JPH01162725A - 磁気特性の良好な珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の良好な珪素鋼板の製造方法Info
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- JPH01162725A JPH01162725A JP32133487A JP32133487A JPH01162725A JP H01162725 A JPH01162725 A JP H01162725A JP 32133487 A JP32133487 A JP 32133487A JP 32133487 A JP32133487 A JP 32133487A JP H01162725 A JPH01162725 A JP H01162725A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
く産業上の利用分野〉
本発明は、（ １１０） ＜ ００１＞方位を主方位と
する方向性珪素鋼板の製造方法に関するものである。
する方向性珪素鋼板の製造方法に関するものである。
〈従来の技術〉
方向性珪素鋼板を連続鋳造スラブより製造する技術は公
知である．一般に連鋳スラブ厚が厚くなると、とくに２
８０Ｍ超では鋳込み時の凝固時間が長くなるため、中心
偏析が大きくなり、中心付近のインヒビクー（ ＭｎＳ
， ＭｎＳｅ他〕が粗大析出してしまい、全体のインヒ
ビターの微細分散を妨げ、二次再結晶が不安定になると
いう欠点がある．さらにスラブ厚が厚い場合には、熱延
前の加熱時に中心付近まで完全にインヒビターを固溶さ
せようとすると外側部分は必要以上に加熱され、結晶粒
が成長しすぎたり表゛面状態が悪化するという欠点もあ
る。
知である．一般に連鋳スラブ厚が厚くなると、とくに２
８０Ｍ超では鋳込み時の凝固時間が長くなるため、中心
偏析が大きくなり、中心付近のインヒビクー（ ＭｎＳ
， ＭｎＳｅ他〕が粗大析出してしまい、全体のインヒ
ビターの微細分散を妨げ、二次再結晶が不安定になると
いう欠点がある．さらにスラブ厚が厚い場合には、熱延
前の加熱時に中心付近まで完全にインヒビターを固溶さ
せようとすると外側部分は必要以上に加熱され、結晶粒
が成長しすぎたり表゛面状態が悪化するという欠点もあ
る。
ところで方向性珪素鋼板の連鋳スラブを分塊圧延し、特
性を向上させようとする技術が特公昭５０− ３７００
９号および特公昭５３ − ９６９４号に開示されてお
り、厚さ １５０〜６００ｍｍの連鋳スラブを１２５０
〜１３００℃の温度で圧下率３０〜７０％で分塊圧延し
ている．また特公昭５４− ２７８２０号には厚さ １
００〜３００圓の珪素鋼スラブを７５０〜１２００゜Ｃ
の温度にて圧下率５〜５０％で熱間圧延し、その後１２
６０〜１４００゜Ｃに再加熱して最終の熱間圧延を行っ
ている。
性を向上させようとする技術が特公昭５０− ３７００
９号および特公昭５３ − ９６９４号に開示されてお
り、厚さ １５０〜６００ｍｍの連鋳スラブを１２５０
〜１３００℃の温度で圧下率３０〜７０％で分塊圧延し
ている．また特公昭５４− ２７８２０号には厚さ １
００〜３００圓の珪素鋼スラブを７５０〜１２００゜Ｃ
の温度にて圧下率５〜５０％で熱間圧延し、その後１２
６０〜１４００゜Ｃに再加熱して最終の熱間圧延を行っ
ている。
しかしこれら従来技術では、連鋳スラブの分塊圧延を高
圧下で行うと仕上スラブ厚が薄くなり、粗圧延での適当
量の圧下率を確保することができず、組織改善が十分に
行われず、逆に分塊圧延の効果が小さくなるという問題
があった．また連鋳スラブ厚が薄い場合も、粗圧延での
適当量の圧下率を確保できず、粗圧延での組織改善が不
十分であり、特性が悪化するという問題があった．一方
逆にスラブ厚が厚い場合には、分塊圧延を施しても、粗
圧延での圧下率は適当量確保できるが、前述した中心偏
析等の欠点があり、特性の悪化は避けられなかった。
圧下で行うと仕上スラブ厚が薄くなり、粗圧延での適当
量の圧下率を確保することができず、組織改善が十分に
行われず、逆に分塊圧延の効果が小さくなるという問題
があった．また連鋳スラブ厚が薄い場合も、粗圧延での
適当量の圧下率を確保できず、粗圧延での組織改善が不
十分であり、特性が悪化するという問題があった．一方
逆にスラブ厚が厚い場合には、分塊圧延を施しても、粗
圧延での圧下率は適当量確保できるが、前述した中心偏
析等の欠点があり、特性の悪化は避けられなかった。
〈発明が解決しようとする問題点〉
本発明は方向性珪素鋼板の素材として連続鋳造スラブを
用いて、インヒビターの固溶を完全にし、かつ粗圧延で
の適当量の圧下率を確保し磁気特性の改善をはかった方
向性珪素鋼板の製造方法を提案するものである。
用いて、インヒビターの固溶を完全にし、かつ粗圧延で
の適当量の圧下率を確保し磁気特性の改善をはかった方
向性珪素鋼板の製造方法を提案するものである。
く問題解決のための手段〉
本発明はＣ ： ０．０１〜０．０８％，Ｓｉ：２．０
〜４．０％を含む鋼を連続鋳造によりスラブとなし、該
スラブを熱間圧延により熱延板とし、次いで１回または
中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して最終板厚とし
、その後脱炭焼鈍とこれに続く高温最終仕上焼鈍を施す
一連の工程からなる（ １１０） ＜００１〉方位を主
方位とする方向性珪素鋼板を製造する方法において、厚
み１８０〜２８０ ｍｍ範囲のスラブを連続鋳造し、次
いで該スラブを１０００〜１２５０℃の温度範囲に加熱
し、５％以上の厚みを増す圧延を行い、次いで誘導゛加
熱によりスラブ表面温度が１３５０〜１５００℃の温度
範囲に加熱し、該温度範囲で１〜６０分間保持し、引続
き熱間圧延すること、あるいは、厚み１８０〜２８０ｍ
ｍ範囲のスラブを連続鋳造し、次いで該スラブを１００
０〜１２５０゜Ｃの温度範囲に加熱し、５％以上の厚み
を増す圧延を行い、引続きスラブ厚みを低減する分塊圧
延を行い厚みを２００ ｓ以上とした後、誘導加熱によ
りスラブ表面温度が１３５０−１５００℃の温度範囲に
加熱し、該温度範囲で１〜６０分間保持し、引続き熱間
圧延すること、あるいは厚み１８０〜＝２８０ｍｍ範囲
のスラブを連続鋳造し、次いで該スラブを誘導加熱によ
りスラブ表面温度が１３５０〜１５００℃の温度範囲に
加熱し、該温度範囲で１〜６０分間保持した後、５％以
上の厚みを増す圧延を行い、引続き熱間圧延することを
特徴とする磁気特性の 製造方法である。
〜４．０％を含む鋼を連続鋳造によりスラブとなし、該
スラブを熱間圧延により熱延板とし、次いで１回または
中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して最終板厚とし
、その後脱炭焼鈍とこれに続く高温最終仕上焼鈍を施す
一連の工程からなる（ １１０） ＜００１〉方位を主
方位とする方向性珪素鋼板を製造する方法において、厚
み１８０〜２８０ ｍｍ範囲のスラブを連続鋳造し、次
いで該スラブを１０００〜１２５０℃の温度範囲に加熱
し、５％以上の厚みを増す圧延を行い、次いで誘導゛加
熱によりスラブ表面温度が１３５０〜１５００℃の温度
範囲に加熱し、該温度範囲で１〜６０分間保持し、引続
き熱間圧延すること、あるいは、厚み１８０〜２８０ｍ
ｍ範囲のスラブを連続鋳造し、次いで該スラブを１００
０〜１２５０゜Ｃの温度範囲に加熱し、５％以上の厚み
を増す圧延を行い、引続きスラブ厚みを低減する分塊圧
延を行い厚みを２００ ｓ以上とした後、誘導加熱によ
りスラブ表面温度が１３５０−１５００℃の温度範囲に
加熱し、該温度範囲で１〜６０分間保持し、引続き熱間
圧延すること、あるいは厚み１８０〜＝２８０ｍｍ範囲
のスラブを連続鋳造し、次いで該スラブを誘導加熱によ
りスラブ表面温度が１３５０〜１５００℃の温度範囲に
加熱し、該温度範囲で１〜６０分間保持した後、５％以
上の厚みを増す圧延を行い、引続き熱間圧延することを
特徴とする磁気特性の 製造方法である。
く作 用〉
本発明者らは次に示す実験を行った。即ち連鋳スラブの
厚みが１８０〜３００飾の間にあるものをいくつか作り
、夫々をガス加熱炉で１１５０℃まで加熱した後誘導加
熱炉に入れ１４００℃まで加熱し１０分間保持してから
熱間粗圧延で３０鴫厚のシートバーとした後、仕上圧延
を行い２．０ｍｍ厚のコイルにして通常の２回冷延法に
より０．２３ｍｍ厚の製品厚とした。
厚みが１８０〜３００飾の間にあるものをいくつか作り
、夫々をガス加熱炉で１１５０℃まで加熱した後誘導加
熱炉に入れ１４００℃まで加熱し１０分間保持してから
熱間粗圧延で３０鴫厚のシートバーとした後、仕上圧延
を行い２．０ｍｍ厚のコイルにして通常の２回冷延法に
より０．２３ｍｍ厚の製品厚とした。
また２８Ｑｍｍおよび２５０＋＋＋ａ＋厚の連鋳スラブ
についてはまず１０５０゜Ｃに加熱し分塊圧延を圧下率
を変えて行い、以後同様に加熱し熱間粗圧延，仕上圧延
後冷延し製品板とした。
についてはまず１０５０゜Ｃに加熱し分塊圧延を圧下率
を変えて行い、以後同様に加熱し熱間粗圧延，仕上圧延
後冷延し製品板とした。
この実験結果を第１図に示すが、分塊圧延を行わない場
合には２５０ｍｍ厚のスラブを素材とした製品のｉ＊
ｔｓ’４が最小である。スラブ厚がこれより厚い２８０
卸および３００陥の場合には中心偏析が大きいために、
またスラブ厚が薄い場合、特に１８０ｍｍの場合には粗
圧延での十分な圧下率が確保できないために鉄損ば大き
くなったと考えられる。
合には２５０ｍｍ厚のスラブを素材とした製品のｉ＊
ｔｓ’４が最小である。スラブ厚がこれより厚い２８０
卸および３００陥の場合には中心偏析が大きいために、
またスラブ厚が薄い場合、特に１８０ｍｍの場合には粗
圧延での十分な圧下率が確保できないために鉄損ば大き
くなったと考えられる。
元スラブ厚２５０ｍのものに分塊圧延を施し、同じ厚さ
の分塊圧延を行わないものと比較すると常に鉄損は低く
分塊圧延の効果はあがっていると言えるが、分塊圧延を
行わない２５０ ｍｍ厚のスラブの鉄損と殆んど同程度
゛か、１８０間の薄い領域ではむしろ悪化している。こ
れは粗圧延での十分な圧下率の確保ができないことによ
ると考えられる。
の分塊圧延を行わないものと比較すると常に鉄損は低く
分塊圧延の効果はあがっていると言えるが、分塊圧延を
行わない２５０ ｍｍ厚のスラブの鉄損と殆んど同程度
゛か、１８０間の薄い領域ではむしろ悪化している。こ
れは粗圧延での十分な圧下率の確保ができないことによ
ると考えられる。
一方元スラブ厚が２８０ｍの場合はスラブの中心偏析が
大きいため、２５０ｍｍ， ２３０ｍｏ＋まで分塊圧
延を行っても、分塊圧延を行わない同じ厚さのものより
も鉄損が高いという結果になった。１８０ａ＋ｍまで分
塊圧延を行ったものは、やはり粗圧延での圧下率が下が
るためその分さらに特性が悪くなった。
大きいため、２５０ｍｍ， ２３０ｍｏ＋まで分塊圧
延を行っても、分塊圧延を行わない同じ厚さのものより
も鉄損が高いという結果になった。１８０ａ＋ｍまで分
塊圧延を行ったものは、やはり粗圧延での圧下率が下が
るためその分さらに特性が悪くなった。
以下の実験より得られた知見、即ち分塊圧延時の圧下率
を高くした場合、および連鋳スラブ厚が薄い場合には、
粗圧延での十分な圧下率が確保できず組繊改善による磁
性向上効果が不十分であること、逆に連鋳スラブ厚が厚
い場合にはスラブの中心偏析が磁性向上効果を損なって
いることを基礎として本発明を発想したものである。
を高くした場合、および連鋳スラブ厚が薄い場合には、
粗圧延での十分な圧下率が確保できず組繊改善による磁
性向上効果が不十分であること、逆に連鋳スラブ厚が厚
い場合にはスラブの中心偏析が磁性向上効果を損なって
いることを基礎として本発明を発想したものである。
次に本発明の構成要件の限定理由について説明する。
Ｃの含有量は０．０８を超えると脱炭焼鈍で完全に除去
することができず磁気特性が悪化し、一方０、０１未満
ではＴ変態′音ず熱延での組織改善が不十分であるので
０．０１−０．０８％の範囲に限定される。
することができず磁気特性が悪化し、一方０、０１未満
ではＴ変態′音ず熱延での組織改善が不十分であるので
０．０１−０．０８％の範囲に限定される。
Ｓｉに関しては４％を超えると圧延が不可能であり ２
．０％未満では電気抵抗が小さく鉄損が大きいので、２
．０〜４．０％に限定される。
．０％未満では電気抵抗が小さく鉄損が大きいので、２
．０〜４．０％に限定される。
さらに本発明における他の含有成分についての規制は特
になく、通常の方向性珪素鋼板を製造するにあたって必
要な元素を適宜含有できる。例えば二次再結晶を安定に
生じせしめるに必要な元素であるＰＩｎ， ＳｅとかＡ
ｌ，Ｎ，あるいはＳ， Ｎｉ， Ｚｎ。
になく、通常の方向性珪素鋼板を製造するにあたって必
要な元素を適宜含有できる。例えば二次再結晶を安定に
生じせしめるに必要な元素であるＰＩｎ， ＳｅとかＡ
ｌ，Ｎ，あるいはＳ， Ｎｉ， Ｚｎ。
Ｃｕ， Ｍｏ， Ｓｂ， Ｓｎなどを単独にあるいは複
合して含有できる。
合して含有できる。
連鋳スラブの厚さは１８０〜２８０ Ｍに限定される。
２８０胴超では連鋳スラブの中心偏析が大きく磁気特性
が悪化し、一方１８０ｍｍ未満では現在の連続鋳造技術
では生産性が悪いからである。
が悪化し、一方１８０ｍｍ未満では現在の連続鋳造技術
では生産性が悪いからである。
これらのスラブを厚み出し圧延前に加熱する時の温度を
１０００ ℃ 〜１２５０ ℃ ニ限定した理由は１２
５０℃以上では動的に歪みが回復してしまい十分な組繊
改善が行われず、一方１０００℃未満では厚み出し圧延
及び分塊圧延が不゛可能であるがらである。
１０００ ℃ 〜１２５０ ℃ ニ限定した理由は１２
５０℃以上では動的に歪みが回復してしまい十分な組繊
改善が行われず、一方１０００℃未満では厚み出し圧延
及び分塊圧延が不゛可能であるがらである。
厚み出し圧延においては、５％未満では厚み増加分が少
ないため粗圧延の圧下率増加分が少なく磁性改善効果が
不十分となるため、厚み出し圧延の増加厚みは５％以上
とする必要がある。厚みを増す圧延は、スラブの横手方
向に取りつけた圧下荷重の大きな圧延ロールを用いるが
、スラブの両横にプンシャーを取りつけこれにより中力
・向に圧縮するかあるいは両者を併用することにより行
われるが、その際のパス回数およびロールの方向および
スラブの袋入方向は特に限定されない。
ないため粗圧延の圧下率増加分が少なく磁性改善効果が
不十分となるため、厚み出し圧延の増加厚みは５％以上
とする必要がある。厚みを増す圧延は、スラブの横手方
向に取りつけた圧下荷重の大きな圧延ロールを用いるが
、スラブの両横にプンシャーを取りつけこれにより中力
・向に圧縮するかあるいは両者を併用することにより行
われるが、その際のパス回数およびロールの方向および
スラブの袋入方向は特に限定されない。
分塊圧延したスラブの仕上厚は２００ ｒｒｍ以上にＩ
ｉ艮定されるが、２００陥未満では粗圧延時の圧下率が
必要量確保できず組織が改善できないためである。
ｉ艮定されるが、２００陥未満では粗圧延時の圧下率が
必要量確保できず組織が改善できないためである。
誘導加熱炉を用いて１３５０℃〜１５００℃に加熱し、
該温度に１〜６０分間保持するが、誘導加熱をする理由
は、スラブ厚が厚い場合でも内部まで急速に昇熱できる
ため、スラブの結晶粒の成長をほとんど起こすことなく
インヒビターを完全に固溶できるからである。加熱温度
を１３５０℃〜１５００℃に限定した理由は１５００℃
を゛超えると製品の表面外観が悪化し、１３５０℃未満
ではＭｎＳ、 ＭｎＳｅなどのインヒビターの完全固溶
が達成できないからである。加熱保持時間の下限を１分
間としたのはインヒビターの固溶に要する最小時間であ
り、６０分間を上限としたのはこれ以上の時間保持する
とスラブの結晶粒の粗大化が生じるためである。
該温度に１〜６０分間保持するが、誘導加熱をする理由
は、スラブ厚が厚い場合でも内部まで急速に昇熱できる
ため、スラブの結晶粒の成長をほとんど起こすことなく
インヒビターを完全に固溶できるからである。加熱温度
を１３５０℃〜１５００℃に限定した理由は１５００℃
を゛超えると製品の表面外観が悪化し、１３５０℃未満
ではＭｎＳ、 ＭｎＳｅなどのインヒビターの完全固溶
が達成できないからである。加熱保持時間の下限を１分
間としたのはインヒビターの固溶に要する最小時間であ
り、６０分間を上限としたのはこれ以上の時間保持する
とスラブの結晶粒の粗大化が生じるためである。
なお加熱エネルギーコストを低くするために、あらかじ
めスラブをガス燃焼型加熱炉で例えば１２５０℃以下程
度に加熱しておき、それから誘導加熱炉で１３５０〜１
５００℃の範囲に誘導加熱することは本発明の効果を何
ら１員なうものではない。
めスラブをガス燃焼型加熱炉で例えば１２５０℃以下程
度に加熱しておき、それから誘導加熱炉で１３５０〜１
５００℃の範囲に誘導加熱することは本発明の効果を何
ら１員なうものではない。
この発明の条件で加熱処理したスラブに対する熱延以後
の工程は通常と変ることはなく１回の冷間圧延または中
間焼鈍を含む２回の冷間圧延と脱炭焼鈍およびこれに続
く高温箱焼鈍で最終製品厚の方向性珪素鋼板を製造する
ことができる。
の工程は通常と変ることはなく１回の冷間圧延または中
間焼鈍を含む２回の冷間圧延と脱炭焼鈍およびこれに続
く高温箱焼鈍で最終製品厚の方向性珪素鋼板を製造する
ことができる。
〈実施例〉
実施例１−１
Ｃ： ０．０４％、Ｓｉ：３．４％、 Ｍｎ： ０．
０７２％、Ｓｅ：０．０２１％、 Ｓｂ ： Ｏ，Ｏ
’２’６％、 Ｍｏ ： ０．０１％を含む２００（ト
）厚のスラブを１１本製造した。続いて第１表の条件で
加熱を行い、次いで厚み出しの圧延を行った。
０７２％、Ｓｅ：０．０２１％、 Ｓｂ ： Ｏ，Ｏ
’２’６％、 Ｍｏ ： ０．０１％を含む２００（ト
）厚のスラブを１１本製造した。続いて第１表の条件で
加熱を行い、次いで厚み出しの圧延を行った。
続いてｌ、２，４，５，７，８，９，１０．１１は誘導
加熱炉を用いて加熱した。３は１１００℃までガス燃焼
型加熱炉で加熱しその後誘導加熱炉を用いて加熱した。
加熱炉を用いて加熱した。３は１１００℃までガス燃焼
型加熱炉で加熱しその後誘導加熱炉を用いて加熱した。
６はガス燃焼型加熱炉を用い１３５０℃まで加熱した後
６０分間保持した。１〜１１ともに粗圧延後３０ｍｍの
シートバーとした後仕上圧延を行い２ 、０ ｍｍ厚の
熱延コイルとした。そして１次冷延で０．６０ａ＋ｍ厚
とし１０００℃４分間の中間焼鈍を行い２次冷延で０．
２３ｍｍ厚の製品に仕上げた。次いで８００℃４分間の
脱炭焼鈍を湿水素中で行い？ＩｇＯを塗布してＮ２中で
の８５０℃の２次再結晶焼鈍とＮ２中での純化焼鈍から
なる仕上焼鈍を行った。このようにして得られた最終製
品の電磁特性は第１表のとおりである。
６０分間保持した。１〜１１ともに粗圧延後３０ｍｍの
シートバーとした後仕上圧延を行い２ 、０ ｍｍ厚の
熱延コイルとした。そして１次冷延で０．６０ａ＋ｍ厚
とし１０００℃４分間の中間焼鈍を行い２次冷延で０．
２３ｍｍ厚の製品に仕上げた。次いで８００℃４分間の
脱炭焼鈍を湿水素中で行い？ＩｇＯを塗布してＮ２中で
の８５０℃の２次再結晶焼鈍とＮ２中での純化焼鈍から
なる仕上焼鈍を行った。このようにして得られた最終製
品の電磁特性は第１表のとおりである。
である。
本発明により厚み出しを行うことにより磁気特性が向上
している。４は厚み出しの量が２．５％と少な−く５は
厚み出しを行っていないため磁気特性は向上していない
。°６はガス燃焼型加熱炉を用いたため、厚み出し後の
均熱が不十分になり磁気特性は悪化した。７は厚み出し
を行う圧延の前の加熱温度が１３００℃と高（スラブの
結晶粒が成長するため磁気特性は向上しない。８は均熱
時間が３０秒と短すぎインヒビターの固溶が不十分であ
り、９は７５分と長すぎスラブの結晶粒が成長しすぎる
ため磁気特性が悪化する。１０は均熱温度が１５１０℃
と高過ぎ、スラブの結晶粒が成長しすぎるため磁気特性
が悪く表面外観も悪化した。１１は均熱温度が１３００
℃と低くインヒビターの固溶が不十分なため磁気特性は
悪化する。
している。４は厚み出しの量が２．５％と少な−く５は
厚み出しを行っていないため磁気特性は向上していない
。°６はガス燃焼型加熱炉を用いたため、厚み出し後の
均熱が不十分になり磁気特性は悪化した。７は厚み出し
を行う圧延の前の加熱温度が１３００℃と高（スラブの
結晶粒が成長するため磁気特性は向上しない。８は均熱
時間が３０秒と短すぎインヒビターの固溶が不十分であ
り、９は７５分と長すぎスラブの結晶粒が成長しすぎる
ため磁気特性が悪化する。１０は均熱温度が１５１０℃
と高過ぎ、スラブの結晶粒が成長しすぎるため磁気特性
が悪く表面外観も悪化した。１１は均熱温度が１３００
℃と低くインヒビターの固溶が不十分なため磁気特性は
悪化する。
次に第２表で表わされる成分を含むスラブについて第１
表の記号２と同し条件で製造した製品の磁気特性を示す
。
表の記号２と同し条件で製造した製品の磁気特性を示す
。
以上の成分においても本発明の製造方法により良好な磁
気特性を得ることができた。
気特性を得ることができた。
実施例 １−２
Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：３．１％、 Ｍｎ ： ０．
０６６％、Ｓｅ：０．０１９％、 Ａｔ ： ０．０
２５％、 Ｎ ： ０．００８５％を含む２００ｍｍ厚
のスラブを″３本製造した。続いて１１００℃まで加熱
して厚み出しの圧延を行った。厚み出し後の厚みは第３
表のとおりである。
０６６％、Ｓｅ：０．０１９％、 Ａｔ ： ０．０
２５％、 Ｎ ： ０．００８５％を含む２００ｍｍ厚
のスラブを″３本製造した。続いて１１００℃まで加熱
して厚み出しの圧延を行った。厚み出し後の厚みは第３
表のとおりである。
続いて誘導加熱炉に入れ１４００℃まで加熱しそのｌＲ
度で１０分間保持した。その後粗圧延し３０胴厚のシー
トバーにした後仕上圧延により ２ 、０ ｍａｎ厚の
熱延コイルとした。そして１１００℃３分間の熱延板焼
鈍を行った後冷間圧延で０．３０ｍｍ厚とじ８００℃４
分間の脱炭焼鈍を湿水素中で行い門ｇｏ塗布したのちＮ
２中での８５０℃の２次再結晶焼鈍と１（２中で１２０
０℃の鈍化焼鈍からなる仕上焼鈍を行った。このように
しζ得られた最終製品の電磁特性は第３表のとおりであ
り、厚み出し圧延の効果が冷延１回法の場合にも表われ
ている。
度で１０分間保持した。その後粗圧延し３０胴厚のシー
トバーにした後仕上圧延により ２ 、０ ｍａｎ厚の
熱延コイルとした。そして１１００℃３分間の熱延板焼
鈍を行った後冷間圧延で０．３０ｍｍ厚とじ８００℃４
分間の脱炭焼鈍を湿水素中で行い門ｇｏ塗布したのちＮ
２中での８５０℃の２次再結晶焼鈍と１（２中で１２０
０℃の鈍化焼鈍からなる仕上焼鈍を行った。このように
しζ得られた最終製品の電磁特性は第３表のとおりであ
り、厚み出し圧延の効果が冷延１回法の場合にも表われ
ている。
実施例１−３
Ｃ： ０．０６％、Ｓｉ：３．０％、 Ｍｎ ： ０
．０６８％、Ｓ：０．０１８％、 Ａｆ ： ０．０
２８％、 Ｎ ： ０．０１０％を含む２００ｍｍ厚
のスラブを４本製造した。続いて１１００℃まで加熱し
て厚み出しの圧延を行った。厚み出し後の厚みは第４表
の通りである。
．０６８％、Ｓ：０．０１８％、 Ａｆ ： ０．０
２８％、 Ｎ ： ０．０１０％を含む２００ｍｍ厚
のスラブを４本製造した。続いて１１００℃まで加熱し
て厚み出しの圧延を行った。厚み出し後の厚みは第４表
の通りである。
続いて誘導加熱炉に入れ１４００℃まで加熱しその温度
で１０分間保持した。その後粗圧延し３０＋＋＋＋ｎ厚
のシートバーにした後、仕上圧延により２．４ｍｍ厚の
熱延コイルとした。そして１次冷延で１．８Ｏｎ＋＋ｎ
厚とじ１１００℃３分間の中間焼鈍を行い２次冷延でｏ
、２３画厚の製品厚に仕上げた。次いで８００℃４分間
の脱炭焼鈍を湿水素中で行いＭｇＯ塗布をしたのち１２
００℃１０時間水素中で仕上焼鈍を行った。このように
して得られた最終製品の電磁特性は第４表のとおりであ
る。実施例１同様厚み出し後のスラブ厚が厚く粗圧延で
の圧下率が高いほど良い磁気特性となっている。
で１０分間保持した。その後粗圧延し３０＋＋＋＋ｎ厚
のシートバーにした後、仕上圧延により２．４ｍｍ厚の
熱延コイルとした。そして１次冷延で１．８Ｏｎ＋＋ｎ
厚とじ１１００℃３分間の中間焼鈍を行い２次冷延でｏ
、２３画厚の製品厚に仕上げた。次いで８００℃４分間
の脱炭焼鈍を湿水素中で行いＭｇＯ塗布をしたのち１２
００℃１０時間水素中で仕上焼鈍を行った。このように
して得られた最終製品の電磁特性は第４表のとおりであ
る。実施例１同様厚み出し後のスラブ厚が厚く粗圧延で
の圧下率が高いほど良い磁気特性となっている。
次に第５表で表わされる成分について第４表の。
記号２と同様な条件で製造した製品の磁気特性を示す。
以上の成分においても本発明の製造方法により良好な磁
気特性を得ることができた。
気特性を得ることができた。
実施例２
Ｃ： ０．０４％、Ｓｉ：３．２％、 Ｍｎ： ０．
０７０％、Ｓｅ：０．０２０％、 Ｓｂ ： ０．０
２４％１Ｍ。： ０．０１％を含む連鋳スラブを６本製
造しに、続いて１１００℃まで加熱して厚み出し圧延の
後に分塊圧延を行った。それらのパススケジュールは第
６表のとおりである。
０７０％、Ｓｅ：０．０２０％、 Ｓｂ ： ０．０
２４％１Ｍ。： ０．０１％を含む連鋳スラブを６本製
造しに、続いて１１００℃まで加熱して厚み出し圧延の
後に分塊圧延を行った。それらのパススケジュールは第
６表のとおりである。
続いて１，２，４．５は誘導加熱炉で１４００℃まで加
熱しその温度で１０分間保持した。３はガス燃焼型加熱
炉を用い１１００℃まで加熱した後誘導加熱炉で１４０
０℃まで加熱しその温度で１０分間保持した。
熱しその温度で１０分間保持した。３はガス燃焼型加熱
炉を用い１１００℃まで加熱した後誘導加熱炉で１４０
０℃まで加熱しその温度で１０分間保持した。
６はガス燃焼型加熱炉を用い１３５０℃まで加熱した後
６０分間その温度で保持した。その後１〜６ともに粗圧
延し３０＋＋＋ｍのシートバーとした後仕上圧延を行い
２．０ｍｍｆｆの熱延コイルとした。そして１次冷延で
０．６０ｍｍ厚とじ１０００℃４分間の中間焼鈍を行い
、２次冷延で０．２３ｍｍの製品に仕上げた。次いで
８００℃４分間の脱炭焼鈍を湿水素中で行いＭｇＯを塗
布してＮ２中での８５０℃の２次再結晶焼鈍と１１２中
での純化焼鈍からなる仕上焼鈍を行った。このようにし
て得られた最終製品の電磁特性は第６表のとおりである
。
６０分間その温度で保持した。その後１〜６ともに粗圧
延し３０＋＋＋ｍのシートバーとした後仕上圧延を行い
２．０ｍｍｆｆの熱延コイルとした。そして１次冷延で
０．６０ｍｍ厚とじ１０００℃４分間の中間焼鈍を行い
、２次冷延で０．２３ｍｍの製品に仕上げた。次いで
８００℃４分間の脱炭焼鈍を湿水素中で行いＭｇＯを塗
布してＮ２中での８５０℃の２次再結晶焼鈍と１１２中
での純化焼鈍からなる仕上焼鈍を行った。このようにし
て得られた最終製品の電磁特性は第６表のとおりである
。
比較例５は分塊圧延によりスラブ厚を１８０ｍＩｎに落
としているため粗圧延での圧下率が下がり特性が悪い。
としているため粗圧延での圧下率が下がり特性が悪い。
実施例３
Ｃ： ０．０４％、Ｓｉ：３．４％、 Ｍｎ： ０．
０７０％、Ｓｅ：０．０２０％、 ｓｂ： ０．０２
６％、 Ｍｏ ： ０．０１％、を含む２００ ｍ厚の
連鋳スラブを４本製造した。続いてｌ。
０７０％、Ｓｅ：０．０２０％、 ｓｂ： ０．０２
６％、 Ｍｏ ： ０．０１％、を含む２００ ｍ厚の
連鋳スラブを４本製造した。続いてｌ。
３は誘導加熱炉を用い】４００℃まで加熱しその温度で
１０分間保持した。２はガス燃焼型加熱炉を用い１１０
０℃まで加熱した後、誘導加熱炉で１４００℃まで加熱
し、その温度で１０分間保持した。４はガス燃焼型加熱
炉を用い１３５０℃まで加熱した後６０分間その温度に
保持した。その後厚み出し圧延を行い続けて粗圧延し３
０ｍｍのシートバーとした後、仕上圧延を行い２ 、０
ｍｍ厚の熱延コイルとした。そして１次冷延で０．６
０謳厚とし１０００℃４分間の中間焼鈍を行い２次冷延
で０．２３ｍｍ厚の製品に仕上げた。次いで８００℃４
分間の脱炭焼鈍を湿水素中で行いＭｇＯを塗布してＮ２
中での８５０℃の２次再結晶焼鈍とＮ２中での純化焼鈍
からなる仕上焼鈍を行った。このようにして得られた最
終製品の電磁特性は第７表のとおりである。厚み出し圧
延を行い粗圧延での圧下率が上がること゛により磁気特
性が向上している。
１０分間保持した。２はガス燃焼型加熱炉を用い１１０
０℃まで加熱した後、誘導加熱炉で１４００℃まで加熱
し、その温度で１０分間保持した。４はガス燃焼型加熱
炉を用い１３５０℃まで加熱した後６０分間その温度に
保持した。その後厚み出し圧延を行い続けて粗圧延し３
０ｍｍのシートバーとした後、仕上圧延を行い２ 、０
ｍｍ厚の熱延コイルとした。そして１次冷延で０．６
０謳厚とし１０００℃４分間の中間焼鈍を行い２次冷延
で０．２３ｍｍ厚の製品に仕上げた。次いで８００℃４
分間の脱炭焼鈍を湿水素中で行いＭｇＯを塗布してＮ２
中での８５０℃の２次再結晶焼鈍とＮ２中での純化焼鈍
からなる仕上焼鈍を行った。このようにして得られた最
終製品の電磁特性は第７表のとおりである。厚み出し圧
延を行い粗圧延での圧下率が上がること゛により磁気特
性が向上している。
る。
〈発明の効果〉
以上詳述したよう、に本発明により、スラブ高温加熱前
またはスラブ高温加熱後に厚み出しの圧延を行うこと、
そしてスラブの高温加熱を誘導加熱で行うことにより連
鋳スラブ厚を厚くすることなく、分塊圧延時および粗圧
延時の圧下率を高くし組織改善効果が上げられ、磁気特
性の良好な方向性珪素鋼板を得ることができた。
またはスラブ高温加熱後に厚み出しの圧延を行うこと、
そしてスラブの高温加熱を誘導加熱で行うことにより連
鋳スラブ厚を厚くすることなく、分塊圧延時および粗圧
延時の圧下率を高くし組織改善効果が上げられ、磁気特
性の良好な方向性珪素鋼板を得ることができた。
第１図は、熱延前の連鋳スラブの厚みならびに分塊圧延
により連鋳スラブ厚みを低減した場合の熱延前のスラブ
の厚みが鉄損に及ぼす影響を示すグラフである。
により連鋳スラブ厚みを低減した場合の熱延前のスラブ
の厚みが鉄損に及ぼす影響を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：２．０〜４．０
％を含む鋼を連続鋳造によりスラブとなし、該スラブを
熱間圧延により熱延板とし、次いで１回または中間焼鈍
をはさむ２回の冷間圧延を施して最終板厚とし、その後
脱炭焼鈍とこれに続く高温最終仕上焼鈍を施す一連の工
程からなる（１１０）＜００１＞方位を主方位とする方
向性珪素鋼板を製造する方法において、厚み１８０〜２
８０ｍｍ範囲のスラブを連続鋳造し、次いで該スラブを
１０００〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、５％以上の
厚みを増す圧延を行い、次いで誘導加熱によりスラブ表
面温度が１３５０〜１５００℃の温度範囲に加熱し、該
温度範囲で１〜６０分間保持し、引続き熱間圧延するこ
とを特徴とする磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造
方法。 ２、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：２．０〜４．０
％を含む鋼を連続鋳造によりスラブとなし、該スラブを
熱間圧延により熱延板とし、次いで１回または中間焼鈍
をはさむ２回の冷間圧延を施して最終板厚とし、その後
脱炭焼鈍とこれに続く高温最終仕上焼鈍を施す一連の工
程からなる（１１０）＜００１＞方位を主方位とする方
向性珪素鋼板を製造する方法において、厚み１８０〜２
８０ｍｍ範囲のスラブを連続鋳造し、次いで該スラブを
１０００〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、５％以上の
厚みを増す圧延を行い、引続きスラブ厚みを低減する分
塊圧延を行い厚みを２００ｍｍ以上とした後、誘導加熱
によりスラブ表面温度が１３５０〜１５００℃の温度範
囲に加熱し、該温度範囲で１〜６０分間保持し、引続き
熱間圧延することを特徴とする磁気特性の良好な方向性
珪素鋼板の製造方法。 ３、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：２．０〜４．０
％を含む鋼を連続鋳造によりスラブとなし、該スラブを
熱間圧延により熱延板とし、次いで１回または中間焼鈍
をはさむ２回の冷間圧延を施して最終板厚とし、その後
脱炭焼鈍とこれに続く高温最終仕上焼鈍を施す一連の工
程からなる（１１０）＜００１＞方位を主方位とする方
向性珪素鋼板を製造する方法において、厚み１８０〜２
８０ｍｍ範囲のスラブを連続鋳造し、次いで該スラブを
誘導加熱によりスラブ表面温度が１３５０〜１５００℃
の温度範囲に加熱し、該温度範囲で１〜６０分間保持し
た後、５％以上の厚みを増す圧延を行い、引続き熱間圧
延することを特徴とする磁気特性の良好な方向性珪素鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32133487A JPH0629461B2 (ja) | 1987-12-21 | 1987-12-21 | 磁気特性の良好な珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32133487A JPH0629461B2 (ja) | 1987-12-21 | 1987-12-21 | 磁気特性の良好な珪素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01162725A true JPH01162725A (ja) | 1989-06-27 |
| JPH0629461B2 JPH0629461B2 (ja) | 1994-04-20 |
Family
ID=18131429
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32133487A Expired - Fee Related JPH0629461B2 (ja) | 1987-12-21 | 1987-12-21 | 磁気特性の良好な珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0629461B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03133501A (ja) * | 1989-07-12 | 1991-06-06 | Nippon Steel Corp | 連続鋳造一方向性電磁鋼スラブの熱間圧延方法 |
| JPH0617130A (ja) * | 1991-03-29 | 1994-01-25 | Nippon Steel Corp | 一方向性電磁鋼板用連続鋳造スラブの熱間圧延方法 |
| JPH0615306A (ja) * | 1991-03-29 | 1994-01-25 | Nippon Steel Corp | 連続式熱間圧延設備列 |
| JP4734455B2 (ja) * | 2008-01-24 | 2011-07-27 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板 |
-
1987
- 1987-12-21 JP JP32133487A patent/JPH0629461B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03133501A (ja) * | 1989-07-12 | 1991-06-06 | Nippon Steel Corp | 連続鋳造一方向性電磁鋼スラブの熱間圧延方法 |
| JPH0713268B2 (ja) * | 1989-07-12 | 1995-02-15 | 新日本製鐵株式会社 | 連続鋳造一方向性電磁鋼スラブの熱間圧延方法 |
| JPH0617130A (ja) * | 1991-03-29 | 1994-01-25 | Nippon Steel Corp | 一方向性電磁鋼板用連続鋳造スラブの熱間圧延方法 |
| JPH0615306A (ja) * | 1991-03-29 | 1994-01-25 | Nippon Steel Corp | 連続式熱間圧延設備列 |
| JPH075976B2 (ja) * | 1991-03-29 | 1995-01-25 | 新日本製鐵株式会社 | 一方向性電磁鋼板用連続鋳造スラブの熱間圧延方法 |
| JP4734455B2 (ja) * | 2008-01-24 | 2011-07-27 | 新日本製鐵株式会社 | 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0629461B2 (ja) | 1994-04-20 |
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