶粒配向珪素鋼とである。標準
結晶粒配向珪素鋼は主要結晶粒成長抑制材としてマンガ
ンおよび硫黄（および／またはセレン）を使用し、通常
７９６Ａ／ｍで１８７０以下の透磁率をもつ。高透磁率
珪素鋼は結晶粒成長抑制材としての硫化マンガンおよび
／またはセレン化マンガンに加えて、もしくは代わり
に、窒化アルミニウム、窒化硼素または業界において既
知の他の種に依存し、１８７０より大きい透磁率をも
つ。本発明の教示は標準結晶粒配向珪素鋼に適用可能で
ある。

【０００３】標準結晶粒配向珪素鋼の慣用の処理方法は
慣用の装置での珪素鋼の融成物の製造、得られた珪素鋼
の精錬およびインゴツトもしくはストランド鋳造スラブ
の形態に鋳造することからなる。鋳造珪素鋼は好適には
重量％で表して０.１％以下の炭素、０.０２５％〜０.
２５％のマンガン、０.０１％〜０.０３５％の硫黄およ
び／またはセレン、２.５％〜４.０％の珪素、但し目標
珪素含量は３.１５％、５０ｐｐｍ以下の窒素、１００
ｐｐｍ以下の全アルミニウム、および残部は本質的に鉄
からなる。所望に応じ、硼素および／または銅の添加を
行つてもよい。

【０００４】鋼融成物をインゴツトに鋳造した場合には
鋼を熱間圧延してスラブにするか、インゴツトから直接
圧延して鋼帯とする。連続的に鋳造する場合には米国特
許第４,７１８,９５１号の方法によりスラブを予備圧延
してもよい。工業的実施には鋼帯鋳造も本発明の方法か
らは有利である。スラブは１４００℃（２５５０°Ｆ）
で熱鋼帯の厚さに熱間圧延し、３０秒間の均熱期間１０
１０℃（１８５０°Ｆ）の熱鋼帯焼なましを行い、得ら
れた熱鋼帯を環境温度に空冷する。その後で、材料を冷
間圧延して中間厚とし、９５０℃（１７４０℃）で３０
秒間均熱して中間焼なましを行い、例えば空冷して環境
温度に冷却する。中間焼なましに続いて珪素鋼を冷間圧
延して最終厚にする。最終厚の珪素鋼を慣用の脱炭焼な
まし処理するが、この処理は鋼を再結晶させ、また炭素
含量を非時効レベルに低下させ且つフェイアライト表面
酸化物を生成させる。この脱炭焼なましは通常８３０℃
〜８４５℃（１５２５°Ｆ〜１５５０°Ｆ）の温度で湿
潤水素含有雰囲気中で炭素含量を０.００３％またはそ
れ以下にするのに充分な時間行われる。その後で珪素鋼
をマグネシアのような焼なまし分離材で被覆し、１２０
０℃（２２００°Ｆ）の温度で２４時間箱焼なましす
る。この最終焼なましにより二次再結晶化が行われる。
フォルステライトまたは“ミル（ｍｉｌｌ）”ガラス皮
膜がフェイアライト層と分離材皮膜との間の反応により
生成する。

【０００５】標準結晶粒配向（キュブ−オン−エッジ）
珪素鋼の代表的製法は米国特許第４，２０２,７１１
号；同第３,７６４,４０６号；および同第３,８４３,４
２２号明細書に記載されている。

【０００６】本発明は、上述の慣用の手順において本発
明の中間焼なまし及び冷却操作を行えば熱鋼帯焼なまし
を省略できるとの知見に基づく。本発明の中間焼なまし
と冷却操作とは好適には比較的低い温度での極めて短時
間の均熱と、温度制御した２工程冷却サイクルとを併用
することを意図するものである。

【０００７】本発明の教示は、以下に詳細に説明するよ
うに、先行技術に比して多くの利点を生ずる。上述の範
囲内のすべての最終厚で、慣用の手順により達成される
磁性と少なくとも同等もしくは屡々より良好な磁性が達
成される。この磁性はまた慣用のものより一定してい
る。本発明の教示は焼なましサイクルを２０％またはそ
れ以上短縮し、それにより連続生産ラインの生産能力を
増大させる。本発明方法は、鋼を熱間圧延して熱鋼帯と
した後の熱鋼帯焼なましなしに、初めて薄厚の、代表的
には０.２３ｍｍ〜０.１８ｍｍ（９ミル〜７ミル）の、
良好な磁気特性をもつ標準結晶粒配向珪素鋼の製造を可
能とするものである。本発明方法は熱鋼帯焼なましを実
施できない所での薄厚標準結晶粒配向珪素鋼の製造を可
能となすものである。本発明方法の中間焼なまし温度が
比較的低いことは該焼なまし中の珪素鋼の機械的強度を
増大するが、この機械的強度は従来の高い焼なまし温度
では限界ぎりぎりのものであつた。

【０００８】ヨ−ロツパ特許第００４７１２９号は高透
磁率珪素鋼の製造に対して７０５℃から２０５℃（１３
００°Ｆから４００°Ｆ）への急冷工程の使用を教示し
ている。この急冷工程により最終製品中の二次結晶粒の
大きさをより小さくすることができる。米国特許第４,
５１７,９３２号は高透磁率珪素鋼の製造用に急冷と中
間焼なまし中の制御された脱炭、および炭化物を調整す
るための９５℃〜２０５℃（２００°Ｆ〜４００°Ｆ）
での１０秒〜６０秒間の時効処理を教えている。

【０００９】これらの高透磁率珪素鋼の文献は８７０℃
（１６００°Ｆ）で１２０秒間均熱の極めて低い温度と
長い期間との中間焼なましサイクルを使用し、その後で
７０５℃（１３００°Ｆ）からの急冷および炭化物の析
出を調整する時効処理を使用している。しかし、本発明
の中間焼なましの場合には６２０℃（１１５０°Ｆ）以
上の温度からの急冷はマルテンサイト（これは硬さを増
大させ、次の冷間圧延のための機械的性質を劣化させ且
つ最終製品の磁性を劣化させる）を生成させるために磁
性が劣化することを知見した。

【００１０】上記米国特許第４,５１７,０３２号では急
冷後の低温時効処理を使用している。この手順を標準結
晶粒配向材料に使用すると二次結晶粒の寸法が大きくな
り、且つこの二次結晶粒の寸法の増大は微細な炭化鉄の
析出を損なうから最終製品の磁性が劣化することが見出
された。オ−ステナイトの生成を回避するために８９５
℃（１６４０°Ｆ）またはそれ以下の温度でのより低い
温度での焼なましを使用すれば二次相（これはミクロ組
織から調整されなければならない）の生成なしに炭化鉄
を充分に溶解させることができるであろう。しかし、こ
の操作は炭化物を溶解させるために非常に長期の焼なま
し時間を必要とするが、本発明の２工程冷却サイクルな
しに均熱温度からの直接急冷を可能とするであろう。

【００１１】米国特許第４,４７８,６５３号は熱鋼帯の
焼なましなしに０.２３ｍｍ（９ミル）厚の標準結晶粒
配向珪素鋼を製造するために、より高い中間焼なまし温
度を使用できることを教えている。しかし、この特許に
より製造された０.２３ｍｍ（９ミル）厚の標準結晶粒
配向珪素鋼は熱鋼帯焼なましを行う手順を使用するとき
より磁性が一層変わりやすいことが判明した。さらに、
この文献に教示された熱鋼帯焼なまし省略−高温中間焼
なまし操作は熱鋼帯焼なましを行う操作に比べて一般に
０.２３ｍｍ（９ミル）またはそれ以下のより薄い厚さ
では磁性が劣ることが判明した。最後に、米国特許第
４,４７８,６５３号の中間焼なましでの極めて高い温度
は珪素鋼の機械的強度が低下させ、処理を一層困難なも
のとする。

【００１２】

【発明の開示】本発明によれば、重量％で表して本質的
に０.１％以下の炭素、０.０２５％〜０.２５％のマン
ガン、０.０１％〜０.０３５％の硫黄および／またはセ
レン、２.５％〜４％の珪素、１００ｐｐｍ以下の全ア
ルミニウム、５０ｐｐｍ以下の窒素および残部が本質的
に鉄からなる珪素鋼を用意する工程を包含する、０.４
５ｍｍ〜０.１８ｍｍ（１８ミル〜７ミル）の範囲の厚
さをもち標準結晶粒配向をもつ珪素鋼に加工する方法を
提供するものである。所望に応じ、硼素および／または
銅を添加してもよい。

【００１３】本発明によれば珪素鋼は熱鋼帯から熱鋼帯
焼なましせずに中間厚に冷間圧延し、冷間圧延した中間
厚珪素鋼を９００℃〜１１５０℃（１６５０°Ｆ〜２１
００°Ｆ）、好適には９００℃〜９３０℃（１６５０°
Ｆ〜１７００°Ｆ）で１秒〜３０秒間、好適には３秒〜
８秒間の均熱期間の中間焼なましを行う。この均熱操作
の後で珪素鋼を２工程で冷却する。すなわち、第１冷却
工程は前記均熱温度から５４０℃〜６５０℃（１０００
°Ｆ〜１２００°Ｆ）、好適には５９５℃±３０℃（１
１００°Ｆ±５０°Ｆ）の温度に毎分８３５℃（毎分１
５００°Ｆ）以下の冷却速度、好適には毎分２８０℃〜
５８５℃（毎分５００°Ｆ〜１０５０°Ｆ）の冷却速度
で徐冷する。第２冷却工程は毎分８３５℃（毎分１５０
０°Ｆ）以上の急冷工程、好適には毎分１３９０℃〜１
９４５℃（毎分２５００°Ｆ〜３５００°Ｆ）の急冷速
度で急冷し、続いて３１５℃〜３７０℃（６００°Ｆ〜
７００°Ｆ）で水冷することからなる。中間焼なましの
後で珪素鋼を冷間圧延して最終厚とし、脱炭し、焼なま
し分離材を被覆し、最終焼なましを行つて二次再結晶化
を行う。

【００１４】

【好適な実施態様の記載】本発明の実施に際しては、標
準結晶粒配向珪素鋼を得るための手順は慣用のもであ
り、２つの相違点以外は慣用のものと同じである。第１
の相違点は本発明方法は熱鋼帯の熱間焼なましを行わな
いことである。第２の相違点は第１冷間圧延後の本発明
の中間焼なましおよび冷却サイクルの実施である。

【００１５】このようにするために、“熱鋼帯”とここ
に称する原料はインゴツト鋳造／連続鋳造および熱間圧
延、あるいは鋼帯鋳造のような業界で既知の多くの方法
により製造できる。珪素鋼の熱鋼帯のスケ−ルを除去す
るが、第１冷間圧延を実施するに先立つて熱鋼帯の焼な
ましは行わない。

【００１６】第１冷間圧延後に珪素鋼を本発明の教示に
従い中間焼なましする。本発明の中間焼なましの時間／
温度サイクルの模式図である図１を参照されたい。この
図１はまた破線により代表的な先行技術中間焼なましの
時間／温度サイクルを示す。

【００１７】本発明の主要な要点は中間焼なましとその
冷却サイクルとを、微細な炭化物を分散できるように調
整できることを知見した点にある。炭化物の調粒は０.
１８ｍｍ（７ミル）またはそれ以下の最終厚においてさ
えも、熱鋼帯焼なましの必要性なしに、融成物中の広範
囲の炭素に亙つて最終製品に良好な一定した磁気特性を
もつ標準結晶粒配向珪素鋼の製造を可能となす。

【００１８】鋼帯を中間焼なましの昇温段階中の炉に入
れてほぼ２０秒後に６７５℃（１２５０°Ｆ）で再結晶
化がおこり、その後で通常の結晶粒の成長がおこる。再
結晶化の始発点は図１において“○”で示される。図１
のＡで示すように６９０℃（１２８０°Ｆ）以上で炭化
物が溶解し始める。この溶解は続行され温度が上昇する
につれて促進される。９００℃（１６５０°Ｆ）以上で
少量のフェライトがオ−ステナイトに変態する。オ−ス
テナイトは炭素を一層迅速に溶解させ結晶粒の通常の成
長を制限し、それにより中間焼なまし結晶粒寸法を確立
する。先行技術の中間焼なましは９５０℃（１７４０°
Ｆ）で２５〜３０秒間の均熱により行われた。本発明の
中間焼なまし操作は１〜３０秒、好適には３秒〜８秒の
均熱時間である。均熱温度は重要ではないことが決定さ
れた。均熱は９００℃〜１１５０℃（１６５０°Ｆ〜２
１００°Ｆ）の温度、好適には９００℃〜９３０℃（１
６５０°Ｆ〜１７００°Ｆ）の温度、さらに好適には９
１５℃（１６８０°Ｆ）の温度で行われる。この短い均
熱時間と低い均熱温度とが好適である。この理由はオ−
ステナイトの生成量が少なくなるからである。前からあ
るフェライト粒界に分散した島の形態で存在するオ−ス
テナイトは一層微細となる。こうして、オ−ステナイト
は分解してフェライトとなり、同時に炭素を固溶体の状
態として後から微細な炭化鉄を析出させるのが一層容易
となる。均熱温度を上げるかまたは均熱時間を長くする
と、オ−ステナイトの島を成長させ、島は前のフェライ
トの地に比べて急速に炭素が富化したものとなる。オ−
ステナイトの成長とオ−ステナイトの炭素富化とは冷却
中におけるオ−ステナイトの分解を阻害する。炉を出た
時の所望の組織は、５％以下のオ−ステナイトが微細な
島としてフェライト地全体に均一に分散した再結晶フェ
ライト地からなるものである。中間焼なましの終了時点
では炭素は固溶し冷却に際して容易に再析出できる状態
にある。中間焼なまし時間と均熱温度とを再編成した主
要な理由はオ−ステナイトの島の成長を抑制するにあ
る。この低い温度は生成するオ−ステナイトの平衡体積
割合は低下させる。この短い時間は炭素の拡散を減少さ
せ、それによつてオ−ステナイトの成長を抑制し且つオ
−ステナイトの不当な富化を抑制する。この低い鋼帯温
度と、減少したオ−ステナイトの体積割合と、オ−ステ
ナイトの一層微細な形態とは冷却サイクル中でのオ−ス
テナイトの分解を一層容易にする。

【００１９】均熱直後に、冷却サイクルを開始する。本
発明の冷却サイクルは２段階で行うことを意図するもの
である。すなわち、均熱工程から図１の点“Ｅ”に延び
る第１冷却工程は前記均熱温度から５４０℃〜６５０℃
（１０００°Ｆ〜１２００°Ｆ）、好適には５９５℃±
３０℃（１１００°Ｆ±５０°Ｆ）の温度に徐冷する工
程である。この第１冷却（徐冷）工程はオ−ステナイト
を分解して炭素が飽和したフェライトを生成する。平衡
状態下では９００℃〜７７０℃（１６５０°Ｆ〜１４２
０°Ｆ）でオ−ステナイトは分解して炭素が飽和したフ
ェライトを生成する。しかし、冷却操作の動力学はオ−
ステナイトの分解は最も早くても中間の８１５℃（１５
００°Ｆ）までの範囲までは開始されないが５９５℃
（１１００°Ｆ）より若干低い温度まで続行するような
速度である。

【００２０】第１冷却（徐冷）工程でオ−ステナイトの
分解ができないとマルテンサイト及び／またはパ−ライ
トを生成する。マルテンサイトがもし存在すると二次結
晶粒寸法が大きくなり、（１１０）［００１］配向の質
を低下させる。マルテンサイトの存在は第２冷間圧延に
おけるエネルギ−の貯蔵に悪影響を与え、最終珪素鋼製
品の磁性を劣化させ且つより一定しない磁性のものとな
す。最後に、マルテンサイトは最終珪素鋼の機械的性
質、特に冷間圧延特性を劣化させる。パ−ライトはマル
テンサイトより良性であるがやはり炭素を望ましくない
形態に結合する。

【００２１】上述したように、オ−ステナイトの分解は
図１のほぼ“Ｃ”点で始まり、ほぼ“Ｅ”点まで続く。
“Ｄ”点で炭素飽和フェライトから微細な炭化鉄が析出
し始める。平衡条件下では炭化物は炭素飽和フェライト
から６９０℃（１２８０°Ｆ）以下の温度で析出し始め
る。しかし、実際の操作は炭化物の析出を始めさせるに
は若干過冷却することが必要であり、６５０℃（１２０
０°Ｆ）で初めて開始される。オ−ステナイトの炭素富
化フェライトへの分解とフェライトからの炭化物の析出
とは若干重なることに留意されたい。炭化物は２形態で
存在する。それは結晶粒間フィルムとして、および微細
な結晶粒間析出物として存在する。前者は５７０℃（１
０６０°Ｆ）以上の温度で析出し、後者は５７０℃（１
０６０°Ｆ）以下の温度で析出する。図１の“Ｃ”点か
ら“Ｅ”点に延びる徐冷工程である第１冷却工程は毎分
８３５℃（１５００°Ｆ）以下の冷却速度、好適には毎
分２８０℃〜５８５℃（５００°Ｆ〜１０５０°Ｆ）の
冷却速度である。

【００２２】冷却サイクルの第２冷却工程、すなわち急
冷工程は図１の“Ｅ”点で始まり３１５℃と５４０℃
（６００°Ｆと１０００°Ｆ）との間の“Ｇ”点へ延
び、この“Ｇ”点で鋼帯を水冷して急冷工程を完了す
る。水冷後の鋼帯温度は６５℃（１５０°Ｆ）以下であ
り、これは図１では室温［２５℃（７５°Ｆ）］として
示される。第２冷却工程中の冷却速度は好適には毎分１
３９０℃〜１９４５℃（毎分２５００°Ｆ〜３５００°
Ｆ）、さらに好適には毎分１６６５℃（毎分３０００°
Ｆ）以上である。これにより確実に微細な炭化鉄が析出
する。

【００２３】上述のことから本発明の全中間焼なまし−
冷却サイクルは所望のミクロ組織を得る操作に必要であ
り、精密な制御が重要であることが明らかである。図１
に示す先行技術によるサイクル時間は毎分５７メ−トル
（毎分２２０フィ−ト）の鋼帯速度で少なくとも３分間
を必要とし、水浴（図示せず）中で終了する。本発明の
中間焼なましサイクル時間は２分１０秒を必要とし、こ
のことは毎分８０メ−トル（毎分２６０フィ−ト）の鋼
帯速度を使用することを可能となす。従って、本発明の
焼なましサイクルは連続生産ラインの生産性をより大き
いものとすることができることに留意されたい。この焼
なまし後に時効処理は必要でないか、あるいは所望もさ
れない。この理由は時効処理は二次結晶粒の寸法を大き
くし、これは最終珪素鋼製品の磁性を劣化させることが
判明したからである。

【００２４】中間焼なましの後に第２冷間圧延工程を行
うが、この工程では珪素鋼は所望の最終厚に圧下され、
珪素鋼はその後脱炭され、焼なまし分離材で被覆され最
終焼なましして二次再結晶を行う。

【００２５】工場で目標珪素含量３.１５％の２種の標
準結晶粒配向珪素鋼の融成物（ヒ−ト）を処理した。こ
れら２種のヒ−トの化学成分を下記表１に掲げる：

【００２６】

【表１】 表 １ ヒ−ト C Mn S Si Al N Cu A 0.0280 0.0592 0.0215 3.163 0.0016 0.0033 0.094 B 0.0288 0.0587 0.0216 3.175 0.0013 0.0029 0.083

【００２７】処理は熱鋼帯の焼なましなしで行い、上記
２種のヒ−ト各々を別々に、最終厚を０.２８ｍｍ（１
１ミル）、０.２３ｍｍ（９ミル）および０.１８ｍｍ
（７ミル）としたが、これらの各々に対してそれぞれ３
つの異なる中間厚を使用した。すなわち、上記０.２８
ｍｍ、０.２３ｍｍおよび０.１８ｍｍの最終厚の材料の
各々に対する３つの異なる中間厚を下記表２に掲げる：

【００２８】

【表２】

【００２９】最終厚０.１８ｍｍ（７ミル）、０.２３ｍ
ｍ（９ミル）および０.２８ｍｍ（１１ミル）の材料に
ついて標準の先行技術により対象とする中間厚はそれぞ
れ０.５３ｍｍ（０.０２１インチ）、０.５８ｍｍ（０.
０２３インチ）及び０.６１ｍｍ（０.０２４インチ）で
あつた。上記珪素鋼に本発明による中間焼なましと冷却
サイクルとを行つた。このために珪素鋼を９１５℃（１
６８０°Ｆ）で８秒間均熱し、その後で毎分４７０℃〜
６７０℃（毎分８５０°Ｆ〜１２００°Ｆ）の冷却速度
で５７０℃（１０６０°Ｆ）に冷却し、次いで毎分８３
０℃〜１１００℃（毎分１５００°Ｆ〜２０００°Ｆ）
の冷却速度で３５０℃（６００°Ｆ）に冷却した後６５
℃（１５０°Ｆ）以下に水冷した。珪素鋼を最終厚に冷
間圧延し、８３０℃（１５２５°Ｆ）で湿潤水素含有雰
囲気中で脱炭し、マグネシアを被覆し、１２００℃（２
２００°Ｆ）で２４時間湿潤水素中で最終の箱焼なまし
を行つた。

【００３０】ヒ−トＡおよびＢのコイルの前側と裏側と
の平均結果を下記表３にまとめた：

【表３】

【００３１】０.１８ｍｍ（７ミル）、０.２３ｍｍ（９
ミル）および０.２８ｍｍ（１１ミル）厚の材料につい
て先行技術による結果によれば目標１５ｋＧａ鉄心損の
値はそれぞれ０.８６７Ｗ／ｋｇ（０.３９０Ｗ／ｌ
ｂ）、０.９３３Ｗ／ｋｇ（０.４２０Ｗ／ｌｂ）および
１.０６７Ｗ／ｋｇ（０.４８０Ｗ／ｌｂ）であつた。従
って、０.１８ｍｍ（７ミル）、０.２３ｍｍ（９ミル）
および０.２８ｍｍ（１１ミル）厚の最終厚の各々につ
いて中間厚を前記先行技術で対象とする中間厚とした場
合でも僅かな鉄心損の改善が達成されたことに注意され
たい。上記各々の最終厚の材料について厚い方の中間厚
に圧延した材料ではより大きい鉄心損の改善さえ達成さ
れた。このことは最適の中間厚は本発明の中間焼なまし
サイクルを採用することにより厚い方に移動したことを
明らかに示すものである。Ｈ−１０透磁率も厚い方の中
間厚で改善されたことに注意されたい。

【００３２】こうして、本発明は標準結晶粒配向珪素鋼
の部分オ−ステナイトグレ−ドへの適用について記載し
てきた。完全フェライトグレ−ドのものはｂｂｃ型結晶
構造からｆｃｃ型結晶構造への変態をうけない。これは
下記の式で計算れるフェライト安定度指数から決定でき
る：

【００３３】上記値が０.０に等しいかそれ以下の値を
もつ組成は完全フェライトである。正のフェライト安定
度指数の値が大きくなることは存在するオ−ステナトの
体積割合が大きくなることを表わす。完全フェライト組
成の場合には急冷を均熱操作の終わりにおいて直接開始
できる。この理由はオ−ステナイトが存在しないから第
１冷却工程の徐冷工程が必要ないからである。

【００３４】本発明の精神を逸脱することなく種々の改
変を行い得るものと理解されたい。

【００３５】

【効果】本発明の効果は、上に詳細に説明したように、
先行技術に比して多くの利点を生ずる。上述の範囲内の
すべての最終厚で、慣用の手順により達成される磁性と
少なくとも同等もしくは屡々より良好な磁性が達成され
る。この磁性はまた慣用のものより一定している。本発
明の教示は焼なましサイクルを２０％またはそれ以上短
縮し、それにより連続生産ラインの生産能力を増大させ
る。本発明方法は、鋼を熱間圧延して熱鋼帯とした後の
熱鋼帯焼なましなしに、初めて薄厚の、代表的には０.
２３ｍｍ〜０.１８ｍｍ（９ミル〜７ミル）の、良好な
磁気特性をもつ標準結晶粒配向珪素鋼の製造を可能とす
るものである。本発明方法は熱鋼帯焼なましを実施でき
ない所での薄厚標準結晶粒配向珪素鋼の製造を可能とな
すものである。本発明方法の中間焼なまし温度が比較的
低いことは該焼なまし中の珪素鋼の機械的強度を増大す
るが、この機械的強度は従来の高い焼なまし温度では限
界ぎりぎりのものであつた。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の中間焼なまし／温度サイクルと代表的
先行技術の中間焼なましの中間焼なまし／温度サイクル
とを説明するグラフである。

Claims (11)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で表して２.５％〜４％の珪素を含
   有する珪素鋼の熱鋼帯を用意し、もし熱鋼帯にスケ−ル
   が存在したらこれを除去し、熱鋼帯を焼なましせずに中
   間厚に冷間圧延し、該中間厚材料を９００℃〜１１５０
   ℃（１６５０°Ｆ〜２１００°Ｆ）の均熱温度で１秒〜
   ３０秒間の均熱期間にわたり中間焼なましを行い、前記
   均熱温度から５４０℃〜６５０℃（１０００°Ｆ〜１２
   ００°Ｆ）の温度に毎分８３５℃（毎分１５００°Ｆ）
   以下の冷却速度で徐冷工程を行い、その後で３１５℃〜
   ５４０℃（６００°Ｆ〜１０００°Ｆ）の温度へ毎分８
   ３５℃（毎分１５００°Ｆ）以上の冷却速度で急冷工程
   を行い、次いで水冷し、珪素鋼を最終厚に冷間圧延し、
   脱炭し、脱炭した珪素鋼を焼なまし分離材で被覆し、得
   られた珪素鋼を最終焼なましして二次再結晶化させるこ
   とからなる、０.１８ｍｍ〜０.４６ｍｍ厚の標準結晶粒
   配向珪素鋼の製法。
2. 【請求項２】珪素含量が３.１５重量％である、請求項
   １記載の製法。
3. 【請求項３】中間焼なましを３〜８秒間の均熱期間で行
   う、請求項１記載の製法。
4. 【請求項４】中間焼なましを９００℃〜９３０℃（１６
   ５０°Ｆ〜１７００°Ｆ）の均熱温度で行う、請求項１
   記載の製法。
5. 【請求項５】中間焼なましを９１５℃（１６８０゜Ｆ）
   の均熱温度で行う、請求項１記載の製法。
6. 【請求項６】徐冷工程を５９５℃±３０℃（１１００°
   Ｆ±５０°Ｆ）の温度で終了する、請求項１記載の製
   法。
7. 【請求項７】徐冷工程を毎分２８０℃〜５８５℃（毎分
   ５００°Ｆ〜１０５０°Ｆ）の冷却速度で行う請求項１
   記載の製法。
8. 【請求項８】急冷工程を毎分１３９０℃〜１９４５℃
   （毎分２５００°Ｆ〜３５００°Ｆ）の冷却速度で行う
   請求項１記載の製法。
9. 【請求項９】中間焼なましを９１５℃（１６８０℃）の
   均熱温度で３秒〜８秒の均熱期間行い、徐冷工程を毎分
   ２８０℃〜５８５℃（毎分５００°Ｆ〜１０５０°Ｆ）
   の冷却速度で行い、徐冷工程を５９５℃±３０℃（１１
   ００°Ｆ±５０°Ｆ）の温度で終了し、急冷工程を毎分
   １３９０℃〜１９４５℃（毎分２５００°Ｆ〜３５００
   °Ｆ）の冷却速度で行う、請求項１記載の製法。
10. 【請求項１０】珪素鋼が重量％で表して本質的に０.１
    ％までの炭素、０.０２５％〜０.２５％のマンガン、
    ０.０１％〜０.０３５％の硫黄および／またはセレン、
    ２.５％〜４％の珪素、１００ｐｐｍ以下のアルミニウ
    ム、５０ｐｐｍ以下の窒素、所望に応じ硼素および銅を
    含み、残部が本質的に鉄からなる、請求項１記載の製
    法。
11. 【請求項１１】珪素の重量％が３.１５％である、請求
    項１０記載の製法。