JPH0651887B2 - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH0651887B2 JPH0651887B2 JP1073713A JP7371389A JPH0651887B2 JP H0651887 B2 JPH0651887 B2 JP H0651887B2 JP 1073713 A JP1073713 A JP 1073713A JP 7371389 A JP7371389 A JP 7371389A JP H0651887 B2 JPH0651887 B2 JP H0651887B2
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- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
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- C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 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（electrical steel：以下、珪
素鋼と記載する）のための超急速焼きなまし処理方法お
よび該処理法を用いたキュブ・オン・エッジ配向珪素鋼
ストリップの製造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（electrical steel：以下、珪
素鋼と記載する）のための超急速焼きなまし処理方法お
よび該処理法を用いたキュブ・オン・エッジ配向珪素鋼
ストリップの製造法を提供するにある。
（従来の技術） 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。
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・エッジ
(cube-on-edge)方向性珪素鋼へ適用できる。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
珪素鋼と通常呼ばれている。普通の粒子方向性等級の珪
素鋼は７９６Ａ／ｍ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3,63
6,579号、同第3,873,381号及び同第3,932,234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)[001]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、１
工程または２工程以上の冷間圧延し、鋼を再結晶化し、
炭素含量を非時効レベルへ低減し且つ鋼の表面に鉄カン
ラン石(fayalite)を形成するために冷間圧延したストリ
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。
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。
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・エッジ
(cube-on-edge)方向性珪素鋼へ適用できる。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
珪素鋼と通常呼ばれている。普通の粒子方向性等級の珪
素鋼は７９６Ａ／ｍ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3,63
6,579号、同第3,873,381号及び同第3,932,234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)[001]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、１
工程または２工程以上の冷間圧延し、鋼を再結晶化し、
炭素含量を非時効レベルへ低減し且つ鋼の表面に鉄カン
ラン石(fayalite)を形成するために冷間圧延したストリ
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１６００〜２０００℃／
分［２８〜３３℃（５０〜６０゜F）／秒］の加熱速度を
使用して２工程の冷間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゜F）の均温で１分以内に行なわれ
た。ストリップを再度冷間圧延し、１６００〜２０００
℃／分（２８〜３３℃／秒）の加熱速度で加熱し、８５
０〜１０５０℃（１５６０〜１９２０゜F）の温度に１分
以内の期間にわたり維持してストリップを軟化させるこ
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℃（１１１０〜１４７０゜F）で脱炭素処理を施
し、１０００〜１３００℃（１８３０〜２３７０゜F）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。
に、米国特許第2,965,526号は１６００〜２０００℃／
分［２８〜３３℃（５０〜６０゜F）／秒］の加熱速度を
使用して２工程の冷間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゜F）の均温で１分以内に行なわれ
た。ストリップを再度冷間圧延し、１６００〜２０００
℃／分（２８〜３３℃／秒）の加熱速度で加熱し、８５
０〜１０５０℃（１５６０〜１９２０゜F）の温度に１分
以内の期間にわたり維持してストリップを軟化させるこ
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℃（１１１０〜１４７０゜F）で脱炭素処理を施
し、１０００〜１３００℃（１８３０〜２３７０゜F）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。冷間圧延済ストリップを８３３〜２７７８
℃／分（２２５〜８３゜F／秒）の加熱速度で７０５〜８
４３°（１３００〜１５５０゜F）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
分間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。
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。冷間圧延済ストリップを８３３〜２７７８
℃／分（２２５〜８３゜F／秒）の加熱速度で７０５〜８
４３°（１３００〜１５５０゜F）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
分間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(Szymura)及びザワダ(Zawzda)によるロシア語
の文献「エフェクト・オブ・ザ・ヒーティング・レート
・ドゥアリング・プライマリー・リクススタライゼーシ
ョン・オン・ザ・プロパティース・オブ・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(Effect of the Heating Rate Du
ring Primary Recrystallization on the properties o
f the Fe-3 Percent Si Alloy After Recrystallizatio
n)、Arch.Hutn,.、１９７８年２３（１）、第２９〜３３
頁は冷間圧延珪素鋼の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、初期冷間圧延し、中間焼きなまし処
理し、最終高温焼きなまし処理し、乾燥水素雰囲気中で
９５０℃（１７４０゜F)の温度へ1.2〜180,000℃／分
（０．０４〜５４００゜F／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、最終高温焼き
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（９
０゜F／秒）で発達した。１００℃／秒（１８０゜F／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)[001]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
処理前の冷間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。
の文献「エフェクト・オブ・ザ・ヒーティング・レート
・ドゥアリング・プライマリー・リクススタライゼーシ
ョン・オン・ザ・プロパティース・オブ・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(Effect of the Heating Rate Du
ring Primary Recrystallization on the properties o
f the Fe-3 Percent Si Alloy After Recrystallizatio
n)、Arch.Hutn,.、１９７８年２３（１）、第２９〜３３
頁は冷間圧延珪素鋼の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、初期冷間圧延し、中間焼きなまし処
理し、最終高温焼きなまし処理し、乾燥水素雰囲気中で
９５０℃（１７４０゜F)の温度へ1.2〜180,000℃／分
（０．０４〜５４００゜F／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、最終高温焼き
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（９
０゜F／秒）で発達した。１００℃／秒（１８０゜F／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)[001]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
処理前の冷間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、米国特許第4,545,828号または同第4,5
54,029号明細書により教示されているような磁区微細化
のめた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。米国特許第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。米国特許第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、米国特許第4,545,828号または同第4,5
54,029号明細書により教示されているような磁区微細化
のめた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。米国特許第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。米国特許第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。
（発明が解決しようとする課題） 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。
（課題を解決するための手段） 本発明は、ストリップ脱炭素／鉄カンラン石を形成する
脱炭素焼きなまし処理及び最終高温焼きなまし処理前に
行われる超急速加熱処理での加熱速度及び最高温度（以
下、ピーク温度という）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。
脱炭素焼きなまし処理及び最終高温焼きなまし処理前に
行われる超急速加熱処理での加熱速度及び最高温度（以
下、ピーク温度という）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℃（１２５
０゜F）以上の温度へ１４０℃／秒（２８４）゜F／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。
０゜F）以上の温度へ１４０℃／秒（２８４）゜F／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。
粒子方向性珪素鋼の(110)[001]すなわちゴス(Goss)組織
の形成は制御することが複雑な冶金系である。優れた磁
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
〈100〉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。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)[001]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
９０％以上の組織化度をもつことができる。
の形成は制御することが複雑な冶金系である。優れた磁
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
〈100〉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。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)[001]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
９０％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。これは冷間圧延シー
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。これは冷間圧延シー
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、本発明の出発材料は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材料である。本発明で
用いられる珪素鋼は６．５重量％以下の珪素、０．１０
重量％以下の炭素、０．０３〜０．２重量％のマンガン
を含有し、残余が鉄および付随不純物である組成を有す
るものである。該珪素鋼が高透磁性粒子方向性を有する
ためには、通常このような組成であることが要求され
る。このような珪素鋼については、前記米国特許明細書
にも言及されている。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。
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材料である。本発明で
用いられる珪素鋼は６．５重量％以下の珪素、０．１０
重量％以下の炭素、０．０３〜０．２重量％のマンガン
を含有し、残余が鉄および付随不純物である組成を有す
るものである。該珪素鋼が高透磁性粒子方向性を有する
ためには、通常このような組成であることが要求され
る。このような珪素鋼については、前記米国特許明細書
にも言及されている。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冷間圧延ス
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。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冷間圧延ス
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。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
Ｄ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Ｄ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゜F／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は顕著に変化し
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゜F）
以上の温度へ１４０℃／秒（２８４）゜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。１０４０℃（１９００゜F）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次粒子寸法は顕著に減少す
る。より好適な操作は７０５℃（１３００゜F）〜９８５
℃（１８０５）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゜F）〜８７０℃（１６００゜
F）のピーク温度へ４８５℃／秒（８７５゜F／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
Ｄ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Ｄ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゜F／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は顕著に変化し
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゜F）
以上の温度へ１４０℃／秒（２８４）゜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。１０４０℃（１９００゜F）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次粒子寸法は顕著に減少す
る。より好適な操作は７０５℃（１３００゜F）〜９８５
℃（１８０５）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゜F）〜８７０℃（１６００゜
F）のピーク温度へ４８５℃／秒（８７５゜F／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。
以上の記載から、鉄損の低い且つ２次粒子寸法の小さい
珪素鋼ストリップを得るためには、１４０℃／秒以上の
加熱速度で６７５℃以上の温度に急速加熱処理をするこ
とが極めて重要であることが解る。
珪素鋼ストリップを得るためには、１４０℃／秒以上の
加熱速度で６７５℃以上の温度に急速加熱処理をするこ
とが極めて重要であることが解る。
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０．２５mm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材料の２次粒子寸法分布と６０Hz
試験誘導での１７kG（キロガウス）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。粒子寸法の微細化処理は、加熱速度が１４０℃／
秒（２８４゜F／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。
の範囲内で処理した厚さ０．２５mm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材料の２次粒子寸法分布と６０Hz
試験誘導での１７kG（キロガウス）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。粒子寸法の微細化処理は、加熱速度が１４０℃／
秒（２８４゜F／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。ほぼキュブ・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顕著に増加する。
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、ほぼ{111}〈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。ほぼ{111}〈1
12〉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)[001]核をより
潜在的なものにするものと思われる。
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。ほぼキュブ・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顕著に増加する。
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、ほぼ{111}〈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。ほぼ{111}〈1
12〉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)[001]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。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。通常、これは高温焼きな
まし処理前に酸化性雰囲気での冷間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
期炭素含量の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゜
F）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。
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。通常、これは高温焼きな
まし処理前に酸化性雰囲気での冷間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
期炭素含量の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゜
F）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
とも最初の冷間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冷間
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。
とも最初の冷間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冷間
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。
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１ Ｃ：０．０５６重量％、Ｍｎ：０．０９３重量％、Ａ
ｌ：０．０３６重量％、Ｓｉ：２．９６重量％、Ｓ：
０．０２５重量％、Ｎ：０．００７５重量％、Ｓｎ：
０．０４５重量％及びＣｕ：０．１２重量％の組成の厚
さ２．１mm（０．０８３インチ）の熱間圧延鋼シートの
試料シートに１１５０℃（２１００゜F）で１．５分間に
わたり熱間帯状焼きなまし処理(hotband annealing)を
施し、厚さ０．２５mm（０．０１０インチ）へ冷間圧延
した。冷間圧延後、材料を特別に設計された抵抗加熱装
置において８３℃／秒（１５０゜F／秒）、１４０℃／秒
（２５０゜F／秒）、２６０℃／秒（４７０゜F／秒）、２
８０℃／秒（５００゜F／秒）及び５５５℃／秒（１００
０゜F／秒）の速度で、５５５℃（１０００゜F）、６６７
℃（１０３０゜F）、７２２℃（１２３０゜F）、７５０℃
（１３８０゜F）、７６４℃（１４０７゜F）、７７７℃
（１４３０゜F）、８０６℃（１４８０゜F）、８３３℃
（１５３０゜F）、８８９℃（１６３０゜F）、９４４℃
（１７３０゜F）、１０００℃（１８３０゜F）及び１０５
６℃（１９３０゜F）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゜F）へ６０
秒内に加熱し、湿性Ｈ２−Ｎ２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、１
２００℃（２１９０゜F）で高温最終焼きなまし処理を施
し、次に、過剰のＭｇＯをこすり落とし且つ試料を８２
５℃（１５２０゜F）で９５％Ｎ２−５％Ｈ２雰囲気中で
応力除去焼きなまし処理した。次に、ミルガラス被膜を
酸洗いにより除去し、２次粒子寸法を測定した。得られ
た結果を第１表に示す。
ｌ：０．０３６重量％、Ｓｉ：２．９６重量％、Ｓ：
０．０２５重量％、Ｎ：０．００７５重量％、Ｓｎ：
０．０４５重量％及びＣｕ：０．１２重量％の組成の厚
さ２．１mm（０．０８３インチ）の熱間圧延鋼シートの
試料シートに１１５０℃（２１００゜F）で１．５分間に
わたり熱間帯状焼きなまし処理(hotband annealing)を
施し、厚さ０．２５mm（０．０１０インチ）へ冷間圧延
した。冷間圧延後、材料を特別に設計された抵抗加熱装
置において８３℃／秒（１５０゜F／秒）、１４０℃／秒
（２５０゜F／秒）、２６０℃／秒（４７０゜F／秒）、２
８０℃／秒（５００゜F／秒）及び５５５℃／秒（１００
０゜F／秒）の速度で、５５５℃（１０００゜F）、６６７
℃（１０３０゜F）、７２２℃（１２３０゜F）、７５０℃
（１３８０゜F）、７６４℃（１４０７゜F）、７７７℃
（１４３０゜F）、８０６℃（１４８０゜F）、８３３℃
（１５３０゜F）、８８９℃（１６３０゜F）、９４４℃
（１７３０゜F）、１０００℃（１８３０゜F）及び１０５
６℃（１９３０゜F）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゜F）へ６０
秒内に加熱し、湿性Ｈ２−Ｎ２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、１
２００℃（２１９０゜F）で高温最終焼きなまし処理を施
し、次に、過剰のＭｇＯをこすり落とし且つ試料を８２
５℃（１５２０゜F）で９５％Ｎ２−５％Ｈ２雰囲気中で
応力除去焼きなまし処理した。次に、ミルガラス被膜を
酸洗いにより除去し、２次粒子寸法を測定した。得られ
た結果を第１表に示す。
第１表において、Ｈ＝７９６（Ａ／ｍ）の欄は、１０エ
ルステッド、即ち７６９アンペア／メーター（Ａ／ｍ）
で測定された透磁性の値を示し、１５kG(w/kg)および１
７kG(w/kg)の欄は、それぞれ６０ヘルツ(Hz)で１５およ
び１７キロガウス(kG)の誘導にて測定された鉄損値（ワ
ット／キログラム(w/kg)）を示す。（なお、このこと
は、第２〜４表においても同じ。） 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。
ルステッド、即ち７６９アンペア／メーター（Ａ／ｍ）
で測定された透磁性の値を示し、１５kG(w/kg)および１
７kG(w/kg)の欄は、それぞれ６０ヘルツ(Hz)で１５およ
び１７キロガウス(kG)の誘導にて測定された鉄損値（ワ
ット／キログラム(w/kg)）を示す。（なお、このこと
は、第２〜４表においても同じ。） 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。
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１４０℃／秒（２８４゜F／
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。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１４０℃／秒（２８４゜F／
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。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 Ｃ：０．０２８重量％、Ｍｎ：０．０６０重量％、Ｓ
ｉ：３．１５重量％及びＳ：０．０２０重量％の組成の
厚さ１．９mm（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）へ冷間圧延し、９５０℃（１７４０゜F）で０．５分
間にわたり焼きなまし処理し、０．１８mm（０．００７
インチ）の最終厚さへ冷間圧延した。冷間圧延後、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゜F）へ１２００℃／秒
（２１６０゜F／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゜F／秒）の速度で７４６℃
（１３７５゜F）から８６５℃（１５９０゜F）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。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によりスラリー
被覆を施し、１２００℃（２１９９゜F）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％Ｈ２中で８２５℃（１
５１５゜F）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。
ｉ：３．１５重量％及びＳ：０．０２０重量％の組成の
厚さ１．９mm（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）へ冷間圧延し、９５０℃（１７４０゜F）で０．５分
間にわたり焼きなまし処理し、０．１８mm（０．００７
インチ）の最終厚さへ冷間圧延した。冷間圧延後、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゜F）へ１２００℃／秒
（２１６０゜F／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゜F／秒）の速度で７４６℃
（１３７５゜F）から８６５℃（１５９０゜F）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。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によりスラリー
被覆を施し、１２００℃（２１９９゜F）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％Ｈ２中で８２５℃（１
５１５゜F）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 Ｃ：０．０５０重量％、Ｍｎ：０．０９０重量％、Ａ
ｌ：０．０２９重量％、Ｓｉ：２．９７重量％、Ｓ：
０．０２５重量％、Ｎ：０．００７７重量％、Ｓｎ：
０．０４３重量％及びＣｕ：０．１０重量％の組成の厚
さ２．０mm（０．０７９インチ）の熱間圧延鋼シートの
試料シートを厚さ１．７mm（０．０６７インチ）へ冷間
圧延し、１１５０℃（２１００゜F）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）の厚さへ再度冷間圧延した。冷間圧延後、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℃（１３７５゜F）へ１１００℃／秒（１９８０゜F
／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３
０℃／秒（５５゜F／秒）の速度で７４６℃（１３７５゜
F）から８７０℃（１５８０゜F）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。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℃
（２１９９゜F）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℃（１５１５゜F）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。
ｌ：０．０２９重量％、Ｓｉ：２．９７重量％、Ｓ：
０．０２５重量％、Ｎ：０．００７７重量％、Ｓｎ：
０．０４３重量％及びＣｕ：０．１０重量％の組成の厚
さ２．０mm（０．０７９インチ）の熱間圧延鋼シートの
試料シートを厚さ１．７mm（０．０６７インチ）へ冷間
圧延し、１１５０℃（２１００゜F）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）の厚さへ再度冷間圧延した。冷間圧延後、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℃（１３７５゜F）へ１１００℃／秒（１９８０゜F
／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３
０℃／秒（５５゜F／秒）の速度で７４６℃（１３７５゜
F）から８７０℃（１５８０゜F）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。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℃
（２１９９゜F）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℃（１５１５゜F）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
の劣化なしい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
の劣化なしい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。
Ｓｉ：２．９７重量％、Ｃ：０．０４４重量％、Ｍｎ：
０．０９５重量％、Ａｌ：０．０３４重量％、Ｎ：０．
００６６重量％を含有し、残余が実質上鉄である組成を
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℃／秒（２５〜３０゜F／秒）の速度で
室温から８５７℃（１５７５゜F）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℃／秒（約１０００
゜F／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゜F）へ加熱し、次に、約１５℃／
秒（２５〜３０゜F）の速度で８５７℃（１５７５゜F）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℃（６５０゜F）まで約１５℃／秒（２５〜３０
゜F／秒）の速度で加熱し、次に、５５５℃／秒（１００
０゜F／秒）の速度で７４５℃（１３７５゜F）の温度へ超
急速焼きなまし処理し、次に、約１５℃／秒（２５〜３
０゜F／秒）の速度で８５７℃（１５７５゜F）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。
０．０９５重量％、Ａｌ：０．０３４重量％、Ｎ：０．
００６６重量％を含有し、残余が実質上鉄である組成を
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℃／秒（２５〜３０゜F／秒）の速度で
室温から８５７℃（１５７５゜F）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℃／秒（約１０００
゜F／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゜F）へ加熱し、次に、約１５℃／
秒（２５〜３０゜F）の速度で８５７℃（１５７５゜F）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℃（６５０゜F）まで約１５℃／秒（２５〜３０
゜F／秒）の速度で加熱し、次に、５５５℃／秒（１００
０゜F／秒）の速度で７４５℃（１３７５゜F）の温度へ超
急速焼きなまし処理し、次に、約１５℃／秒（２５〜３
０゜F／秒）の速度で８５７℃（１５７５゜F）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゜F）で開始され、再結晶化は約６７５℃
（約１２５０゜F）で完了する。従って、ストリップが約
５３８℃（約１０００゜F）から約６７５℃（約１２５０
゜F）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。
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゜F）で開始され、再結晶化は約６７５℃
（約１２５０゜F）で完了する。従って、ストリップが約
５３８℃（約１０００゜F）から約６７５℃（約１２５０
゜F）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。
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０．２５mm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０．２５
mm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０．２５mm
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。
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０．２５mm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０．２５
mm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０．２５mm
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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭62−83421（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−100218（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−124527（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−284017（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−290824（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−224634（ＪＰ，Ａ)
Claims (11)
- 【請求項１】６．５重量％以下の珪素、０．１０重量％
以下の炭素、０．０３〜０．２重量％のマンガンを含有
し、残余が鉄および付随不純物である粒子方向性珪素鋼
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、冷間圧延された前記ストリッ
プに１４０℃／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、寸法が減少した２
次粒子及び応力除去焼きなまし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。 - 【請求項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。 - 【請求項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。 - 【請求項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。 - 【請求項５】珪素鋼が２〜４重量％の珪素、０．１０重
量％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
％に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。 - 【請求項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。 - 【請求項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。 - 【請求項８】超急速焼きなまし処理が少なくとも４５０
℃〜６７５℃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。 - 【請求項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の製造法であっ
て、冷間圧延済ストリップを１４０℃／秒以上の加熱速
度で且つ７０５〜８７０℃の均熱温度での超急速焼きな
まし処理を施し、そして最終高温焼きなまし処理を施す
ことからなる、キュブ・オン・エッジ配向珪素鋼ストリ
ップの製造法。 - 【請求項１０】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の製造法であ
って、冷間圧延済ストリップを１４０℃／秒以上の加熱
速度で且つ７０５〜８７０℃の均熱温度での超急速焼き
なまし処理を施し、該ストリップを脱炭素処理し、そし
て最終高温焼きなまし処理を施すことからなる、キュブ
・オン・エッジ配向珪素鋼ストリップの製造法。 - 【請求項１１】鋼が２〜４重量％の珪素、０．００１〜
０．０６５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または１０記載の製造法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/173,698 US4898626A (en) | 1988-03-25 | 1988-03-25 | Ultra-rapid heat treatment of grain oriented electrical steel |
| US173,698 | 1988-03-25 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01290716A JPH01290716A (ja) | 1989-11-22 |
| JPH0651887B2 true 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) |
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