JP2693327B2

JP2693327B2 - 標準高珪素低炭素結晶粒配向珪素鋼の製造方法

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Publication number: JP2693327B2
Application number: JP3281427A
Authority: JP
Inventors: ジェリー・ダブリュ・ショーン
Original assignee: Armco Inc
Current assignee: Armco Inc
Priority date: 1991-10-28
Filing date: 1991-10-28
Publication date: 1997-12-24
Anticipated expiration: 2012-12-24
Also published as: JPH0693333A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の技術分野】本発明は、低炭素量で、かつ約０.
３５ｍｍ〜約０.１５ｍｍ(約１４ミル〜約６ミル)また
はそれ以下の厚さをもつ標準高珪素結晶粒配向珪素鋼(e
lectrcalsteel)の製造方法に関し、更に詳細には、非常
に短い均熱時間の第１冷間圧延工程後の中間焼鈍し及び
２部からなる温度制御冷却サイクル及び好適には脱炭前
の超急速焼鈍しを含む珪素鋼の製造方法に関する。

【０００２】

【発明の背景】本発明の技法はミラ−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(及び／またはセレン)を使用し、通常７９６
Ａ／ｍで１８７０以下の透磁率をもつ。高透磁率珪素鋼
は結晶粒抑制材として硫化マンガン及び／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
の精錬及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。珪素鋼鋳造物は好適には
重量％で表して約０.１％以下の炭素、約０.０２５％〜
約０.２５％のマンガン、約０.０１％〜約０.０３５％
の硫黄及び／またはセレン、約２.５％〜約４.０％の珪
素、但し珪素含量は３.１５％を含むようにし、約５０p
pm以下の窒素、約１００ppmのアルミニウム合量、およ
び残部は本質的に鉄からなる。所望に応じ、硼素及び／
または銅を添加を行つてもよい。

【０００４】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。連続鋳造する場合には米国特許第4,718,95
1号の方法によりスラブを予備圧延してもよい。工業的
展開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)で熱鋼帯厚さに熱間圧
延し、約３０秒間均熱して約１０１０℃(１８５０°Ｆ)
の熱鋼帯焼鈍しする。次に、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
約９５０℃(約１７４０°Ｆ)で３０秒間中間焼鈍しし、
空冷して環境温度に冷却する。中間焼鈍しの後に、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
の脱炭焼鈍し処理するが、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。この脱炭焼鈍しは通常約
８３０℃〜約８４５℃(約１５２５°Ｆ〜約１５５０°
Ｆ)の温度で湿潤水素含有雰囲気中で炭素含量を約０.０
０３％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鈍し分離材で被
覆し、約１２００℃(約２２００°Ｆ)の温度で２４時間
最終焼鈍しする。この最終焼鈍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”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、第3,764,4
06号及び第3,843,422号明細書に記載されている。

【０００６】近年、標準結晶粒配向生成物の鉄損を低減
するために、珪素含量を増して巨視的うず電流損を抑制
することにより体積抵抗を増加することに注意が払われ
ている。しかし、より高い珪素含量から予想される改善
は通常実現しなかった。改善された磁性品質を得るため
の試みにおいて、代表的な先行技術の解決策は珪素と炭
素の両方、特定の割合を増加するものであった。炭素と
珪素の両方の増加は、珪素鋼を高温インゴット／スラブ
加熱処理中に初期結晶粒界を溶融し易い傾向にあり、ま
た、熱間圧延後に続く処理においてより脆化し易い傾向
にあることが観察された。珪素及び炭素含量の高い材質
の取り扱い性及び冷間圧延性は低下する。標準結晶粒配
向珪素鋼の製造方法において、最終結晶配向珪素鋼の非
時効磁気特性を提供するために、０.００３％またはそ
れ以下への脱炭が必要である。しかし、高含量の珪素は
脱炭を遅延し、高珪素、高炭素材料を製造することをよ
り困難なものにする。

【０００７】本発明は、標準結晶粒配向珪素鋼の製造に
おいて、冷間圧延の第１工程後の中間焼鈍し及びその冷
却サイクルの性質が最終生成物の磁気特性に大きく影響
を及ぼすとの知見に基づくものである。焼鈍し中に形成
されるオーステナイトの体積割合、オーステナイト分解
生成物及び冷却中に形成される炭化物析出物は全て非常
に重要である。オーステナイトの分解を起こさず、更に
微細炭化鉄の析出を起こさない中間焼鈍し後の冷却速度
は低透磁率、不安定な２次結晶粒成長及び／または大き
な２次結晶粒を生ずる。これに加えて、より高い珪素含
量は炭素の活性を上昇させることがあり、炭化物の析出
温度を上昇させ、かつより粗い炭化物を生ずる。結果と
して、中間焼鈍し後の不適当な冷却により生ずる問題は
より高い珪素含量で悪化する。本発明の技法はこれらの
問題を克服するものである。

【０００８】本発明は約３〜４.５％の珪素含量及び０.
０７％以下の低炭素含量をもつ溶融物を原料とする標準
結晶粒配向珪素鋼の製造を指向するものである。本発明
の方法は以下の３つの例外を除いては慣用の方法による
ものである。第１に、全ての熱鋼帯の焼鈍しを削除でき
る。これは特に上述の珪素含量範囲の低部で事実であ
る。しかし、本発明方法は上述の熱鋼帯の焼鈍しを包含
することが好ましい。

【０００９】第２に、本発明は冷間圧延の第１工程後の
改変された中間焼鈍し操作を意図するものである。改変
された中間焼鈍し操作は先行技術中間焼鈍しより低い温
度で短均熱を行うことが好ましく、以下に詳述するよう
に温度制御された２工程冷却サイクルを包含する。

【００１０】本発明の中間焼鈍し冷却の実施は第１のゆ
っくりとした冷却工程でオーステナイトを分解させ、次
に、第２の急速冷却工程で微細な炭化鉄を析出させる。
短均熱の性質及びオーステナイトの分解は低炭素含量に
より促進される。

【００１１】最後に、本発明方法は脱炭前に超急速焼鈍
し処理を含むことが好ましい。超急速焼鈍し処理は再結
晶化組織を改善することにより全体的な磁気品質を向上
する。超急速焼鈍し処理は米国特許第4,898,626号明細
書に記載のタイプのものである。

【００１２】手短に述べると、米国特許第4,898,626号
明細書は、超急速焼鈍し処理が珪素鋼を１００℃(１８
０°Ｆ)／秒以上の速度で再結晶化温度、通常６７５℃
(１２５０°Ｆ)以上の温度へ加熱することにより行われ
ることを教示している。超急速焼鈍し処理は少なくとも
第１工程の冷間圧延の後で、最終焼鈍しの前の脱炭焼鈍
し前の操作の任意の時点で行うことができる。操作にお
ける好適な時点は冷間圧延が完了した時点で、脱炭焼鈍
しの前である。超急速焼鈍し処理は脱炭焼鈍しの前に行
うことができるが、脱炭焼鈍しの昇温段階として脱炭焼
鈍しに組み込むこともできる。

【００１３】

【発明の開示】従って、本発明は、約０.０７重量％以
下の炭素、約０.０２５〜０.２５重量％のマンガン、約
０.０１〜０.０３５重量％の硫黄及び／またはセレン、
約３.０〜４.５重量％の珪素、約１００ppm以下の合計
アルミニウム、約５０ppm以下の窒素及び残部が実質上
鉄より実質上なる珪素鋼を提供するための工程を含む約
０.３５mm(約１４ミル)ないし約０.１５mm(約６ミル)ま
たはそれ以下の範囲の厚さをもつ標準結晶粒配向珪素鋼
の処理方法を提供することにある。所望であれば、硼素
及び／または銅を添加することもできる。

【００１４】この目的のために、熱鋼帯と呼称する原料
はインゴット鋳造／連続鋳造及び熱間圧延のような業界
で既知である種々の方法またはストリップキャストによ
り製造することができる。

【００１５】熱鋼帯は約３０秒の均熱時間にわたり約１
０１０℃(１８５０°Ｆ)で焼鈍しを行い、次に、環境温
度へ空冷する。この熱鋼帯の焼鈍しは、特に上述の珪素
含量範囲の比較的低い領域をもつ標準結晶粒配向珪素鋼
を製造する場合には削除できることが観察された。

【００１６】その後、珪素鋼を中間厚へ冷間圧延する。
冷間圧延した中間厚の珪素鋼は約９００〜１１５０℃
(約１６５０〜２１００°Ｆ)、好適には約９００〜９３
０℃(約１６５０〜１７００°Ｆ)で、約１〜３０秒、好
適には約３〜８秒の均熱時間にわたり中間焼鈍しを行
う。この均熱の後、珪素鋼を２工程で冷却する。第１工
程は均熱温度から約５４０〜６５０℃(約１０００〜１
２００°Ｆ)、好適には９９５℃±３０℃(１１００°Ｆ
±５０°Ｆ)の温度へ約８３５℃(１５００°Ｆ)／分以
下の速度、好適には約２８０〜５８５℃(約５００〜１
０５０°Ｆ)／分の速度でゆっくりと冷却する工程であ
る。第２工程は８３５℃(１５００°Ｆ)／分以上の速
度、好適には約１３９０〜１９４５℃(２５００〜３５
００°Ｆ)／分の速度での急速冷却工程と、その次の約
３１５〜５４０℃(約６００〜１０００°Ｆ)で水中急冷
である。中間焼鈍しの後、珪素鋼は最終厚へ冷間圧延さ
れ、脱炭され、焼鈍し分離材を被覆し、最終焼鈍しを行
って２次再結晶化を行う。

【００１７】本発明の好適に実施するためには、珪素鋼
を上述のようなタイプの超急速焼鈍し処理する。これは
少なくとも第１工程の冷間圧延の後で、脱炭処理の前の
操作の任意の時点で行うことができる。冷間圧延が完了
し、脱炭焼鈍しの前の操作の任意の時点で行うことが通
常好適である。上述のように、超急速焼鈍しは脱炭焼鈍
し処理の昇温段階として脱炭焼鈍し処理に組み込むこと
ができる。

【００１８】本発明を実施する際に、標準高珪素低炭素
結晶粒配向珪素鋼についての操作は慣用の操作であり、
以下の３つの例外を除いて上述と実質上同一である。第
１の例外は、所望であれば熱鋼帯の焼鈍しを省略できる
ことである。装置及び条件が許せば、熱鋼帯の焼鈍しは
標準高珪素結晶粒配向珪素鋼を冷間圧延に対して余り脆
くなく、より実施し易いものにするために、熱鋼帯の焼
鈍しは推奨される。更に、熱鋼帯の焼鈍しは２次結晶化
をより安定なものにする傾向にある。熱鋼帯の焼鈍しを
実施する場合、熱鋼帯の焼鈍しは約１０１０℃(約１８
５０°Ｆ)の温度で、約３０秒の均熱時間にわたり行
う。熱鋼帯の焼鈍しの後に、環境温度へ空冷する。第２
の例外は第１工程冷間圧延後の本発明による中間焼鈍し
及び冷却の出現である。最後に、第３の例外は任意であ
るが、脱炭処理前に超急速焼鈍し処理を使用することが
好ましい。

【００１９】第１工程の冷間圧延の後、珪素鋼を本発明
の技法により中間焼鈍しする。本発明の中間焼鈍しにつ
いての時間／温度サイクルの概略を図１に示す。なお、
図１において、破線は代表的な先行技術中間焼鈍しにつ
いての時間／温度サイクルを示す。

【００２０】本発明の主要な要点は、中間焼鈍しとその
冷却サイクルを調節して微細な炭化物分散を提供できる
との知見にある。焼鈍し及びその冷却サイクルは上述の
ような高珪素含量の悪影響を克服するものである。

【００２１】中間焼鈍しの昇温段階において、通常の結
晶粒成長が生じた後に、再結晶化は約６７５℃(約１２
５０°Ｆ)で炉に入った後約２０秒で生ずる。再結晶化
の開始時点を図１中の地点”０”で示す。約６９０℃
(約１２８０°Ｆ)以上で、炭化物類は図１中の地点”
Ａ”で示すように溶解し始める。この現象は継続し、温
度が上昇すると促進される。約９００℃(約１６５０°
Ｆ)以上で、少量のフェライトがオーステナイトへ転位
する。オーステナイトはより急速に炭素を溶液化させ、
通常の結晶粒の成長を制限し、それによって中間焼鈍し
済結晶粒寸法を確立する。先行技術中間焼鈍しでは実施
は少なくとも２５〜３０秒の期間にわたり約９５０℃
(約１７４０°Ｆ)で均熱することにより行われる。本発
明の中間焼鈍し操作は約１〜３０秒、好ましくは約３〜
８秒の均熱時間である。均熱温度は臨界的な要因ではな
い。均熱は約９００〜１１５０℃(約１６５０〜２１０
０°Ｆ)の温度で行うことができる。好適には、均熱は
約９００〜９３０℃(約１６５０〜１７００°Ｆ)、更に
好適には、約９１５℃(約１６８０°Ｆ)の温度で行われ
る。均熱時間が短いほど、均熱温度が低いほど、オース
テナイトが余り形成されないために好ましい。更に、前
からあるフェライトの結晶粒界で、分散島の形態で存在
するオーステナイトはより微細である。従って、オース
テナイトは固溶体中でフェライトと炭素により容易に分
解し、次に、微細な炭化鉄の析出を生ずる。均熱温度を
上げるか、時間を延ばすと、島状オーステナイトが増大
し、前からあるフェライト地と比較して急速に炭素富化
状態となる。オーステナイトの成長及び炭素の富化は、
冷却中のオーステナイトの分解を妨げる。炉を出る際に
望ましい組織は、微細な島状形態として材質全体にわた
り５％以下のオーステナイトが均一に分散したフェライ
トの再結晶化した地(マトリックス)からなる。焼鈍しの
終了時点で、炭素は固溶体中にあり、冷却の際に容易に
再析出できる状態にある。均熱での中間焼鈍し時間及び
温度を再考した主要な理由は島状形態のオーステナイト
の成長を制御することにある。温度が低ければ、形成さ
れるオーステナイトの平衡体積区分は低減する。この短
い中間焼鈍し時間は炭素の拡散を低下させ、それによっ
てオーステナイトの成長及び過度の増加を抑制する。オ
ーステナイトのより低い鋼帯温度、オーステナイトの低
下した体積区分及びより微細な形態は、冷却サイクル中
のオーステナイトの分解をより容易にする。

【００２２】均熱の直後、冷却サイクルを開始する。本
発明の冷却サイクルは２工程からなる。図１中の均熱か
ら地点”Ｅ”まで延びる第１工程は均熱温度から約５４
０〜６５０℃(約１０００〜１２００°Ｆ)、好適には５
９５℃±３０℃(１１００°Ｆ±５０°Ｆ)の温度へのゆ
っくりとした冷却である。このゆっくりとした冷却工程
はオーステナイトを炭素飽和フェライトへ分解させる。
平衡条件下で、オーステナイトは約９００〜７７０℃
(１６５０〜１４２０°Ｆ)の間で炭素飽和フェライトへ
分解する。しかし、冷却操作の動きは、オーステナイト
の分解が早くても中央の８１５℃(１５００°Ｆ)の範囲
まで始まらず、５９５℃(１１００°Ｆ)より幾分低い温
度まで継続するようなものである。

【００２３】第１冷却工程においてオーステナイトが分
解しないと、マルテンサイト及び／またはパーライトを
形成することがある。マルテンサイトが存在する場合、
マルテンサイトは２次結晶粒寸法の拡大及び(１００)
[００１]配向の品質の低下を生ずることがある。マルテ
ンサイトの存在は第２工程の冷間圧延において変形操作
に悪影響を及ぼし、最終珪素鋼生成物の磁気品質を悪化
し、かつ変化しやすいものとする。最後に、マルテンサ
イトは機械的特性、特に冷間圧延特性を低下する。パー
ライトは比較的良性のものであるが、なお、所望でない
形態の炭素を結束する。

【００２４】上述のように、オーステナイトの分解は図
１中のほぼ”Ｃ”地点で始まり、ほぼ”Ｅ”地点まで継
続する。”Ｄ”地点で、微細な炭化鉄は炭素飽和フェラ
イトから析出し始める。平衡状態で、炭化物は６９０℃
(１２８０°Ｆ)以下の温度で炭素飽和フェライトから析
出し始める。しかし、実際の操作は、析出を開始するた
めに若干の過冷却を必要とし、約６５０℃(１２００°
Ｆ)で本格的に始まる。オーステナイトの炭素富化フェ
ライトへの分解及びフェライトからの炭化物の析出は若
干重複することを記憶されいた。炭化物は２種の形態で
ある。炭化物は結晶粒間皮膜及び微細結晶粒内析出物と
して存在する。結晶粒間皮膜は約５７０℃(１０６０°
Ｆ)以上の温度で析出する。微細結晶粒内析出物は約５
７０℃以下(１０６０°Ｆ)以下で析出する。図１の”
Ｃ”地点から”Ｅ”地点へ延びる第１工程のゆっくりと
した冷却は８３５℃(１５００°Ｆ)／分、好適には約２
８０〜５８５℃(約５００〜１０５０°Ｆ)／分の冷却速
度をもつ。

【００２５】冷却サイクルの第２工程すなわち急速冷却
工程は図１の地点”Ｅ”で始まり、３１５〜５４０℃
(６００〜１０００°Ｆ)の間で地点”Ｇ”へ延び、この
地点で鋼帯を水中急冷却でき、急速冷却工程は完了す
る。水中急冷後の鋼帯の温度は室温(２５℃すなわち７
５°Ｆ)として図１に示すような６５℃(１５０°Ｆ)ま
たはそれ以下である。第２冷却工程中、冷却速度は約１
３９０〜１９４５℃(２５００〜３５００°Ｆ)／分、好
適には１６６５℃(３０００°Ｆ)／分以上である。これ
は微細炭化鉄の析出を確実にする。

【００２６】本発明の全中間焼鈍し及び冷却サイクルは
所望の微細構造を得るための操作に必要であり、正確な
制御は臨界的であることが上述から明らかである。図１
に示す代表的な先行技術サイクル時間は約５７ｍ／分
(２２０フィート／分)の鋼帯速度で図示しないウォータ
ーバス中完了するために少なくとも３分間を必要とす
る。本発明の中間焼鈍しサイクル時間は約２分１０秒を
必要とし、これは約８０ｍ／分(２６０フィート／分)の
鋼帯速度の使用を可能とする。従って、本発明の焼鈍し
サイクルが製造ラインのより良好な生産性を付与するこ
とを記憶されたい。中間焼鈍し後の時効処理は最終珪素
鋼生成物の磁気品質を低下する大きな２次結晶粒寸法の
形成を生ずることが観察されたために、時効処理は必要
なく、また、望ましくない。

【００２７】中間焼鈍しの後で所望の最終厚へ珪素鋼を
薄くする冷間圧延の第２工程が続く。この工程で、珪素
鋼は脱炭され、焼鈍し分離材で被覆され、最終焼鈍しを
行って２次再結晶化される。

【００２８】本発明を好適に実施する際に、珪素鋼は常
温圧下後で、脱炭処理の前に超急速焼鈍しを行う。この
目的のために、最終厚の珪素鋼を１００℃(１８０°Ｆ)
／秒以上の速度で６７５℃(１２５０°Ｆ)以上の温度へ
加熱する。珪素鋼を５４０℃(１０００°Ｆ)／秒の速度
で加熱することが好ましい。超急速焼鈍し処理は脱炭焼
鈍しの昇温段階として行うことが更に好ましい。

【００２９】本発明の好適な化学組成は以下の通りであ
る：炭素０.０５重量％以下、マンガン約０.０４〜０.
０８重量％、硫黄及び／またはセレン約０.０１５〜０.
０２５重量％、珪素約３.２５〜３.７５重量％、アルミ
ニウム１００ppm以下、窒素５０ppm以下、所望であれ
ば、硼素及び／または銅を添加することができ、残部は
実質上鉄である。

【００３０】超急速焼鈍し処理はより多くの(１１０)
[００１]１次結晶粒を造ることにより脱炭処理後の再結
晶化組織を向上する。また、２次結晶粒寸法をより小さ
くすることに寄与する。超急速焼鈍し処理を操作に組み
込む場合、操作は中間厚及び最終厚の変化に余り影響を
受けず、標準結晶粒配向珪素鋼の磁気特性は向上し、よ
りばらつきのないものとなる。

【００３１】

【実施例】実施例１表１に示す重量％の組成を有する４種の融成物(ヒート)
を溶融した。ヒートは、連続鋳造により２００mm(８イ
ンチ)厚のスラブを形成し、２００mm(８インチ)厚のス
ラブを１５０mm(６インチ)へ予備圧延し、１４００℃
(２５５０°Ｆ)へ再加熱し、以後の操作のための２.１m
m(０.０８４インチ)の熱鋼帯へ熱間圧延することにより
調製された。プラント操作は１０１０℃(１８５０°Ｆ)
熱鋼帯焼鈍し及び種々の中間厚への冷間圧延を使用する
方法に従った；しかし、ヒートＡ及びＢは２５〜３０秒
にわたる９５０℃(１７４０°Ｆ)均熱による先行技術中
間焼鈍しと、その後の通常の環境温度冷却を使用して処
理したが、ヒートＣ及びＤは本発明方法による中間焼鈍
しを行った。中間焼鈍し後、材料を０.１８mm(７ミル)
と０.２８mm(９ミル)の最終厚へ冷間圧延した。冷間圧
延完了後、材質を湿潤水素含有雰囲気中８３０℃(１５
２５°Ｆ)で脱炭し、ＭｇＯを被覆し、１２００℃(２２
００°Ｆ)で最終焼鈍しを行った。上述の実験で得られ
た磁気特性を表２にまとめて示す。

【００３２】

【表１】

【００３３】

【表２】

【００３４】これらの結果は、本発明の中間焼鈍しサイ
クルの実施が標準結晶粒配向材料の改善された鉄損と２
次結晶粒の安定性の増大とを与えたことを明らかに示す
ものである。

【００３５】実施例２ヒートＡ及びＢからの付加的試料を実験室操作における
プラント操作実験中に得た。プラント操作は実施例１の
慣用の操作に従った：しかし、中間厚への冷間圧延が完
了した後、試料をプラント中で得、本発明による中間焼
鈍し均熱温度及び時間、及び制御された冷却操作を使用
し、冷間圧延の完了後で、かつ脱炭処理前に超急速焼鈍
し処理を利用する本発明の好適な操作を使用して実験室
中で処理した。超急速焼鈍し処理を実施する際に、室温
から７４６℃(１３７５°Ｆ)へ５５６℃(１０００°Ｆ)
／秒の加熱速度を脱炭焼鈍しの昇温段階に組み込んだ。
中間焼鈍し後、材料を０.１８mm(７ミル)の最終厚へ冷
間圧延し、慣用の技法及び加熱中の超急速焼鈍し処理を
使用する湿潤水素含有雰囲気中８３０℃(１５２５°Ｆ)
で脱炭処理を行った。脱炭処理後、試料にＭｇＯを被覆
し、１２００℃(２２００°Ｆ)で最終焼鈍しを行った。
これらの実験の結果を表３にまとめて示す。

【００３６】

【表３】

【００３７】

【発明の効果】本発明の中間焼鈍しサイクルは、標準結
晶粒配向材質について鉄損の改善及び２次結晶粒成長の
安定性の増大を提供することを上述の結果は明確に示
す。更に、中間焼鈍しサイクルに加えて超急速焼鈍し処
理を行うことよりなるより好適な操作は磁気品質の更な
る改善を提供する。

【００３８】本発明の精神を逸脱しなければ、本発明の
改変を行うことができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の中間焼鈍しの時間／温度サイクル及び
代表的な先行技術中間焼鈍しの時間／温度サイクルを説
明するグラフである。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】３.０〜４.５重量％の珪素及び０.０７
重量％以下の炭素を含む珪素鋼の熱鋼帯を提供する工
程、必要により該熱鋼帯を焼鈍し処理する工程、中間厚
へ冷間圧延する工程、中間厚の鋼帯を９００〜１１５０
℃の均熱温度で、１〜３０秒の均熱時間にわたり中間焼
鈍しを施す工程、該均熱温度から５４０〜６５０℃の温
度へ８３５℃／分以下の冷却速度でゆっくりとした冷却
を行う工程、その後に、３１５〜５４０℃の温度へ８３
５℃／分以上の冷却速度で急速冷却を行い、次に水中急
冷を行う工程、該珪素鋼を最終厚へ冷間圧延する工程、
最終厚の珪素鋼を脱炭焼鈍しする工程、脱炭処理済珪素
鋼を焼鈍し分離材で被覆する工程、及び該珪素鋼に最終
焼鈍しを施して２次再結晶化を行う工程を備えてなる
０.３５〜０.１５ｍｍまたはそれ以下の厚さをもつ標準
高珪素低炭素結晶粒配向珪素鋼の製造方法。
【請求項２】珪素含量が３.２５〜３.７５重量％であ
る請求項１記載の方法。
【請求項３】熱鋼帯の焼鈍しが１０１０℃の温度で、
３０秒の均熱時間と環境温度への空冷により行われる請
求項１記載の方法。
【請求項４】最終厚をもち、脱炭処理前の珪素鋼を６
７５℃以上の温度へ、１００℃／秒以上の加熱速度で超
急速焼鈍し処理を行う工程を含んでなる請求項１記載の
方法。
【請求項５】中間焼鈍しを３〜８秒の均熱時間で行う
工程を含んでなる請求項１記載の方法。
【請求項６】中間焼鈍しを９００〜９３０℃の均熱温
度で行う工程を含んでなる請求項１記載の方法。
【請求項７】中間焼鈍しを９１５℃の均熱温度で行う
工程を含んでなる請求項１記載の方法。
【請求項８】５９５℃±３０℃の温度でゆっくりとし
た冷却工程を終了する請求項１記載の方法。
【請求項９】２８０〜５８５℃／分の冷却速度でゆっ
くりとした冷却工程を行う請求項１記載の方法。
【請求項１０】１３９０〜１９４５℃／分の冷却速度
で急速冷却工程を行う請求項１記載の方法。
【請求項１１】９１５℃の均熱温度で、３〜８秒の均
熱時間にわたり中間焼鈍しを行う工程と、２８０〜５８
５℃／分の冷却速度でゆっくりとした冷却工程を行う工
程と、５９５℃±３０℃の温度でゆっくりとした冷却工
程を終了する工程と、１３９０〜１９４５℃／分の速度
で急速冷却工程を行う工程とを備えてなる請求項１記載
の方法。
【請求項１２】珪素鋼が０.０７重量％以下の炭素、
０.０２５〜０.２５重量％のマンガン、０.０１〜０.０
３５重量％の硫黄及び／またはセレン、３.０〜４.５重
量％のセレン、１００ppm以下のアルミニウム、５０ppm
以下の窒素を含有し、所望により硼素及び／または銅を
添加し、残余が実質上鉄よりなる請求項１記載の方法。
【請求項１３】最終厚の珪素鋼を脱炭処理前に１００
℃／秒以上の加熱速度で、６７５℃以上の温度へ超急速
焼鈍し処理を施す工程を含んでなる請求項１記載の方
法。
【請求項１４】熱鋼帯焼鈍しを１０１０℃の温度で、
３０秒の均熱時間で均熱し、環境温度へ空冷することに
より行う工程を含む請求項１１記載の方法。
【請求項１５】超急速焼鈍し処理を脱炭焼鈍しの加熱
段階として行う工程を含む請求項１３記載の方法。
【請求項１６】最終厚の珪素鋼を脱炭処理前に６７５
℃以上の温度へ１００℃／秒以上の加熱速度で超急速焼
鈍し処理する工程を含む請求項１４記載の方法。
【請求項１７】超急速焼鈍し処理を脱炭焼鈍し処理の
加熱段階として行う工程を含む請求項１６記載の方法。
【請求項１８】珪素鋼が０.０５重量％以下の炭素、
０.０４〜０.０８重量％のマンガン、０.０１５〜０.０
２５重量％の硫黄及び／またはセレン、３.２５〜３.７
５重量％の珪素、１００ppm以下のアルミニウム、５０p
pm以下の窒素を含有してなり、所望により硼素及び／ま
たは銅を添加し、残余が実質上鉄よりなる請求項１記載
の方法。