JP2804381B2 - 長手方向の磁気特性が均一な方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
長手方向の磁気特性が均一な方向性けい素鋼板の製造方法Info
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- JP2804381B2 JP2804381B2 JP8735391A JP8735391A JP2804381B2 JP 2804381 B2 JP2804381 B2 JP 2804381B2 JP 8735391 A JP8735391 A JP 8735391A JP 8735391 A JP8735391 A JP 8735391A JP 2804381 B2 JP2804381 B2 JP 2804381B2
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- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、鋼板の長手方向全長
にわたって優れた磁気特性を有する方向性けい素鋼板の
製造方法に関するものである。
にわたって優れた磁気特性を有する方向性けい素鋼板の
製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】方向性けい素鋼板は周知のごとく、変圧
器その他の電気機器の鉄心材料として使用され、板面に
｛110 ｝面、圧延方向に＜001 ＞軸が揃った２次再結晶
粒によって構成される。このような結晶方位の２次再結
晶粒を発達させるためには、インヒビターと呼ばれるMn
Ｓ, MnSeおよびAlＮなどのような析出物を鋼中に均一微
細に分散させ、最終の高温仕上げ焼鈍中に他の方位の結
晶粒の成長を効果的に抑制することが必要である。その
ためのインヒビター分散形態のコントロールは、熱間圧
延に先立つスラブ加熱中にこれらの析出物を一旦固溶さ
せ、その後適当な冷却パターンの熱間圧延を施すことに
より行われる。このように熱間圧延の重要な役割の一つ
は、固溶しているインヒビター成分を微細均一にインヒ
ビターとして析出させることである。
器その他の電気機器の鉄心材料として使用され、板面に
｛110 ｝面、圧延方向に＜001 ＞軸が揃った２次再結晶
粒によって構成される。このような結晶方位の２次再結
晶粒を発達させるためには、インヒビターと呼ばれるMn
Ｓ, MnSeおよびAlＮなどのような析出物を鋼中に均一微
細に分散させ、最終の高温仕上げ焼鈍中に他の方位の結
晶粒の成長を効果的に抑制することが必要である。その
ためのインヒビター分散形態のコントロールは、熱間圧
延に先立つスラブ加熱中にこれらの析出物を一旦固溶さ
せ、その後適当な冷却パターンの熱間圧延を施すことに
より行われる。このように熱間圧延の重要な役割の一つ
は、固溶しているインヒビター成分を微細均一にインヒ
ビターとして析出させることである。
【０００３】たとえば特開昭53-39852号公報には、1200
℃以下、 850℃以上の温度範囲に60〜360 秒間保持する
ことによって、MnSeの適正な分散相が得られることが示
されている。しかしながらこの方法では、インヒビター
はかなりの頻度で不均一かつ粗大に析出し、とくに1100
℃付近に長時間保持された場合にはインヒビターが著し
く粗大化することが経験的に知られている。従ってこの
方法では、インヒビターの抑制力が低下し、完全な２次
再結晶組織を得ることは難しい。
℃以下、 850℃以上の温度範囲に60〜360 秒間保持する
ことによって、MnSeの適正な分散相が得られることが示
されている。しかしながらこの方法では、インヒビター
はかなりの頻度で不均一かつ粗大に析出し、とくに1100
℃付近に長時間保持された場合にはインヒビターが著し
く粗大化することが経験的に知られている。従ってこの
方法では、インヒビターの抑制力が低下し、完全な２次
再結晶組織を得ることは難しい。
【０００４】また特公昭58-13606号公報には、 950〜12
00℃の温度域を圧下率：10％以上で連続して熱間圧延し
つつ、３℃/s以上の冷却速度で冷却する方法が提案され
ている。この方法では、インヒビターが微細に析出する
箇所もあるが、結晶粒によっては粗大あるいは不均一に
インヒビターが析出し、特に板厚方向の分散が不均一に
なり易い。この原因として、高温変形特有の歪の不均一
性が挙げられる。つまりこれらの従来法では、インヒビ
ターを完全かつ微細均一に分散させることはできないの
で、最終焼鈍時において、２次再結晶開始前まで１次粒
の正常粒成長を強く抑制できず、その結果完全な２次再
結晶組織が得られなかったのである。
00℃の温度域を圧下率：10％以上で連続して熱間圧延し
つつ、３℃/s以上の冷却速度で冷却する方法が提案され
ている。この方法では、インヒビターが微細に析出する
箇所もあるが、結晶粒によっては粗大あるいは不均一に
インヒビターが析出し、特に板厚方向の分散が不均一に
なり易い。この原因として、高温変形特有の歪の不均一
性が挙げられる。つまりこれらの従来法では、インヒビ
ターを完全かつ微細均一に分散させることはできないの
で、最終焼鈍時において、２次再結晶開始前まで１次粒
の正常粒成長を強く抑制できず、その結果完全な２次再
結晶組織が得られなかったのである。
【０００５】この点発明者らは先に、上記の問題を解決
するものとして、特願平1-255260号明細書において、熱
間圧延の温度と圧下量を所定の範囲に規定し、かつこの
温度域に所定時間保持することにより、インヒビターの
微細析出を可能にした製造方法を提案した。しかしなが
ら上記の製造法では、確かに目的とする特性が得られる
けれども、この方法により優れた特性が得られる熱延鋼
板では、後続の２次再結晶工程において、温度、雰囲気
等の最適範囲がコイル長手方向で微妙に異なることが判
明した。
するものとして、特願平1-255260号明細書において、熱
間圧延の温度と圧下量を所定の範囲に規定し、かつこの
温度域に所定時間保持することにより、インヒビターの
微細析出を可能にした製造方法を提案した。しかしなが
ら上記の製造法では、確かに目的とする特性が得られる
けれども、この方法により優れた特性が得られる熱延鋼
板では、後続の２次再結晶工程において、温度、雰囲気
等の最適範囲がコイル長手方向で微妙に異なることが判
明した。
【０００６】ところで２次再結晶工程は、熱容量の大き
な鋼板をコイルのまま処理するのが一般的であり、工業
的には少なくとも同一コイル内では同じ温度および雰囲
気で焼鈍せざるを得ない。その結果コイル長手方向に関
し、一部については非常に優れた特性が得られるもの
の、他の部分では不本意ながら良好な特性が得られると
期待される熱処理条件から若干外れた条件で処理せざる
を得なかったため、最良の特性を得ることはできなかっ
た。それ故コイル長手方向を平均すると、本来期待され
る程の良特性をコイル全長にわたって得ることはできな
かったのである。
な鋼板をコイルのまま処理するのが一般的であり、工業
的には少なくとも同一コイル内では同じ温度および雰囲
気で焼鈍せざるを得ない。その結果コイル長手方向に関
し、一部については非常に優れた特性が得られるもの
の、他の部分では不本意ながら良好な特性が得られると
期待される熱処理条件から若干外れた条件で処理せざる
を得なかったため、最良の特性を得ることはできなかっ
た。それ故コイル長手方向を平均すると、本来期待され
る程の良特性をコイル全長にわたって得ることはできな
かったのである。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解決するもので、コイル長手方向全長にわた
って優れた磁気特性を有する方向性けい素鋼板の有利な
製造方法を提案することを目的とする。
題を有利に解決するもので、コイル長手方向全長にわた
って優れた磁気特性を有する方向性けい素鋼板の有利な
製造方法を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】以下、この発明の解明経
緯について説明する。さて発明者らは、まず従来の方法
で熱間圧延した鋼板の長手方向の金属学的変化について
調査した。なお実験では、良好な特性を得る上で最も重
要な制御因子の一つとされる熱延仕上げ温度については
特に正確に制御した。
緯について説明する。さて発明者らは、まず従来の方法
で熱間圧延した鋼板の長手方向の金属学的変化について
調査した。なお実験では、良好な特性を得る上で最も重
要な制御因子の一つとされる熱延仕上げ温度については
特に正確に制御した。
【０００９】ここに熱延仕上げ温度の制御は、図１に示
すような各圧延スタンドの入側と出側に設置されている
ストリップクーラントと呼ばれる水スプレーの水量を調
整する方法を用いた。同図に示したところにおいて、番
号１は熱間仕上げ圧延機の第１スタンド、２は第２スタ
ンド、３は第３スタンド、４は第４スタンド、５は第５
スタンド、６は第６スタンド、７は第７スタンドであ
り、８は４列からなるデスケーリングスプレー、そして
９，10はそれぞれ第１スタンドの入側および出側スプレ
ー、11，12はそれぞれ第２スタンドの入側および出側ス
プレー、13，14はそれぞれ第３スタンドの入側および出
側スプレー、15，16はそれぞれ第４スタンドの入側およ
び出側スプレー、17，18はそれぞれ第５スタンドの入側
および出側スプレー、19，20はそれぞれ第６スタンドの
入側および出側スプレー、21は第７スタンドの入側スプ
レーである。
すような各圧延スタンドの入側と出側に設置されている
ストリップクーラントと呼ばれる水スプレーの水量を調
整する方法を用いた。同図に示したところにおいて、番
号１は熱間仕上げ圧延機の第１スタンド、２は第２スタ
ンド、３は第３スタンド、４は第４スタンド、５は第５
スタンド、６は第６スタンド、７は第７スタンドであ
り、８は４列からなるデスケーリングスプレー、そして
９，10はそれぞれ第１スタンドの入側および出側スプレ
ー、11，12はそれぞれ第２スタンドの入側および出側ス
プレー、13，14はそれぞれ第３スタンドの入側および出
側スプレー、15，16はそれぞれ第４スタンドの入側およ
び出側スプレー、17，18はそれぞれ第５スタンドの入側
および出側スプレー、19，20はそれぞれ第６スタンドの
入側および出側スプレー、21は第７スタンドの入側スプ
レーである。
【００１０】図２に、Si：3.2 wt％（以下単に％で示
す）、Se：0.02％およびMn：0.07％を含有し、残部は実
質的にFeの組成になる鋼スラブを、熱延仕上げ温度：90
0 ℃で2.0 mm厚に熱延したのち、常法に従い中間焼鈍を
挟む２回の冷間圧延によって板厚：0.2 mmに仕上げ、つ
いで脱炭焼鈍を施したのち、加熱途中の一定温度に50時
間保定する２次再結晶焼鈍を施したときの、熱間圧延時
における冷却パターンとその場合の長手方向にわたる２
次再結晶に最適な保定温度との関係について調べた結果
を示す。
す）、Se：0.02％およびMn：0.07％を含有し、残部は実
質的にFeの組成になる鋼スラブを、熱延仕上げ温度：90
0 ℃で2.0 mm厚に熱延したのち、常法に従い中間焼鈍を
挟む２回の冷間圧延によって板厚：0.2 mmに仕上げ、つ
いで脱炭焼鈍を施したのち、加熱途中の一定温度に50時
間保定する２次再結晶焼鈍を施したときの、熱間圧延時
における冷却パターンとその場合の長手方向にわたる２
次再結晶に最適な保定温度との関係について調べた結果
を示す。
【００１１】同図より明らかなように、この場合コイル
長手位置により最高の特性が得られる保定温度に大幅な
相違が生じた。すなわち、同図によれば、コイルの先端
は最適保定温度が低く、後端に行くほど高目になるが、
その途中でも最適保定温度は大きく変動している。なお
インヒビターの分散状態についてもコイル長手方向各位
置で調査した結果、各位置で分散状態に差異があること
が判明した。ここに前述したとおり、実際には一つのコ
イルは一定の保定温度で焼鈍しなければならないので、
最適保定温度の変動は良好な特性がコイル全長にわたっ
て得られなくなることを意味する。
長手位置により最高の特性が得られる保定温度に大幅な
相違が生じた。すなわち、同図によれば、コイルの先端
は最適保定温度が低く、後端に行くほど高目になるが、
その途中でも最適保定温度は大きく変動している。なお
インヒビターの分散状態についてもコイル長手方向各位
置で調査した結果、各位置で分散状態に差異があること
が判明した。ここに前述したとおり、実際には一つのコ
イルは一定の保定温度で焼鈍しなければならないので、
最適保定温度の変動は良好な特性がコイル全長にわたっ
て得られなくなることを意味する。
【００１２】次に図３に、この材料の磁束密度Ｂ8 （80
0 A/m のときの磁束密度，Ｔ）に及ぼす最適保定温度か
らの温度のずれの影響について調べた結果を示す。同図
より明らかなように、最高特性が得られる保定温度の許
容範囲は５℃以内と非常に狭い範囲にすぎない。従って
コイル長手方向全体にわたって良好な特性を得るために
は、最適保定温度の一定化が必須となる。
0 A/m のときの磁束密度，Ｔ）に及ぼす最適保定温度か
らの温度のずれの影響について調べた結果を示す。同図
より明らかなように、最高特性が得られる保定温度の許
容範囲は５℃以内と非常に狭い範囲にすぎない。従って
コイル長手方向全体にわたって良好な特性を得るために
は、最適保定温度の一定化が必須となる。
【００１３】そこで発明者らは、上記のようにコイル長
手方向で最適保定温度がばらつく原因について鋭意研究
を重ねた結果、コイル長手方向にわたる最適保定温度の
変動は、熱間圧延時における冷却処理と強い相関がある
ことを見出した。すなわち、従来の冷却処理は、前掲図
１に示したようなストリップクーラントの量を調整する
方法が一般的であり、その場合に圧延終了温度をより正
確に制御するためには、最終の圧延スタンドに近い位置
たとえば６〜７スタンド間又は５〜６スタンド間のスプ
レーの水量を変化させることが好ましいとされていた。
確かに大量に生産される普通鋼においてはこの制御方法
が最も適切で、確立された技術であり、実際の熱延作業
においては圧延途中の温度あるいは圧延終了温度の変化
に対応したフィードフォワード制御やフィードバック制
御により、このスタンド間のスプレー水量をかなりの頻
度で変化させていた。そしてけい素鋼の熱間圧延時にお
ける冷却方法についても、上記したような普通鋼の熱延
方法がそのまま応用されていたのである。
手方向で最適保定温度がばらつく原因について鋭意研究
を重ねた結果、コイル長手方向にわたる最適保定温度の
変動は、熱間圧延時における冷却処理と強い相関がある
ことを見出した。すなわち、従来の冷却処理は、前掲図
１に示したようなストリップクーラントの量を調整する
方法が一般的であり、その場合に圧延終了温度をより正
確に制御するためには、最終の圧延スタンドに近い位置
たとえば６〜７スタンド間又は５〜６スタンド間のスプ
レーの水量を変化させることが好ましいとされていた。
確かに大量に生産される普通鋼においてはこの制御方法
が最も適切で、確立された技術であり、実際の熱延作業
においては圧延途中の温度あるいは圧延終了温度の変化
に対応したフィードフォワード制御やフィードバック制
御により、このスタンド間のスプレー水量をかなりの頻
度で変化させていた。そしてけい素鋼の熱間圧延時にお
ける冷却方法についても、上記したような普通鋼の熱延
方法がそのまま応用されていたのである。
【００１４】しかしながら発明者らの研究によれば、イ
ンヒビターの分散状態をコントロールして、コイル全長
にわたり良好な特性を得るためには、歪を加える加工温
度が重要で、熱間圧延とくに圧延前段までの冷却を強化
して仕上げ圧延温度を調整することが、所期した目的の
達成に関し、極めて有効であることの知見を得た。
ンヒビターの分散状態をコントロールして、コイル全長
にわたり良好な特性を得るためには、歪を加える加工温
度が重要で、熱間圧延とくに圧延前段までの冷却を強化
して仕上げ圧延温度を調整することが、所期した目的の
達成に関し、極めて有効であることの知見を得た。
【００１５】この発明は、上記の知見に立脚するもので
ある。すなわちこの発明は、含けい素鋼スラブを加熱し
た後、熱間圧延を施し、ついで１回または中間焼鈍を挟
む２回の冷間圧延を施して最終板厚とした後、脱炭焼鈍
を施し、ついで鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、
仕上げ焼鈍を施す一連の工程からなる一方向性けい素鋼
板の製造方法において、上記熱間圧延工程における仕上
げ圧延温度の調整を、仕上げ圧延機入側のデスケーリン
グスプレーを含む、熱間仕上げ圧延機前段の冷却手段に
よって行うことからなる長手方向の磁気特性が均一な方
向性けい素鋼板の製造方法である。
ある。すなわちこの発明は、含けい素鋼スラブを加熱し
た後、熱間圧延を施し、ついで１回または中間焼鈍を挟
む２回の冷間圧延を施して最終板厚とした後、脱炭焼鈍
を施し、ついで鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、
仕上げ焼鈍を施す一連の工程からなる一方向性けい素鋼
板の製造方法において、上記熱間圧延工程における仕上
げ圧延温度の調整を、仕上げ圧延機入側のデスケーリン
グスプレーを含む、熱間仕上げ圧延機前段の冷却手段に
よって行うことからなる長手方向の磁気特性が均一な方
向性けい素鋼板の製造方法である。
【００１６】
【作用】鋼板の長手方向における温度差は、仕上げ圧延
の前段でとくに大きく、前段スタンドにおける冷却スプ
レーおよびデスケーリングスプレーの影響を強く受け、
その結果長手方向のインヒビター分布が変化するのに対
し、仕上げ圧延後段におけるスプレー制御では、温度は
変化するものの、インヒビターの析出状態にあまり変化
はない。そこでこの発明では、できる限り仕上げ圧延の
前段階から制御冷却を行い、仕上げ圧延条件を極力均一
にすることによって、コイル長手方向におけるインヒビ
ターの析出状態の均一化を図ることとしたのである。
の前段でとくに大きく、前段スタンドにおける冷却スプ
レーおよびデスケーリングスプレーの影響を強く受け、
その結果長手方向のインヒビター分布が変化するのに対
し、仕上げ圧延後段におけるスプレー制御では、温度は
変化するものの、インヒビターの析出状態にあまり変化
はない。そこでこの発明では、できる限り仕上げ圧延の
前段階から制御冷却を行い、仕上げ圧延条件を極力均一
にすることによって、コイル長手方向におけるインヒビ
ターの析出状態の均一化を図ることとしたのである。
【００１７】従って冷却処理は、極力前段の冷却スプレ
ーを使用することが望ましく、とくに好ましくは仕上げ
圧延機入側のデスケーリングスプレーも温度制御に活用
することである。なお従来、仕上げ前段スプレー、まし
てやデスケーリングスプレーは、温度制御の補助として
使用することはあったにしても、それを主たる冷却制御
手段として利用することはなかった。
ーを使用することが望ましく、とくに好ましくは仕上げ
圧延機入側のデスケーリングスプレーも温度制御に活用
することである。なお従来、仕上げ前段スプレー、まし
てやデスケーリングスプレーは、温度制御の補助として
使用することはあったにしても、それを主たる冷却制御
手段として利用することはなかった。
【００１８】この発明を有利に達成するためには、従来
のような仕上げ圧延機の出側温度の測定によるフィード
バック制御よりは、仕上げ圧延機の入側温度を基準とし
たフィードフォワード制御が望ましい。仕上げスタンド
の中間に温度計を設置するのはさらに好ましい。なお前
掲特願平1-255260号明細書において説明したとおり、イ
ンヒビターを微細均一に析出させるためには 950〜850
℃の温度域で加工歪を与えることが、またやや大きめの
インヒビターを均一に析出させるためには1000〜950 ℃
の温度域で加工歪を与えることが好ましいので、必要に
応じ、仕上げ圧延前段階において上記各温度で圧延する
ことが好ましい。
のような仕上げ圧延機の出側温度の測定によるフィード
バック制御よりは、仕上げ圧延機の入側温度を基準とし
たフィードフォワード制御が望ましい。仕上げスタンド
の中間に温度計を設置するのはさらに好ましい。なお前
掲特願平1-255260号明細書において説明したとおり、イ
ンヒビターを微細均一に析出させるためには 950〜850
℃の温度域で加工歪を与えることが、またやや大きめの
インヒビターを均一に析出させるためには1000〜950 ℃
の温度域で加工歪を与えることが好ましいので、必要に
応じ、仕上げ圧延前段階において上記各温度で圧延する
ことが好ましい。
【００１９】この発明の素材である含けい素鋼として
は、従来公知の成分組成のものいずれもが適合するが、
代表組成を掲げると次の通りである。 Ｃ：0.01〜0.10％ Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組織の均一微細化のみな
らず、ゴス方位の発達に有用な元素であり、少なくとも
0.01％以上の添加が好ましい。しかしながら0.10％を超
えて含有されるとかえってゴス方位に乱れが生じるので
上限は0.10％程度が好ましい。
は、従来公知の成分組成のものいずれもが適合するが、
代表組成を掲げると次の通りである。 Ｃ：0.01〜0.10％ Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組織の均一微細化のみな
らず、ゴス方位の発達に有用な元素であり、少なくとも
0.01％以上の添加が好ましい。しかしながら0.10％を超
えて含有されるとかえってゴス方位に乱れが生じるので
上限は0.10％程度が好ましい。
【００２０】Si：2.0 〜4.5 ％ Siは、鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に有効に寄与する
が、4.5 ％を上回ると冷延性が損なわれ、一方2.0 ％に
満たないと比抵抗が低下するだけでなく、２次再結晶・
純化のために行われる最終高温焼鈍中にα−γ変態によ
って結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損改善効果
が得られないので、Si量は2.0 〜4.5 ％程度とするのが
好ましい。
が、4.5 ％を上回ると冷延性が損なわれ、一方2.0 ％に
満たないと比抵抗が低下するだけでなく、２次再結晶・
純化のために行われる最終高温焼鈍中にα−γ変態によ
って結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損改善効果
が得られないので、Si量は2.0 〜4.5 ％程度とするのが
好ましい。
【００２１】Mn：0.02〜0.12％ Mnは、熱間脆化を防止するため少なくとも0.02％程度を
必要とするが、あまりに多すぎると磁気特性を劣化させ
るので、上限は0.12％程度とするのが好ましい。
必要とするが、あまりに多すぎると磁気特性を劣化させ
るので、上限は0.12％程度とするのが好ましい。
【００２２】インヒビターとしては、いわゆるMnS, MnS
e 系とAlN 系とがある。MnS, MnSe系の場合は、Se, Ｓ
のうちから選ばれる少なくとも１種：0.005 〜0.06％ Se, Ｓはいずれも、方向性けい素鋼板の２次再結晶を制
御するインヒビターとして有力な元素である。抑制力確
保の観点からは、少なくとも0.005 ％程度を必要とする
が、0.06％を超えるとその効果が損なわれるので、その
下限、上限はそれぞれ0.01％, 0.06％程度とするのが好
ましい。
e 系とAlN 系とがある。MnS, MnSe系の場合は、Se, Ｓ
のうちから選ばれる少なくとも１種：0.005 〜0.06％ Se, Ｓはいずれも、方向性けい素鋼板の２次再結晶を制
御するインヒビターとして有力な元素である。抑制力確
保の観点からは、少なくとも0.005 ％程度を必要とする
が、0.06％を超えるとその効果が損なわれるので、その
下限、上限はそれぞれ0.01％, 0.06％程度とするのが好
ましい。
【００２３】AlN 系の場合は、 AlN ：0.005 〜0.10％, Ｎ：0.004 〜0.015 ％ AlおよびＮの範囲についても、上述したMnS, MnSe 系の
場合と同様な理由により、上記の範囲に定めた。ここに
上記したMnS, MnSe 系およびAlN 系はそれぞれ併用が可
能である。
場合と同様な理由により、上記の範囲に定めた。ここに
上記したMnS, MnSe 系およびAlN 系はそれぞれ併用が可
能である。
【００２４】インヒビター成分としては上記したＳ，S
e, Alの他の、Cu, Sn, Cr, Ge, Sb,Mo, Te, BiおよびＰ
なども有利に適合するので、それぞれ少量併せて含有さ
せることもできる。ここに上記成分の好適添加範囲はそ
れぞれ、Cu, Sn, Cr：0.01〜0.50％、Ge, Sb, Mo, Te,
Bi：0.005〜0.1 ％、Ｐ：0.01〜0.2 ％であり、これら
の各インヒビター成分についても、単独使用および複合
使用いずれもが可能である。
e, Alの他の、Cu, Sn, Cr, Ge, Sb,Mo, Te, BiおよびＰ
なども有利に適合するので、それぞれ少量併せて含有さ
せることもできる。ここに上記成分の好適添加範囲はそ
れぞれ、Cu, Sn, Cr：0.01〜0.50％、Ge, Sb, Mo, Te,
Bi：0.005〜0.1 ％、Ｐ：0.01〜0.2 ％であり、これら
の各インヒビター成分についても、単独使用および複合
使用いずれもが可能である。
【００２５】なおスラブは、連続鋳造されたものもしく
はインゴットより分塊されたものを対象とするが、連続
鋳造された後に、分塊再圧されたスラブも対象に含まれ
ることはいうまでもない。
はインゴットより分塊されたものを対象とするが、連続
鋳造された後に、分塊再圧されたスラブも対象に含まれ
ることはいうまでもない。
【００２６】
【実施例】実施例１ Ｃ：0.040 ％、Si：3.30％、Mn：0.054％、Se：0.022
％およびSb：0.024 ％を含有し、残部実質的にFeよりな
るスラブを、加熱炉に装入し、N2雰囲気中で均熱保持
し、均熱終了後直ちに粗圧延に供した。粗圧延終了後は
30mm厚のシートバーとし、以後は７スタンドの仕上げタ
ンデムミルで、仕上げ温度：890 ℃で 2.0mm厚の熱延鋼
板とした。この熱延鋼板を酸洗後、１次冷間圧延、つい
で中間焼鈍を施してから、２次冷間圧延で0.23mm厚の製
品厚に仕上げた。その後脱炭焼鈍を行ったのち、MgO を
主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、２次再結晶お
よび純化を目的とする仕上げ焼鈍を施して最終製品とし
た。なお熱間仕上げ温度の調整は、図４に示すように、
デスケーリングスプレーおよび仕上げタンデムミルの前
段のみにおいて、水スプレーで行った。
％およびSb：0.024 ％を含有し、残部実質的にFeよりな
るスラブを、加熱炉に装入し、N2雰囲気中で均熱保持
し、均熱終了後直ちに粗圧延に供した。粗圧延終了後は
30mm厚のシートバーとし、以後は７スタンドの仕上げタ
ンデムミルで、仕上げ温度：890 ℃で 2.0mm厚の熱延鋼
板とした。この熱延鋼板を酸洗後、１次冷間圧延、つい
で中間焼鈍を施してから、２次冷間圧延で0.23mm厚の製
品厚に仕上げた。その後脱炭焼鈍を行ったのち、MgO を
主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、２次再結晶お
よび純化を目的とする仕上げ焼鈍を施して最終製品とし
た。なお熱間仕上げ温度の調整は、図４に示すように、
デスケーリングスプレーおよび仕上げタンデムミルの前
段のみにおいて、水スプレーで行った。
【００２７】このときのコイル長手方向における最適保
定温度および得られた磁束密度を図４に示す。なお比較
のため、従来法に従い主に仕上げタンデムミルの後段に
おいて熱間仕上げ温度の調整を行った場合の、最適保定
温度および得られた磁束密度について調べた結果を、図
５に示す。
定温度および得られた磁束密度を図４に示す。なお比較
のため、従来法に従い主に仕上げタンデムミルの後段に
おいて熱間仕上げ温度の調整を行った場合の、最適保定
温度および得られた磁束密度について調べた結果を、図
５に示す。
【００２８】図４より明らかなように、この発明の冷却
方法を採用した場合には、最適保定温度はほぼ一定とな
り、コイル長手方向の磁束密度B8も非常に良好な水準が
安定して得られた。なお保定温度とは、最終の２次再結
晶焼鈍の過程においてその温度に50ｈ保定して２次再結
晶させる温度をいう。
方法を採用した場合には、最適保定温度はほぼ一定とな
り、コイル長手方向の磁束密度B8も非常に良好な水準が
安定して得られた。なお保定温度とは、最終の２次再結
晶焼鈍の過程においてその温度に50ｈ保定して２次再結
晶させる温度をいう。
【００２９】これに対し、従来法に従った場合は、図５
に示したとおり、コイルの一部では良好な特性が得られ
たものの、他の部分では特性の劣化（変動）が認めら
れ、平均的にはこの発明法を適用した場合よりも特性は
かなり劣った。
に示したとおり、コイルの一部では良好な特性が得られ
たものの、他の部分では特性の劣化（変動）が認めら
れ、平均的にはこの発明法を適用した場合よりも特性は
かなり劣った。
【００３０】実施例２ (1) Ｃ：0.040 ％、Si：3.14％、Mn：0.054 ％、Se：0.
023 ％、Sb：0.024％およびMo：0.020 ％を含有し、残
部実質的にFeよりなる連鋳スラブ。 (2) Ｃ：0.039 ％、Si：3.30％、Mn：0.054 ％、Se：0.
019 ％およびSn：0.082％を含有し、残部実質的にFeよ
りなる連鋳スラブ。 (3) Ｃ：0.040 ％、Si：3.30％、Mn：0.054 ％、Se：0.
022 ％、Sb：0.024％およびAs：0.020 ％を含有し、残
部実質的にFeよりなる連鋳スラブ。 (4) Ｃ：0.040 ％、Si：3.30％、Mn：0.054 ％、Se：0.
022 ％、Sb：0.024％およびCu：0.04％を含有し、残部
実質的にFeよりなる連鋳スラブ。 (5) Ｃ：0.040 ％、Si：3.30％、Mn：0.054 ％、Se：0.
022 ％、Sb：0.024％およびBi：0.02％を含有し、残部
実質的にFeよりなる連鋳スラブ。 (6) Ｃ：0.040 ％、Si：3.30％、Mn：0.054 ％およびS
e：0.022 ％を含有し、残部実質的にFeよりなる連鋳ス
ラブ。 (7) Ｃ：0.036 ％、Si：3.01％、Mn：0.069 ％、Se：0.
023 ％、Sb：0.020％、Al：0.021 ％およびＮ：0.008
％を含有し、残部実質的にFeよりなる連鋳スラブ。 上記の各スラブを加熱炉に装入し、N2雰囲気中で均熱保
持し、均熱終了後直ちに粗圧延に供した。粗圧延終了後
は30mm厚のシートバーとし、以後は仕上げタンデムミル
で2.0mm 厚の熱延鋼板とした。
023 ％、Sb：0.024％およびMo：0.020 ％を含有し、残
部実質的にFeよりなる連鋳スラブ。 (2) Ｃ：0.039 ％、Si：3.30％、Mn：0.054 ％、Se：0.
019 ％およびSn：0.082％を含有し、残部実質的にFeよ
りなる連鋳スラブ。 (3) Ｃ：0.040 ％、Si：3.30％、Mn：0.054 ％、Se：0.
022 ％、Sb：0.024％およびAs：0.020 ％を含有し、残
部実質的にFeよりなる連鋳スラブ。 (4) Ｃ：0.040 ％、Si：3.30％、Mn：0.054 ％、Se：0.
022 ％、Sb：0.024％およびCu：0.04％を含有し、残部
実質的にFeよりなる連鋳スラブ。 (5) Ｃ：0.040 ％、Si：3.30％、Mn：0.054 ％、Se：0.
022 ％、Sb：0.024％およびBi：0.02％を含有し、残部
実質的にFeよりなる連鋳スラブ。 (6) Ｃ：0.040 ％、Si：3.30％、Mn：0.054 ％およびS
e：0.022 ％を含有し、残部実質的にFeよりなる連鋳ス
ラブ。 (7) Ｃ：0.036 ％、Si：3.01％、Mn：0.069 ％、Se：0.
023 ％、Sb：0.020％、Al：0.021 ％およびＮ：0.008
％を含有し、残部実質的にFeよりなる連鋳スラブ。 上記の各スラブを加熱炉に装入し、N2雰囲気中で均熱保
持し、均熱終了後直ちに粗圧延に供した。粗圧延終了後
は30mm厚のシートバーとし、以後は仕上げタンデムミル
で2.0mm 厚の熱延鋼板とした。
【００３１】上記 No.１〜７の各成分の鋼スラブについ
て、それぞれ半分についてはこの発明の仕上げ前段冷却
制御方法にて熱間圧延し、残り半分については従来の後
段冷却制御方法を適用して圧延した。なお熱延仕上げ温
度は 890±10℃の範囲とした。また板温は、前段冷却法
ではF4出側で 910℃であり、一方後段冷却法ではF4出側
で 960℃であった。
て、それぞれ半分についてはこの発明の仕上げ前段冷却
制御方法にて熱間圧延し、残り半分については従来の後
段冷却制御方法を適用して圧延した。なお熱延仕上げ温
度は 890±10℃の範囲とした。また板温は、前段冷却法
ではF4出側で 910℃であり、一方後段冷却法ではF4出側
で 960℃であった。
【００３２】その後、常法に従って１次冷間圧延を施
し、ついで中間焼鈍を施してから、２次冷間圧延を施し
て0.23mm厚の製品厚に仕上げた。その後脱炭焼鈍を行っ
たのち、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してか
ら、２次再結晶および純化を目的とする仕上げ焼鈍を施
して最終製品とした。かくして得られた各製品の磁気特
性の最低値を表１に併記する。なお磁束密度はB8で、ま
た鉄損は 1.7Ｔ、50Hzにおける鉄損(W17/50)で評価し
た。
し、ついで中間焼鈍を施してから、２次冷間圧延を施し
て0.23mm厚の製品厚に仕上げた。その後脱炭焼鈍を行っ
たのち、MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してか
ら、２次再結晶および純化を目的とする仕上げ焼鈍を施
して最終製品とした。かくして得られた各製品の磁気特
性の最低値を表１に併記する。なお磁束密度はB8で、ま
た鉄損は 1.7Ｔ、50Hzにおける鉄損(W17/50)で評価し
た。
【００３３】
【００３４】同表より明らかなように、各鋼ともこの発
明法の仕上げ前段冷却制御法を適用した場合の方が安定
して良好な特性が得られた。それに対して従来の冷却方
法を適用した場合には一部良好な特性が得られたものの
最低値はかなり劣った値となった。
明法の仕上げ前段冷却制御法を適用した場合の方が安定
して良好な特性が得られた。それに対して従来の冷却方
法を適用した場合には一部良好な特性が得られたものの
最低値はかなり劣った値となった。
【図１】熱間仕上げ圧延における冷却手段を示す模式図
である。
である。
【図２】コイル全長にわたる冷却スプレーの使用状況と
最適保定温度との関係を示した図である。
最適保定温度との関係を示した図である。
【図３】保定温度による磁束密度の変化を示したグラフ
である。
である。
【図４】この発明に従う、コイル全長にわたる冷却スプ
レーの使用状況と最適保定温度および得られた磁束密度
との関係を示した図である。
レーの使用状況と最適保定温度および得られた磁束密度
との関係を示した図である。
【図５】従来法に従う、コイル全長にわたる冷却スプレ
ーの使用状況と最適保定温度および得られた磁束密度と
の関係を示した図である。
ーの使用状況と最適保定温度および得られた磁束密度と
の関係を示した図である。
１ 第１スタンド ２ 第２スタンド ３ 第３スタンド ４ 第４スタンド ５ 第５スタンド ６ 第６スタンド ７ 第７スタンド ８ デスケーリングスプレー ９ 第１スタンドの入側スプレー 10 第１スタンドの出側スプレー 11 第２スタンドの入側スプレー 12 第２スタンドの出側スプレー 13 第３スタンドの入側スプレー 14 第３スタンドの出側スプレー 15 第４スタンドの入側スプレー 16 第４スタンドの出側スプレー 17 第５スタンドの入側スプレー 18 第５スタンドの出側スプレー 19 第６スタンドの入側スプレー 20 第６スタンドの出側スプレー 21 第７スタンドの入側スプレー
フロントページの続き (72)発明者 高宮 俊人 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株 式会社内 技術研究本部内 (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 8/12
Claims (1)
- 【請求項１】 含けい素鋼スラブを加熱した後、熱間圧
延を施し、ついで１回または中間焼鈍を挟む２回の冷間
圧延を施して最終板厚とした後、脱炭焼鈍を施し、つい
で鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、仕上げ焼鈍を
施す一連の工程からなる一方向性けい素鋼板の製造方法
において、 上記熱間圧延工程における仕上げ圧延温度の調整を、仕
上げ圧延機入側のデスケーリングスプレーを含む、熱間
仕上げ圧延機前段の冷却手段によって行うことを特徴と
する長手方向の磁気特性が均一な方向性けい素鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8735391A JP2804381B2 (ja) | 1991-03-28 | 1991-03-28 | 長手方向の磁気特性が均一な方向性けい素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8735391A JP2804381B2 (ja) | 1991-03-28 | 1991-03-28 | 長手方向の磁気特性が均一な方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04301035A JPH04301035A (ja) | 1992-10-23 |
| JP2804381B2 true JP2804381B2 (ja) | 1998-09-24 |
Family
ID=13912517
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8735391A Expired - Lifetime JP2804381B2 (ja) | 1991-03-28 | 1991-03-28 | 長手方向の磁気特性が均一な方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2804381B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998046802A1 (en) * | 1997-04-16 | 1998-10-22 | Acciai Speciali Terni S.P.A. | New process for the production of grain oriented electrical steel from thin slabs |
| JP5712491B2 (ja) * | 2010-03-12 | 2015-05-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP6572864B2 (ja) | 2016-10-18 | 2019-09-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN109365526B (zh) * | 2018-11-18 | 2019-11-22 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | Cgo取向硅钢一次轧程酸连轧工艺方法 |
| JP7284393B2 (ja) * | 2019-04-05 | 2023-05-31 | 日本製鉄株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1991
- 1991-03-28 JP JP8735391A patent/JP2804381B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04301035A (ja) | 1992-10-23 |
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