JPH0651889B2 - 無方向性珪素鋼の超高速焼なましによる製造方法 - Google Patents
無方向性珪素鋼の超高速焼なましによる製造方法Info
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- JPH0651889B2 JPH0651889B2 JP1070735A JP7073589A JPH0651889B2 JP H0651889 B2 JPH0651889 B2 JP H0651889B2 JP 1070735 A JP1070735 A JP 1070735A JP 7073589 A JP7073589 A JP 7073589A JP H0651889 B2 JPH0651889 B2 JP H0651889B2
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Description
【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、鉄損及び透磁率が改良された無方向性珪素鋼
の超高速焼なましによる製造方法に関するものである。
の超高速焼なましによる製造方法に関するものである。
従来の技術 無方向性珪素鋼は、モータ及び変圧器のような広い種類
の電気機器におけるコア材料として使用されている。こ
れらの応用においては、鋼板の圧延方向及び横方向の両
方において、低い鉄損及び高い透磁率の両方が望まれて
いる。無方向性珪素鋼の磁気特性は、最終製品の体積抵
抗率、最終厚さ、粒子寸法、純度及び結晶組織により影
響される。体積抵抗率は、合金含有量を上げることによ
り、典型的には、珪素及びアルミニウムの添加により、
増加されることができる。最終厚さを減少することは、
鉄損のうず電流成分を制限することにより、鉄損を減少
させる有効な手段である。しかしながら、減少された厚
さは、ストリップの製造及び珪素鋼の積層の間に、生産
性及び品質の問題を起こす。適当な大きさの粒子寸法を
達成することが、最小のヒステリシス損失を得るために
希望される。純度は、鉄損に重大な影響を有している。
なぜならば、分散された介在物および析出物は、焼なま
しの間に粒子成長を抑制し、適当に大きな粒子寸法の形
成及び配位を阻止し、これにより、最終製品形態の中
に、より高い鉄損及び低い透磁率を生成するからであ
る。また、介在物は、ＡＣ磁化の間にドメイン壁の運動
を妨げ、更に、磁気特性を劣化させる。上述のように、
結晶組織、すなわち、珪素鋼を構成している結晶粒子の
方向の分布は、鉄損、特に、透磁率を決定するのに非常
に重要である。透磁率は、ミラー指数によって規定され
るように、（１００）及び（１１０）組織の増加と共に
増加する。なぜならば、これらは最も早い磁化の方向で
あるからである。逆に（１１１）型式の組織成分は、そ
れらの磁化に対するより大きな抵抗のために、より好ま
しく無いものである。
の電気機器におけるコア材料として使用されている。こ
れらの応用においては、鋼板の圧延方向及び横方向の両
方において、低い鉄損及び高い透磁率の両方が望まれて
いる。無方向性珪素鋼の磁気特性は、最終製品の体積抵
抗率、最終厚さ、粒子寸法、純度及び結晶組織により影
響される。体積抵抗率は、合金含有量を上げることによ
り、典型的には、珪素及びアルミニウムの添加により、
増加されることができる。最終厚さを減少することは、
鉄損のうず電流成分を制限することにより、鉄損を減少
させる有効な手段である。しかしながら、減少された厚
さは、ストリップの製造及び珪素鋼の積層の間に、生産
性及び品質の問題を起こす。適当な大きさの粒子寸法を
達成することが、最小のヒステリシス損失を得るために
希望される。純度は、鉄損に重大な影響を有している。
なぜならば、分散された介在物および析出物は、焼なま
しの間に粒子成長を抑制し、適当に大きな粒子寸法の形
成及び配位を阻止し、これにより、最終製品形態の中
に、より高い鉄損及び低い透磁率を生成するからであ
る。また、介在物は、ＡＣ磁化の間にドメイン壁の運動
を妨げ、更に、磁気特性を劣化させる。上述のように、
結晶組織、すなわち、珪素鋼を構成している結晶粒子の
方向の分布は、鉄損、特に、透磁率を決定するのに非常
に重要である。透磁率は、ミラー指数によって規定され
るように、（１００）及び（１１０）組織の増加と共に
増加する。なぜならば、これらは最も早い磁化の方向で
あるからである。逆に（１１１）型式の組織成分は、そ
れらの磁化に対するより大きな抵抗のために、より好ま
しく無いものである。
無方向性珪素鋼は、６．５％までの珪素、０．１０％以
下の炭素（これは、磁気時効を避けるために、処理の間
に０．００５％以下に脱炭される）、１％以下のマンガ
ン及び少量の不純物を含む残部の鉄を含むことができ
る。無方向性珪素鋼は、一般的に、０．５％以下の珪素
を含んでいるモータ積層鋼、約０．５％〜１．５％の珪
素を含んでいる低珪素鋼、約１．５％〜３．５％の珪素
を含んでいる中珪素鋼、３．５％以上の珪素を含んでい
る高珪素鋼と言われている合金を含んでいるそれらの合
金成分と識別されている。その上、これらの鋼は、珪素
の代わり、または、それに追加して、３．０％までのア
ルミニウムを含むことができる。鉄への珪素及びアルミ
ニウムの添加は、フェライトの安定性を増加させる。こ
れにより、２．５％の珪素＋アルミニウムの過剰を有し
ている珪素鋼は、フェライトであり、すなわち、それら
は、加熱、または、冷却の間に、何らのオーステナイト
／フェライト相変態を行わない。これらの添加物は、体
積抵抗率を増加させるのにも役立ち、ＡＣ磁化の間のう
ず電流及びより低い鉄損の抑制を与える。これにより、
珪素鋼から作られたモータ、発電機、変圧器は、一層効
率的である。これらの添加物は、また、増加する硬度に
より、鋼のポンチ特性をも、改善する。しかしながら、
合金含有量を増加させることは、製鉄業者による処理
を、ストリップの増加されたもろさのために、一層困難
とさせる。
下の炭素（これは、磁気時効を避けるために、処理の間
に０．００５％以下に脱炭される）、１％以下のマンガ
ン及び少量の不純物を含む残部の鉄を含むことができ
る。無方向性珪素鋼は、一般的に、０．５％以下の珪素
を含んでいるモータ積層鋼、約０．５％〜１．５％の珪
素を含んでいる低珪素鋼、約１．５％〜３．５％の珪素
を含んでいる中珪素鋼、３．５％以上の珪素を含んでい
る高珪素鋼と言われている合金を含んでいるそれらの合
金成分と識別されている。その上、これらの鋼は、珪素
の代わり、または、それに追加して、３．０％までのア
ルミニウムを含むことができる。鉄への珪素及びアルミ
ニウムの添加は、フェライトの安定性を増加させる。こ
れにより、２．５％の珪素＋アルミニウムの過剰を有し
ている珪素鋼は、フェライトであり、すなわち、それら
は、加熱、または、冷却の間に、何らのオーステナイト
／フェライト相変態を行わない。これらの添加物は、体
積抵抗率を増加させるのにも役立ち、ＡＣ磁化の間のう
ず電流及びより低い鉄損の抑制を与える。これにより、
珪素鋼から作られたモータ、発電機、変圧器は、一層効
率的である。これらの添加物は、また、増加する硬度に
より、鋼のポンチ特性をも、改善する。しかしながら、
合金含有量を増加させることは、製鉄業者による処理
を、ストリップの増加されたもろさのために、一層困難
とさせる。
無方向性珪素鋼は、一般的に、二つの形状、普通には、
“完全処理”(fully-process：ＦＰ）鋼及び“半処理”
(semi-process：ＳＰ）鋼として知られている形状で得
られる。“完全処理”は、磁気特性が、鋼板の積層への
製造の前に発展されること、すなわち、炭素含有量が、
磁気時効を防ぐために０．００５％以下に減少され、粒
子寸法及び組織が確立されることを意味するものであ
る。これらの等級は、製造応力（無方向性珪素鋼が、モ
ータや、変圧器や積層などの電気機器に製造される時
に、鋼板の中に生成される応力であり、この応力は、磁
気特性に悪影響を与える）を解放するために、そのよう
な希望されるのでなければ、積層への製造の後に、焼な
ましを必要としない。“半処理”は、製品が、時効を阻
止し、適正な粒子寸法及び組織を発展させ、及び（また
は）製造応力を解放するために、適当な炭素レベルを与
えるように、需要者（無方向性珪素鋼を使用し、モータ
や変圧器などの電気機器を製造する製造者）によって焼
なましされなければならないことを意味するものであ
る。
“完全処理”(fully-process：ＦＰ）鋼及び“半処理”
(semi-process：ＳＰ）鋼として知られている形状で得
られる。“完全処理”は、磁気特性が、鋼板の積層への
製造の前に発展されること、すなわち、炭素含有量が、
磁気時効を防ぐために０．００５％以下に減少され、粒
子寸法及び組織が確立されることを意味するものであ
る。これらの等級は、製造応力（無方向性珪素鋼が、モ
ータや、変圧器や積層などの電気機器に製造される時
に、鋼板の中に生成される応力であり、この応力は、磁
気特性に悪影響を与える）を解放するために、そのよう
な希望されるのでなければ、積層への製造の後に、焼な
ましを必要としない。“半処理”は、製品が、時効を阻
止し、適正な粒子寸法及び組織を発展させ、及び（また
は）製造応力を解放するために、適当な炭素レベルを与
えるように、需要者（無方向性珪素鋼を使用し、モータ
や変圧器などの電気機器を製造する製造者）によって焼
なましされなければならないことを意味するものであ
る。
無方向性珪素鋼は、（１１０）〔００１〕のように高度
に方向性を発揮するように処理された（粒子を方向付け
られた）珪素鋼と相違しているものである。すなわち、
後者は、高度に方向性を発揮するようにされた（１１
０）〔００１〕方位を展開するように、処理されるもの
である。ここで、珪素鋼の結晶、または、粒子は最も磁
化の容易な方向（「オリエンテーション」）であるミラ
ー指数によって定義されるような、種々の組織成分を有
しており、磁気特性は、材料のすべてが、どの程度、同
一の方位を有しているかに依存するものであることを、
述べて置く。粒子を方向付けられた珪素鋼は、二次粒子
成長（または、二次再結晶）として知られている処理の
間に、（１００）〔００１〕方位を有している小量の粒
子の成長を促進させることにより、製造される。これら
の粒子の選択的な成長は、大きな粒子寸法及び板の圧延
方向に関して極端に方向性のある磁気特性を有する製品
の結果をもたらし、製品を、このような方向性のある特
性が希望される応用、例えば、変圧器における応用にだ
け適している製品とする。無方向性珪素鋼は、主とし
て、モータや、発電機のような回転装置に使用されてお
り、この場合には、板の圧延方向及び横方向の両方にお
いて、一層、ほとんど均一な磁気特性が希望され、ある
いは、粒子が方向付けされた珪素鋼の高価格が、かまわ
なく無い場合に広く使用される。それとして、無方向性
珪素鋼は、両方の板方向において、良好な磁気特性、す
なわち、高透磁率及び低鉄損を発展させるために処理さ
れ、これにより、（１００）及び（１１０）に方向付け
された粒子の大きな割合を有する製品が推奨される。無
方向性珪素鋼が使用される、ある特定された且つ特殊な
応用があるが、この場合には、板の圧延方向に沿って、
より高い透磁率及びより低い鉄損が希望されるが、例え
ば、より高価な、粒子の方向付けをされた珪素鋼が、正
当であるとされることができない低い値の変圧器におい
て使用される。
に方向性を発揮するように処理された（粒子を方向付け
られた）珪素鋼と相違しているものである。すなわち、
後者は、高度に方向性を発揮するようにされた（１１
０）〔００１〕方位を展開するように、処理されるもの
である。ここで、珪素鋼の結晶、または、粒子は最も磁
化の容易な方向（「オリエンテーション」）であるミラ
ー指数によって定義されるような、種々の組織成分を有
しており、磁気特性は、材料のすべてが、どの程度、同
一の方位を有しているかに依存するものであることを、
述べて置く。粒子を方向付けられた珪素鋼は、二次粒子
成長（または、二次再結晶）として知られている処理の
間に、（１００）〔００１〕方位を有している小量の粒
子の成長を促進させることにより、製造される。これら
の粒子の選択的な成長は、大きな粒子寸法及び板の圧延
方向に関して極端に方向性のある磁気特性を有する製品
の結果をもたらし、製品を、このような方向性のある特
性が希望される応用、例えば、変圧器における応用にだ
け適している製品とする。無方向性珪素鋼は、主とし
て、モータや、発電機のような回転装置に使用されてお
り、この場合には、板の圧延方向及び横方向の両方にお
いて、一層、ほとんど均一な磁気特性が希望され、ある
いは、粒子が方向付けされた珪素鋼の高価格が、かまわ
なく無い場合に広く使用される。それとして、無方向性
珪素鋼は、両方の板方向において、良好な磁気特性、す
なわち、高透磁率及び低鉄損を発展させるために処理さ
れ、これにより、（１００）及び（１１０）に方向付け
された粒子の大きな割合を有する製品が推奨される。無
方向性珪素鋼が使用される、ある特定された且つ特殊な
応用があるが、この場合には、板の圧延方向に沿って、
より高い透磁率及びより低い鉄損が希望されるが、例え
ば、より高価な、粒子の方向付けをされた珪素鋼が、正
当であるとされることができない低い値の変圧器におい
て使用される。
従来の技術 米国特許第2,965,526号は、冷間段階の間及び最終冷間
圧延の後に、（１１０）〔００１〕に方向付けされた珪
素鋼の構造において、再結晶焼なましのために、２７℃
〜３３℃／secの誘導加熱速度を使用している。米国特
許第2,965,526号の再結晶焼なましにおいては、ストリ
ップは、８５０℃〜１，０５０℃の均熱温度に急速に加
熱され、粒子の成長を阻止するために、１min以下の間
保持される。急速加熱は、鋼ストリップが、（１００）
〔００１〕に方向付けされた珪素鋼の製造において使用
される、引き続く高温度の焼なまし処理において、二次
粒子成長の処理に対して有害である結晶の方向付けが形
成される温度範囲を、急速に通過させることができるも
のと信じられていた。
圧延の後に、（１１０）〔００１〕に方向付けされた珪
素鋼の構造において、再結晶焼なましのために、２７℃
〜３３℃／secの誘導加熱速度を使用している。米国特
許第2,965,526号の再結晶焼なましにおいては、ストリ
ップは、８５０℃〜１，０５０℃の均熱温度に急速に加
熱され、粒子の成長を阻止するために、１min以下の間
保持される。急速加熱は、鋼ストリップが、（１００）
〔００１〕に方向付けされた珪素鋼の製造において使用
される、引き続く高温度の焼なまし処理において、二次
粒子成長の処理に対して有害である結晶の方向付けが形
成される温度範囲を、急速に通過させることができるも
のと信じられていた。
ストリップ張力（処理しつつあるストリップは、製造設
備の中においてはコイルの形状を採っているが、このコ
イルは、輸送及び取扱いのために、ある張力を必要とす
る）及び８０℃／secまでの急速加熱の制御された使用
が、１９８７年５月１３日に発行された日本特許公開第
62-102,506号及び62-102,507号公報に開示されている。
この作業は、主として、ストリップの圧延方向に平行及
び横方向における磁気特性の上への張力の効果を論じて
いる。焼なましの間に、ストリップの圧延方向に沿う非
常に小さな張力（５００g/mm以下）の適用は、両方の板
方向における一層均一な磁気特性を与えることが発見さ
れた。しかしながら、これらの比較的遅い加熱速度にお
いては、加熱速度の明瞭な効果は、何ら明らかでは無
い。
備の中においてはコイルの形状を採っているが、このコ
イルは、輸送及び取扱いのために、ある張力を必要とす
る）及び８０℃／secまでの急速加熱の制御された使用
が、１９８７年５月１３日に発行された日本特許公開第
62-102,506号及び62-102,507号公報に開示されている。
この作業は、主として、ストリップの圧延方向に平行及
び横方向における磁気特性の上への張力の効果を論じて
いる。焼なましの間に、ストリップの圧延方向に沿う非
常に小さな張力（５００g/mm以下）の適用は、両方の板
方向における一層均一な磁気特性を与えることが発見さ
れた。しかしながら、これらの比較的遅い加熱速度にお
いては、加熱速度の明瞭な効果は、何ら明らかでは無
い。
本出願に対して最も近い従来技術は、米国特許第3,948,
691号であるが、これは、無方向性珪素鋼が、冷間圧延
の後に、１．６℃〜１００℃／secにおいて加熱され、
６００℃〜１，２００℃において、１０sec以上の時間
の間、焼なまされる。脱炭処理が、冷間圧延の前に、熱
間圧延鋼に施された。実施例の中において使用された最
も早い加熱速度は、１２．８℃／secである。
691号であるが、これは、無方向性珪素鋼が、冷間圧延
の後に、１．６℃〜１００℃／secにおいて加熱され、
６００℃〜１，２００℃において、１０sec以上の時間
の間、焼なまされる。脱炭処理が、冷間圧延の前に、熱
間圧延鋼に施された。実施例の中において使用された最
も早い加熱速度は、１２．８℃／secである。
発明が解決しようとする課題 超高速焼なまし処理を使用して、無方向性珪素鋼の鉄損
を減少させ、また、透磁率を増加させることが、本発明
の一つの目的である。
を減少させ、また、透磁率を増加させることが、本発明
の一つの目的である。
本発明の他の目的は、最終の珪素鋼の脱炭（もしも、必
要であるならば）及び焼なまし処理の間における加熱速
度を増加させることにより、生産性を改善することにあ
るものである。
要であるならば）及び焼なまし処理の間における加熱速
度を増加させることにより、生産性を改善することにあ
るものである。
本発明のなお他の目的は、超高速焼なましと、選択され
たピーク温度（均熱処理、または、冷却処理前に到達す
る最高温度−以下も同じ）との組み合わせを、希望され
た方向の組織の含有量が多い金属を得るために使用する
ことにあるものである。
たピーク温度（均熱処理、または、冷却処理前に到達す
る最高温度−以下も同じ）との組み合わせを、希望され
た方向の組織の含有量が多い金属を得るために使用する
ことにあるものである。
課題を解決するための手段 本発明は、焼なましの間における１３３℃／sec以上の
超高速加熱が、無方向性の組織の含有量が多い珪素鋼を
製造するために使用されることができることの発見に関
しているものである。
超高速加熱が、無方向性の組織の含有量が多い珪素鋼を
製造するために使用されることができることの発見に関
しているものである。
改良された組織は、より低い鉄損及びより高い透磁率の
両方を与える。超高速焼なましは、冷間圧延の少なくと
も一つの段階の後で且つ脱炭（もしも、必要とされるな
らば）及び最終焼なましの前に行われる。あるいは、直
接ストリップ鋳造によって製造された無方向性珪素鋼
は、鋳放し状態においてか、または、適当な冷間圧延の
後に、超高速焼なましされることができる。更に、均熱
時間を調節することにより、磁気特性が板の圧延方向に
おいて、なお一層良好な磁気特性を与えるように変化さ
せることができることが見いだされた。
両方を与える。超高速焼なましは、冷間圧延の少なくと
も一つの段階の後で且つ脱炭（もしも、必要とされるな
らば）及び最終焼なましの前に行われる。あるいは、直
接ストリップ鋳造によって製造された無方向性珪素鋼
は、鋳放し状態においてか、または、適当な冷間圧延の
後に、超高速焼なましされることができる。更に、均熱
時間を調節することにより、磁気特性が板の圧延方向に
おいて、なお一層良好な磁気特性を与えるように変化さ
せることができることが見いだされた。
超高速焼なまし段階は、炭素含有量（脱炭の必要）及び
希望される最終粒子寸法に依存して、７５０℃〜１，１
５０℃のピーク温度まで行われる。
希望される最終粒子寸法に依存して、７５０℃〜１，１
５０℃のピーク温度まで行われる。
本発明の上記及び他の目的、特徴及び利点は、以下の説
明及び添付図面を参照することにより明らかとなる。
明及び添付図面を参照することにより明らかとなる。
モータ、変圧器及び他の電気機器に対する磁気鉄心材料
として普通に使用される鉄及び珪素−鉄合金のように非
常に高い磁気結晶異方性を有している材料においては、
結晶の方位は、透磁率及びヒステリシス損失（すなわ
ち、周期的磁化の間における磁化の容易及び効率）に大
きな影響を有している。無方向性珪素鋼は、一般的に、
一層ほぼ均等な磁気特性が、板面の内部におけるすべて
の方向において希望される回転装置に使用される。ある
応用においては、無方向性珪素鋼は、一層方向性のある
磁気特性が希望されることができ且つ（１１０）〔００
１〕に方向付けされた珪素鋼の追加の価格が、正当化さ
れない場合に使用される。これにより、板の圧延方向に
おけるより鋭い組織の発展が、希望される。板の組織
は、成分の制御、特に、酸素、硫黄及び窒素のような析
出物形成元素を制御すること並びに適当な熱機械的処理
により、改善されることができる。
として普通に使用される鉄及び珪素−鉄合金のように非
常に高い磁気結晶異方性を有している材料においては、
結晶の方位は、透磁率及びヒステリシス損失（すなわ
ち、周期的磁化の間における磁化の容易及び効率）に大
きな影響を有している。無方向性珪素鋼は、一般的に、
一層ほぼ均等な磁気特性が、板面の内部におけるすべて
の方向において希望される回転装置に使用される。ある
応用においては、無方向性珪素鋼は、一層方向性のある
磁気特性が希望されることができ且つ（１１０）〔００
１〕に方向付けされた珪素鋼の追加の価格が、正当化さ
れない場合に使用される。これにより、板の圧延方向に
おけるより鋭い組織の発展が、希望される。板の組織
は、成分の制御、特に、酸素、硫黄及び窒素のような析
出物形成元素を制御すること並びに適当な熱機械的処理
により、改善されることができる。
本発明は、無方向性珪素鋼の組織を改良するための方法
を見いだし、これにより、改善された透磁率及び減少さ
れた鉄損の両方を与えることを見いだした。更に、本発
明の要旨内において、適当な熱処理が、希望される時
は、板の圧延方向において、より良好な且つ一層方向性
のある磁気特性を有する製品の発展を可能とさせること
を見いだした。
を見いだし、これにより、改善された透磁率及び減少さ
れた鉄損の両方を与えることを見いだした。更に、本発
明の要旨内において、適当な熱処理が、希望される時
は、板の圧延方向において、より良好な且つ一層方向性
のある磁気特性を有する製品の発展を可能とさせること
を見いだした。
本発明は、冷間圧延板が、板組織に実質的な改良を与
え、これにより、磁気特性を改善する、１３３℃／sec
以上の速度において、高温度に加熱される超高速焼なま
しを利用するものである。無方向性珪素鋼が、超高速焼
なましを受ける時は、（１００）及び〔１１０〕のオリ
エンテーションを有している結晶が、一層良好に発展さ
れる。更に、ある温度における均熱時間の制御が、最終
製品の中における異方性、すなわち、方向性を制御する
ために有効であることが見いだされた。
え、これにより、磁気特性を改善する、１３３℃／sec
以上の速度において、高温度に加熱される超高速焼なま
しを利用するものである。無方向性珪素鋼が、超高速焼
なましを受ける時は、（１００）及び〔１１０〕のオリ
エンテーションを有している結晶が、一層良好に発展さ
れる。更に、ある温度における均熱時間の制御が、最終
製品の中における異方性、すなわち、方向性を制御する
ために有効であることが見いだされた。
好適には、２６６℃／sec以上、一層好適には、５５０
℃／sec以上の加熱速度が、優れた組織を生成する。超
高速焼なましは、冷間圧延工程の間に、あるいは、冷間
圧延の完了の後に、現在の焼ならし焼なましの代わりと
して遂行されることができ、焼なましの加熱部分として
従来の処理である焼なまし処理に結合され、あるいは、
もしも、希望されるならば、現在の脱炭焼なまし処理サ
イクルに結合される。超高速焼なましは、冷間圧延スト
リップが、再結晶温度以上の温度、多目的には、６７５
℃に急速に加熱され、好適には、７５０℃〜１，１５０
℃の温度に急速に加熱されるようにして行われる。より
高い温度が、生産性を増加させるため及び恐らく結晶粒
子の成長を促進させるためにも、また、使用されること
ができる。もしも、脱炭焼なましの加熱部分として行わ
れるならば、０．００５％以下のレベルに炭素の除去を
改善するために、ピーク温度は、８００℃〜９００℃が
好ましい。しかしながら、ストリップが、超高速焼なま
しにより、１，１５０℃程度の温度に処理され、そして
脱炭の前に冷却されることもできることも、本発明の概
念の中に含まれるものである。超高速焼なましにより利
用される均熱時間は、通常は、ピーク温度において、ゼ
ロから５分間まで、好ましくは１分以下である。なお、
均熱時間がゼロとは、超高速加熱によりストリップがピ
ーク温度に達するや否や、該ストリップが冷却操作に付
されることをいう。換言すれば、ピーク温度を保持した
状態で一定時間の均熱処理が行われないことを意味す
る。５分間を越える均熱処理は、さらに顕著な珪素鋼の
鉄損及び磁気特性の改良効果は期待できないし、ピーク
温度での長い時間の処理はコストアップとなるので経済
的でない。
℃／sec以上の加熱速度が、優れた組織を生成する。超
高速焼なましは、冷間圧延工程の間に、あるいは、冷間
圧延の完了の後に、現在の焼ならし焼なましの代わりと
して遂行されることができ、焼なましの加熱部分として
従来の処理である焼なまし処理に結合され、あるいは、
もしも、希望されるならば、現在の脱炭焼なまし処理サ
イクルに結合される。超高速焼なましは、冷間圧延スト
リップが、再結晶温度以上の温度、多目的には、６７５
℃に急速に加熱され、好適には、７５０℃〜１，１５０
℃の温度に急速に加熱されるようにして行われる。より
高い温度が、生産性を増加させるため及び恐らく結晶粒
子の成長を促進させるためにも、また、使用されること
ができる。もしも、脱炭焼なましの加熱部分として行わ
れるならば、０．００５％以下のレベルに炭素の除去を
改善するために、ピーク温度は、８００℃〜９００℃が
好ましい。しかしながら、ストリップが、超高速焼なま
しにより、１，１５０℃程度の温度に処理され、そして
脱炭の前に冷却されることもできることも、本発明の概
念の中に含まれるものである。超高速焼なましにより利
用される均熱時間は、通常は、ピーク温度において、ゼ
ロから５分間まで、好ましくは１分以下である。なお、
均熱時間がゼロとは、超高速加熱によりストリップがピ
ーク温度に達するや否や、該ストリップが冷却操作に付
されることをいう。換言すれば、ピーク温度を保持した
状態で一定時間の均熱処理が行われないことを意味す
る。５分間を越える均熱処理は、さらに顕著な珪素鋼の
鉄損及び磁気特性の改良効果は期待できないし、ピーク
温度での長い時間の処理はコストアップとなるので経済
的でない。
無方向性珪素鋼の磁気特性は、多数の因子により影響さ
れ、また、鋼組織、特に、粒子寸法により影響される。
温度における均熱時間の適正な制御が、鋼の中に展開さ
れる磁気特性の方向性を制御するために有効であること
が見いだされた。第３及び４図に示されるように、１３
３℃／secを越える加熱速度で１，０３５℃に加熱さ
れ、この温度において異なった時間長さの間均熱された
本発明を実施例として準備された試料が、５０／５０−
粒子エプスタイン試験方法（エプスタイン試料の半分
が、鋼から圧延方向に切り取られ、半分が圧延方向に対
して９０度に切り取られる試験方法−以下も同じ）によ
り測定される、類似の平均磁気特性を有している。より
低い鉄損及びより高い透磁率は、均熱時間が適当に短く
保持される時は、鋼板の圧延方向に沿って方向付けさ
れ、方向性磁気特性が希望される応用に一層適した製品
を作ることができる。均熱時間を長くすることは、圧延
および横の両方向において、一層均一な特性を与えるた
めに有用であり、均一な特性が求められる応用に一層適
した製品を作る。超高速焼なましは、両方向において従
来の処理よりも、より低い鉄損及びより高い透磁率を与
える。
れ、また、鋼組織、特に、粒子寸法により影響される。
温度における均熱時間の適正な制御が、鋼の中に展開さ
れる磁気特性の方向性を制御するために有効であること
が見いだされた。第３及び４図に示されるように、１３
３℃／secを越える加熱速度で１，０３５℃に加熱さ
れ、この温度において異なった時間長さの間均熱された
本発明を実施例として準備された試料が、５０／５０−
粒子エプスタイン試験方法（エプスタイン試料の半分
が、鋼から圧延方向に切り取られ、半分が圧延方向に対
して９０度に切り取られる試験方法−以下も同じ）によ
り測定される、類似の平均磁気特性を有している。より
低い鉄損及びより高い透磁率は、均熱時間が適当に短く
保持される時は、鋼板の圧延方向に沿って方向付けさ
れ、方向性磁気特性が希望される応用に一層適した製品
を作ることができる。均熱時間を長くすることは、圧延
および横の両方向において、一層均一な特性を与えるた
めに有用であり、均一な特性が求められる応用に一層適
した製品を作る。超高速焼なましは、両方向において従
来の処理よりも、より低い鉄損及びより高い透磁率を与
える。
上述のように、本発明の出発材料は、６．５％以下の珪
素、０．１％以下の炭素、１％以下のマンガン、場合に
より３％以下のアルミニウム及びリン、アンチモン、ス
ズ、モリブデンのような、ある必要な添加物あるいは特
別な処理によって要求されるような他の元素並びに使用
される製鋼処理に本質的な硫黄、酸素及び窒素のような
望ましくない元素を含んでいる、無方向性珪素鋼の製造
に対して適している材料である。これらの鋼は、通常の
製鋼及びインゴット、あるいは、連続鋳造過程を使用し
て多数のルートにより製造され、続いて、焼なまし及び
最終ゲージへの１段、または、それ以上の段の冷間圧延
により製造される。もしも、商品化されているならば、
ストリップ鋳造も、また、鋳放しのストリップか、また
は、適当な冷間圧延段階後のストリップかに実施例され
るときは本発明から利益を得る材料を生成する。
素、０．１％以下の炭素、１％以下のマンガン、場合に
より３％以下のアルミニウム及びリン、アンチモン、ス
ズ、モリブデンのような、ある必要な添加物あるいは特
別な処理によって要求されるような他の元素並びに使用
される製鋼処理に本質的な硫黄、酸素及び窒素のような
望ましくない元素を含んでいる、無方向性珪素鋼の製造
に対して適している材料である。これらの鋼は、通常の
製鋼及びインゴット、あるいは、連続鋳造過程を使用し
て多数のルートにより製造され、続いて、焼なまし及び
最終ゲージへの１段、または、それ以上の段の冷間圧延
により製造される。もしも、商品化されているならば、
ストリップ鋳造も、また、鋳放しのストリップか、また
は、適当な冷間圧延段階後のストリップかに実施例され
るときは本発明から利益を得る材料を生成する。
本発明の製品は、磁気特性が完全に展開される完全に処
理された無方向性珪素鋼、または、脱酸粒子成長及び
（または）製造応力のために、最終需要者による焼なま
しを必要とする完全に再結晶された半処理の無方向性珪
素鋼を含む、多数の形状で得られることができること
を、理解されたい。また、本発明の製品は、A.S.T.M.明
細書A677におけるＣ−３，Ｃ−４及びＣ−５と命名され
ている鉄心被覆のような被覆を設けられることのできる
ことも、理解されたい。
理された無方向性珪素鋼、または、脱酸粒子成長及び
（または）製造応力のために、最終需要者による焼なま
しを必要とする完全に再結晶された半処理の無方向性珪
素鋼を含む、多数の形状で得られることができること
を、理解されたい。また、本発明の製品は、A.S.T.M.明
細書A677におけるＣ−３，Ｃ−４及びＣ−５と命名され
ている鉄心被覆のような被覆を設けられることのできる
ことも、理解されたい。
本発明の実施において、ストリップを急速に加熱するた
めに、ソレノイド誘導加熱、横方向磁束誘導加熱、抵抗
加熱及びレーザ、電子ビーム、または、プラズマ方式の
ような指向性エネルギー加熱を含む多数の種類がある
が、それらに限定されるものではない。誘導加熱が、高
い動力及び利用可能なエネルギー効率のために、高速度
の商業的適用における超高速焼なましの応用に、特に、
適している。鉄板を溶融塩、または、金属浴の中への浸
漬を使用する他の加熱方法も、また、急速加熱を与える
ことができる。
めに、ソレノイド誘導加熱、横方向磁束誘導加熱、抵抗
加熱及びレーザ、電子ビーム、または、プラズマ方式の
ような指向性エネルギー加熱を含む多数の種類がある
が、それらに限定されるものではない。誘導加熱が、高
い動力及び利用可能なエネルギー効率のために、高速度
の商業的適用における超高速焼なましの応用に、特に、
適している。鉄板を溶融塩、または、金属浴の中への浸
漬を使用する他の加熱方法も、また、急速加熱を与える
ことができる。
上記の本発明の具体的態様は、本発明の要旨を限定する
ものでは無く、また、限定は付属する「特許請求の範
囲」の記載により決定されることを、理解されたい。
ものでは無く、また、限定は付属する「特許請求の範
囲」の記載により決定されることを、理解されたい。
例 重量％で、０．００４４％のＣ，２．０２％のSi，０．
５７％のAl，０．００４２％のＮ，０．１５％のMn，
０．０００５％のＳ及び０．００６％のＰから成る１．
８mmの厚さの熱間圧延された鋼板の試料板が、１，００
０℃において、１．５分の間高温バンド焼なまし及び
０．３５mmの厚さに冷間圧延を受けた。冷間圧延の後、
材料は、特別に設計された抵抗加熱装置の上において４
０℃／sec、１３８℃／sec、２６２℃／sec及び５５５
℃／secの速度で１，０３８℃のピーク温度に超高速焼
なましされ、０．１kg/mm2より低い張力の下に維持され
ている間に、０sec〜６０secの間、該温度に保持され
た。加熱及び冷却中は、試料は９５％のAr−５％のＨ2
の非酸化性雰囲気の下に維持された。焼なましの後、試
料は、エプスタイン・ストリップ（磁性試験のために鋼
板から切り取られた試験片であり、長さが少なくとも２
８cm、幅が３cmである−以下も同じに切断され、９５％
Ｎ−５％Ｈ2の雰囲気において８００℃応力解放焼なま
しされた。５０／５０−粒子エプスタイン試験が、A.S.
T.M.A.677により、１５kG（キロガウス）の試験誘導に
おいて、鉄損及び透磁率を測定するために使用された。
粒子寸法は、普通の光学的金属組織法を使用して測定さ
れた。鉄損及び透磁率に関して得られた効果を、表Ｉ並
びに第１及び２図に示す。
５７％のAl，０．００４２％のＮ，０．１５％のMn，
０．０００５％のＳ及び０．００６％のＰから成る１．
８mmの厚さの熱間圧延された鋼板の試料板が、１，００
０℃において、１．５分の間高温バンド焼なまし及び
０．３５mmの厚さに冷間圧延を受けた。冷間圧延の後、
材料は、特別に設計された抵抗加熱装置の上において４
０℃／sec、１３８℃／sec、２６２℃／sec及び５５５
℃／secの速度で１，０３８℃のピーク温度に超高速焼
なましされ、０．１kg/mm2より低い張力の下に維持され
ている間に、０sec〜６０secの間、該温度に保持され
た。加熱及び冷却中は、試料は９５％のAr−５％のＨ2
の非酸化性雰囲気の下に維持された。焼なましの後、試
料は、エプスタイン・ストリップ（磁性試験のために鋼
板から切り取られた試験片であり、長さが少なくとも２
８cm、幅が３cmである−以下も同じに切断され、９５％
Ｎ−５％Ｈ2の雰囲気において８００℃応力解放焼なま
しされた。５０／５０−粒子エプスタイン試験が、A.S.
T.M.A.677により、１５kG（キロガウス）の試験誘導に
おいて、鉄損及び透磁率を測定するために使用された。
粒子寸法は、普通の光学的金属組織法を使用して測定さ
れた。鉄損及び透磁率に関して得られた効果を、表Ｉ並
びに第１及び２図に示す。
表Ｉの結果は、明らかに、５０／５０−粒子エプスタイ
ン試験を使用して測定されたように、無方向性珪素鋼の
磁気特性における超高速焼なましの利点を示している。
即ち、加熱速度が４０℃／secである従来法に比べて、
１３８℃／secおよびそれ以上の加熱速度での超高速焼
きなましされた試料が優れた鉄損および透磁性を有する
ことは、表Ｉおよび第１図及び第２図から理解すること
ができる。
ン試験を使用して測定されたように、無方向性珪素鋼の
磁気特性における超高速焼なましの利点を示している。
即ち、加熱速度が４０℃／secである従来法に比べて、
１３８℃／secおよびそれ以上の加熱速度での超高速焼
きなましされた試料が優れた鉄損および透磁性を有する
ことは、表Ｉおよび第１図及び第２図から理解すること
ができる。
板圧延方向対板圧延横方向における磁気特性を測定する
ために上記の実験からの２種の試料を組み合わせて複合
試料を作成した。結果が、表II並びに第３及び４図に示
されている。
ために上記の実験からの２種の試料を組み合わせて複合
試料を作成した。結果が、表II並びに第３及び４図に示
されている。
例の比較試料Ａ及びＢは、無方向性珪素鋼の製造におい
て使用される従来の方法により処理された。冷間圧延の
後、試料Ａは１４℃／secの加熱速度を用いて８１５℃
に加熱され、＋３２℃の露点を有する７５％水素−２５
％窒素の雰囲気内に８１５℃に６０secの間保持されて
焼なましをされ、その後、試料は、再び、従来のように
９８２℃に加熱され、乾燥した７５％水素−２５％窒素
の雰囲気内において、６０secの間９８２℃に保持され
た。試料Ｂは、冷間圧延された試料が、１６℃／secで
９８２℃に加熱され、乾燥した水素−窒素雰囲気内に６
０secの間９８２℃に保持された外は、同一であった。
焼なましの完了後、試料は、圧延方向に対して平行にエ
プスタイン・ストリップにせん断され、そして、９５％
窒素−５％水素の雰囲気内において、８００℃でひずみ
解放、または、応力解放焼なまし（鋼板の製造、また
は、加工によって生成された鋼板の中のひずみ、また
は、応力を解放するための焼なましであり、その温度は
通常７９０〜８００℃であり、この焼なましにより、加
工などの間に失われた磁気特性が回復される−以下も同
じ）された。圧延方向の鉄損及び透磁率が、本発明によ
り製作された試料と比較のために、表II並びに第３及び
４図に示されている。なお、第４図には、試料ＡがＦＰ
（完全処理品）として、また試料ＢはＳＰ（半処理品）
としてプロットしてある。
て使用される従来の方法により処理された。冷間圧延の
後、試料Ａは１４℃／secの加熱速度を用いて８１５℃
に加熱され、＋３２℃の露点を有する７５％水素−２５
％窒素の雰囲気内に８１５℃に６０secの間保持されて
焼なましをされ、その後、試料は、再び、従来のように
９８２℃に加熱され、乾燥した７５％水素−２５％窒素
の雰囲気内において、６０secの間９８２℃に保持され
た。試料Ｂは、冷間圧延された試料が、１６℃／secで
９８２℃に加熱され、乾燥した水素−窒素雰囲気内に６
０secの間９８２℃に保持された外は、同一であった。
焼なましの完了後、試料は、圧延方向に対して平行にエ
プスタイン・ストリップにせん断され、そして、９５％
窒素−５％水素の雰囲気内において、８００℃でひずみ
解放、または、応力解放焼なまし（鋼板の製造、また
は、加工によって生成された鋼板の中のひずみ、また
は、応力を解放するための焼なましであり、その温度は
通常７９０〜８００℃であり、この焼なましにより、加
工などの間に失われた磁気特性が回復される−以下も同
じ）された。圧延方向の鉄損及び透磁率が、本発明によ
り製作された試料と比較のために、表II並びに第３及び
４図に示されている。なお、第４図には、試料ＡがＦＰ
（完全処理品）として、また試料ＢはＳＰ（半処理品）
としてプロットしてある。
上述の結果は、明らかに、従来の処理に比べ、本発明に
より無方向性珪素鋼の磁気特性が改善されることを示し
ている。また、超高速焼加熱を使用して達成された鉄損
の方向性に対する均熱時間の効果は明瞭である。見られ
ることができるように、全ての試料は、同様な、５０／
５０−粒子エプスタイン試験法による鉄損を有してい
る。しかしながら、圧延方向における磁気特性は、均熱
時間の選択により、改善されることができる。特に、非
常に低い鉄損及び高い透磁率が、超高速焼なまし条件の
適性な選択により、板の圧延方向に沿って達成されるこ
とができる。
より無方向性珪素鋼の磁気特性が改善されることを示し
ている。また、超高速焼加熱を使用して達成された鉄損
の方向性に対する均熱時間の効果は明瞭である。見られ
ることができるように、全ての試料は、同様な、５０／
５０−粒子エプスタイン試験法による鉄損を有してい
る。しかしながら、圧延方向における磁気特性は、均熱
時間の選択により、改善されることができる。特に、非
常に低い鉄損及び高い透磁率が、超高速焼なまし条件の
適性な選択により、板の圧延方向に沿って達成されるこ
とができる。
発明の効果 本発明は、上記のようにして実施されるが、鉄損を減少
させ、透磁率を増加させることができる無方向性珪素鋼
を超高速焼なまし処理を使用して製造する方法を提供す
ることができるものである。
させ、透磁率を増加させることができる無方向性珪素鋼
を超高速焼なまし処理を使用して製造する方法を提供す
ることができるものである。
第１図は、５５５℃／secまでの加熱速度に対して、無
方向性珪素鋼の１５kgにおける５０／５０−粒子エプス
タイン試験法鉄損に対する超高速焼なましの影響を示す
図；第２図は、５５５℃／secまでの加熱速度に対し
て、無方向性珪素鋼の１５kGにおける５０／５０−粒子
エプスタイン試験法による透磁率に対する超高速焼なま
しの影響を示す図；第３図は、２５０℃／secよりもよ
り大きな超高速焼なまし加熱速度を受けた無方向性珪素
鋼に対する１，０３５℃における６０secまでの均熱時
間の、１５kGにおける無方向性珪素鋼の圧延方向に対し
て平行及び圧延方向に対して横方向の５０／５０−粒子
エプスタイン試験法による鉄損に対する影響を示す図；
第４図は、２５０℃／secよりもより大きな超高速焼な
まし加熱速度を受けた無方向性珪素鋼に対する、１，０
３５℃における６０secまでの均熱時間の、１５kGにお
ける無方向性珪素鋼の圧延方向に対して平行及び圧延方
向に対して横方向の５０／５０−粒子エプスタイン試験
法による透磁性に対する影響を示す図である。
方向性珪素鋼の１５kgにおける５０／５０−粒子エプス
タイン試験法鉄損に対する超高速焼なましの影響を示す
図；第２図は、５５５℃／secまでの加熱速度に対し
て、無方向性珪素鋼の１５kGにおける５０／５０−粒子
エプスタイン試験法による透磁率に対する超高速焼なま
しの影響を示す図；第３図は、２５０℃／secよりもよ
り大きな超高速焼なまし加熱速度を受けた無方向性珪素
鋼に対する１，０３５℃における６０secまでの均熱時
間の、１５kGにおける無方向性珪素鋼の圧延方向に対し
て平行及び圧延方向に対して横方向の５０／５０−粒子
エプスタイン試験法による鉄損に対する影響を示す図；
第４図は、２５０℃／secよりもより大きな超高速焼な
まし加熱速度を受けた無方向性珪素鋼に対する、１，０
３５℃における６０secまでの均熱時間の、１５kGにお
ける無方向性珪素鋼の圧延方向に対して平行及び圧延方
向に対して横方向の５０／５０−粒子エプスタイン試験
法による透磁性に対する影響を示す図である。
Claims (11)
- 【請求項１】６．５重量％以下の珪素、０．１０重量％
以下の炭素、１重量％以下のマンガン、３重量％以下の
アルミニウムを含有し、残部が鉄及び付随不純物である
珪素鋼を、冷間圧延の少なくとも一つの段階の後に、７
５０℃〜１，１５０℃の温度へ加熱するために、１３３
℃／sec以上の加熱速度の超高速焼なまし処理を行うこ
とを特徴とする高い磁束密度を有する無方向性珪素鋼の
製造方法。 - 【請求項２】前記珪素鋼が、５分までの時間、前記温度
にて均熱処理される請求項１記載の無方向性珪素鋼の製
造方法。 - 【請求項３】前記超高速焼なまし速度が、２６２℃／se
c以上である請求項１記載の無方向性珪素鋼の製造方
法。 - 【請求項４】前記超高速焼なまし速度が、５５５℃／se
c以上である請求項１記載の無方向性珪素鋼の製造方
法。 - 【請求項５】前記超高速度焼なましが、加熱部分の間の
脱炭焼なましの一部分であるかまたは脱炭焼なましの前
に行われる請求項１記載の無方向性珪素鋼の製造方法。 - 【請求項６】前記超高速度焼なましが、全ての冷間圧延
の完了後に行われる請求項１記載の無方向性珪素鋼の製
造方法。 - 【請求項７】前記超高速焼なましが、冷間圧延の間に行
われる請求項１記載の無方向性珪素鋼の製造方法。 - 【請求項８】前記珪素鋼が、一般的には、４８０℃〜
１，１５０℃の温度で超高速焼なましを受けるが、超高
速焼なましが脱炭焼なましの一部分である場合には、炭
素を０．００５％以下のレベルに減少させるために、７
００℃〜９５０℃の温度において超高速の脱炭焼なまし
を受ける請求項１記載の無方向性珪素鋼の製造方法。 - 【請求項９】前記珪素鋼が、前記脱炭焼なまし後、ひず
み解放を受ける請求項８記載の無方向性珪素鋼の製造方
法。 - 【請求項１０】無方向性珪素鋼が、重量％で、４％以下
の珪素、０．１４％以下の炭素、３％以下のアルミニウ
ム、０．０１０％以下の窒素、１％以下のマンガン、
０．０１％以下の硫黄、残部が鉄および付随不純物であ
る請求項１記載の無方向性珪素鋼の製造方法。 - 【請求項１１】超高速焼なましが、抵抗加熱、誘導加熱
または指向性エネルギー装置などの手段によって遂行さ
れる請求項１記載の無方向性珪素鋼の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US173,695 | 1988-03-25 | ||
| US07/173,695 US4898627A (en) | 1988-03-25 | 1988-03-25 | Ultra-rapid annealing of nonoriented electrical steel |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0211728A JPH0211728A (ja) | 1990-01-16 |
| JPH0651889B2 true JPH0651889B2 (ja) | 1994-07-06 |
Family
ID=22633114
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1070735A Expired - Lifetime JPH0651889B2 (ja) | 1988-03-25 | 1989-03-24 | 無方向性珪素鋼の超高速焼なましによる製造方法 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4898627A (ja) |
| EP (1) | EP0334224A3 (ja) |
| JP (1) | JPH0651889B2 (ja) |
| KR (1) | KR930001948B1 (ja) |
| BR (1) | BR8901322A (ja) |
| CA (1) | CA1333988C (ja) |
| IN (1) | IN171545B (ja) |
| YU (1) | YU46930B (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013137092A1 (ja) * | 2012-03-15 | 2013-09-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板の製造方法 |
Families Citing this family (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| TW198734B (ja) * | 1990-12-10 | 1993-01-21 | Kawasaki Steel Co | |
| JPH086135B2 (ja) * | 1991-04-25 | 1996-01-24 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 |
| DE69840740D1 (de) * | 1997-04-16 | 2009-05-28 | Nippon Steel Corp | Unidirektionales elektromagnetisches stahlblech mit hervorragenden film- und magnetischen eigenschaften, herstellungsverfahren und entkohlungsglühungskonfiguration dafür |
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