JP3342777B2 - けい素鋼の鋳造方法 - Google Patents
けい素鋼の鋳造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、電気機器類の鉄心材
料として用いられる電磁鋼板の素材とするけい素鋼鋳塊
又は鋳片の鋳造方法に関するものである。
料として用いられる電磁鋼板の素材とするけい素鋼鋳塊
又は鋳片の鋳造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】これまで、けい素鋼は、溶湯を造塊モー
ルドや連続鋳造モールドなどへ供給して鋳造するいわゆ
る溶湯法が用いられていた。また、近年極薄のけい素鋼
板（薄帯）を水冷単ロールでアモルファス化したりして
製造するいわゆる急冷製板法が開発されている。
ルドや連続鋳造モールドなどへ供給して鋳造するいわゆ
る溶湯法が用いられていた。また、近年極薄のけい素鋼
板（薄帯）を水冷単ロールでアモルファス化したりして
製造するいわゆる急冷製板法が開発されている。
【０００３】上記の溶湯法で鋳造した場合、鋳塊または
スラブ鋳片は、その凝固組織は鋳造体表面から中心に向
って柱状晶が発達し巨大な結晶となる。そして、この柱
状晶の発達により、鋳造体には中心部に成分偏析が生じ
る。
スラブ鋳片は、その凝固組織は鋳造体表面から中心に向
って柱状晶が発達し巨大な結晶となる。そして、この柱
状晶の発達により、鋳造体には中心部に成分偏析が生じ
る。
【０００４】方向性けい素鋼では、良好な電磁特性を得
るために２次再結晶時の結晶粒界の移動のインヒビター
として微細なMnS, MnSe 等を析出させ、結晶成長方位の
選択性を改善させる方法がとられている。ところが上記
したような成分偏析が生じている場合、その偏析部では
析出MnS, MnSe 等が大きくなり、インヒビターとしての
作用効果が低下するという問題が生じる。この対応策と
して、熱間圧延前にMnS, MnSe 等を再固溶させたのち微
細に再析出させるため、溶体化処理の均熱温度を1400℃
前後と、他鋼種に比し著しく高温に加熱したのち圧延し
ている。このため、加熱炉内の酸化スケールの堆積、炉
構造物の損耗、エネルギーロスの増大など多くの問題を
かかえている。
るために２次再結晶時の結晶粒界の移動のインヒビター
として微細なMnS, MnSe 等を析出させ、結晶成長方位の
選択性を改善させる方法がとられている。ところが上記
したような成分偏析が生じている場合、その偏析部では
析出MnS, MnSe 等が大きくなり、インヒビターとしての
作用効果が低下するという問題が生じる。この対応策と
して、熱間圧延前にMnS, MnSe 等を再固溶させたのち微
細に再析出させるため、溶体化処理の均熱温度を1400℃
前後と、他鋼種に比し著しく高温に加熱したのち圧延し
ている。このため、加熱炉内の酸化スケールの堆積、炉
構造物の損耗、エネルギーロスの増大など多くの問題を
かかえている。
【０００５】また、急冷製板法では、アモルファス化す
る場合、そのための特殊成分（Ｂ等）を多く含有させる
必要があること、大量生産、安定操業には未だ問題が多
いことなどから、工業化はごく一部の製品に限られてい
るのが現状である。一方、Siの含有量は多い程最大透磁
率等の磁気特性は良くなり、6.5mass ％で最大となる。
しかし、伸びはSiが2.5mass ％以上で急激に減少し、さ
らに５mass％でほぼゼロになる。このようにSi量が増大
すると急速に脆化が顕著になるため、3.5mass ％程度以
上のSiを含有する珪素鋼を冷間圧延する事は極めて困難
で、５mass％を超えると熱間圧延も不可能となる。従っ
て、ごく１部の特殊工程で製造するものを除くと、量産
されているけい素鋼のSi含有量は3.5mass ％以下に制約
されている。
る場合、そのための特殊成分（Ｂ等）を多く含有させる
必要があること、大量生産、安定操業には未だ問題が多
いことなどから、工業化はごく一部の製品に限られてい
るのが現状である。一方、Siの含有量は多い程最大透磁
率等の磁気特性は良くなり、6.5mass ％で最大となる。
しかし、伸びはSiが2.5mass ％以上で急激に減少し、さ
らに５mass％でほぼゼロになる。このようにSi量が増大
すると急速に脆化が顕著になるため、3.5mass ％程度以
上のSiを含有する珪素鋼を冷間圧延する事は極めて困難
で、５mass％を超えると熱間圧延も不可能となる。従っ
て、ごく１部の特殊工程で製造するものを除くと、量産
されているけい素鋼のSi含有量は3.5mass ％以下に制約
されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、前記した
問題点を有利に解決しようとするものであり、偏析が少
なくMn化合物が微細に分散析出した鋳塊または鋳片を得
て、電磁鋼板の製造工程における溶体化処理温度を低下
できるとともに高Si鋼の圧延性も改善し良好な磁気特性
を有する製品が得られるけい素鋼の鋳造方法を提案する
ことを目的とする。
問題点を有利に解決しようとするものであり、偏析が少
なくMn化合物が微細に分散析出した鋳塊または鋳片を得
て、電磁鋼板の製造工程における溶体化処理温度を低下
できるとともに高Si鋼の圧延性も改善し良好な磁気特性
を有する製品が得られるけい素鋼の鋳造方法を提案する
ことを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】この発明の要旨は以下の
通りである。 Si：2.5 〜6.5mass ％およびMn：2.5mass ％以下を含
有するけい素鋼を、鋳造温度を液相線以下とする半凝固
金属スラリー状でモールドに供給して冷却凝固させ、鋼
中のMn化合物の分散を微細化することを特徴とするけい
素鋼の鋳造方法。 モールドを連続鋳造モールドとする項のけい素鋼の
鋳造方法。
通りである。 Si：2.5 〜6.5mass ％およびMn：2.5mass ％以下を含
有するけい素鋼を、鋳造温度を液相線以下とする半凝固
金属スラリー状でモールドに供給して冷却凝固させ、鋼
中のMn化合物の分散を微細化することを特徴とするけい
素鋼の鋳造方法。 モールドを連続鋳造モールドとする項のけい素鋼の
鋳造方法。
【０００８】Si：2.5 〜6.5mass ％およびMn：2.5mas
s ％以下を含有するけい素鋼を、鋳造温度を液相線以下
とする半凝固金属スラリー状で双ロール式ストリップ連
続キャスターに供給し、薄鋳片に冷却凝固させ、組織の
微細化とともに鋼中のMn化合物の分散を微細化すること
を特徴とするけい素鋼の鋳造方法。
s ％以下を含有するけい素鋼を、鋳造温度を液相線以下
とする半凝固金属スラリー状で双ロール式ストリップ連
続キャスターに供給し、薄鋳片に冷却凝固させ、組織の
微細化とともに鋼中のMn化合物の分散を微細化すること
を特徴とするけい素鋼の鋳造方法。
【０００９】 薄鋳片の厚みを10mm以下とする項の
けい素鋼の鋳造方法。 半凝固金属スラリーの固相率が、0.01以上、0.40以
下の範囲である, , 又は項のけい素鋼の鋳造方
法。
けい素鋼の鋳造方法。 半凝固金属スラリーの固相率が、0.01以上、0.40以
下の範囲である, , 又は項のけい素鋼の鋳造方
法。
【００１０】
【作用】こ発明の作用を以下に述べる。この発明は、電
磁鋼板用けい素鋼の鋳造にあたり、造塊モールド、連続
鋳造モールドあるいは双ロール式ストリップ連続キャス
ターなどに供給する溶湯にかえて、液相線以下の温度の
半凝固金属スラリーを供給し鋳造することを骨子とする
ものである。
磁鋼板用けい素鋼の鋳造にあたり、造塊モールド、連続
鋳造モールドあるいは双ロール式ストリップ連続キャス
ターなどに供給する溶湯にかえて、液相線以下の温度の
半凝固金属スラリーを供給し鋳造することを骨子とする
ものである。
【００１１】このように半凝固金属スラリーを鋳造する
と、凝固組織は鋳塊あるいは鋳片全体が均一な粒状組織
となり、かつ、凝固時間が溶湯に比し短いため、結晶粒
は小さくなり、成分偏析は大幅に軽減され、前記したイ
ンヒビターとして使用するMnS, MnSe 等の析出物は微細
で均一に分散したものとなる。
と、凝固組織は鋳塊あるいは鋳片全体が均一な粒状組織
となり、かつ、凝固時間が溶湯に比し短いため、結晶粒
は小さくなり、成分偏析は大幅に軽減され、前記したイ
ンヒビターとして使用するMnS, MnSe 等の析出物は微細
で均一に分散したものとなる。
【００１２】したがって、この発明により鋳造した鋳塊
あるいは鋳片を用いて電磁鋼板を製造する場合、良好な
電磁特性を得るための熱間圧延前のMnS やMnSeを微細に
析出させる溶体化処理をより低温で行うことができ、し
たがって、溶体化処理温度が高いことによる前記した種
々の障害を大幅に軽減することができ、操業上の大幅な
改善がなされる。
あるいは鋳片を用いて電磁鋼板を製造する場合、良好な
電磁特性を得るための熱間圧延前のMnS やMnSeを微細に
析出させる溶体化処理をより低温で行うことができ、し
たがって、溶体化処理温度が高いことによる前記した種
々の障害を大幅に軽減することができ、操業上の大幅な
改善がなされる。
【００１３】また、これらの鋳塊または鋳片は、凝固組
織が均一で粒径の小さい粒状組織であるため、それらか
ら製造される電磁鋼板は、溶湯から鋳造した場合に生じ
る柱状晶に起因する製品のリジングの発生がなくなると
ともに、結晶方位の集合性もバラツキの少ないものにな
り、電磁特性の向上効果を有するものとなる。
織が均一で粒径の小さい粒状組織であるため、それらか
ら製造される電磁鋼板は、溶湯から鋳造した場合に生じ
る柱状晶に起因する製品のリジングの発生がなくなると
ともに、結晶方位の集合性もバラツキの少ないものにな
り、電磁特性の向上効果を有するものとなる。
【００１４】なお、この発明の鋳造方法は、一方向性電
磁鋼板の製造に有利に適用できるものであるが、無方向
性電磁鋼板の製造の場合にも、リジングの抑止効果、電
磁特性の向上効果を有するものであり有利に適用可能で
ある。また、Siが５mass％を超えると脆化が著しくなる
ため熱間圧延、冷間圧延ともに不可能となるが、この発
明によって薄鋳片を鋳造すれば、上記のように多量のSi
を含有していても、表面ワレが少なく冷間圧延が可能に
なる。
磁鋼板の製造に有利に適用できるものであるが、無方向
性電磁鋼板の製造の場合にも、リジングの抑止効果、電
磁特性の向上効果を有するものであり有利に適用可能で
ある。また、Siが５mass％を超えると脆化が著しくなる
ため熱間圧延、冷間圧延ともに不可能となるが、この発
明によって薄鋳片を鋳造すれば、上記のように多量のSi
を含有していても、表面ワレが少なく冷間圧延が可能に
なる。
【００１５】
実施例１ Si：3.3 mass％、Mn：0.06mass％、Ｐ：0.006 mass％、
Ｓ：0.02mass％、Al：0.03mass％を含有するけい素鋼約
10kgを真空溶解炉で溶製し、同炉内で真空度：10Torrと
して耐火物製攪拌子を用い回転数：400rpmで攪拌を加え
ながら溶湯温度を降下させ液相線から７℃下った時点
（固相率：0.3 の半凝固金属スラリー）で炉を傾転し、
半凝固金属スラリーを金型モールドに供給し冷却凝固さ
せた。（この発明に適合する鋳造方法によって鋳造され
た適合材）
Ｓ：0.02mass％、Al：0.03mass％を含有するけい素鋼約
10kgを真空溶解炉で溶製し、同炉内で真空度：10Torrと
して耐火物製攪拌子を用い回転数：400rpmで攪拌を加え
ながら溶湯温度を降下させ液相線から７℃下った時点
（固相率：0.3 の半凝固金属スラリー）で炉を傾転し、
半凝固金属スラリーを金型モールドに供給し冷却凝固さ
せた。（この発明に適合する鋳造方法によって鋳造され
た適合材）
【００１６】一方、比較材として、上記と同様の成分組
成になるけい素鋼溶湯10kgを、液相線＋60℃の温度で金
型モールドに供給し冷却凝固させた。
成になるけい素鋼溶湯10kgを、液相線＋60℃の温度で金
型モールドに供給し冷却凝固させた。
【００１７】かしくて得られた適合材、比較材それぞれ
の鋳塊について、縦断面のマクロ組織、サルファープリ
ントなどについて調査した。ここで、上記成分組成にお
いて、Mn化合物はMnS が主体であり、Ｓの分布状態をMn
化合物 (MnS)の分布状態として知ることができる。
の鋳塊について、縦断面のマクロ組織、サルファープリ
ントなどについて調査した。ここで、上記成分組成にお
いて、Mn化合物はMnS が主体であり、Ｓの分布状態をMn
化合物 (MnS)の分布状態として知ることができる。
【００１８】適合材のマクロ金属組織写真を図１に比較
材のマクロ金属組織写真を図２にそれぞれ示す。なお、
図２の写真は鋳塊頭部を切り取ったものである。
材のマクロ金属組織写真を図２にそれぞれ示す。なお、
図２の写真は鋳塊頭部を切り取ったものである。
【００１９】これらの図より、適合材のマクロ組織は図
１から明らかなように、全体に微細な粒状晶となってい
る。そして、フルファープリントによれば、Ｓスポット
の出現はなく非常に微細に分散していた。したがって、
MnS も微細に分散していることが明らかである。
１から明らかなように、全体に微細な粒状晶となってい
る。そして、フルファープリントによれば、Ｓスポット
の出現はなく非常に微細に分散していた。したがって、
MnS も微細に分散していることが明らかである。
【００２０】一方、比較材のマクロ組織は図２から明ら
かなように巨大な柱状晶の発達が見られ中心部も比較的
大きな粒状晶になっている。そしてサルファプリントに
はＳスポットが明瞭に認められ、適合材に比し大きな硫
化物すなわちMnS の析出があることが分る。
かなように巨大な柱状晶の発達が見られ中心部も比較的
大きな粒状晶になっている。そしてサルファプリントに
はＳスポットが明瞭に認められ、適合材に比し大きな硫
化物すなわちMnS の析出があることが分る。
【００２１】さらにこれらの鋳塊を用い、熱間圧延前の
溶体化処理温度を変えて一方向性電磁鋼板を製造し、そ
れらの電磁特性を調査した結果、適合材は、熱間圧延前
の溶体化処理温度を比較材に比し50℃低くしても良好な
磁気特性が得られることを確認した。
溶体化処理温度を変えて一方向性電磁鋼板を製造し、そ
れらの電磁特性を調査した結果、適合材は、熱間圧延前
の溶体化処理温度を比較材に比し50℃低くしても良好な
磁気特性が得られることを確認した。
【００２２】実施例２ Ｃ：0.05mass％, Si：3.3 mass％, Mn：0.06mass％,
Ｐ：0.006mass ％, Ｓ：0.02mass％およびAl：0.03mass
％を含有するけい素鋼溶湯を図５に示す装置を用い、半
凝固金属スラリーを製造したのち、その半凝固金属スラ
リーを連続鋳造モールドに供給して鋳造し、鋳片とし
た。
Ｐ：0.006mass ％, Ｓ：0.02mass％およびAl：0.03mass
％を含有するけい素鋼溶湯を図５に示す装置を用い、半
凝固金属スラリーを製造したのち、その半凝固金属スラ
リーを連続鋳造モールドに供給して鋳造し、鋳片とし
た。
【００２３】ここに、図３は電磁攪拌による半凝固金属
スラリーの製造からその半凝固金属スラリーを連続鋳造
モールドで連続鋳造するまでの一連の装置の説明図であ
る。
スラリーの製造からその半凝固金属スラリーを連続鋳造
モールドで連続鋳造するまでの一連の装置の説明図であ
る。
【００２４】図３において、半凝固金属スラリー製造装
置および排出ノズル装置は、タンディッシュ１、その下
方に連なる水冷ジャケットをそなえた攪拌・冷却槽２、
攪拌・冷却槽２の外周に設置した電磁攪拌コイル３、中
子ストッパー４、攪拌・冷却槽２の底部に設けた浸漬方
式のアルミナグラファイト製の排出ノズル５、排出ノズ
ル５の外周に配置した高周波加熱コイル６よりなり、７
は水冷式の連続鋳造モールドである。また、８は溶湯、
９は半凝固金属スラリー、１０はモールドパウダー、１
１は鋳片（スラブ）である。
置および排出ノズル装置は、タンディッシュ１、その下
方に連なる水冷ジャケットをそなえた攪拌・冷却槽２、
攪拌・冷却槽２の外周に設置した電磁攪拌コイル３、中
子ストッパー４、攪拌・冷却槽２の底部に設けた浸漬方
式のアルミナグラファイト製の排出ノズル５、排出ノズ
ル５の外周に配置した高周波加熱コイル６よりなり、７
は水冷式の連続鋳造モールドである。また、８は溶湯、
９は半凝固金属スラリー、１０はモールドパウダー、１
１は鋳片（スラブ）である。
【００２５】すなわち、この実施例はこのような装置を
用いて半凝固金属スラリーの製造とその連続鋳造を行っ
たもので、まず、上記した成分を含有するけい素鋼溶湯
を液相線＋３０℃の温度にて容器からタンディッシュ１
に連続的に供給した。このタンディッシュ１に供給され
た溶湯８は、その下方の攪拌・冷却槽２に流入し、ここ
で冷却しながら電磁攪拌コイル３の電磁力の作用（磁束
密度：1000ガウス）によって攪拌し半凝固金属スラリー
９（固相率：0.1 ）を製造した。この半凝固金属スラリ
ー９を中子ストッパー４の上下動の調整により流量制御
し、高周波加熱コイル６により誘導加熱（周波数：100k
Hs、電力：20kW）している排出ノズル５を介して連続鋳
造モールド７へ供給し、ここで冷却・凝固させて鋳片11
（幅：600 mm、厚さ：200 mm）とし下方へ引抜いた（引
抜速度：2.0 m/min ）。なお、上記において連続鋳造モ
ールド７内の半凝固金属スラリー浴面上にはモールドパ
ウダー10を連続的に供給した。
用いて半凝固金属スラリーの製造とその連続鋳造を行っ
たもので、まず、上記した成分を含有するけい素鋼溶湯
を液相線＋３０℃の温度にて容器からタンディッシュ１
に連続的に供給した。このタンディッシュ１に供給され
た溶湯８は、その下方の攪拌・冷却槽２に流入し、ここ
で冷却しながら電磁攪拌コイル３の電磁力の作用（磁束
密度：1000ガウス）によって攪拌し半凝固金属スラリー
９（固相率：0.1 ）を製造した。この半凝固金属スラリ
ー９を中子ストッパー４の上下動の調整により流量制御
し、高周波加熱コイル６により誘導加熱（周波数：100k
Hs、電力：20kW）している排出ノズル５を介して連続鋳
造モールド７へ供給し、ここで冷却・凝固させて鋳片11
（幅：600 mm、厚さ：200 mm）とし下方へ引抜いた（引
抜速度：2.0 m/min ）。なお、上記において連続鋳造モ
ールド７内の半凝固金属スラリー浴面上にはモールドパ
ウダー10を連続的に供給した。
【００２６】この結果、鋳片11の連続鋳造は支障なく行
うことができた。さらに、上記により得られた鋳片を素
材として一方向性電磁鋼板を製造し、その電磁特性を調
査した結果、従来の溶湯から鋳造したスラブ鋳片を素材
とする場合よりも熱間圧延前の溶体化処理温度を50℃低
くしても良好な磁気特性が得られることを確認した。
うことができた。さらに、上記により得られた鋳片を素
材として一方向性電磁鋼板を製造し、その電磁特性を調
査した結果、従来の溶湯から鋳造したスラブ鋳片を素材
とする場合よりも熱間圧延前の溶体化処理温度を50℃低
くしても良好な磁気特性が得られることを確認した。
【００２７】実施例３ Si：3.3 mass％と6.5mass ％を含有するけい素鋼（無方
向性電磁鋼板向け）溶湯を図６に示す装置を用い、半凝
固金属スラリーを製造したのち、その半凝固金属スラリ
ーを双ロール式ストリップ連続キャスターに供給して連
続鋳造し、薄鋳片とした。
向性電磁鋼板向け）溶湯を図６に示す装置を用い、半凝
固金属スラリーを製造したのち、その半凝固金属スラリ
ーを双ロール式ストリップ連続キャスターに供給して連
続鋳造し、薄鋳片とした。
【００２８】ここに、図４は電磁攪拌による半凝固金属
スラリーの製造からその半凝固金属スラリーを双ロール
式ストリップ連続キャスターで連続鋳造するまでの一連
の装置の説明図である。
スラリーの製造からその半凝固金属スラリーを双ロール
式ストリップ連続キャスターで連続鋳造するまでの一連
の装置の説明図である。
【００２９】図４において、半凝固金属スラリーの製造
装置および排出ノズル装置は前掲図３と同様である。す
なわち、１はタンディッシュ、２は攪拌・冷却槽、３は
電磁攪拌コイル、５は排出ノズル６はその高周波加熱コ
イルであり、８は溶湯、９は半凝固金属スラリーを示
す。そして双ロール式ストリップ連続キャスターは、ロ
ール21、ロール間隔を調整する油圧シリンダー22、ロー
ル21の上下方向の位置を調整する昇降装置23よりなり、
排出ノズル５からの半凝固金属スラリー９はロールキス
部の上方湯だまり部24に供給されロール21により急冷さ
れ凝固して薄鋳片25となる。なお、上記湯だまり24の半
凝固金属スラリー浴面上にはモールドパウダー10が供給
される。
装置および排出ノズル装置は前掲図３と同様である。す
なわち、１はタンディッシュ、２は攪拌・冷却槽、３は
電磁攪拌コイル、５は排出ノズル６はその高周波加熱コ
イルであり、８は溶湯、９は半凝固金属スラリーを示
す。そして双ロール式ストリップ連続キャスターは、ロ
ール21、ロール間隔を調整する油圧シリンダー22、ロー
ル21の上下方向の位置を調整する昇降装置23よりなり、
排出ノズル５からの半凝固金属スラリー９はロールキス
部の上方湯だまり部24に供給されロール21により急冷さ
れ凝固して薄鋳片25となる。なお、上記湯だまり24の半
凝固金属スラリー浴面上にはモールドパウダー10が供給
される。
【００３０】この実施例は、このような装置により半凝
固金属スラリーの製造およびその連続鋳造を行ったもの
で、上記した成分を含有するそれぞれのけい素鋼溶湯を
タンディッシュ１に供給して半凝固金属スラリー製造装
置により、0.45以下の種々の固相率の半凝固金属スラリ
ー９を製造し、ついで、それらの半凝固金属スラリー９
ならびに溶湯を、水冷式銅製のロール21（ロール径：40
0mm 、ロール幅：205mm 、ロール間隔：30mm以下、ロー
ル回転数：５〜50rpm ）を有する双ロール式ストリップ
連続キャスターに供給して厚さ：３〜12mmの鋳片25（薄
鋳片）を鋳造し、その鋳造性（作業性）および鋳片の組
織、表面割れの程度などを調査した。
固金属スラリーの製造およびその連続鋳造を行ったもの
で、上記した成分を含有するそれぞれのけい素鋼溶湯を
タンディッシュ１に供給して半凝固金属スラリー製造装
置により、0.45以下の種々の固相率の半凝固金属スラリ
ー９を製造し、ついで、それらの半凝固金属スラリー９
ならびに溶湯を、水冷式銅製のロール21（ロール径：40
0mm 、ロール幅：205mm 、ロール間隔：30mm以下、ロー
ル回転数：５〜50rpm ）を有する双ロール式ストリップ
連続キャスターに供給して厚さ：３〜12mmの鋳片25（薄
鋳片）を鋳造し、その鋳造性（作業性）および鋳片の組
織、表面割れの程度などを調査した。
【００３１】それらの調査結果を表１にまとめて示す。
【表１】
【００３２】この表１から明らかなように、試料No.2,
3, 4, 6, 7および9 （この発明の適合例）は鋳造組織が
初晶粒と微細粒状晶の混合組織とからなり、鋳片の表面
割れの発生は全く見られず、鋳造性も良好であった。こ
れらに対し、固相率が０％（溶湯）の試料No.1および10
は、鋳造組織が粗大な柱状晶からなっていて、鋳片の表
面割れも多数発生した。また、固相率が0.45の試料No.5
は半凝固金属スラリーの流動性が劣るため鋳造すること
ができず、さらに鋳片厚さが10mmを超える試料No.8は鋳
造組織が初晶粒と粗大粒状晶の混合組織となって少数な
がら鋳片の表面割れが見られた。
3, 4, 6, 7および9 （この発明の適合例）は鋳造組織が
初晶粒と微細粒状晶の混合組織とからなり、鋳片の表面
割れの発生は全く見られず、鋳造性も良好であった。こ
れらに対し、固相率が０％（溶湯）の試料No.1および10
は、鋳造組織が粗大な柱状晶からなっていて、鋳片の表
面割れも多数発生した。また、固相率が0.45の試料No.5
は半凝固金属スラリーの流動性が劣るため鋳造すること
ができず、さらに鋳片厚さが10mmを超える試料No.8は鋳
造組織が初晶粒と粗大粒状晶の混合組織となって少数な
がら鋳片の表面割れが見られた。
【００３３】つぎに、これらの鋳片を圧下率40％で冷間
圧延したところ、鋳片に表面割れが発生していたものは
いずれも冷間圧延で割れが発生したが、鋳片に表面割れ
の発生しなかったものは、冷間圧延でも割れが発生する
ことなく正常な圧延を行うことができた。このことは、
Si含有量が6.5mass ％と多くとも冷間圧延が可能である
ことを示している。
圧延したところ、鋳片に表面割れが発生していたものは
いずれも冷間圧延で割れが発生したが、鋳片に表面割れ
の発生しなかったものは、冷間圧延でも割れが発生する
ことなく正常な圧延を行うことができた。このことは、
Si含有量が6.5mass ％と多くとも冷間圧延が可能である
ことを示している。
【００３４】
【発明の効果】この発明は、液相線以下の温度の半凝固
金属スラリーを鋳造することにより、鋼中のMn化合物の
分散を微細化するけい素鋼の鋳造方法であって、この発
明により鋳造される鋳塊または鋳片は、凝固組織が均一
な粒状組織となるため、それらを用いることにより、電
磁鋼板の製造工程での溶体化処理温度を低くすることが
でき、炉内のスケールの堆積、炉構造物の損耗などが減
少し操業上の大幅な改善がなされるとともに、エネルギ
ー低減による経済性も向上する。さらに、電磁鋼板にお
いて、柱状晶に起因するリジングの発生がなく、結晶方
位の集合性もバラツキが少なく、電磁特性が向上する。
また、従来法では、極めて特殊な複雑な工程以外では製
造できなかったSi 6.5％までの高Siけい素鋼板の製造が
容易になる。かくして、この発明の鋳造方法は、一方向
性電磁鋼板および無方向性電磁鋼板の製造に適用して極
めて有利である。
金属スラリーを鋳造することにより、鋼中のMn化合物の
分散を微細化するけい素鋼の鋳造方法であって、この発
明により鋳造される鋳塊または鋳片は、凝固組織が均一
な粒状組織となるため、それらを用いることにより、電
磁鋼板の製造工程での溶体化処理温度を低くすることが
でき、炉内のスケールの堆積、炉構造物の損耗などが減
少し操業上の大幅な改善がなされるとともに、エネルギ
ー低減による経済性も向上する。さらに、電磁鋼板にお
いて、柱状晶に起因するリジングの発生がなく、結晶方
位の集合性もバラツキが少なく、電磁特性が向上する。
また、従来法では、極めて特殊な複雑な工程以外では製
造できなかったSi 6.5％までの高Siけい素鋼板の製造が
容易になる。かくして、この発明の鋳造方法は、一方向
性電磁鋼板および無方向性電磁鋼板の製造に適用して極
めて有利である。
【図１】この発明の適合材（鋳塊）のマクロ金属組織写
真である。
真である。
【図２】比較材（鋳塊）のマクロ金属組織写真である。
【図３】電磁攪拌による半凝固金属スラリーの製造から
その半凝固金属スラリーを連続鋳造モールドで連続鋳造
するまでの一連の装置の説明図である。
その半凝固金属スラリーを連続鋳造モールドで連続鋳造
するまでの一連の装置の説明図である。
【図４】電磁攪拌による半凝固金属スラリーの製造から
その半凝固金属スラリーを双ロール式ストリップ連続キ
ャスターで連続鋳造するまでの一連の装置の説明図であ
る。
その半凝固金属スラリーを双ロール式ストリップ連続キ
ャスターで連続鋳造するまでの一連の装置の説明図であ
る。
１ タンディッシュ ２ 攪拌・冷却槽 ３ 電磁攪拌コイル ４ 中子ストッパー ５ 排出ノズル ６ 高周波加熱コイル ７ 連続鋳造モールド ８ 溶湯 ９ 半凝固金属スラリー 10 モールドパウダー 11 鋳片 21 ロール 22 油圧シリンダー 23 昇降装置 24 湯だまり部 25 薄鋳片
フロントページの続き (72)発明者 西池 氏裕 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社 鉄鋼開発・生 産本部 水島製鉄所内 (56)参考文献 特開 平２−258922（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−220548（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−210404（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−27746（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−157119（ＪＰ，Ａ) 特開 昭49−39526（ＪＰ，Ａ) 特開 昭49−27433（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−258924（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−11619（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−176427（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B22D 11/00 B22D 11/06 330 C22C 38/00 303 C22C 38/04
Claims (5)
- 【請求項１】 Si：2.5 〜6.5mass ％およびMn：2.5mas
s ％以下を含有するけい素鋼を、鋳造温度を液相線以下
とする半凝固金属スラリー状でモールドに供給して冷却
凝固させ、鋼中のMn化合物の分散を微細化することを特
徴とするけい素鋼の鋳造方法。 - 【請求項２】 モールドが、連続鋳造モールドである請
求項１に記載のけい素鋼の鋳造方法。 - 【請求項３】 Si：2.5 〜6.5mass ％およびMn：2.5mas
s ％以下を含有するけい素鋼を、鋳造温度を液相線以下
とする半凝固金属スラリー状で双ロール式ストリップ連
続キャスターに供給し、薄鋳片に冷却凝固させ、組織の
微細化とともに鋼中のMn化合物の分散を微細化すること
を特徴とするけい素鋼の鋳造方法。 - 【請求項４】 薄鋳片の厚みを10mm以下とする請求項3
に記載のけい素鋼の鋳造方法。 - 【請求項５】 半凝固金属スラリーの固相率が、0.01以
上、0.40以下の範囲である請求項１，２，３又は４に記
載のけい素鋼の鋳造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21324794A JP3342777B2 (ja) | 1994-08-16 | 1994-08-16 | けい素鋼の鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21324794A JP3342777B2 (ja) | 1994-08-16 | 1994-08-16 | けい素鋼の鋳造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0857586A JPH0857586A (ja) | 1996-03-05 |
| JP3342777B2 true JP3342777B2 (ja) | 2002-11-11 |
Family
ID=16635952
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21324794A Expired - Fee Related JP3342777B2 (ja) | 1994-08-16 | 1994-08-16 | けい素鋼の鋳造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3342777B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109338223A (zh) * | 2018-11-09 | 2019-02-15 | 鞍钢股份有限公司 | 一种提高硅钢产品表面质量及性能的工艺方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104372238B (zh) * | 2014-09-28 | 2016-05-11 | 东北大学 | 一种取向高硅钢的制备方法 |
-
1994
- 1994-08-16 JP JP21324794A patent/JP3342777B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109338223A (zh) * | 2018-11-09 | 2019-02-15 | 鞍钢股份有限公司 | 一种提高硅钢产品表面质量及性能的工艺方法 |
| CN109338223B (zh) * | 2018-11-09 | 2021-04-02 | 鞍钢股份有限公司 | 一种提高硅钢产品表面质量及性能的工艺方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0857586A (ja) | 1996-03-05 |
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