JPH01290716A - 粒子方向性珪素鋼の超急速熱処理方法 - Google Patents
粒子方向性珪素鋼の超急速熱処理方法Info
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- JPH01290716A JPH01290716A JP1073713A JP7371389A JPH01290716A JP H01290716 A JPH01290716 A JP H01290716A JP 1073713 A JP1073713 A JP 1073713A JP 7371389 A JP7371389 A JP 7371389A JP H01290716 A JPH01290716 A JP H01290716A
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
発明の背景
本発明は最終高温焼きなまし処理後に、より小さい２次
粒子寸法及びより低い鉄損を提供するために、脱炭素処
理前に普通の粒子方向性または高透磁性粒子方向性の電
気器具に使用する珪素鋼（ｅｌｅｃｔｒｉｅａｌ ５ｔ
ｅｅｌ：以下、珪素鋼と記載する）のために超急速焼き
なまし処理方法を提供するにある。
粒子寸法及びより低い鉄損を提供するために、脱炭素処
理前に普通の粒子方向性または高透磁性粒子方向性の電
気器具に使用する珪素鋼（ｅｌｅｃｔｒｉｅａｌ ５ｔ
ｅｅｌ：以下、珪素鋼と記載する）のために超急速焼き
なまし処理方法を提供するにある。
６．５％までの珪素をもつ珪素鋼は珪素鋼の製造に使用
される焼きなまし温度、圧下率（％）、雰囲気、時間及
び抑制剤系に依存する最終粒子寸法及び組織をもつ０例
示のために述べると、本発明はミラー指数により名付け
られた（１１０）［００１］配向をもつキューブ・オン
・エツジ（ｃｕｂｅ−ｏｎ−ｅｄｇｅ）方向性珪素鋼へ
適用できる０粒子方向性珪素鋼は普通の粒子方向性また
は高透磁性粒子方向性と呼ばれている。普通の粒子方向
性等級の珪素鋼は７９６ Ａ ／ ｖｂで１８７０以下
の透磁性をもつが、高透磁性等級の珪素鋼は１８７０以
上の透磁性をもつ、米国特許第３，７６４，４０６号は
普通の粒子方向性珪素鋼の代表的なものであり、米国特
許第３．２８７，１８３号、同第３，６３６，５７９号
、同第３，８７３，３８１号及び同第３，９３２，２３
４号は高透磁性粒子方向性珪素鋼の代表的なものである
。上述の特許の目的は（１１０）［００１］配向をもつ
２次粒子を選択的に形成し且つ成長を持続することがで
きる珪素鋼を提供し、それによって鋭い（１１０）［０
０１１組織をもつ珪素鋼を得ることにある。上述の特許
明細書は溶融組成物を鋳塊または厚板へ鋳造し、熱間圧
延し、焼きなまし処理し、■工程または２工程以上の常
温圧延し、鋼を再結晶化し、炭素含量を非時効レベルへ
低減し且つ鉄カンラン石表面酸化物を形成するために常
温圧延したストリップを焼きなまし処理し、焼きなまし
処理済ストリップに分離被膜を被覆し、且つストリップ
に２次粒子成長の操作を行なう範囲内で最終高温焼きな
まし処理を施すための代表的な作業工程を教示している
。ホルステライトまたはミルガラス被膜は鉄カンラン石
層と分離被膜を反応させることにより形成される。２次
粒子成長は最終高温焼きなまし処理中に生ずるが、前処
理工程で粒子成長抑制剤の適性な分布及び２次粒子成長
に必要な組織を確立する。
される焼きなまし温度、圧下率（％）、雰囲気、時間及
び抑制剤系に依存する最終粒子寸法及び組織をもつ０例
示のために述べると、本発明はミラー指数により名付け
られた（１１０）［００１］配向をもつキューブ・オン
・エツジ（ｃｕｂｅ−ｏｎ−ｅｄｇｅ）方向性珪素鋼へ
適用できる０粒子方向性珪素鋼は普通の粒子方向性また
は高透磁性粒子方向性と呼ばれている。普通の粒子方向
性等級の珪素鋼は７９６ Ａ ／ ｖｂで１８７０以下
の透磁性をもつが、高透磁性等級の珪素鋼は１８７０以
上の透磁性をもつ、米国特許第３，７６４，４０６号は
普通の粒子方向性珪素鋼の代表的なものであり、米国特
許第３．２８７，１８３号、同第３，６３６，５７９号
、同第３，８７３，３８１号及び同第３，９３２，２３
４号は高透磁性粒子方向性珪素鋼の代表的なものである
。上述の特許の目的は（１１０）［００１］配向をもつ
２次粒子を選択的に形成し且つ成長を持続することがで
きる珪素鋼を提供し、それによって鋭い（１１０）［０
０１１組織をもつ珪素鋼を得ることにある。上述の特許
明細書は溶融組成物を鋳塊または厚板へ鋳造し、熱間圧
延し、焼きなまし処理し、■工程または２工程以上の常
温圧延し、鋼を再結晶化し、炭素含量を非時効レベルへ
低減し且つ鉄カンラン石表面酸化物を形成するために常
温圧延したストリップを焼きなまし処理し、焼きなまし
処理済ストリップに分離被膜を被覆し、且つストリップ
に２次粒子成長の操作を行なう範囲内で最終高温焼きな
まし処理を施すための代表的な作業工程を教示している
。ホルステライトまたはミルガラス被膜は鉄カンラン石
層と分離被膜を反応させることにより形成される。２次
粒子成長は最終高温焼きなまし処理中に生ずるが、前処
理工程で粒子成長抑制剤の適性な分布及び２次粒子成長
に必要な組織を確立する。
好適な（１１０）［００１］配向をもつ結晶の割合を増
加するために、米国特許第２，９６５，５２６号は１６
００〜ｂ ／秒］の加熱速度を使用して２工程の常温圧延の間に方
向性珪素鋼を再結晶化するものであった。
加するために、米国特許第２，９６５，５２６号は１６
００〜ｂ ／秒］の加熱速度を使用して２工程の常温圧延の間に方
向性珪素鋼を再結晶化するものであった。
中間再結晶化焼きなまし処理は過度の結晶成長を回避す
るために８５０〜１０５０℃（１５６０〜１９２０下）
の均温で１分以内に行なわれた。ストリップを再度常温
圧延し、１６００〜ｂ８５０〜１０５０℃（１５６０〜
１９２０下）の温度に１分以内の期間にわたり維持する
ことにより物質を軟化させることにより第２急速焼きな
まし処理を行なった。第２急速焼きなまし処理後、スト
リップを湿性水素中で６００〜８００℃（１１１０〜１
４７０下）で脱炭素処理を施し、１０００〜１３００℃
（１８３０〜２３７０下）で最終高温焼きなまし処理を
行なう、急速な加熱速度は、ストリップを望ましくない
結晶配向が成長する温度範囲を急速に通過させ、好適な
結晶配向が成長する温度範囲へ到達させるものと思われ
る。
るために８５０〜１０５０℃（１５６０〜１９２０下）
の均温で１分以内に行なわれた。ストリップを再度常温
圧延し、１６００〜ｂ８５０〜１０５０℃（１５６０〜
１９２０下）の温度に１分以内の期間にわたり維持する
ことにより物質を軟化させることにより第２急速焼きな
まし処理を行なった。第２急速焼きなまし処理後、スト
リップを湿性水素中で６００〜８００℃（１１１０〜１
４７０下）で脱炭素処理を施し、１０００〜１３００℃
（１８３０〜２３７０下）で最終高温焼きなまし処理を
行なう、急速な加熱速度は、ストリップを望ましくない
結晶配向が成長する温度範囲を急速に通過させ、好適な
結晶配向が成長する温度範囲へ到達させるものと思われ
る。
米国特許第４，１１５，１６１号明細書は慣用の珪素鋼
とは異なる処理特性をもつと記載されている硼素抑制剤
含有珪素鋼についての脱炭素焼きなまし処理の加熱工程
中に同様の急速加熱処理を使用するものであった。この
適正な加熱速度は焼きなまし処理中に硼素の過度の高損
失を受けずに脱炭素焼きなまし処理中により酸化性の雰
囲気を使用することにより磁気特性を改善することが記
載されている。常温圧延済ストリップを８３３〜ｂ〜８
４３℃（１３００〜１５５０下）の温度へ急速加熱した
。ストリップを少なくとも３０秒間、好適には１〜２分
闇にわたり該温度に維持して表面での硼素損失を最低減
とし、炭素含量を０．００５％以下に低減し、次工程の
高温焼きなまし処理後により高品質のホルステライトま
たはミルガラス被膜を形成することができる表面酸化物
スケールを造る。
とは異なる処理特性をもつと記載されている硼素抑制剤
含有珪素鋼についての脱炭素焼きなまし処理の加熱工程
中に同様の急速加熱処理を使用するものであった。この
適正な加熱速度は焼きなまし処理中に硼素の過度の高損
失を受けずに脱炭素焼きなまし処理中により酸化性の雰
囲気を使用することにより磁気特性を改善することが記
載されている。常温圧延済ストリップを８３３〜ｂ〜８
４３℃（１３００〜１５５０下）の温度へ急速加熱した
。ストリップを少なくとも３０秒間、好適には１〜２分
闇にわたり該温度に維持して表面での硼素損失を最低減
とし、炭素含量を０．００５％以下に低減し、次工程の
高温焼きなまし処理後により高品質のホルステライトま
たはミルガラス被膜を形成することができる表面酸化物
スケールを造る。
スジムラ（Ｓｚｙｅ＋ｕｒａ）及びザワダ（Ｚａｗｚｄ
ｉ）によるロシア語の文献「エフェクト・オン・ザ・ヒ
ーティング・レート・ドゥアリング・プライマリ−・リ
クリスタライゼーション・オン・ザ・プロパティース・
オン・ザ・Ｆｅ−３パーセントＳｉ・アロイ・アフター
・セコンダリー・リクリスタライゼーション（Ｅｆｆｅ
ｃｔ ｏｆ ｔｈｅ Ｈｅａｔｉｎｇ Ｒｉｔｅ Ｄｕ
ｒｉｎｇＰｒｉｍａｒｙ Ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚ
ａｔｉｏｎ ｏｎ ｔｈｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅ
ｓｏｆ ｔｈｅ Ｆｅ−３Ｐｅｒｃｅｎｔ Ｓｉ＾ｌ１
ｏｙ ＡｆｔｅｒＲｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ
）、Ａｒｃｈ、 Ｈｕｔｎ 、、１９７８年２３（１）
、第２９〜３３頁は常温圧延珪素鋼の１次再結晶化中の
加熱速度の影響を研究するものであった。珪素鋼ストリ
ップを熱間圧延し、脱炭素処理し、初期常温圧延し、中
間焼きなまし処理し、最終常温焼きなまし処理し、乾燥
水素雰囲気中で９５０℃（１７４０下）の温度へ１．２
〜１８０．０００℃／分（０，０４〜５４００下／秒）
の加熱速度を使用して１次再結晶化焼きなまし処理を施
し、次に、高温最終焼きなまし処理を施して２次粒子成
長を誘導した。この実験中に生じた磁気特性は普通の粒
子方向性必要条件を許容できるものではなかった。最適
の組織は５０℃／秒（９０下／秒）で発達した。１００
℃／秒（１８０下／秒）以上の加熱速度は最適の組織を
激しく縮小する。ロシア語の論文に提唱されている加熱
速度は１次再結晶化中に非常に多数の（１１０）［００
１１核を形成した。この非常に多数の核が２次粒子寸法
を小さくすると思われる。しかし、この論文の製鋼操作
は脱炭素処理工程が最終焼きなまし処理前の常温圧延処
理済ストリップに行なわれる通常許容されている技術と
はかなり異なるものである。
ｉ）によるロシア語の文献「エフェクト・オン・ザ・ヒ
ーティング・レート・ドゥアリング・プライマリ−・リ
クリスタライゼーション・オン・ザ・プロパティース・
オン・ザ・Ｆｅ−３パーセントＳｉ・アロイ・アフター
・セコンダリー・リクリスタライゼーション（Ｅｆｆｅ
ｃｔ ｏｆ ｔｈｅ Ｈｅａｔｉｎｇ Ｒｉｔｅ Ｄｕ
ｒｉｎｇＰｒｉｍａｒｙ Ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚ
ａｔｉｏｎ ｏｎ ｔｈｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅ
ｓｏｆ ｔｈｅ Ｆｅ−３Ｐｅｒｃｅｎｔ Ｓｉ＾ｌ１
ｏｙ ＡｆｔｅｒＲｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ
）、Ａｒｃｈ、 Ｈｕｔｎ 、、１９７８年２３（１）
、第２９〜３３頁は常温圧延珪素鋼の１次再結晶化中の
加熱速度の影響を研究するものであった。珪素鋼ストリ
ップを熱間圧延し、脱炭素処理し、初期常温圧延し、中
間焼きなまし処理し、最終常温焼きなまし処理し、乾燥
水素雰囲気中で９５０℃（１７４０下）の温度へ１．２
〜１８０．０００℃／分（０，０４〜５４００下／秒）
の加熱速度を使用して１次再結晶化焼きなまし処理を施
し、次に、高温最終焼きなまし処理を施して２次粒子成
長を誘導した。この実験中に生じた磁気特性は普通の粒
子方向性必要条件を許容できるものではなかった。最適
の組織は５０℃／秒（９０下／秒）で発達した。１００
℃／秒（１８０下／秒）以上の加熱速度は最適の組織を
激しく縮小する。ロシア語の論文に提唱されている加熱
速度は１次再結晶化中に非常に多数の（１１０）［００
１１核を形成した。この非常に多数の核が２次粒子寸法
を小さくすると思われる。しかし、この論文の製鋼操作
は脱炭素処理工程が最終焼きなまし処理前の常温圧延処
理済ストリップに行なわれる通常許容されている技術と
はかなり異なるものである。
本発明の超急速焼きなまし処理はストリップ全体を加熱
するものであり、米国特許箱４，５４５，８２８号また
は同第４，５５４，０２９号明細書により教示されてい
るような磁区微細化のための局部的な高周波誘導加熱ま
たは抵抗加熱の技法と混同するべきではないことを理解
することが重要である。米国特許箱４，５４５，８２８
号において、局部的な処理は１次粒子を未処理帯域より
も少なくとも３０〜５０％大きく成長させ、成長する２
次粒子への仮障壁として作用するが、この仮障壁は成長
する２次粒子により最終的に消費される。米国特許箱４
．５５４．０２９号においては、物質は、局部的熱処理
帯域が更なる高温焼きなまし処理後に磁区の寸法を調節
するために変更された微細構造をもつ前に既に最終高温
焼きなまし処理を施されていた。
するものであり、米国特許箱４，５４５，８２８号また
は同第４，５５４，０２９号明細書により教示されてい
るような磁区微細化のための局部的な高周波誘導加熱ま
たは抵抗加熱の技法と混同するべきではないことを理解
することが重要である。米国特許箱４，５４５，８２８
号において、局部的な処理は１次粒子を未処理帯域より
も少なくとも３０〜５０％大きく成長させ、成長する２
次粒子への仮障壁として作用するが、この仮障壁は成長
する２次粒子により最終的に消費される。米国特許箱４
．５５４．０２９号においては、物質は、局部的熱処理
帯域が更なる高温焼きなまし処理後に磁区の寸法を調節
するために変更された微細構造をもつ前に既に最終高温
焼きなまし処理を施されていた。
発明の概要
本発明はストリップ脱炭素／鉄カンラン石形成焼きなま
し処理及び高温最終焼きなまし処理前に加熱速度及びピ
ーク温度を調節することにより粒子方向性珪素鋼の１次
再結晶化組織を改善する方法に関する。磁気特性は、材
料を再結晶化温度通常６７５℃（１２５０下）以上の温
度へ１００°Ｃ／秒（１８０下／秒）以上の速度で超急
速加熱する結果として改善される。この超急速焼きなま
し処理は慣用の焼きなまし処理前の予備再結晶化焼きな
まし処理である現存の焼きなまし処理と置き替えるか、
または現在利用されている慣用の焼きなまし処理へ該焼
きなまし処理の加熱段階として統合することにより行な
うことができる。
し処理及び高温最終焼きなまし処理前に加熱速度及びピ
ーク温度を調節することにより粒子方向性珪素鋼の１次
再結晶化組織を改善する方法に関する。磁気特性は、材
料を再結晶化温度通常６７５℃（１２５０下）以上の温
度へ１００°Ｃ／秒（１８０下／秒）以上の速度で超急
速加熱する結果として改善される。この超急速焼きなま
し処理は慣用の焼きなまし処理前の予備再結晶化焼きな
まし処理である現存の焼きなまし処理と置き替えるか、
または現在利用されている慣用の焼きなまし処理へ該焼
きなまし処理の加熱段階として統合することにより行な
うことができる。
本発明の主要な目的は高温焼きなまし処理を完了した後
に、より小さい２次粒子寸法及び／またはより高い透磁
性の発現により改善された鉄損をもつ磁性材料を提供す
るにある。この改善は応力除去焼きなまし後も残存する
ことができる。
に、より小さい２次粒子寸法及び／またはより高い透磁
性の発現により改善された鉄損をもつ磁性材料を提供す
るにある。この改善は応力除去焼きなまし後も残存する
ことができる。
本発明の他の目的は生産性を改善するために脱炭素加熱
処理の１部としての急速熱処理を含むことにある。
処理の１部としての急速熱処理を含むことにある。
本発明の更に他の目的は１次再結晶化組織を改善するこ
とによる２次粒子成長を促進する方法を提供するにある
。
とによる２次粒子成長を促進する方法を提供するにある
。
本発明の他の目的は磁気特性の更なる改善を提供するた
めの種々の全体的または局部的な処理により事後に変成
することができる急速焼きなまし処理済磁性材料を提供
するにある。
めの種々の全体的または局部的な処理により事後に変成
することができる急速焼きなまし処理済磁性材料を提供
するにある。
本発明の上述の目的、他の目的、特徴及び利点は以下の
説明及び添付図面を考慮することにより明確となるであ
ろう。
説明及び添付図面を考慮することにより明確となるであ
ろう。
粒子方向性珪素鋼の（１１０）［００１］すなわちゴス
（にｏｓｓ）組織の形成は制御することが複雑な冶金系
である。ｆｆれた磁気特性は最終高温焼きなまし中に発
現するシート圧延方向中の＜ １００＞優先方向性の結
果であり、該焼きなまし処理後は全シートが実質上理想
的な（１１０）［００１］に近い配向をもつ大形粒子か
らなる。 （１１０）［００１］方向性珪素鋼の処理に
大きな進歩か達成され、その結果、充分高度なく １０
０＞結晶配向を反映する高レベルの透磁性をもつ材料が
得られる。 （１１０）［００１］方向性珪素鋼は６．
５％以下の珪素と０．１０％以下の炭素を含むことによ
り特徴付けられる０通常、（１１０）［００１］組織は
１次粒子成長または２次再結晶と呼ばれる処理中に異な
る配向をもつ他の１次粒子を抑制して（１１０）［００
１］の配向または（１１０）［００１］に近い配向をも
つ１次粒子として発達する。２次粒子成長操作を推進す
るエネルギーは種々の供給源から誘導することができる
。このエネルギーは微細粒子１次マトリックスの結晶粒
界帯域の大部分を除くことにより提供できる。また、異
なる配向の結晶間の表面エネルギー差も高方向性組織を
生ずる２次粒子生成のための供給源である。また、焼き
なまし処理雰囲気の組成及び母材中の制限された不純物
レベルは好適な組織の調節に寄与する。最終高温焼きな
まし処理後、珪素鋼は（１１０）、［００１］方向に９
０％以上の組織化度をもつことができる。
（にｏｓｓ）組織の形成は制御することが複雑な冶金系
である。ｆｆれた磁気特性は最終高温焼きなまし中に発
現するシート圧延方向中の＜ １００＞優先方向性の結
果であり、該焼きなまし処理後は全シートが実質上理想
的な（１１０）［００１］に近い配向をもつ大形粒子か
らなる。 （１１０）［００１］方向性珪素鋼の処理に
大きな進歩か達成され、その結果、充分高度なく １０
０＞結晶配向を反映する高レベルの透磁性をもつ材料が
得られる。 （１１０）［００１］方向性珪素鋼は６．
５％以下の珪素と０．１０％以下の炭素を含むことによ
り特徴付けられる０通常、（１１０）［００１］組織は
１次粒子成長または２次再結晶と呼ばれる処理中に異な
る配向をもつ他の１次粒子を抑制して（１１０）［００
１］の配向または（１１０）［００１］に近い配向をも
つ１次粒子として発達する。２次粒子成長操作を推進す
るエネルギーは種々の供給源から誘導することができる
。このエネルギーは微細粒子１次マトリックスの結晶粒
界帯域の大部分を除くことにより提供できる。また、異
なる配向の結晶間の表面エネルギー差も高方向性組織を
生ずる２次粒子生成のための供給源である。また、焼き
なまし処理雰囲気の組成及び母材中の制限された不純物
レベルは好適な組織の調節に寄与する。最終高温焼きな
まし処理後、珪素鋼は（１１０）、［００１］方向に９
０％以上の組織化度をもつことができる。
本発明は高温焼きなまし処理中の２次粒子成長の開始前
に確立された１次再結晶化組織を改善することにより（
１１０）［００１］方向性珪素鋼の磁気品質の実質的な
改善を行なうための方法を提供するにある。これは常温
圧延シートの再結晶化が起こる温度以上の温度への超急
速熱処理を使用することにより行なうことができる。超
急速焼きなまし処理は予備焼きなまし再結晶化処理とし
て行なうことができ、また、現存する焼きなまし処理に
統合し、それによって超急速焼きなまし加熱を利用して
焼きなましサイクルの長い加熱段階を除くことができ、
生産性を改善することができる。
に確立された１次再結晶化組織を改善することにより（
１１０）［００１］方向性珪素鋼の磁気品質の実質的な
改善を行なうための方法を提供するにある。これは常温
圧延シートの再結晶化が起こる温度以上の温度への超急
速熱処理を使用することにより行なうことができる。超
急速焼きなまし処理は予備焼きなまし再結晶化処理とし
て行なうことができ、また、現存する焼きなまし処理に
統合し、それによって超急速焼きなまし加熱を利用して
焼きなましサイクルの長い加熱段階を除くことができ、
生産性を改善することができる。
上述のように、本発明の原料は６．５％以下の珪素と業
界の教示に従って粒子成長抑制効果を与えるマンガン、
硫黄、アルミニウム、窒素、セレン、アンチモン、銅、
硼素、錫、モリブデン等またはそれらの併用のような必
要添加物を含む普通の透磁性または高透磁性の粒子方向
性珪素鋼の製造に適した物質である。上述の珪素鋼は通
常の製鋼操作すなわち鋳塊鋳造法または連続鋳造法、熱
間圧延、焼きなまし及び常温焼きなましをそれぞれ１工
程または２工程使用して最終寸法とする業界で良く知ら
れている多数の工程により製造される。ストリップ鋳造
法がもし工業化されれば、これも本発明に有利な材料を
製造することができる。
界の教示に従って粒子成長抑制効果を与えるマンガン、
硫黄、アルミニウム、窒素、セレン、アンチモン、銅、
硼素、錫、モリブデン等またはそれらの併用のような必
要添加物を含む普通の透磁性または高透磁性の粒子方向
性珪素鋼の製造に適した物質である。上述の珪素鋼は通
常の製鋼操作すなわち鋳塊鋳造法または連続鋳造法、熱
間圧延、焼きなまし及び常温焼きなましをそれぞれ１工
程または２工程使用して最終寸法とする業界で良く知ら
れている多数の工程により製造される。ストリップ鋳造
法がもし工業化されれば、これも本発明に有利な材料を
製造することができる。
本発明によれば、中間寸法または最終寸法であり且つ最
終高温焼きなまし処理をまだ施されていない常温圧延ス
トリップに超急速焼きなまし処理を施す、２次粒子配向
及び粒子寸法は化学組成及び処理方法に依存する０本発
明方法は最終生成物に特異な特性を保証するものではな
い、むしろ、超急速焼きなまし処理は高透磁性粒子方向
性珪素鋼について約５〜６％、普通の粒子方向性珪素鋼
について１〜３％だけ鉄損特性を通常改善することがで
きる処理方法の改善を示すものである。
終高温焼きなまし処理をまだ施されていない常温圧延ス
トリップに超急速焼きなまし処理を施す、２次粒子配向
及び粒子寸法は化学組成及び処理方法に依存する０本発
明方法は最終生成物に特異な特性を保証するものではな
い、むしろ、超急速焼きなまし処理は高透磁性粒子方向
性珪素鋼について約５〜６％、普通の粒子方向性珪素鋼
について１〜３％だけ鉄損特性を通常改善することがで
きる処理方法の改善を示すものである。
第１図は慣用の脱炭素焼きなまし処理の前にまたは該焼
きなまし処理の１部として行なわれる、高透磁粒子配向
珪素鋼に超急速焼きなまし処理を使用する際の加熱速度
とピーク温度の範囲を説明するものである。領域Ａ、Ｂ
及びＣは超急速焼きなまし処理のより好ましい範囲、好
適範囲及び許容範囲の操作条件を示すものである。領域
りは予備脱炭素焼きなまし処理または焼きなまし処理の
加熱段階が慣用の操作の範囲か、または慣用の操作に匹
敵する結果を生ずる範囲である領域を示すものである。
きなまし処理の１部として行なわれる、高透磁粒子配向
珪素鋼に超急速焼きなまし処理を使用する際の加熱速度
とピーク温度の範囲を説明するものである。領域Ａ、Ｂ
及びＣは超急速焼きなまし処理のより好ましい範囲、好
適範囲及び許容範囲の操作条件を示すものである。領域
りは予備脱炭素焼きなまし処理または焼きなまし処理の
加熱段階が慣用の操作の範囲か、または慣用の操作に匹
敵する結果を生ずる範囲である領域を示すものである。
領域り内において、再結晶化の際に生ずる組織選択過程
は普通に進行する。２次粒子寸法の微細化は７５℃／秒
（１３５下／秒）以上の焼きなまし速度による高温焼き
なまし処理後に得ることができるが、磁気特性は加熱条
件が領域Ｃにより規定される範囲内までほぼ著に変化し
ない。
は普通に進行する。２次粒子寸法の微細化は７５℃／秒
（１３５下／秒）以上の焼きなまし速度による高温焼き
なまし処理後に得ることができるが、磁気特性は加熱条
件が領域Ｃにより規定される範囲内までほぼ著に変化し
ない。
領域Ｃにより規定される許容範囲内において、超急速焼
きなまし処理の有利な効果が現れる。領域Ｃは再結晶化
が生ずる温度である通常６７５℃（１２５０下）以上の
温度へ１００℃／秒（１８０’Ｆ／秒）以上の超急速焼
きなまし加熱速度を利用することにより規定される。１
０４０℃（１９００下）のような高いピーク温度で満足
のいく結果が得られた。領域Ｃの範囲内において、鉄損
特性は改善され、２次粒子寸法は頴著に減少する。より
好適な操作は７０５℃（１３００下）〜９８５℃（１８
０５下）のピーク温度へ２３０℃／秒以上の超急速加熱
速度を利用する領域Ｂにより規定される。最適な方法は
７１５℃（１３２０下）〜８７０℃（１６００下）のピ
ーク温度へ４８５℃／秒（８７５下／秒）以上の超急速
加熱速度を利用する領域Ａにより規定される。焼きなま
し処理速度の上限は第１図のスケールに制限されないが
、数千℃／秒まで広げることができる。
きなまし処理の有利な効果が現れる。領域Ｃは再結晶化
が生ずる温度である通常６７５℃（１２５０下）以上の
温度へ１００℃／秒（１８０’Ｆ／秒）以上の超急速焼
きなまし加熱速度を利用することにより規定される。１
０４０℃（１９００下）のような高いピーク温度で満足
のいく結果が得られた。領域Ｃの範囲内において、鉄損
特性は改善され、２次粒子寸法は頴著に減少する。より
好適な操作は７０５℃（１３００下）〜９８５℃（１８
０５下）のピーク温度へ２３０℃／秒以上の超急速加熱
速度を利用する領域Ｂにより規定される。最適な方法は
７１５℃（１３２０下）〜８７０℃（１６００下）のピ
ーク温度へ４８５℃／秒（８７５下／秒）以上の超急速
加熱速度を利用する領域Ａにより規定される。焼きなま
し処理速度の上限は第１図のスケールに制限されないが
、数千℃／秒まで広げることができる。
第２図及び第３図は第１図に規定した領域Ａ、Ｂ及びＣ
の範囲内で処理した厚さ０．２５輪輪の高透磁性粒子方
向性珪素鋼と比較のための完全に慣用の脱炭素焼きなま
し処理により処理された物質の２次粒子寸法分布と６０
Ｈｚ試験誘導での１７ｋＧ及び１５ｋＧでの鉄損を説明
するものである。
の範囲内で処理した厚さ０．２５輪輪の高透磁性粒子方
向性珪素鋼と比較のための完全に慣用の脱炭素焼きなま
し処理により処理された物質の２次粒子寸法分布と６０
Ｈｚ試験誘導での１７ｋＧ及び１５ｋＧでの鉄損を説明
するものである。
図から分かるように、超急速焼きなまし処理は、慣用の
処理による対照試料とは異なり２次粒子寸法を微細化し
且つ鉄損を改善するために作用した。
処理による対照試料とは異なり２次粒子寸法を微細化し
且つ鉄損を改善するために作用した。
粒子寸法の微細化処理は、加熱速度が１００℃／秒（１
８０下／秒）以上でになるまでは改善された鉄損特性を
保証するものではない。
８０下／秒）以上でになるまでは改善された鉄損特性を
保証するものではない。
より小さい２次粒子寸法及び改善された鉄損が本発明方
法において達成されるメカニズムは最終脱炭素焼きなま
し工程前の１次再結晶組成の変化と高温焼きなまし処理
工程前の１次再結晶組織の変化との２つの変化を包含す
る。結晶配向分布の研究を慣用の脱炭素焼きなまし処理
及び脱炭素焼きなまし処理前の第１図の領域Ａの範囲内
の超急速焼きなまし処理によりそれぞれ処理された厚さ
０．２５ｍｍの高透磁性珪素鋼の供試体により行なわれ
た。はぼキュブ・オン・エッジ配向をもち且つ積極的に
成長する２次粒子を形成するための核を与える結晶の体
積割合は超急速焼きなまし処理により副署に増加する。
法において達成されるメカニズムは最終脱炭素焼きなま
し工程前の１次再結晶組成の変化と高温焼きなまし処理
工程前の１次再結晶組織の変化との２つの変化を包含す
る。結晶配向分布の研究を慣用の脱炭素焼きなまし処理
及び脱炭素焼きなまし処理前の第１図の領域Ａの範囲内
の超急速焼きなまし処理によりそれぞれ処理された厚さ
０．２５ｍｍの高透磁性珪素鋼の供試体により行なわれ
た。はぼキュブ・オン・エッジ配向をもち且つ積極的に
成長する２次粒子を形成するための核を与える結晶の体
積割合は超急速焼きなまし処理により副署に増加する。
簡単に記載すると、これは超急速焼きなまし処理を用い
る高温焼きなまし処理において積極的に成長する２次粒
子を形成する、より多数の潜在的キュブ・オン・エッジ
核があることを意味する。また、はぼ０１Ｎ＜１１２＞
マトリックス組織をもつ結晶の量は超急速焼きなまし処
理により減少する。この配向をもつマトリックス結晶は
高温焼きなまし処理中に（１１０）［００１］ ２次粒
子の急速成長を促進する環境を提供するものと思われる
。はぼ＋１１１）＜ １１２＞組織の割合の減少は２次
粒子成長の速度を遅くし、更に活性２次成長を開始する
ための（１１０）［Ｏｏｌ］核をより潜在的なものにす
るものと思われる。
る高温焼きなまし処理において積極的に成長する２次粒
子を形成する、より多数の潜在的キュブ・オン・エッジ
核があることを意味する。また、はぼ０１Ｎ＜１１２＞
マトリックス組織をもつ結晶の量は超急速焼きなまし処
理により減少する。この配向をもつマトリックス結晶は
高温焼きなまし処理中に（１１０）［００１］ ２次粒
子の急速成長を促進する環境を提供するものと思われる
。はぼ＋１１１）＜ １１２＞組織の割合の減少は２次
粒子成長の速度を遅くし、更に活性２次成長を開始する
ための（１１０）［Ｏｏｌ］核をより潜在的なものにす
るものと思われる。
本発明方法を実施する際にストリップを急速に加熱する
ために種々の方法がある；電磁誘導加熱、横方向磁束誘
導加熱、抵抗加熱及びレーザ、電子線またはプラズマ装
置のような直接エネルギー加熱を包含するが、これらに
限定されるものではない、電磁誘導加熱及び横方向磁束
誘導加熱は高出力を利用でき且つそのエネルギー効率の
ために高速工業的用途における超急速焼きなまし処理の
用途に特に適している。
ために種々の方法がある；電磁誘導加熱、横方向磁束誘
導加熱、抵抗加熱及びレーザ、電子線またはプラズマ装
置のような直接エネルギー加熱を包含するが、これらに
限定されるものではない、電磁誘導加熱及び横方向磁束
誘導加熱は高出力を利用でき且つそのエネルギー効率の
ために高速工業的用途における超急速焼きなまし処理の
用途に特に適している。
粒子方向性珪素鋼の製造に使用される操作技法のうちに
は適正な最終特性を得るために溶融段階で臨界量の炭素
の添加を必要とする技法もある。
は適正な最終特性を得るために溶融段階で臨界量の炭素
の添加を必要とする技法もある。
しかし、時効すなわち使用中の炭化鉄の析出により磁気
特性を劣化させないために炭素レベルは０．００３〜０
．００５％以下のレベルへ低減しなければならない０通
常、これは高温焼きなまし処理前に酸化性雰囲気での常
温圧延済ストリップの脱炭素処理により行なわれる。こ
の脱炭素操作の臨界性は鋼表面が酸化される前に炭素を
実質上除かれることを必要とすることであり、これは鋼
表面が酸化されてしまうと鋼ストリップから炭素除去の
バリヤーを生ずるからである。第４図は特に０．０３０
％以上の非常に高い初期炭素含量め使用を必要とする操
作においては超急速焼きなまし処理の際にピーク温度を
８５０℃（１５６０下）以上とすると脱炭素焼きなまし
工程中の炭素除去が損なわれることを示している。勿論
、これは超急速焼きなまし処理ピーク温度及び雰囲気の
正確な制御及び／または業界で良く知られている次後の
脱炭素焼きなまし操作の正確な制御により補償すること
ができる。
特性を劣化させないために炭素レベルは０．００３〜０
．００５％以下のレベルへ低減しなければならない０通
常、これは高温焼きなまし処理前に酸化性雰囲気での常
温圧延済ストリップの脱炭素処理により行なわれる。こ
の脱炭素操作の臨界性は鋼表面が酸化される前に炭素を
実質上除かれることを必要とすることであり、これは鋼
表面が酸化されてしまうと鋼ストリップから炭素除去の
バリヤーを生ずるからである。第４図は特に０．０３０
％以上の非常に高い初期炭素含量め使用を必要とする操
作においては超急速焼きなまし処理の際にピーク温度を
８５０℃（１５６０下）以上とすると脱炭素焼きなまし
工程中の炭素除去が損なわれることを示している。勿論
、これは超急速焼きなまし処理ピーク温度及び雰囲気の
正確な制御及び／または業界で良く知られている次後の
脱炭素焼きなまし操作の正確な制御により補償すること
ができる。
上述のように、本発明の超急速焼きなまし操作は少なく
とも最初の常温圧延処理の工程の後で、最終焼きなまし
の前の脱炭素処理（行なう場合には）前の工程の任意の
段階で行なうことができる。
とも最初の常温圧延処理の工程の後で、最終焼きなまし
の前の脱炭素処理（行なう場合には）前の工程の任意の
段階で行なうことができる。
工程中の好適な段階は常温圧延が完了した後で、脱炭素
焼きなまし工程（行なう場合には）の前である。超急速
焼きなまし処理は脱炭素焼きなまし工程前に行なうか、
または脱炭素焼きなまし工程の加熱段階として脱炭素焼
きなまし工程へ組み込むことができる。
焼きなまし工程（行なう場合には）の前である。超急速
焼きなまし処理は脱炭素焼きなまし工程前に行なうか、
または脱炭素焼きなまし工程の加熱段階として脱炭素焼
きなまし工程へ組み込むことができる。
以下に実施例は本発明の種々の好適な実施態様を説明す
るものであるが、本発明の精神及び範囲を逸脱せずに種
々の変成を行なうことができることを理解されたい。
るものであるが、本発明の精神及び範囲を逸脱せずに種
々の変成を行なうことができることを理解されたい。
実施例Ｉ
Ｃ０，０５６重量％、Ｍｎ０．０９３重量％、Ａ１０．
０３６重量％、Ｓ ｉｏ 、２．９６重量％、ＳＯ，０
２５重量％、ＮＯ，００７５重景％、Ｓｎ０．０４５重
量％及びＣｕ０．１２重量％の組成の厚さ２．１ ｍｍ
（０，０８３インチ）の熱間圧延鋼シートの試料シート
に１１５０℃（２１００下）で１．５分間にわたり熱間
帯状焼きなまし処理（ｈｏｔｂａｎｄ ａｎｎｅａｌｉ
Ｂ）を施し、厚さ０．２５ｍｍ（０，０１０インチ）へ
常温圧延した。常温圧延後。
０３６重量％、Ｓ ｉｏ 、２．９６重量％、ＳＯ，０
２５重量％、ＮＯ，００７５重景％、Ｓｎ０．０４５重
量％及びＣｕ０．１２重量％の組成の厚さ２．１ ｍｍ
（０，０８３インチ）の熱間圧延鋼シートの試料シート
に１１５０℃（２１００下）で１．５分間にわたり熱間
帯状焼きなまし処理（ｈｏｔｂａｎｄ ａｎｎｅａｌｉ
Ｂ）を施し、厚さ０．２５ｍｍ（０，０１０インチ）へ
常温圧延した。常温圧延後。
材料を特別に設計された抵抗加熱装置において８３°Ｃ
／秒（１５０下／秒）、１４０℃／秒（２５０’ｌ”７
秒）、２６０℃／秒（４７０下／秒）、２８０℃／秒（
５００下／秒）及び５５５°Ｃ／秒（１０００下／秒）
の速度で、５５５℃（１０００下）、６６７℃（１０３
０下）、７２２℃（１２３０下）、７５０℃（１３８０
下）、７６４℃（１４０７下）、７７７℃（１４３０下
）、８０６℃（１４８０下）、８３３℃（１５３０下）
、８８９℃（１６３０下）、９４４°Ｃ（１７３０下）
、１０００°Ｃ（１８３０下）及び１０５６℃（１９３
０下）のピーク温度へ加熱することにより超急速焼きな
まし処理を施し、９５％Ａｒ−５％Ｈ２の非酸化性雰囲
気中で冷却した。超急速焼きなまし処理のストリップ試
料並びに超急速焼きなまし処理を受けていない試料を環
境温度から８６０℃（１５８０下）へ６０秒内に加熱し
、湿性８２Ｎ２または湿性水素−窒素雰囲気で６０秒に
わたり８６０℃の温度に保つことにより慣用の焼きなま
し処理を施して炭素含量を０．００３５％またはそれ以
下のレベルへ低減し且つ鉄カンラン石スケールを形成し
た。
／秒（１５０下／秒）、１４０℃／秒（２５０’ｌ”７
秒）、２６０℃／秒（４７０下／秒）、２８０℃／秒（
５００下／秒）及び５５５°Ｃ／秒（１０００下／秒）
の速度で、５５５℃（１０００下）、６６７℃（１０３
０下）、７２２℃（１２３０下）、７５０℃（１３８０
下）、７６４℃（１４０７下）、７７７℃（１４３０下
）、８０６℃（１４８０下）、８３３℃（１５３０下）
、８８９℃（１６３０下）、９４４°Ｃ（１７３０下）
、１０００°Ｃ（１８３０下）及び１０５６℃（１９３
０下）のピーク温度へ加熱することにより超急速焼きな
まし処理を施し、９５％Ａｒ−５％Ｈ２の非酸化性雰囲
気中で冷却した。超急速焼きなまし処理のストリップ試
料並びに超急速焼きなまし処理を受けていない試料を環
境温度から８６０℃（１５８０下）へ６０秒内に加熱し
、湿性８２Ｎ２または湿性水素−窒素雰囲気で６０秒に
わたり８６０℃の温度に保つことにより慣用の焼きなま
し処理を施して炭素含量を０．００３５％またはそれ以
下のレベルへ低減し且つ鉄カンラン石スケールを形成し
た。
試料にＭｇＯをスラリー被覆し、１２００℃（２１９０
下）で高温最終焼きなまし処理を施し、次に、過剰のＭ
［ｌＯをこすり落とし且つ試料を８２５℃（１５２０下
）で９５％Ｎ２−５％Ｈ２雰囲気中で応力除去焼きなま
し処理した０次に、ミルガラス被膜を駿洗いにより除去
し、２次粒子寸法を測定した。得られた結果を第１表に
示す、６０Ｈｚで１７ｋＧでの鉄損及び２次粒子寸法を
それぞれ第２図及び第３図のグラフにおいてそれらの代
表的な操作領域に対して示す。
下）で高温最終焼きなまし処理を施し、次に、過剰のＭ
［ｌＯをこすり落とし且つ試料を８２５℃（１５２０下
）で９５％Ｎ２−５％Ｈ２雰囲気中で応力除去焼きなま
し処理した０次に、ミルガラス被膜を駿洗いにより除去
し、２次粒子寸法を測定した。得られた結果を第１表に
示す、６０Ｈｚで１７ｋＧでの鉄損及び２次粒子寸法を
それぞれ第２図及び第３図のグラフにおいてそれらの代
表的な操作領域に対して示す。
／
７、／
上述の研究の結果は、改善された鉄損が脱炭素処理及び
最終高温焼きなまし処理前に１００℃／秒（１８０下／
秒）以上の超急速焼きなまし処理から得られることを明
確に示す６本質的な磁気品質を劣化させずに、応力除去
焼きなまし処理を材料に施すことができる。更に、張力
を付与する絶縁性被膜を提供するか、または後処理磁区
微細化処理により材料を更に改善することができる。
最終高温焼きなまし処理前に１００℃／秒（１８０下／
秒）以上の超急速焼きなまし処理から得られることを明
確に示す６本質的な磁気品質を劣化させずに、応力除去
焼きなまし処理を材料に施すことができる。更に、張力
を付与する絶縁性被膜を提供するか、または後処理磁区
微細化処理により材料を更に改善することができる。
実施例２
Ｃ０，０２８重量％、Ｍｎ０．０６０重量％、Ｓｉ３．
１５重量％及び３０．０２０重量％の組成の厚さ１．９
ｍｍ（０，０７５インチ）の熱間圧延鋼シートの試料シ
ートに９８０℃で１．５分間にわたり熱間帯状焼きなま
し処理を施し、厚さ０．５０ｍｍ（０，０２インチ）へ
常温圧延し、９５０℃（１７４０下）で０．５分間にわ
たり焼きなまし処理し、０．１８ｍｍ（０，００フイン
チ）の最終厚さへ常温圧延した。常温圧延後、脱炭素焼
きなまし処理の加熱段階中または該加熱段階の１部とし
て超急速焼きなまし処理を材料に施した。加熱操作はキ
ュリー点７４６℃（１３７５下）へ１２００℃／秒（２
１６０下／秒）の加熱速度（第１図の領域Ａ内の条件）
を提供する４５０ｋＨｚの基本周波数で特別の電磁誘導
加熱コイルを使用することにより行なわれ、次に、スト
リップを３０℃／秒（５５下／秒）の速度で７４６℃（
１３７５下）から８６５℃（１５９０下）の均一温度へ
加熱し、３０〜６０秒間にわたり湿性水素−窒素雰囲気
中で該温度を維持して脱炭素処理及び鉄カンラン石形成
を行なった０次に、得られたストリップ試料並びに超急
速加熱処理を行なわない試料にＭｇＯによるスラリー被
覆を施し、１２００℃（２１９９下）で高温最終焼きな
まし処理を施し、次に、過剰のＭｇＯをこすり落として
且つ該試料を９５％Ｎ２−５％！］、中で８２５℃（１
５１５下）で応力除去焼きなまし処理した。磁気試験結
果を第２表に示す。
１５重量％及び３０．０２０重量％の組成の厚さ１．９
ｍｍ（０，０７５インチ）の熱間圧延鋼シートの試料シ
ートに９８０℃で１．５分間にわたり熱間帯状焼きなま
し処理を施し、厚さ０．５０ｍｍ（０，０２インチ）へ
常温圧延し、９５０℃（１７４０下）で０．５分間にわ
たり焼きなまし処理し、０．１８ｍｍ（０，００フイン
チ）の最終厚さへ常温圧延した。常温圧延後、脱炭素焼
きなまし処理の加熱段階中または該加熱段階の１部とし
て超急速焼きなまし処理を材料に施した。加熱操作はキ
ュリー点７４６℃（１３７５下）へ１２００℃／秒（２
１６０下／秒）の加熱速度（第１図の領域Ａ内の条件）
を提供する４５０ｋＨｚの基本周波数で特別の電磁誘導
加熱コイルを使用することにより行なわれ、次に、スト
リップを３０℃／秒（５５下／秒）の速度で７４６℃（
１３７５下）から８６５℃（１５９０下）の均一温度へ
加熱し、３０〜６０秒間にわたり湿性水素−窒素雰囲気
中で該温度を維持して脱炭素処理及び鉄カンラン石形成
を行なった０次に、得られたストリップ試料並びに超急
速加熱処理を行なわない試料にＭｇＯによるスラリー被
覆を施し、１２００℃（２１９９下）で高温最終焼きな
まし処理を施し、次に、過剰のＭｇＯをこすり落として
且つ該試料を９５％Ｎ２−５％！］、中で８２５℃（１
５１５下）で応力除去焼きなまし処理した。磁気試験結
果を第２表に示す。
これらの研究の結果は、改善された鉄損が最終焼きなま
し処理前の脱炭素焼きなまし処理の加熱段階中に超急速
焼きなまし処理を行なうことにより得ることができるこ
とを明確に示す、データはこの利点が永久的であり、本
質的な磁気品質を劣化させずに応力除去焼きなまし処理
を材料に施すことができることを示す。
し処理前の脱炭素焼きなまし処理の加熱段階中に超急速
焼きなまし処理を行なうことにより得ることができるこ
とを明確に示す、データはこの利点が永久的であり、本
質的な磁気品質を劣化させずに応力除去焼きなまし処理
を材料に施すことができることを示す。
実施例３
Ｃ０，０５０重量％、Ｍｎ０．０９０重量％、Ａ１０．
０２９重量％、Ｓｉ２．９７重量％、Ｓｏ、０２５重量
％、Ｎｏ、００７７重量％、Ｓｎ００４３重量％及びＣ
ｕ０．１０重量％の組成の厚さ２ 、Ｏｌ（０，０７９
インチ）の熱間圧延鋼シートの試料シートを厚さ１．７
１（０，０６フインチ）へ常温圧延し、１１５０℃（２
１００下）で１．５分間にわたり焼きなまし処理を施し
、０．２２５ｍｍ（０，００９インチ）の厚さへ再度常
温圧延した。
０２９重量％、Ｓｉ２．９７重量％、Ｓｏ、０２５重量
％、Ｎｏ、００７７重量％、Ｓｎ００４３重量％及びＣ
ｕ０．１０重量％の組成の厚さ２ 、Ｏｌ（０，０７９
インチ）の熱間圧延鋼シートの試料シートを厚さ１．７
１（０，０６フインチ）へ常温圧延し、１１５０℃（２
１００下）で１．５分間にわたり焼きなまし処理を施し
、０．２２５ｍｍ（０，００９インチ）の厚さへ再度常
温圧延した。
常温圧延後、脱炭素焼きなまし処理の加熱段階中及び加
熱段階の１部として超急速焼きなまし処理を施した。加
熱操作はキュリー点７４６°Ｃ（１３７５下）へ１１０
０℃／秒（１９８０下／秒）の加熱速度（第１図の領域
Ａ内の条件）を提供する４５０ｋＨｚの基本周波数で特
別の電磁誘導加熱コイルを使用することにより行なわれ
、次に、ストリップを３０℃／秒（５５下／秒）の速度
で７４６’Ｃ（１３７５下）から８７０℃（１５８０下
）の均一温度へ加熱し、６０秒間にわたり湿性水素−窒
素雰囲気中で該温度を維持して脱炭素処理及び鉄カンラ
ン石形成を行なった０次に、ストリップ試料並びに超急
速加熱処理を行なわない試料にＭｇＯによるスラリー被
覆を施し、１２００°Ｃ（２１９９下）で高温最終焼き
なまし処理を施し、次に、過剰のＭｇＯをこすり落とし
て該試料を９５％Ｎ２−５％Ｈ２中で８２５℃（１５１
５下）で応力除去焼きなまし処理した。磁気試験結果を
第３表に示す。
熱段階の１部として超急速焼きなまし処理を施した。加
熱操作はキュリー点７４６°Ｃ（１３７５下）へ１１０
０℃／秒（１９８０下／秒）の加熱速度（第１図の領域
Ａ内の条件）を提供する４５０ｋＨｚの基本周波数で特
別の電磁誘導加熱コイルを使用することにより行なわれ
、次に、ストリップを３０℃／秒（５５下／秒）の速度
で７４６’Ｃ（１３７５下）から８７０℃（１５８０下
）の均一温度へ加熱し、６０秒間にわたり湿性水素−窒
素雰囲気中で該温度を維持して脱炭素処理及び鉄カンラ
ン石形成を行なった０次に、ストリップ試料並びに超急
速加熱処理を行なわない試料にＭｇＯによるスラリー被
覆を施し、１２００°Ｃ（２１９９下）で高温最終焼き
なまし処理を施し、次に、過剰のＭｇＯをこすり落とし
て該試料を９５％Ｎ２−５％Ｈ２中で８２５℃（１５１
５下）で応力除去焼きなまし処理した。磁気試験結果を
第３表に示す。
上述の結果は、改善された鉄損が最終高温焼きなまし処
理前の脱炭素焼きなまし処理の加熱段階中に超急速焼き
なまし処理を行なうことにより行なうことができた。デ
ータは、利点が永久的なものであり、本質的な磁気品質
の劣化なしに応力焼きなまし処理を材料に施すことがで
きることを示した。
理前の脱炭素焼きなまし処理の加熱段階中に超急速焼き
なまし処理を行なうことにより行なうことができた。デ
ータは、利点が永久的なものであり、本質的な磁気品質
の劣化なしに応力焼きなまし処理を材料に施すことがで
きることを示した。
実施例４
脱炭素焼きなまし処理中に超急速焼きなまし処理と慣用
の予熱を併用することによる影響を測定するための研究
を行なった。
の予熱を併用することによる影響を測定するための研究
を行なった。
珪素２．９７重量％、炭素０．０４４重量％、マンガン
０．０９５重量％、アルミニウム０．０３４重量％、窒
素０．００６６重量％を含有し、残余が実質玉銑である
組成をもつ厚さ０．２７ｍｍ（０，０１１インチ）の材
料を実験に使用した。３種の条件を評価した。熱サイク
ル１はストリップを約１５°Ｃ／秒（２５〜３０下／秒
）の速度で室温から８５７℃（１５７５下）へ加熱し、
１分間均熱状態とする慣用の脱炭素処理を示すものであ
る。
０．０９５重量％、アルミニウム０．０３４重量％、窒
素０．００６６重量％を含有し、残余が実質玉銑である
組成をもつ厚さ０．２７ｍｍ（０，０１１インチ）の材
料を実験に使用した。３種の条件を評価した。熱サイク
ル１はストリップを約１５°Ｃ／秒（２５〜３０下／秒
）の速度で室温から８５７℃（１５７５下）へ加熱し、
１分間均熱状態とする慣用の脱炭素処理を示すものであ
る。
熱サイクル２は同様のストリップを５５５°Ｃ／秒（約
１０００下／秒）の超急速焼きなまし処理速度を使用し
て室温から７４５℃（１３７５下）へ加熱し、次に、約
り５℃／秒（２５〜３０下）の速度で８５７℃（１５７
５下）まで加熱し、１分間均熱状態として最終焼きなま
し処理を行なった。熱サイクル３は同様のストリップを
室温から約３４５°Ｃ（６５０下）まで約り５℃／秒（
２５〜３０下／秒）の速度で加熱し、次に、５５５℃／
秒（１０００下／秒）の速度で７４５℃（１３７５下）
の温度へ超急速焼きなまし処理し、次に、約り５℃／秒
（２５〜３０下／秒）の速度で８５７℃（１５７５下）
へ加熱し、１分間均熱状態とすることにより最終焼きな
まし処理を行なった。結果を第４表に示す、磁気特性は
超急速焼きなまし処理を現存する装置と併用してもよい
ことを示す熱サイクル２及び３についてほぼ同様の結果
である。超急速焼きなまし処理により生ずる組織の変成
は回復及び再結晶化の焼きなまし操作と関係するもので
ある。
１０００下／秒）の超急速焼きなまし処理速度を使用し
て室温から７４５℃（１３７５下）へ加熱し、次に、約
り５℃／秒（２５〜３０下）の速度で８５７℃（１５７
５下）まで加熱し、１分間均熱状態として最終焼きなま
し処理を行なった。熱サイクル３は同様のストリップを
室温から約３４５°Ｃ（６５０下）まで約り５℃／秒（
２５〜３０下／秒）の速度で加熱し、次に、５５５℃／
秒（１０００下／秒）の速度で７４５℃（１３７５下）
の温度へ超急速焼きなまし処理し、次に、約り５℃／秒
（２５〜３０下／秒）の速度で８５７℃（１５７５下）
へ加熱し、１分間均熱状態とすることにより最終焼きな
まし処理を行なった。結果を第４表に示す、磁気特性は
超急速焼きなまし処理を現存する装置と併用してもよい
ことを示す熱サイクル２及び３についてほぼ同様の結果
である。超急速焼きなまし処理により生ずる組織の変成
は回復及び再結晶化の焼きなまし操作と関係するもので
ある。
珪素鋼において、回復は約５３８℃（約１０００下）で
開始され、再結晶化は約６７５℃（約１２５０下）で完
了する。従って、ストリップが約５３８℃（約１０００
下）から約６７５℃（約１２５０下）以上の温度まで超
急速加熱される場合に、本発明の利点を得ることができ
る。上述の温度範囲を拡大すると、生産性に対する利点
は増加することは明らかであろう。
開始され、再結晶化は約６７５℃（約１２５０下）で完
了する。従って、ストリップが約５３８℃（約１０００
下）から約６７５℃（約１２５０下）以上の温度まで超
急速加熱される場合に、本発明の利点を得ることができ
る。上述の温度範囲を拡大すると、生産性に対する利点
は増加することは明らかであろう。
（−支−」
熱 １１−１０ ＳＲ＾ガラス被膜？（クル透
磁性 ８２９℃（１５２５下） 改善率％Ｐ１５；６０
ＰＬ６０ ＰＩ３−６０ ＰＩ３−６０１
１９３２ ０．４４４ ０．６０３ −−− −−−２
１９３８ ０．４２８ ０．５６７ ４％ ６％
３ １９３８ ０．４２８ ０．５６８ ４％ ６
％
磁性 ８２９℃（１５２５下） 改善率％Ｐ１５；６０
ＰＬ６０ ＰＩ３−６０ ＰＩ３−６０１
１９３２ ０．４４４ ０．６０３ −−− −−−２
１９３８ ０．４２８ ０．５６７ ４％ ６％
３ １９３８ ０．４２８ ０．５６８ ４％ ６
％
第１図は本発明方法を行なう範囲内の加熱速度及びピー
ク温度についての有効範囲を示す図であり、第２図は第
１図に記載する条件内で処理された厚さ０．２５ｍ−の
高透磁性珪素鋼の２次粒子寸法分布を示す図であり、第
３図は第１図に規定する条件内で処理された厚さ０．２
５ｍｍの高透磁性珪素鋼における６０Ｈｚで１５ｋＧ及
び１７ｋＧでの鉄損における本発明の実施効果を示す図
であり、第４図は５５５℃／秒の加熱速度で種々のピー
ク温度へ加熱することによる超急速焼きなまし処理後の
０．２５Ｉ高透磁性珪素鋼の脱炭素処理後の在留炭素量
を示すグラフである。 ピー／７墨度（ｏＣｌ 二次枳晶枝寸法分廊 脱炭素イ鉦の残留、炭素量（％） ＝ｎ
ク温度についての有効範囲を示す図であり、第２図は第
１図に記載する条件内で処理された厚さ０．２５ｍ−の
高透磁性珪素鋼の２次粒子寸法分布を示す図であり、第
３図は第１図に規定する条件内で処理された厚さ０．２
５ｍｍの高透磁性珪素鋼における６０Ｈｚで１５ｋＧ及
び１７ｋＧでの鉄損における本発明の実施効果を示す図
であり、第４図は５５５℃／秒の加熱速度で種々のピー
ク温度へ加熱することによる超急速焼きなまし処理後の
０．２５Ｉ高透磁性珪素鋼の脱炭素処理後の在留炭素量
を示すグラフである。 ピー／７墨度（ｏＣｌ 二次枳晶枝寸法分廊 脱炭素イ鉦の残留、炭素量（％） ＝ｎ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、６．５％以下の珪素を含有する珪素鋼ストリップの
２次粒子成長を制御し且つ磁気特性を改善するための方
法において、常温圧延された前記ストリップに１００℃
／秒以上の加熱速度で６７５℃以上の温度へ超急速焼き
なまし処理を施し、該ストリップを脱炭素処理し、最終
高温焼きなまし処理を施して２次成長を行ない、それに
よって前記ストリップが低減した寸法の２次粒子及び応
力除去焼きなまし処理後も有意の変化なしに持続する改
善された鉄損をもつことを特徴とする方法。 ２、超急速焼きなまし処理が少なくとも２３０℃／秒以
上の加熱速度で７０５〜９８５℃の温度へ加熱する請求
項１記載の方法。 ３、超急速焼きなまし処理が４８５℃／秒以上の加熱速
度で７１５〜８７０℃の温度へ加熱する請求項１記載の
方法。 ４、超急速焼きなまし処理が脱炭素処理の加熱段階とし
て行なわれる請求項１記載の方法。 ５、珪素鋼溶融物が２〜４重量％の珪素、 ０．１０重量％以下の炭素、０．００１〜０．０６５重
量％のアルミニウム、０．００１〜０．０１０重量％の
窒素、０．０３〜０．２重量％のマンガン、０．０１５
〜０．０７重量％の硫黄またはセレンを含有し、残余が
実質上鉄である請求項１記載の方法。 ６、ストリップの超急速焼きなまし処理が抵抗加熱装置
、誘導加熱装置または直接エネルギー加熱装置により行
なわれる請求項１記載の方法。 ７、最終焼きなまし処理済ストリップに磁区を微細化す
るための処理を施す請求項１記載の方法。 ８、超急速焼きなまし処理が少なくとも４５０℃〜６７
５℃であり、脱炭素処理温度までの通常の加熱速度と組
み合わせて使用される請求項１記載の方法。 ９、１０ｍｍ以下の平均２次粒子寸法をもつキュブ・オ
ン・エッジ配向珪素鋼ストリップであって、２次粒子寸
法が常温圧延済ストリップを１００℃／秒〜１０００℃
／秒以上の加熱速度で且つ７０５〜８７０℃の均一温度
での超急速焼きなまし処理により得られ、超急速焼きな
まし処理が高温焼きなまし処理及び使用されることがあ
るストリップの脱炭素焼きなまし処理の前に行なわれる
キュブ・オン・エッジ配向珪素鋼ストリップ。 １０、鋼が２〜４重量％の珪素、０．００１〜０．０６
５重量％のアルミニウム、０．０００１〜０．０１０重
量％の窒素、０．０３〜０．２０重量％のマンガン、０
．０００１〜０．０７重量％の硫黄またはセレン、０．
００５重量％までの炭素を含有し、残余が実質上鉄であ
る請求項９記載のキュブ・オン・エッジ配向珪素鋼スト
リップ。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US173,698 | 1988-03-25 | ||
| US07/173,698 US4898626A (en) | 1988-03-25 | 1988-03-25 | Ultra-rapid heat treatment of grain oriented electrical steel |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01290716A true JPH01290716A (ja) | 1989-11-22 |
| JPH0651887B2 JPH0651887B2 (ja) | 1994-07-06 |
Family
ID=22633125
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1073713A Expired - Lifetime JPH0651887B2 (ja) | 1988-03-25 | 1989-03-24 | 粒子方向性珪素鋼ストリップの超急速熱処理方法および製造法 |
Country Status (11)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4898626A (ja) |
| EP (1) | EP0334223B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0651887B2 (ja) |
| KR (1) | KR970008162B1 (ja) |
| AT (1) | ATE134710T1 (ja) |
| BR (1) | BR8901320A (ja) |
| CA (1) | CA1324562C (ja) |
| DE (1) | DE68925743T2 (ja) |
| ES (1) | ES2083959T3 (ja) |
| IN (1) | IN171548B (ja) |
| YU (1) | YU46929B (ja) |
Cited By (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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