JP4894146B2

JP4894146B2 - 方向性電磁鋼スラブの加熱方法

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Publication number: JP4894146B2
Application number: JP2005023405A
Authority: JP
Inventors: 英太郎設楽; 隆史鈴木; 明男藤田; 峰男村木
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-01-31
Filing date: 2005-01-31
Publication date: 2012-03-14
Anticipated expiration: 2025-01-31
Also published as: JP2006206997A

Description

圧延方向にすぐれた磁気特性を有する方向性電磁鋼板の素材としての電磁鋼スラブに有利な熱間圧延を施すための加熱方法の改良に関してこの明細書では、誘導加熱の適切な適用についての開発研究の成果について以下にのべる。

いうまでもなく方向性電磁鋼板は、板面に｛１１０｝面、圧延方向に＜１００＞軸が揃った２次再結晶粒によって構成され、圧延方向に沿う方向ですぐれた磁気特性を有することから変圧器の鉄心材料として広く使用される。

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よばれる微細なMnS，MnSe，AlN，BN等を鋼中に分散析出させ、高温仕上焼鈍中に他の方位の結晶粒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としては、既によく知られているように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た後、適当な冷却パターンの下に熱間圧延を施すことが必要である。

ここにスラブ加熱は通常、1300℃以上の高温で行われるが、スラブの中心まで十分な加熱を実現するには通常のガス燃焼型加熱炉の場合、スラブの表面温度は1350℃を超えることになるのが通例で、その際多量の溶融スケールが発生してこれが加熱炉の操業性を損うばかりでなく、粒界酸化に伴う表面欠陥や耳割れの原因ともなっている。

特許文献１には、上記したところにつき1300℃以下のスラブ加熱では必要な磁気特性が得られないとして、そのようなスラブ加熱に加えて1350℃〜1400℃、とくに1380℃の温度に電気的方法による誘導加熱又は抵抗加熱を行うことが開示されているが、誘導加熱の場合にいわゆる表皮効果によるスラブ表面での局部加熱を来し易いところ、その制御については触れられていない。

一般に、誘導加熱炉によるスラブ加熱方法は、これまで設備や搬送方法に関する特許、実用新案がいくつか提案され、堅型誘導加熱炉の鋼片昇降装置や堅型炉への挿入抽出方法を示した特許文献２および特許文献３、誘導加熱における、スラブの温度不均一を防止する加熱方法を示した特許文献４などがそれである。しかし、方向性電磁鋼のように高温加熱を必要とするスラブに誘導加熱を適用する場合、具体的には誘導加熱炉で1350℃〜1400℃という高温では、スラブ表面での局部過熱を来たし易く結晶粒の粗大化傾向のため製品の磁気特性は必ずしも安定しない。

このような問題について、特許文献５には、このような高温加熱での表面の局部加熱を緩和させるために、誘導加熱炉での昇温もしくは加熱の初期段階において、スラブ表層とスラブ中心の熱伝導を促進させる技術が開示されている。

しかしながら、スラブに対して誘導加熱を用いて行う場合においても、エネルギーコスト低減のため、1200℃程度までは予めガス燃焼型加熱炉で加熱し、しかるのち誘導加熱炉で加熱を行うことが多く、そのガス燃焼型加熱炉の加熱条件によっては、上記のように誘導加熱炉においてスラブ表層の過加熱を抑えたとしても、製品コイル内では磁気特性にバラツキが生じるという問題が発生した。
特公昭４７−１４６２７号公報実公昭５１−４１０５２号公報実公昭５１−４１０５３号公報特公昭５２−４７１７９号公報特公平０６−５７８５４号公報

すなわち一般のガス燃焼炉にてスラブ中心温度が1000〜1200℃程度に達するまで加熱した後、好ましくは実質的に非酸化性雰囲気とした誘導加熱炉にて、スラブをその中心温度で1250〜1400℃程度に達しさせることであり、そのために、発明者らは誘導加熱炉によるスラブの加熱において、特に、表面層と中心部の温度差を所定の範囲とした際の磁気特性の改善効果を十分に発揮させることを実現しようとするものである。

誘導加熱により、スラブの中心温度が、インヒビターの解離固溶に必要な1250〜1380℃の範囲にて少なくとも10分間保持するスラブ加熱を行い、この保持の間に、スラブの中心温度が1300℃以上においては表面温度（Tis）と中心温度（Tic）の温度差を−40℃≦Tis−Tic≦20℃、なかでもスラブの中心温度1320℃以上において上記温度差を−30℃≦Tis−Tic≦−5℃にすることが必要となるが、それに先立つガス燃焼型加熱炉における加熱条件を詳細に制御することによって、製造された方向性電磁鋼板コイル内の磁気特性のバラツキを有利に解消し得ることを見出し、この発明を完成させるにいたった。

この発明はC：0.025〜0.080質量％、Si：2.0〜4.5質量％、およびMn：0.02〜0.10質量％のほか、インヒビター成分としてS，Se，Al及びＢのうちから選ばれる少なくとも１種を合計0.005〜0.10質量％にて含有する組成の電磁鋼スラブを素材とし、熱間圧延と引続く冷間圧延とを含む工程によって、0.15〜0.5mm厚の方向性電磁鋼板を製造するに当たり；
熱間圧延に先立つスラブ加熱の際に、まず、ガス燃焼型加熱炉において、在炉時間を2.5時間以上とし、該ガス燃焼型加熱炉からスラブを抽出する直前のスキッド間におけるスラブの表面温度（Tgs）と中心温度（Tgc）の温度差を40℃以内、スキッド部におけるスラブの表面温度（Tgs）と中心温度（Tgc）の温度差を60℃以内とした上で、スラブを誘導加熱炉に装入し、誘導加熱炉での昇温とこの昇温を経て該炉内における少なくとも10分間にわたる調温保持とによりスラブの中心温度（Tic）が1300〜1380℃の範囲内の温度域でスラブ表層との間の熱伝導のもと、上記中心温度（Tic）と比べて40℃より大きくは下まわらず、しかも20℃を超えて上まわらぬ温度差となるスラブの表面温度（Tis）の調整を行い、しかるのち熱間圧延を開始することよりなる方向性電磁鋼スラブの加熱方法である。

ここにおいて、前記ガス燃焼型加熱炉からスラブを抽出する直前のスキッド間におけるスラブの表面温度（Tgs）と中心温度（Tgc）の温度差を10℃以上40℃以内とすることが好ましい。

さらに、熱間圧延前のスラブの表面温度Tisの調整を、1320℃以上におけるスラブの中心温度Ticに対しこれを5〜30℃の範囲内で下まわる温度差にて行うこと、また誘導加熱炉が実質的に非酸化性の雰囲気であることが、何れも一層望ましい。

この発明によりスラブ表面での過熱を有利に防止し、さらに製品コイル内での電磁特性のバラツキを抑え、特性の安定した製品を得ることができる。

この発明に従い電磁鋼スラブの熱間圧延のための加熱中、表面温度の局部的な異常上昇が有効に抑制される効果が十分に発揮され、製品鋼帯の磁気特性をバラツキなく有効に改善することができる。

この発明を適用する素材は、質量比（以下、同様）で、C：0.025〜0.080％、Si：2.0〜4.5％、Mn：0.02〜0.10％、そしてインヒビター成分としてはS，Se，Al，Bのうちから選ばれる１種ないし２種以上を合計で0.005〜0.10％を含む方向性電磁鋼用スラブであり、連続鋳造や鋼塊を分塊圧延して得られる。スラブ厚は特に限定しないが一般に150〜350mm厚である。

Cは0.025〜0.080％とすることによって熱延中にα＋γ域を通過させ、効果的に熱延集合組織の改善をはかるもので、これによってスラブ中心温度の上限を1380℃程度まで高めることができる。

Si量は鋼板の比抵抗を高め鉄損低減に有効であるが、4.5％を上廻ると冷延性が損われ、2.0％を下廻ると鉄損改善効果が弱まることとα−γ変態による結晶方位のランダム化により十分な特性が得られない。

Mn量の下限は熱間脆性による割れを生じないためで、0.02％以上が必要だが、上限はMnSやMnSeの解離固溶温度を高めないために0.10％に規制される。

S，Se，Al及びBは、それぞれMnS，MnSe，AlN，BNの形で鋼中に微細に分散し、インヒビターとして作用するもので、これら総量の下限0.005％はインヒビターとして機能する最低量であり、上限の0.10％は主に経済的理由から決まる。なお、Al，Bをインヒビター成分とする場合、これにバランスするN量が必要になるのは云うまでもない。

インヒビターとしてはこの他にSb，Sn，As，Pb，Bi，CuおよびMo等の粒界偏析型元素が知られているが、これらが加わることによってもこの発明の効果は何ら損われない。

上記したスラブは、熱間圧延に先立ち加熱されるが、本発明では、ガス燃焼型加熱炉にて約1250℃まで加熱した後、誘導加熱炉にて、インヒビターを解離固溶させるためその量や種類に応じとくに中心温度が1250℃〜1380℃の間にて10分間以上保持されるような加熱を施す場合を対象とする。まずは、このときスラブ表面で異常な高温加熱とならないようにすることが必要で、特に中心温度が1300℃を超えたとき、表面温度Tisと中心温度Ticの温度差を−40℃≦Tis−Tic≦20℃にすることが最終製品の磁気特性を安定させる上で重要である。

一般に誘導加熱炉によるスラブ加熱においては内部発熱があるとはいえ、スラブ表層の方が早く加熱され易いので周波数の選び方あるいは投入電力パターンの制御が重要になる。すなわち、中心部温度が1300℃に達する前又は後、段階的に投入パワーを落とし、熱放散による表面の温度降下と内部発熱量をバランスさせることによってスラブの表層と中心の温度差をこの発明の条件に入るようにすることができる。

ここで、スラブの中心温度は、インヒビターの必要量固溶のために下限温度が少なくとも1250℃であり、一方1380℃よりも高温になると、スラブの結晶粒の粗大化による磁性への悪影響が現れる。珪素鋼は高温において多量のスケールを発生し易いことを初めに述べたが、そのためにはファイヤライトの流動性が高まる1250℃以上において雰囲気中のO₂含有量が１％以下の非酸化性ガス雰囲気にすることがよりのぞましいのは、いうまでもない。

誘導加熱炉での加熱において、中心温度1300℃〜1380℃において−40℃≦Tis−Tic≦20℃とすることが高い磁束密度を得るために必要であり、特に中心温度が1320℃〜1380℃で−30℃≦Tis−Tic≦５℃ではさらに高い磁束密度を得ることが可能である。

このような誘導加熱に先立ってガス燃焼型加熱炉で加熱を行うが、発明者らが以下の実験により検討を行ったところ、その際の加熱条件により、前記した誘導加熱におけるスラブ表面と中心との温度制御の効果が左右されることが明らかとなった。

この実験では質量比でSi：3.05％，Mn：0.078％，Se：0.023％，Sb：0.030％を含有する200mm厚の珪素鋼スラブ数本を予めガス加熱炉で炉温1100〜1250℃の範囲で変更しつつ在炉時間も種々に変更して加熱したのち、誘導加熱炉に移して中心温度が1220℃〜1400℃の範囲で加熱した。

この誘導加熱では、スラブの中心温度Ticが1300℃に昇温する直前に電源パワーを低減して表面温度が1380℃を超えるのを抑制しつつ表層と中心との間の熱伝導により両温度差が縮まってからパワーを切ることにより、中心温度1300℃〜1380℃において−40℃≦Tis−Tic≦20℃の条件を満たすように加熱した。

ここでスラブの中心温度Tgc（ガス燃焼型加熱炉）およびTic（誘導加熱炉）というのは、加熱中温度の最も上りにくいスラブ中心部の温度のことで、スラブ中心温度TgcおよびTicは直接熱電対を挿入することによって測定した。

この各スラブについて、熱間圧延後、公知の冷延２回法によって0.30mm厚に仕上げた最終製品の磁束密度B₈を調査したところ、製品コイル内での磁気特性のバラツキが大きいものと、バラツキが少なく比較的均一な磁気特性が得られたものに分けられた。

ここで、磁気特性のバラツキが大きいものについて、ガス燃焼型加熱炉から抽出する直前のスラブの温度分布を調査したところ、スラブのスキッド部（ガス燃焼型加熱炉での加熱中にスラブを保持するために一定の間隔で設けられた棒状の置台）に相当する部分とそのスキッドとスキッドの間に位置する部分（以下、スキッド間とする）の温度履歴の差が著しいことがわかった。すなわち、スキッド部においては誘導加熱の条件を制御して、表層と中心の温度差を−40℃≦Tis−Tic≦20℃の範囲内としたとしても、両者の温度履歴の違いにより、インヒビターの固溶状態やスラブの結晶粒径等に差が生じ、これが製品での磁気特性のバラツキにつながったものと思われる。

図１は、ガス燃焼型加熱炉に装入後の加熱時間に対するスラブ表面温度Tgsとスラブ中心温度Tgcの変化について、前記スキッド部とスキッド間についてそれぞれ測温した結果である。ここでスキッド間ではスラブ表面とスラブ中心の温度差が比較的早く解消するのに対して、スキッド部ではスラブ表面についてはスキッド間と同程度の速さで昇温するのに対し、スラブ中心では昇温が鈍く、結果、スキッド間に比べてスラブ表面とスラブ中心の温度差が縮まるのにより多くの時間、少なくとも2.5時間以上は必要であることがわかる。

図２では、種々の炉温および種々の在炉時間とすることにより、ガス加熱型燃焼炉から抽出した直後のスラブ表面温度とスラブ中心温度の差をスキッド部とスキッド間について種々に変更し、その各条件についての磁気特性のバラツキ（製品コイル内での磁気特性B₈の最大値と最小値の差）を整理した図である。

この図より、ガス燃焼型加熱炉からの抽出時のスラブ表面温度（Tgs）とスラブ中心温度（Tgc）を、スキッド間でTgs−Tgc≦40℃かつスキッド部でTgs−Tgc≦60℃とすることにより磁性バラツキが小さくなることがわかる。さらにはスキッド間で10℃≦Tgs−Tgc≦40℃かつスキッド部でTgs−Tgc≦60℃となる場合、すなわち、スキッド間ではある程度、表面と中心の温度差があり、スキッド部ではできるだけ温度差が少ない方がより磁性バラツキが小さくなることがわかる。

この発明の条件で加熱されたスラブに対する熱延以降の工程は特に通常と変わるところはなく、インヒビターの量や種類に応じ中間焼鈍を含む１回ないし２回の冷延と脱炭焼鈍及びこれに続く高温仕上焼鈍で0.15〜0.50mm厚の一方向性電磁鋼板を製造することができる。

連続鋳造によって溶製したC：0.040％、Si：3.30％、Mn：0.065％、Al：0.025%、Se： 0.018％、Sb：0.030％およびN：0.080%を含有する250mm厚の複数の電磁鋼スラブを熱間圧延するに際し、まずガス燃焼型加熱炉にて炉温1100〜1200℃の範囲で種々に変更し、さらに在炉時間も種々に変更した。これより、ガス燃焼型加熱炉からスラブを抽出する直前のスキッド間およびスキッド部それぞれでのスラブ表面温度（Tgs）と中心温度（Tgc）を種々に調整した。そして、直ちに誘導加熱炉に装入し、スラブの中心部温度Tic（1320℃）と表面温度Tis（1350℃）との差が＋30℃に達したところで、電源パワーを切り、表層と中心との熱伝導により上記温度差が逆転し表面温度が1340℃、中心部温度が1350℃となる温度推移の下に20分間調温保持して抽出した。このとき、−40℃≦Tis−Tic≦20℃の条件が満たされていることを確認した。このスラブを熱間圧延し3.0mm厚の熱延板を得た。次いで0.70mmまで冷延し、950℃、3minの水素窒素混合ガス中で中間焼鈍を行った後、二次冷延により0.23mm厚に仕上げた。この後800℃、3minの湿水素中で脱炭し、MgOを塗布したのち1200℃、10Hrの水素中で高温仕上げ焼鈍を行った。

このようにして得られた最終製品について、同一コイル内での磁気特性B8の最大値と最小値の差で磁気特性のバラツキを評価し表１に示した。表１に示されるとおり、本発明を満たす条件では、磁気特性の良好な方向性電磁鋼板が得ることができる。

ガス燃焼型加熱炉での加熱におけるスラブ表面温度およびスラブ中心温度の時間変化をスキッド間およびスキッド部についてそれぞれ示したグラフである。ガス燃焼型加熱炉から抽出後のスキッド間およびスキッド部のスラブ表面−スラブ中心温度の温度差に対して、製品コイルの磁気特性のバラツキの程度を示したグラフである。

Claims

C：0.025〜0.080質量％
Si：2.0〜4.5質量％
Mn：0.02〜0.10質量％
のほか、インヒビター成分としてS，Se，Al及びBのうちから選ばれる少なくとも１種を合計0.005〜0.10重量％にて含有する組成の珪素鋼スラブを素材とし、熱間圧延と引続く冷間圧延とを含む工程によって、0.15〜0.5mm厚の方向性電磁鋼板を製造するに当たり；
熱間圧延に先立つスラブ加熱の際に、まず、ガス燃焼型加熱炉において、該ガス燃焼型加熱炉からスラブを抽出する直前のスキッド間におけるスラブの表面温度（Tgs）と中心温度（Tgc）の温度差が10℃以上40℃以内、スキッド部におけるスラブの表面温度（Tgs）と中心温度（Tgc）の温度差が60℃以内となるよう在炉時間を2.5時間以上で調整した上で、スラブを誘導加熱炉に装入し、誘導加熱炉での昇温とこの昇温を経て該炉内における少なくとも10分間にわたる調温保持とによりスラブの中心温度（Tic）が1300〜1380℃の範囲内の温度域でスラブ表層との間の熱伝導のもと、上記中心温度（Tic）と比べて40℃より大きくは下まわらず、しかも20℃を超えて上まわらぬ温度差となるスラブの表面温度（Tis）の調整を行い、
しかるのち熱間圧延を開始する
ことを特徴とする、方向性電磁鋼スラブの加熱方法。
誘導加熱炉から抽出する際のスラブの表面温度（Tis）の調整を、1320℃以上におけるスラブの中心温度（Tic）に対し、これを5〜30℃の範囲内で下まわる温度差で行う請求項１に記載の方向性電磁鋼スラブの加熱方法。
誘導加熱炉が実質的に非酸化性雰囲気である、請求項１または２に記載の方向性電磁鋼スラブの加熱方法。