JP4239276B2 - 方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法に係り、とくに方向性電磁鋼スラブを熱間圧延した時に生じる耳割れを有効に防止して製品歩留りを向上できる方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
方向性電磁鋼板は、主として変圧器その他の電気機器の鉄心として用いられ、かかる用途に適合すべく磁束密度、鉄損値等の磁気特性に優れることが基本的に重要である。そのため、方向性電磁鋼板の製造の際に重要なことは、いわゆる仕上焼鈍工程により二次再結晶させた結晶粒の方位を、｛110 ｝<001> 方位、いわゆるゴス方位に高度に集積させることである。
【０００３】
このような二次再結晶の集積を効果的に促進させるためには、▲１▼一次再結晶の成長を選択的に抑制する、▲２▼インヒビターと呼ばれる分散相を均一かつ適正なサイズで形成する、ことが重要である。このようなインヒビターとしては、Cu2-x S 、Cu2-x Se、MnS 、MnSe、AlN 、VN等のように硫化物、セレン化物、および窒化物で、しかも鋼中への溶解度が極めて小さい物質が用いられる。このため、従来から、熱間圧延前のスラブ加熱においては高温加熱を行いインヒビターを完全に固溶させ、熱間圧延以降二次再結晶までの過程でこのインヒビターを微細に分散析出させる方法がとられている。なお、Sb、Sn、As、Pb、P 、BiおよびMo等の粒界偏析型元素もインヒビターとして利用されている。
【０００４】
従来、方向性電磁鋼板を製造するための一般的な製造工程では、厚み100 〜300mm のスラブを1100℃以上の温度で加熱してインヒビター成分を完全に固溶させた後、熱延板とし、次いでこの熱延板を１回又は中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延によって、最終板厚の冷延板とし、その後はこの冷延板に脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶および純化を目的として最終仕上焼鈍を施している。
【０００５】
近年は、省エネルギー化への要請が一層強まり、方向性電磁鋼板に対する高磁束密度化、低鉄損化へのニーズも一層増してきた。これらの要請に応えるために、方向性電磁鋼板の製造方法においては、成品板厚の低減、高Si化、さらには二次再結晶後の鋼板にレーザー光やプラズマジェットを照射し溝を形成するなど物理的方法により磁区を細分化し、低鉄損を図る方法が採られるようになった。また、２種以上のインヒビターを複合して添加し、粒成長抑制力を高めることも行われ、さらには冷間圧延工程にて板温を高めた、いわゆる温間圧延が行われたりするようになった。これらの技術およびその進歩により、極めて良好な磁気特性を有する製品が得られるようになった。
【０００６】
ところで、方向性電磁鋼板は、上記したような磁気特性の向上に加えて、製品を安価に供給することも強く望まれており、かかる高級品を歩留り良く製造することが製造者サイドにおいて重要な課題となっている。このような歩留り向上という観点からは、熱延板エッジ部の耳割れ発生を如何に防止するかが重要な課題となっている。
【０００７】
方向性電磁鋼板製造時の熱間圧延工程における耳割れを防止する技術については既に数多くの開示がある。
例えば、特開昭55−62124 号公報には、一方向性珪素鋼連鋳片の熱間圧延工程において、仕上圧延開始温度と仕上圧延終了温度との差、すなわち熱間仕上圧延中の温度低下、を220 ℃以下とする一方向性珪素鋼板の熱間圧延方法が開示されている。しかし、仕上圧延の開始温度と終了温度との温度差をこのような範囲に規制したとしても、粗圧延時や仕上圧延の前段で発生する耳割れは防止することはできない。
【０００８】
また、特開昭60−145204号公報、特開昭60−200916号公報、特開昭61−71104 号公報、特開昭62−196328号公報、特開平５−138207号公報には、熱間圧延中のシートバーの側面の形状を整えることで耳割れを防止する方向性けい素鋼の熱間圧延方法が開示されている。これらの技術は、側面の形状が悪い場合には粗大に成長した結晶の粒界部でノッチ状の凹部が生じ、これが耳割れの起点となることから、側面の形状を整えることによって耳割れ防止を図るものであり、多少の効果が認められた。しかしながら、これらの技術において、特に熱間仕上圧延１パス目の出側で幅圧下を行う場合には、耳割れ防止効果は少なく十分満足できなかった。また、前記特開昭60−145204号公報、特開昭61−71104 号公報、特開昭62−196328号公報、特開平５−138207号公報に記載の技術で、熱間仕上圧延の入り側で幅圧下を行う場合には、熱間仕上圧延の出側で幅圧下を行う場合に比べると耳割れ防止への効果は大きいが、未だ十分な耳割れ防止ができるというレベルではない。
【０００９】
さらに、特開昭54−31024 号公報に記載された熱間粗圧延の最終圧下率を規制する方法、特開平３−133501号公報に記載されたスラブ加熱後に幅圧下、水平圧下を施す方法、特開平３−243244号公報に記載されたスラブ鋳込み組織を制御する方法および特開昭61−3837号公報に記載されたスラブ断面形状を特殊形状にする方法等についても、それぞれ耳割れに対して多少の効果はあるものの、かかる効果は粗圧延時に幅圧下する方法に比べて小さく、粗圧延時の幅圧下方法に大きく左右されるため、有効な方法とはいえなかった。
【００１０】
一方、例えば、特開昭60−200916号公報には、スラブを加熱したのち、熱間粗圧延段階で5 〜40％の幅圧下を施し、耳割れを防止する方向性けい素鋼板の製造方法が提案されている。確かに、特開昭60−200916号公報に記載された技術によれば、熱延時には耳割れ深さが20〜40mmという大きな耳割れは減少するが、10mm以上といった比較的大きな耳割れは依然として残存していた。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
このように、電磁鋼板の熱延時における耳割れ低減技術は、まだ完成された技術とはなっていないうえ、最近では、磁気特性をさらに向上させるため、粒界偏析型のインヒビタ−が増量されるようになり、以前に比べ電磁鋼板は、耳割れが発生し易く耳割れ最大深さも大きい材料となっている。このため、耳割れを著しく低減あるいは防止できる、方向性電磁鋼板の熱間圧延技術の開発が熱望されている。
【００１２】
この発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、熱間圧延時に発生する耳割れをさらに効果的に軽減して、方向性電磁鋼板を歩留り高く製造できる、方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、方向性電磁鋼スラブを熱間圧延し熱延板とするに当たり、被圧延材の側面温度、γ相率と耳割れの関係を詳細に調べた。その結果、被圧延材エッジ部のγ相率が熱延板の耳割れ発生に大きく影響し、被圧延材エッジ部のγ相率を15％以下として水平圧延を施すことにより、熱延板の耳割れ発生を著しく低減できることを見いだした。
【００１４】
まず、本発明の基礎になった実験結果について説明する。
（実験１）
表１に示す組成の鋼Ａ〜Ｄを溶製し、連続鋳造法により厚さ220mm のスラブとした。ついで、これらスラブを、ガス燃焼炉で1180℃に、更に誘導加熱炉で1420℃に加熱した後、粗圧延により厚さ40mmのシートバーとした。これらシートバーから厚さ40mm×幅150mm ×長さ180mm の試片を切り出し素材とした。ついで、これら素材を1420℃に加熱した後、熱間圧延を行い熱延板とした。
【００１５】
熱間圧延は、３パスとし、１パス目で20mm厚に、２パス目で8mm 厚に、３パス目で2.5mm 厚とした。なお、素材の加熱終了後から１パス目圧延開始までの時間を変更し、１パス目圧延直前の素材（被圧延材）側面の温度を変更した。同様の方法で２パス目および３パス目圧延直前の被圧延材側面の温度をそれぞれ1000℃および900 ℃とした。圧延終了後、熱延板の耳割れ状況を観察した。
【００１６】
【表１】
【００１７】
図１に熱延板の最大耳割れ深さと１パス目圧延直前の被圧延材側面の温度との関係を図１に示す。図１から、圧延前の被圧延材側面温度が1050℃〜1150℃、とくに1100℃〜1150℃の範囲にある被圧延材を圧延（水平圧下）すると、最大耳割れ深さが大きくなる、すなわち耳割れ発生が著しくなることがわかる。このことから、耳割れ発生を低減するためには、被圧延材の側面温度を1100℃以下あるいは1150℃以上、好ましくは1050℃以下あるいは1150℃以上として、水平圧下を行うことが極めて有効であるという知見を得た。
【００１８】
さらに、本発明者らは、上記した処理により熱延板の耳割れが低減する理由を解明するため、１パス目の圧延開始前の素材（被圧延材）の組織について実験２で詳細に調査した。
（実験２）
実験１で使用したシートバーから10mm角の立方体（実験素材）を切り出した。これら実験素材を1420℃に加熱した後、所定の温度まで空冷し、その後急冷し組織観察用試片とした。これら試片の断面を鏡面化処理し、ナイタール液で腐食して組織を観察した。その結果、母相( α相) である白色部中に、急冷直前に生成していた旧γ相を反映する黒色部が観察された。
【００１９】
この黒色部の面積率と、急冷直前の実験素材の温度との関係を図２に示す。ここで黒色部の面積率とは、黒色部の面積を観察面積で割った値である。急冷直前の実験素材の温度が1100〜1150℃の範囲で、黒色部の面積率が15％を超える高い値を示している。
図１と図２とから、黒色部( 旧γ相) の面積率の温度依存性は、耳割れ発生の温度依存性と一致することがわかる。
【００２０】
これらの実験結果は、γ相率が高い状態で水平圧下を施すと耳割れが発生し易くなることを示しており、その理由は次のように考えられる。
α相とγ相が共存する状態で材料が変形されると、α相とγ相は硬さが異なるので、応力集中が生じ微小な亀裂が生成する。この微小な亀裂の成長および合体によって耳割れが発生する。また、この微小な亀裂はγ相率が高いほど顕著となる。したがって、γ相率が高い温度域で水平圧下をおこなうと微小亀裂が増加し、その後の水平圧下により亀裂の成長および合体が生じ易くなり、耳割れが多発すると考えられる。
【００２１】
このようなことから、耳割れを低減するためには、被圧延材エッジ部のγ相率を15％以下として水平圧下を行うことが極めて有効であり、このためには被圧延材エッジ部の側面温度をエッジ部の局所冷却等により1100℃以下あるいは1150℃以上に調整して水平圧下を施すことが重要であることがわかった。
この発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え完成されたものである。
【００２３】
また、本発明は、Si:2.5〜5.5 mass％を含有する方向性電磁鋼スラブを、加熱炉で加熱してから熱間粗圧延を行い、引き続いて熱間仕上圧延を行い熱延板とする方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法において、前記熱間粗圧延および前記熱間仕上圧延を行うに際し、そのそれぞれの水平圧下を、熱間粗圧延機出側での被圧延材の側面温度を1150 ℃以上かつ熱間仕上げ圧延機入側での前記被圧延材の側面温度を1100℃以下とすることによって前記被圧延材の板厚中心面における側面から20mm離れた点でのγ相率を15％以下として行うことを特徴とする方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法であり、また、本発明では、前記熱間仕上圧延を行うに際し、熱間仕上圧延以前に被圧延材の側面を局所冷却するのが好ましく、また、本発明では、前記熱間粗圧延によりシートバー厚さを50mm以下として前記熱間仕上圧延を行うのが好ましい。また、本発明では、前記熱間仕上圧延を行うに際し、前記熱間粗圧延によりシートバー厚さを50mm以下とし、さらに前記熱間仕上圧延以前に被圧延の側面を局所冷却するのが好ましい。
【００２４】
また、本発明は、前記熱間仕上圧延を行うに際し、熱間仕上げ圧延機入側での被圧延材の先端幅中央部の温度ＦＥＴを1160℃以下とすることが好ましく、また、本発明では、前記熱間仕上圧延を行うに際し、熱間仕上圧延以前に被圧延材の側面を局所冷却するのが好ましい。また、本発明では、前記熱間粗圧延によりシートバー厚さを50mm以下として前記熱間仕上圧延を行うのが好ましい。また、本発明では、前記熱間仕上圧延を行うに際し、前記熱間粗圧延によりシートバー厚さを50mm以下とし、さらに前記熱間仕上圧延以前に被圧延材の側面を局所冷却するのが好ましい。
【００２５】
【発明の実施の形態】
まず、本発明が対象とする方向性電磁鋼熱延鋼板の素材として用いる方向性電磁鋼スラブの組成について説明する。
Si：2.5 〜5.5 mass％
Siは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損を下げるのに有効な成分であるが、5.5mass ％を超える含有量では冷延性が損なわれ、一方2.5mass ％未満の含有量では比抵抗が低下するだけでなく、二次再結晶および純化のために行われる最終仕上焼鈍中にα→γ変態によって結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損低減効果が得られない。このためSi含有量は2.5 〜5.5 mass％の範囲とした。
【００２６】
なお、Si以下の成分は、必ずしも限定する必要はないが、好ましい成分、および好ましい含有量の範囲については下記のとおりである。
Ｃ：0.01〜0.10mass％
Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組成の均一分散化のみならず、ゴス方位結晶粒の発達に有効な成分であり、少なくとも0.01mass％含有させるのが望ましい。しかし、0.10mass％を超えて含有すると、脱炭が困難となり、かえってゴス方位結晶粒の集積に乱れが生じる。このため、Ｃは0.01〜0.10mass％の範囲とするのが望ましい。
【００２７】
Mn：0.02〜0.12mass％
Mnは、熱間脆性を防止するために、少なくとも0.02mass％の含有を必要とするが、Mn含有量が多すぎると磁気特性の劣化を引き起こすので、上限は0.12mass％とするのが望ましい。
インヒビターとしては、MnS 、MnSe系又はAlN 系の単独使用又は併用が可能である。更にMnの代わりにCuを用いてもよい。この場合、Cuの適正量は0.02〜0.50mass％である。Cu含有量が0.02mass％未満の場合には抑制効果に乏しく、逆に0.50mass％を超えた場合は抑制効果が損なわれる。
【００２８】
Ｓ、Seのうちから選ばれる少なくとも一種：0.005 〜0.06mass％
Ｓ、Seは、いずれも方向性電磁鋼板の一次再結晶を制御するインヒビターの構成成分として有力である。インヒビターの抑制力の観点からは少なくとも0.005mass ％の含有を必要とするが、0.06mass％を超える含有ではその効果が損なわれる。したがって、その下限、上限をそれぞれ0.005mass ％、0.06mass％とするのが好ましい。
【００２９】
インヒビター構成成分のうち、Al:0.005〜0.10mass％、Ｎ：0.004 〜0.015mass ％
Al、Ｎはいずれも方向性電磁鋼板の一次再結晶を制御するインヒビターの構成成分として有力であり、その含有量の範囲については、MnS 、MnSeにおけるＳ、Seの場合と同様の理由により上記の範囲に定めた。
【００３０】
なお、インヒビターの構成成分としては、上記のＳ、Se、Alの他、Ni、Cu、Sn、Sb、Mo、TiおよびBi等も有利に作用するので、これらの成分をそれぞれ少量あわせて添加することもできる。これらの成分の好適範囲は、Ni、Cu、Snが0.01〜0.30mass％、Sn、Mo、Ti、Biが0.005 〜0.1mass ％であり、これらの各インヒビター構成成分についても、一種又は二種以上の複合使用が可能である。
【００３１】
本発明では、上記した組成の方向性電磁鋼スラブを、加熱炉で加熱してから熱間粗圧延を行い、引き続いて熱間仕上圧延を行い熱延板とする。加熱温度は、通常の方向性電磁鋼スラブの加熱温度で同じでよく、1300〜1420℃とするのが好ましい。熱間粗圧延、熱間仕上圧延は、本発明に従う工程とする。
すなわち、熱間粗圧延、熱間仕上圧延に際し、被圧延材エッジ部のγ相率（面積率）を15％以下として水平圧下を行う。被圧延材エッジ部のγ相率が15％を超えると、熱延板に耳割れが多発し、歩留りが低下する。ここでいう、被圧延材エッジ部のγ相率は、板厚中心面における側面から 20mm 離れた点について求めたものである。なお、γ相率の値は、急冷材の断面観察により求めるのが好ましいが、状態図等から計算により求めてもよい。
【００３２】
被圧延材エッジ部のγ相率を15％以下とするには、前記した図２に示すように被圧延材の側面温度を1100℃以下または1150℃以上に調整するのがもっとも効果的である。
さらに、熱間仕上圧延に際し、被圧延材の側面温度を1100℃以下とするには、熱間仕上圧延以前に被圧延材の側面を局所冷却するのが好ましい。局所冷却としては、水冷、ロール接触、等が挙げられる。
【００３３】
被圧延材エッジ部のγ相率を15％以下とするには、熱間仕上圧延機入側での被圧延材の先端幅中央部の温度ＦＥＴを1160℃以下に制御することにより行ってもよい。被圧延材の先端幅中央部の温度ＦＥＴを1160℃以下とすることにより、被圧延材のエッジ部を耳割れ発生の少ないγ相率となる温度範囲に制御することが可能となる。
【００３４】
また、粗圧延によりシートバー厚さを50mm以下、好ましくは50mm未満、より好ましくは35mm以下として熱間仕上圧延を行ってもよい。これにより、被圧延材の側面温度が低下し易く、耳割れの発生が低減されるうえ、熱間仕上圧延での圧下量が少なく耳割れの成長が少なく、最大耳割れ深さが減少する効果も有している。なお、シートバー厚さの好ましい範囲は30〜35mmである。
【００３５】
上記した方法で製造された熱延板では、耳割れの発生による切り捨て量が少なく製品歩留りが顕著に向上する。
上記した方法で製造された熱延板は、通常、その後に一回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施され、ついで脱炭焼鈍を施されたのち、表面に焼鈍分離剤を塗布されてから最終仕上焼鈍を施され方向性電磁鋼板とされる。
【００３６】
【実施例】
（実施例１）
表２に示す組成のスラブ（厚さ220mm ）を連続鋳造法により各４本製造した。これらスラブを、加熱炉で加熱した後、粗圧延で厚さ50mmのシートバーとし、引き続いて、仕上圧延を行い2.2mm の熱延板とした。この際、各シートバーを仕上圧延機入り側で空冷し、仕上圧延機入側での被圧延材側面の温度を変化させるとともに、各シートバーを仕上圧延入側で剪断し、先端側は剪断直後に直ちに仕上圧延を行い熱延板としコイル状に巻き取った。
【００３７】
一方、後端側はエッジ部を急冷し、γ相率測定用の試材とした。こうして得られた試材を用い、断面を鏡面化処理しナイタール液で腐食した後、断面観察を行い、γ相率を求めた。断面観察位置は、板厚中心面における側面から20mm離れた点を中心とする面積が10mm2 の正方形領域とした。また、γ相率は、白色部の母相（α相）中に認められる急冷直前に生成していた旧γ相を反映する黒色部の面積を、観察面積で割った値とした。
【００３８】
また、これらの熱延板コイルについて、耳割れ発生状況を観察し各熱延板コイルの耳割れ最大深さを求めた。
各熱延板コイルの仕上圧延入側でのγ相率、耳割れ最大深さの測定結果を表３に示す。
【００３９】
【表２】
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】
γ相率が15％以下で仕上圧延を開始した本発明例では、耳割れ最大深さは5mm 以下と耳割れが低減している。これに比べ、γ相率が15％を超える状態で仕上圧延を開始した比較例では、耳割れ最大深さが15mm以上と耳割れが顕著となっている。
（実施例２）
mass％で、Ｃ：0.05％、Si：3.25％、Mn：0.07％、Cu：0.10％、Se：0.02％、Bi：0.02％を含み、残部が主としてFeからなる組成のスラブ（厚さ220mm ）を連続鋳造法により４本製造した。これらスラブを、ガス燃焼炉で1180℃、更に誘導加熱炉で1400℃に加熱した後、粗圧延により厚さ45mmのシートバーとし、引き続いて仕上げ圧延を行い2.6mm の熱延板とし、コイル状に巻き取った。なお、仕上圧延に際し、各シートバーを仕上圧延機入側で空冷させ、仕上圧延機入側での被圧延材側面の温度を変化させた。
【００４３】
これら熱延板コイルについて、耳割れ発生状況を観察し、各熱延板コイルの耳割れ最大深さを求めた。その結果を表４に示す。
なお、仕上圧延開始時の被圧延材側面のγ相率は、被圧延材の側面温度から次のように推定した。各スラブから10mm角の立方体を切り出し、試材とした。これら試材を実験炉で1420℃に加熱したのち空冷し、試材の温度が仕上圧延機入側での各被圧延材の側面温度になったところで急冷した。このように処理された試材の断面を鏡面化処理し、ナイタール液で腐食し、急冷直前に生成していた旧γ相を反映する黒色部の面積率を測定し、仕上圧延開始時の各被圧延材側面のγ相率とした。なお、この黒色部の面積率は、白色部の母相（α祖）中に認められる黒色部の面積を観察面積で割った値である。
【００４４】
【表５】
【００４５】
側面のγ相率が15％以下の温度、すなわち仕上圧延入側での側面の温度を1100℃以下、特に1050℃以下として仕上圧延を行った本発明例では、耳割れ最大深さが10mm、あるいは5mm 以下と耳割れが低減している。本発明の範囲を外れる比較例では、耳割れ最大深さが25mmと耳割れが顕著となっている。
（実施例３）
mass％で、Ｃ：0.08％、Si：3.20％、Mn：0.07％、Cu：0.10％、Se：0.016 ％を含み、残部が主としてFeからなる組成のスラブ（厚さ220mm ）を連続鋳造法により５本製造した。これらスラブを、ガス燃焼炉で1180℃、更に誘導加熱炉で加熱した後、粗圧延により厚さ50mmのシートバーとし、引き続いて仕上げ圧延を行い3.0mm の熱延板とし、コイル状に巻き取った。なお、誘導加熱炉での加熱温度を制御することにより、粗圧延出側におけるシートバー（被圧延材）側面温度を変化させた。また、仕上圧延に際し、各シートバーを仕上圧延機入側で空冷させ、仕上圧延機入側での被圧延材側面の温度を４本のシートバーでほぼ同じになるようにした。
【００４６】
これらの熱延板コイルについて、耳割れ状況を観察し、各コイルの耳割れ最大深さを測定した。その結果を表５に示す。
なお、表５におけるγ相率は、実施例２と同様に実験室的に求めた値である。各スラブから切り出した10mm角の立方体の試材を1420℃に加熱した後空冷し、試材の温度が各被圧延材の側面温度と同じになったところで急冷した。こうして得られた試材の断面を鏡面化処理し、ナイタール液で腐食し、急冷直前に生成していた旧γ相を反映する黒色部の面積率を測定し、γ相率とした。
【００４７】
【表６】
【００４８】
γ相率が15％以下となる温度、すなわち粗圧延出側のシートバー（被圧延材）側面温度が1150℃以上となる粗圧延を行った本発明例は、耳割れ最大深さが5mm 以下と耳割れが低減している。それに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、耳割れ最大深さが20〜30mmと耳割れが顕著となっている。
（実施例４）
mass％で、Ｃ：0.05％、Si：3.25％、Mn：0.07％、Al：0.020 ％、Ｎ：0.0070％、Sb：0.04％を含み、残部が主としてFeからなる組成のスラブ（厚さ220mm ）を４本製造し、ガス燃焼炉で1400℃に加熱した後、粗圧延で40mm厚のシートバーとした。引き続いて、仕上圧延を行い2.2mm 厚の熱延板とし、コイル状に巻き取った。この際、仕上圧延前にシートバーの側面を局所加熱することにより、仕上圧延機入側での被圧延材側面の温度を変化させた。
【００４９】
これらの熱延板コイルについて、耳割れ状況を観察し各コイルの耳割れ最大深さを測定した。その結果を表６に示す。
なお、表６におけるγ相率は、実施例２、実施例３と同様に、実験室的に求めた値である。各スラブから10mm角の立方体に切り出した試材をラボで1420℃に加熱し、その後空冷し、試材の温度が仕上圧延機入側での各被圧延材の側面温度になったところで急冷した。こうして得られた試材の断面を鏡面化処理し、ナイタール液で腐食し、急冷直前に生成していた旧γ相を反映する黒色部の面積率を測定し、各被圧延材のγ相率とした。
【００５０】
【表７】
【００５１】
側面のγ相率が15％以下の温度、すなわち仕上圧延入側での側面の温度を1100℃以下、特に1050℃以下として仕上圧延を行った本発明例では、耳割れ最大深さが５mm、あるいは5mm 以下と耳割れが低減している。本発明の範囲を外れる比較例では、耳割れ最大深さが25〜30mmと耳割れが顕著となっている。
（実施例５）
mass％で、Ｃ：0.06％、Si：3.25％、Mn：0.07％、Cu：0.12％、Se：0.02％を含み、残部が主としてFeからなる組成の溶鋼を連続鋳造法により厚さ220mm のスラブとした。このスラブを、ガス燃焼炉で1200℃、更に誘導加熱炉で1400℃に加熱した後、粗圧延で、厚さ45mmのシートバーとした。引き続いて仕上げ圧延を行い厚さ2.2mm の熱延板とした。なお、シートバーの側面を水冷することにより仕上圧延入側での被圧延材の側面温度を局所的に変化させて、仕上圧延を行った。
【００５２】
これらの熱延板コイルについて、耳割れ状況を観察し各コイルの耳割れ最大深さを測定した。その結果を表７に示す。
なお、表７におけるγ相率は、実施例２〜実施例４と同様に、実験室的に求めた値である。各スラブから10mm角の立方体に切り出した試材をラボで1420℃に加熱し、その後空冷し、試材の温度が各被圧延材の側面温度と同じになったところで急冷した。こうして得られた試材の断面を鏡面化処理し、ナイタール液で腐食し、急冷直前に生成していた旧γ相を反映する黒色部の面積率を測定し、各被圧延材のγ相率とした。
【００５３】
【表８】
【００５４】
側面のγ相率が15％以下の温度、すなわち仕上圧延入側での側面の温度を1100℃以下、特に1050℃以下として仕上圧延を行った本発明例では、耳割れ最大深さが5mm 以下と耳割れが低減している。本発明の範囲を外れる比較例では、耳割れ最大深さが25mmと耳割れが顕著となっている。
（実施例６）
mass％で、Ｃ：0.08％、Si：3.3 ％、Mn：0.07％、Cu：0.10％、Se：0.02％を含み、残部が主としてFeからなる組成の溶鋼を連続鋳造法により厚さ220mm のスラブとした。これらスラブを、ガス燃焼炉で1200℃、更に誘導加熱炉で1400℃に加熱した後、粗圧延で、厚さ45mmのシートバーとし、引き続いて仕上げ圧延を行い厚さ2.2mm の熱延板とし、コイル状に巻き取った。仕上圧延にあたり、シートバーの側面をロールに接触させることにより仕上圧延入側での被圧延材（シートバー）の側面の温度を局所的に変化させた。
【００５５】
これらの熱延板コイルについて、耳割れ状況を観察し各コイルの耳割れ最大深さを測定した。その結果を表８に示す。
なお、表８におけるγ相率は、実施例２〜実施例５と同様に、実験室的に求めた値である。
【００５６】
【表９】
【００５７】
側面のγ相率が15％以下の温度、すなわち仕上圧延入側での側面の温度を1100℃以下として仕上圧延を行った本発明例では、耳割れ最大深さが5mm と耳割れが低減している。本発明の範囲を外れる比較例では、耳割れ最大深さが25〜30mmと耳割れが顕著となっている。
（実施例７）
mass％で、Ｃ：0.08％、Si：3.3 ％、Mn：0.07％、Ni：0.25％、Se：0.02％を含み、残部が主としてFeからなる組成の溶鋼を連続鋳造法により厚さ220mm のスラブとした。これらスラブを、ガス燃焼炉で1200℃、更に誘導加熱炉で1400℃に加熱した後、粗圧延で、厚さ30〜55mmのシートバーとし、引き続いて仕上げ圧延を行い厚さ2.2mm の熱延板とし、コイル状に巻き取った。
【００５８】
これらの熱延板コイルについて、耳割れ状況を観察し各コイルの耳割れ最大深さを測定した。その結果を表９に示す。
なお、表９におけるγ相率は、実施例２〜実施例６と同様に、実験室的に求めた値である。
【００５９】
【表１０】
【００６０】
仕上圧延機入側での被圧延材の先端幅中央部の温度ＦＥＴを、側面のγ相率が15％以下となる温度、すなわち1160℃以下として仕上圧延を行った本発明例では、耳割れ最大深さが5mm と耳割れが低減している。また、シートバー厚さが50mm以下、とくに35mm以下の本発明例では耳割れが低減している。一方、本発明の範囲を外れる比較例では、耳割れ最大深さが25mmと耳割れが顕著となっている。
【００６１】
このように、この発明によれば、熱延板のエッジ部に発生する耳割れを有効に低減できる。
【００６２】
【発明の効果】
以上述べたことから明らかなように、この発明によれば、方向性電磁鋼板を製造するに際して、特に熱間圧延工程での熱延板の幅方向端部（エッジ部）に発生する耳割れを効果的に低減することが可能となり、これにより耳割れに起因する端部切り捨て量を低減でき、製品歩留りを飛躍的に向上させることができるという産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】最大耳割れ深さにおよぼす１パス目直前の被圧延材側面温度の影響を示すグラフである。
【図２】黒色部の面積率におよぼす急冷直前の素材温度の影響を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
この発明は、方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法に係り、とくに方向性電磁鋼スラブを熱間圧延した時に生じる耳割れを有効に防止して製品歩留りを向上できる方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
方向性電磁鋼板は、主として変圧器その他の電気機器の鉄心として用いられ、かかる用途に適合すべく磁束密度、鉄損値等の磁気特性に優れることが基本的に重要である。そのため、方向性電磁鋼板の製造の際に重要なことは、いわゆる仕上焼鈍工程により二次再結晶させた結晶粒の方位を、｛110 ｝<001> 方位、いわゆるゴス方位に高度に集積させることである。
【０００３】
このような二次再結晶の集積を効果的に促進させるためには、▲１▼一次再結晶の成長を選択的に抑制する、▲２▼インヒビターと呼ばれる分散相を均一かつ適正なサイズで形成する、ことが重要である。このようなインヒビターとしては、Cu2-x S 、Cu2-x Se、MnS 、MnSe、AlN 、VN等のように硫化物、セレン化物、および窒化物で、しかも鋼中への溶解度が極めて小さい物質が用いられる。このため、従来から、熱間圧延前のスラブ加熱においては高温加熱を行いインヒビターを完全に固溶させ、熱間圧延以降二次再結晶までの過程でこのインヒビターを微細に分散析出させる方法がとられている。なお、Sb、Sn、As、Pb、P 、BiおよびMo等の粒界偏析型元素もインヒビターとして利用されている。
【０００４】
従来、方向性電磁鋼板を製造するための一般的な製造工程では、厚み100 〜300mm のスラブを1100℃以上の温度で加熱してインヒビター成分を完全に固溶させた後、熱延板とし、次いでこの熱延板を１回又は中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延によって、最終板厚の冷延板とし、その後はこの冷延板に脱炭焼鈍を施し、焼鈍分離剤を塗布してから二次再結晶および純化を目的として最終仕上焼鈍を施している。
【０００５】
近年は、省エネルギー化への要請が一層強まり、方向性電磁鋼板に対する高磁束密度化、低鉄損化へのニーズも一層増してきた。これらの要請に応えるために、方向性電磁鋼板の製造方法においては、成品板厚の低減、高Si化、さらには二次再結晶後の鋼板にレーザー光やプラズマジェットを照射し溝を形成するなど物理的方法により磁区を細分化し、低鉄損を図る方法が採られるようになった。また、２種以上のインヒビターを複合して添加し、粒成長抑制力を高めることも行われ、さらには冷間圧延工程にて板温を高めた、いわゆる温間圧延が行われたりするようになった。これらの技術およびその進歩により、極めて良好な磁気特性を有する製品が得られるようになった。
【０００６】
ところで、方向性電磁鋼板は、上記したような磁気特性の向上に加えて、製品を安価に供給することも強く望まれており、かかる高級品を歩留り良く製造することが製造者サイドにおいて重要な課題となっている。このような歩留り向上という観点からは、熱延板エッジ部の耳割れ発生を如何に防止するかが重要な課題となっている。
【０００７】
方向性電磁鋼板製造時の熱間圧延工程における耳割れを防止する技術については既に数多くの開示がある。
例えば、特開昭55−62124 号公報には、一方向性珪素鋼連鋳片の熱間圧延工程において、仕上圧延開始温度と仕上圧延終了温度との差、すなわち熱間仕上圧延中の温度低下、を220 ℃以下とする一方向性珪素鋼板の熱間圧延方法が開示されている。しかし、仕上圧延の開始温度と終了温度との温度差をこのような範囲に規制したとしても、粗圧延時や仕上圧延の前段で発生する耳割れは防止することはできない。
【０００８】
また、特開昭60−145204号公報、特開昭60−200916号公報、特開昭61−71104 号公報、特開昭62−196328号公報、特開平５−138207号公報には、熱間圧延中のシートバーの側面の形状を整えることで耳割れを防止する方向性けい素鋼の熱間圧延方法が開示されている。これらの技術は、側面の形状が悪い場合には粗大に成長した結晶の粒界部でノッチ状の凹部が生じ、これが耳割れの起点となることから、側面の形状を整えることによって耳割れ防止を図るものであり、多少の効果が認められた。しかしながら、これらの技術において、特に熱間仕上圧延１パス目の出側で幅圧下を行う場合には、耳割れ防止効果は少なく十分満足できなかった。また、前記特開昭60−145204号公報、特開昭61−71104 号公報、特開昭62−196328号公報、特開平５−138207号公報に記載の技術で、熱間仕上圧延の入り側で幅圧下を行う場合には、熱間仕上圧延の出側で幅圧下を行う場合に比べると耳割れ防止への効果は大きいが、未だ十分な耳割れ防止ができるというレベルではない。
【０００９】
さらに、特開昭54−31024 号公報に記載された熱間粗圧延の最終圧下率を規制する方法、特開平３−133501号公報に記載されたスラブ加熱後に幅圧下、水平圧下を施す方法、特開平３−243244号公報に記載されたスラブ鋳込み組織を制御する方法および特開昭61−3837号公報に記載されたスラブ断面形状を特殊形状にする方法等についても、それぞれ耳割れに対して多少の効果はあるものの、かかる効果は粗圧延時に幅圧下する方法に比べて小さく、粗圧延時の幅圧下方法に大きく左右されるため、有効な方法とはいえなかった。
【００１０】
一方、例えば、特開昭60−200916号公報には、スラブを加熱したのち、熱間粗圧延段階で5 〜40％の幅圧下を施し、耳割れを防止する方向性けい素鋼板の製造方法が提案されている。確かに、特開昭60−200916号公報に記載された技術によれば、熱延時には耳割れ深さが20〜40mmという大きな耳割れは減少するが、10mm以上といった比較的大きな耳割れは依然として残存していた。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
このように、電磁鋼板の熱延時における耳割れ低減技術は、まだ完成された技術とはなっていないうえ、最近では、磁気特性をさらに向上させるため、粒界偏析型のインヒビタ−が増量されるようになり、以前に比べ電磁鋼板は、耳割れが発生し易く耳割れ最大深さも大きい材料となっている。このため、耳割れを著しく低減あるいは防止できる、方向性電磁鋼板の熱間圧延技術の開発が熱望されている。
【００１２】
この発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、熱間圧延時に発生する耳割れをさらに効果的に軽減して、方向性電磁鋼板を歩留り高く製造できる、方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、方向性電磁鋼スラブを熱間圧延し熱延板とするに当たり、被圧延材の側面温度、γ相率と耳割れの関係を詳細に調べた。その結果、被圧延材エッジ部のγ相率が熱延板の耳割れ発生に大きく影響し、被圧延材エッジ部のγ相率を15％以下として水平圧延を施すことにより、熱延板の耳割れ発生を著しく低減できることを見いだした。
【００１４】
まず、本発明の基礎になった実験結果について説明する。
（実験１）
表１に示す組成の鋼Ａ〜Ｄを溶製し、連続鋳造法により厚さ220mm のスラブとした。ついで、これらスラブを、ガス燃焼炉で1180℃に、更に誘導加熱炉で1420℃に加熱した後、粗圧延により厚さ40mmのシートバーとした。これらシートバーから厚さ40mm×幅150mm ×長さ180mm の試片を切り出し素材とした。ついで、これら素材を1420℃に加熱した後、熱間圧延を行い熱延板とした。
【００１５】
熱間圧延は、３パスとし、１パス目で20mm厚に、２パス目で8mm 厚に、３パス目で2.5mm 厚とした。なお、素材の加熱終了後から１パス目圧延開始までの時間を変更し、１パス目圧延直前の素材（被圧延材）側面の温度を変更した。同様の方法で２パス目および３パス目圧延直前の被圧延材側面の温度をそれぞれ1000℃および900 ℃とした。圧延終了後、熱延板の耳割れ状況を観察した。
【００１６】
【表１】
図１に熱延板の最大耳割れ深さと１パス目圧延直前の被圧延材側面の温度との関係を図１に示す。図１から、圧延前の被圧延材側面温度が1050℃〜1150℃、とくに1100℃〜1150℃の範囲にある被圧延材を圧延（水平圧下）すると、最大耳割れ深さが大きくなる、すなわち耳割れ発生が著しくなることがわかる。このことから、耳割れ発生を低減するためには、被圧延材の側面温度を1100℃以下あるいは1150℃以上、好ましくは1050℃以下あるいは1150℃以上として、水平圧下を行うことが極めて有効であるという知見を得た。
【００１８】
さらに、本発明者らは、上記した処理により熱延板の耳割れが低減する理由を解明するため、１パス目の圧延開始前の素材（被圧延材）の組織について実験２で詳細に調査した。
（実験２）
実験１で使用したシートバーから10mm角の立方体（実験素材）を切り出した。これら実験素材を1420℃に加熱した後、所定の温度まで空冷し、その後急冷し組織観察用試片とした。これら試片の断面を鏡面化処理し、ナイタール液で腐食して組織を観察した。その結果、母相( α相) である白色部中に、急冷直前に生成していた旧γ相を反映する黒色部が観察された。
【００１９】
この黒色部の面積率と、急冷直前の実験素材の温度との関係を図２に示す。ここで黒色部の面積率とは、黒色部の面積を観察面積で割った値である。急冷直前の実験素材の温度が1100〜1150℃の範囲で、黒色部の面積率が15％を超える高い値を示している。
図１と図２とから、黒色部( 旧γ相) の面積率の温度依存性は、耳割れ発生の温度依存性と一致することがわかる。
【００２０】
これらの実験結果は、γ相率が高い状態で水平圧下を施すと耳割れが発生し易くなることを示しており、その理由は次のように考えられる。
α相とγ相が共存する状態で材料が変形されると、α相とγ相は硬さが異なるので、応力集中が生じ微小な亀裂が生成する。この微小な亀裂の成長および合体によって耳割れが発生する。また、この微小な亀裂はγ相率が高いほど顕著となる。したがって、γ相率が高い温度域で水平圧下をおこなうと微小亀裂が増加し、その後の水平圧下により亀裂の成長および合体が生じ易くなり、耳割れが多発すると考えられる。
【００２１】
このようなことから、耳割れを低減するためには、被圧延材エッジ部のγ相率を15％以下として水平圧下を行うことが極めて有効であり、このためには被圧延材エッジ部の側面温度をエッジ部の局所冷却等により1100℃以下あるいは1150℃以上に調整して水平圧下を施すことが重要であることがわかった。
この発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え完成されたものである。
【００２３】
また、本発明は、Si:2.5〜5.5 mass％を含有する方向性電磁鋼スラブを、加熱炉で加熱してから熱間粗圧延を行い、引き続いて熱間仕上圧延を行い熱延板とする方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法において、前記熱間粗圧延および前記熱間仕上圧延を行うに際し、そのそれぞれの水平圧下を、熱間粗圧延機出側での被圧延材の側面温度を1150 ℃以上かつ熱間仕上げ圧延機入側での前記被圧延材の側面温度を1100℃以下とすることによって前記被圧延材の板厚中心面における側面から20mm離れた点でのγ相率を15％以下として行うことを特徴とする方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法であり、また、本発明では、前記熱間仕上圧延を行うに際し、熱間仕上圧延以前に被圧延材の側面を局所冷却するのが好ましく、また、本発明では、前記熱間粗圧延によりシートバー厚さを50mm以下として前記熱間仕上圧延を行うのが好ましい。また、本発明では、前記熱間仕上圧延を行うに際し、前記熱間粗圧延によりシートバー厚さを50mm以下とし、さらに前記熱間仕上圧延以前に被圧延の側面を局所冷却するのが好ましい。
【００２４】
また、本発明は、前記熱間仕上圧延を行うに際し、熱間仕上げ圧延機入側での被圧延材の先端幅中央部の温度ＦＥＴを1160℃以下とすることが好ましく、また、本発明では、前記熱間仕上圧延を行うに際し、熱間仕上圧延以前に被圧延材の側面を局所冷却するのが好ましい。また、本発明では、前記熱間粗圧延によりシートバー厚さを50mm以下として前記熱間仕上圧延を行うのが好ましい。また、本発明では、前記熱間仕上圧延を行うに際し、前記熱間粗圧延によりシートバー厚さを50mm以下とし、さらに前記熱間仕上圧延以前に被圧延材の側面を局所冷却するのが好ましい。
【００２５】
【発明の実施の形態】
まず、本発明が対象とする方向性電磁鋼熱延鋼板の素材として用いる方向性電磁鋼スラブの組成について説明する。
Si：2.5 〜5.5 mass％
Siは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損を下げるのに有効な成分であるが、5.5mass ％を超える含有量では冷延性が損なわれ、一方2.5mass ％未満の含有量では比抵抗が低下するだけでなく、二次再結晶および純化のために行われる最終仕上焼鈍中にα→γ変態によって結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損低減効果が得られない。このためSi含有量は2.5 〜5.5 mass％の範囲とした。
【００２６】
なお、Si以下の成分は、必ずしも限定する必要はないが、好ましい成分、および好ましい含有量の範囲については下記のとおりである。
Ｃ：0.01〜0.10mass％
Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組成の均一分散化のみならず、ゴス方位結晶粒の発達に有効な成分であり、少なくとも0.01mass％含有させるのが望ましい。しかし、0.10mass％を超えて含有すると、脱炭が困難となり、かえってゴス方位結晶粒の集積に乱れが生じる。このため、Ｃは0.01〜0.10mass％の範囲とするのが望ましい。
【００２７】
Mn：0.02〜0.12mass％
Mnは、熱間脆性を防止するために、少なくとも0.02mass％の含有を必要とするが、Mn含有量が多すぎると磁気特性の劣化を引き起こすので、上限は0.12mass％とするのが望ましい。
インヒビターとしては、MnS 、MnSe系又はAlN 系の単独使用又は併用が可能である。更にMnの代わりにCuを用いてもよい。この場合、Cuの適正量は0.02〜0.50mass％である。Cu含有量が0.02mass％未満の場合には抑制効果に乏しく、逆に0.50mass％を超えた場合は抑制効果が損なわれる。
【００２８】
Ｓ、Seのうちから選ばれる少なくとも一種：0.005 〜0.06mass％
Ｓ、Seは、いずれも方向性電磁鋼板の一次再結晶を制御するインヒビターの構成成分として有力である。インヒビターの抑制力の観点からは少なくとも0.005mass ％の含有を必要とするが、0.06mass％を超える含有ではその効果が損なわれる。したがって、その下限、上限をそれぞれ0.005mass ％、0.06mass％とするのが好ましい。
【００２９】
インヒビター構成成分のうち、Al:0.005〜0.10mass％、Ｎ：0.004 〜0.015mass ％
Al、Ｎはいずれも方向性電磁鋼板の一次再結晶を制御するインヒビターの構成成分として有力であり、その含有量の範囲については、MnS 、MnSeにおけるＳ、Seの場合と同様の理由により上記の範囲に定めた。
【００３０】
なお、インヒビターの構成成分としては、上記のＳ、Se、Alの他、Ni、Cu、Sn、Sb、Mo、TiおよびBi等も有利に作用するので、これらの成分をそれぞれ少量あわせて添加することもできる。これらの成分の好適範囲は、Ni、Cu、Snが0.01〜0.30mass％、Sn、Mo、Ti、Biが0.005 〜0.1mass ％であり、これらの各インヒビター構成成分についても、一種又は二種以上の複合使用が可能である。
【００３１】
本発明では、上記した組成の方向性電磁鋼スラブを、加熱炉で加熱してから熱間粗圧延を行い、引き続いて熱間仕上圧延を行い熱延板とする。加熱温度は、通常の方向性電磁鋼スラブの加熱温度で同じでよく、1300〜1420℃とするのが好ましい。熱間粗圧延、熱間仕上圧延は、本発明に従う工程とする。
すなわち、熱間粗圧延、熱間仕上圧延に際し、被圧延材エッジ部のγ相率（面積率）を15％以下として水平圧下を行う。被圧延材エッジ部のγ相率が15％を超えると、熱延板に耳割れが多発し、歩留りが低下する。ここでいう、被圧延材エッジ部のγ相率は、板厚中心面における側面から 20mm 離れた点について求めたものである。なお、γ相率の値は、急冷材の断面観察により求めるのが好ましいが、状態図等から計算により求めてもよい。
【００３２】
被圧延材エッジ部のγ相率を15％以下とするには、前記した図２に示すように被圧延材の側面温度を1100℃以下または1150℃以上に調整するのがもっとも効果的である。
さらに、熱間仕上圧延に際し、被圧延材の側面温度を1100℃以下とするには、熱間仕上圧延以前に被圧延材の側面を局所冷却するのが好ましい。局所冷却としては、水冷、ロール接触、等が挙げられる。
【００３３】
被圧延材エッジ部のγ相率を15％以下とするには、熱間仕上圧延機入側での被圧延材の先端幅中央部の温度ＦＥＴを1160℃以下に制御することにより行ってもよい。被圧延材の先端幅中央部の温度ＦＥＴを1160℃以下とすることにより、被圧延材のエッジ部を耳割れ発生の少ないγ相率となる温度範囲に制御することが可能となる。
【００３４】
また、粗圧延によりシートバー厚さを50mm以下、好ましくは50mm未満、より好ましくは35mm以下として熱間仕上圧延を行ってもよい。これにより、被圧延材の側面温度が低下し易く、耳割れの発生が低減されるうえ、熱間仕上圧延での圧下量が少なく耳割れの成長が少なく、最大耳割れ深さが減少する効果も有している。なお、シートバー厚さの好ましい範囲は30〜35mmである。
【００３５】
上記した方法で製造された熱延板では、耳割れの発生による切り捨て量が少なく製品歩留りが顕著に向上する。
上記した方法で製造された熱延板は、通常、その後に一回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施され、ついで脱炭焼鈍を施されたのち、表面に焼鈍分離剤を塗布されてから最終仕上焼鈍を施され方向性電磁鋼板とされる。
【００３６】
【実施例】
（実施例１）
表２に示す組成のスラブ（厚さ220mm ）を連続鋳造法により各４本製造した。これらスラブを、加熱炉で加熱した後、粗圧延で厚さ50mmのシートバーとし、引き続いて、仕上圧延を行い2.2mm の熱延板とした。この際、各シートバーを仕上圧延機入り側で空冷し、仕上圧延機入側での被圧延材側面の温度を変化させるとともに、各シートバーを仕上圧延入側で剪断し、先端側は剪断直後に直ちに仕上圧延を行い熱延板としコイル状に巻き取った。
【００３７】
一方、後端側はエッジ部を急冷し、γ相率測定用の試材とした。こうして得られた試材を用い、断面を鏡面化処理しナイタール液で腐食した後、断面観察を行い、γ相率を求めた。断面観察位置は、板厚中心面における側面から20mm離れた点を中心とする面積が10mm2 の正方形領域とした。また、γ相率は、白色部の母相（α相）中に認められる急冷直前に生成していた旧γ相を反映する黒色部の面積を、観察面積で割った値とした。
【００３８】
また、これらの熱延板コイルについて、耳割れ発生状況を観察し各熱延板コイルの耳割れ最大深さを求めた。
各熱延板コイルの仕上圧延入側でのγ相率、耳割れ最大深さの測定結果を表３に示す。
【００３９】
【表２】
【表３】
【表４】
γ相率が15％以下で仕上圧延を開始した本発明例では、耳割れ最大深さは5mm 以下と耳割れが低減している。これに比べ、γ相率が15％を超える状態で仕上圧延を開始した比較例では、耳割れ最大深さが15mm以上と耳割れが顕著となっている。
（実施例２）
mass％で、Ｃ：0.05％、Si：3.25％、Mn：0.07％、Cu：0.10％、Se：0.02％、Bi：0.02％を含み、残部が主としてFeからなる組成のスラブ（厚さ220mm ）を連続鋳造法により４本製造した。これらスラブを、ガス燃焼炉で1180℃、更に誘導加熱炉で1400℃に加熱した後、粗圧延により厚さ45mmのシートバーとし、引き続いて仕上げ圧延を行い2.6mm の熱延板とし、コイル状に巻き取った。なお、仕上圧延に際し、各シートバーを仕上圧延機入側で空冷させ、仕上圧延機入側での被圧延材側面の温度を変化させた。
【００４３】
これら熱延板コイルについて、耳割れ発生状況を観察し、各熱延板コイルの耳割れ最大深さを求めた。その結果を表４に示す。
なお、仕上圧延開始時の被圧延材側面のγ相率は、被圧延材の側面温度から次のように推定した。各スラブから10mm角の立方体を切り出し、試材とした。これら試材を実験炉で1420℃に加熱したのち空冷し、試材の温度が仕上圧延機入側での各被圧延材の側面温度になったところで急冷した。このように処理された試材の断面を鏡面化処理し、ナイタール液で腐食し、急冷直前に生成していた旧γ相を反映する黒色部の面積率を測定し、仕上圧延開始時の各被圧延材側面のγ相率とした。なお、この黒色部の面積率は、白色部の母相（α祖）中に認められる黒色部の面積を観察面積で割った値である。
【００４４】
【表５】
側面のγ相率が15％以下の温度、すなわち仕上圧延入側での側面の温度を1100℃以下、特に1050℃以下として仕上圧延を行った本発明例では、耳割れ最大深さが10mm、あるいは5mm 以下と耳割れが低減している。本発明の範囲を外れる比較例では、耳割れ最大深さが25mmと耳割れが顕著となっている。
（実施例３）
mass％で、Ｃ：0.08％、Si：3.20％、Mn：0.07％、Cu：0.10％、Se：0.016 ％を含み、残部が主としてFeからなる組成のスラブ（厚さ220mm ）を連続鋳造法により５本製造した。これらスラブを、ガス燃焼炉で1180℃、更に誘導加熱炉で加熱した後、粗圧延により厚さ50mmのシートバーとし、引き続いて仕上げ圧延を行い3.0mm の熱延板とし、コイル状に巻き取った。なお、誘導加熱炉での加熱温度を制御することにより、粗圧延出側におけるシートバー（被圧延材）側面温度を変化させた。また、仕上圧延に際し、各シートバーを仕上圧延機入側で空冷させ、仕上圧延機入側での被圧延材側面の温度を４本のシートバーでほぼ同じになるようにした。
【００４６】
これらの熱延板コイルについて、耳割れ状況を観察し、各コイルの耳割れ最大深さを測定した。その結果を表５に示す。
なお、表５におけるγ相率は、実施例２と同様に実験室的に求めた値である。各スラブから切り出した10mm角の立方体の試材を1420℃に加熱した後空冷し、試材の温度が各被圧延材の側面温度と同じになったところで急冷した。こうして得られた試材の断面を鏡面化処理し、ナイタール液で腐食し、急冷直前に生成していた旧γ相を反映する黒色部の面積率を測定し、γ相率とした。
【００４７】
【表６】
γ相率が15％以下となる温度、すなわち粗圧延出側のシートバー（被圧延材）側面温度が1150℃以上となる粗圧延を行った本発明例は、耳割れ最大深さが5mm 以下と耳割れが低減している。それに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、耳割れ最大深さが20〜30mmと耳割れが顕著となっている。
（実施例４）
mass％で、Ｃ：0.05％、Si：3.25％、Mn：0.07％、Al：0.020 ％、Ｎ：0.0070％、Sb：0.04％を含み、残部が主としてFeからなる組成のスラブ（厚さ220mm ）を４本製造し、ガス燃焼炉で1400℃に加熱した後、粗圧延で40mm厚のシートバーとした。引き続いて、仕上圧延を行い2.2mm 厚の熱延板とし、コイル状に巻き取った。この際、仕上圧延前にシートバーの側面を局所加熱することにより、仕上圧延機入側での被圧延材側面の温度を変化させた。
【００４９】
これらの熱延板コイルについて、耳割れ状況を観察し各コイルの耳割れ最大深さを測定した。その結果を表６に示す。
なお、表６におけるγ相率は、実施例２、実施例３と同様に、実験室的に求めた値である。各スラブから10mm角の立方体に切り出した試材をラボで1420℃に加熱し、その後空冷し、試材の温度が仕上圧延機入側での各被圧延材の側面温度になったところで急冷した。こうして得られた試材の断面を鏡面化処理し、ナイタール液で腐食し、急冷直前に生成していた旧γ相を反映する黒色部の面積率を測定し、各被圧延材のγ相率とした。
【００５０】
【表７】
側面のγ相率が15％以下の温度、すなわち仕上圧延入側での側面の温度を1100℃以下、特に1050℃以下として仕上圧延を行った本発明例では、耳割れ最大深さが５mm、あるいは5mm 以下と耳割れが低減している。本発明の範囲を外れる比較例では、耳割れ最大深さが25〜30mmと耳割れが顕著となっている。
（実施例５）
mass％で、Ｃ：0.06％、Si：3.25％、Mn：0.07％、Cu：0.12％、Se：0.02％を含み、残部が主としてFeからなる組成の溶鋼を連続鋳造法により厚さ220mm のスラブとした。このスラブを、ガス燃焼炉で1200℃、更に誘導加熱炉で1400℃に加熱した後、粗圧延で、厚さ45mmのシートバーとした。引き続いて仕上げ圧延を行い厚さ2.2mm の熱延板とした。なお、シートバーの側面を水冷することにより仕上圧延入側での被圧延材の側面温度を局所的に変化させて、仕上圧延を行った。
【００５２】
これらの熱延板コイルについて、耳割れ状況を観察し各コイルの耳割れ最大深さを測定した。その結果を表７に示す。
なお、表７におけるγ相率は、実施例２〜実施例４と同様に、実験室的に求めた値である。各スラブから10mm角の立方体に切り出した試材をラボで1420℃に加熱し、その後空冷し、試材の温度が各被圧延材の側面温度と同じになったところで急冷した。こうして得られた試材の断面を鏡面化処理し、ナイタール液で腐食し、急冷直前に生成していた旧γ相を反映する黒色部の面積率を測定し、各被圧延材のγ相率とした。
【００５３】
【表８】
側面のγ相率が15％以下の温度、すなわち仕上圧延入側での側面の温度を1100℃以下、特に1050℃以下として仕上圧延を行った本発明例では、耳割れ最大深さが5mm 以下と耳割れが低減している。本発明の範囲を外れる比較例では、耳割れ最大深さが25mmと耳割れが顕著となっている。
（実施例６）
mass％で、Ｃ：0.08％、Si：3.3 ％、Mn：0.07％、Cu：0.10％、Se：0.02％を含み、残部が主としてFeからなる組成の溶鋼を連続鋳造法により厚さ220mm のスラブとした。これらスラブを、ガス燃焼炉で1200℃、更に誘導加熱炉で1400℃に加熱した後、粗圧延で、厚さ45mmのシートバーとし、引き続いて仕上げ圧延を行い厚さ2.2mm の熱延板とし、コイル状に巻き取った。仕上圧延にあたり、シートバーの側面をロールに接触させることにより仕上圧延入側での被圧延材（シートバー）の側面の温度を局所的に変化させた。
【００５５】
これらの熱延板コイルについて、耳割れ状況を観察し各コイルの耳割れ最大深さを測定した。その結果を表８に示す。
なお、表８におけるγ相率は、実施例２〜実施例５と同様に、実験室的に求めた値である。
【００５６】
【表９】
側面のγ相率が15％以下の温度、すなわち仕上圧延入側での側面の温度を1100℃以下として仕上圧延を行った本発明例では、耳割れ最大深さが5mm と耳割れが低減している。本発明の範囲を外れる比較例では、耳割れ最大深さが25〜30mmと耳割れが顕著となっている。
（実施例７）
mass％で、Ｃ：0.08％、Si：3.3 ％、Mn：0.07％、Ni：0.25％、Se：0.02％を含み、残部が主としてFeからなる組成の溶鋼を連続鋳造法により厚さ220mm のスラブとした。これらスラブを、ガス燃焼炉で1200℃、更に誘導加熱炉で1400℃に加熱した後、粗圧延で、厚さ30〜55mmのシートバーとし、引き続いて仕上げ圧延を行い厚さ2.2mm の熱延板とし、コイル状に巻き取った。
【００５８】
これらの熱延板コイルについて、耳割れ状況を観察し各コイルの耳割れ最大深さを測定した。その結果を表９に示す。
なお、表９におけるγ相率は、実施例２〜実施例６と同様に、実験室的に求めた値である。
【００５９】
【表１０】
仕上圧延機入側での被圧延材の先端幅中央部の温度ＦＥＴを、側面のγ相率が15％以下となる温度、すなわち1160℃以下として仕上圧延を行った本発明例では、耳割れ最大深さが5mm と耳割れが低減している。また、シートバー厚さが50mm以下、とくに35mm以下の本発明例では耳割れが低減している。一方、本発明の範囲を外れる比較例では、耳割れ最大深さが25mmと耳割れが顕著となっている。
【００６１】
このように、この発明によれば、熱延板のエッジ部に発生する耳割れを有効に低減できる。
【００６２】
【発明の効果】
以上述べたことから明らかなように、この発明によれば、方向性電磁鋼板を製造するに際して、特に熱間圧延工程での熱延板の幅方向端部（エッジ部）に発生する耳割れを効果的に低減することが可能となり、これにより耳割れに起因する端部切り捨て量を低減でき、製品歩留りを飛躍的に向上させることができるという産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】最大耳割れ深さにおよぼす１パス目直前の被圧延材側面温度の影響を示すグラフである。
【図２】黒色部の面積率におよぼす急冷直前の素材温度の影響を示すグラフである。
Claims (4)
- Si:2.5〜5.5 mass％を含有する方向性電磁鋼スラブを、加熱炉で加熱してから熱間粗圧延を行い、引き続いて熱間仕上圧延を行い熱延板とする方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法において、前記熱間粗圧延および前記熱間仕上圧延を行うに際し、そのそれぞれの水平圧下を、熱間粗圧延機出側での被圧延材の側面温度を1150 ℃以上かつ熱間仕上げ圧延機入側での前記被圧延材の側面温度を1100℃以下とすることによって前記被圧延材の板厚中心面における側面から20mm離れた点でのγ相率を15％以下として行うことを特徴とする方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法。
- 前記熱間仕上圧延を行うに際し、熱間仕上げ圧延機入側での被圧延材の先端幅中央部の温度ＦＥＴを1160℃以下とすることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法。
- 前記熱間仕上圧延を行うに際し、熱間仕上圧延以前に被圧延材の側面を局所冷却することを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法。
- 前記熱間仕上圧延を行うに際し、シートバー厚さを50mm以下とすることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の方向性電磁鋼熱延鋼板の製造方法。
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