JPH0232327B2 - Hokoseikeisokohanyosurabunonetsukanatsuenhoho - Google Patents
HokoseikeisokohanyosurabunonetsukanatsuenhohoInfo
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- JPH0232327B2 JPH0232327B2 JP20035282A JP20035282A JPH0232327B2 JP H0232327 B2 JPH0232327 B2 JP H0232327B2 JP 20035282 A JP20035282 A JP 20035282A JP 20035282 A JP20035282 A JP 20035282A JP H0232327 B2 JPH0232327 B2 JP H0232327B2
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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
- C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
- C21D8/1222—Hot rolling
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- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
Description
この発明は、方向性けい素鋼板用スラブの熱間
圧延方法に関し、とくに該スラブ均熱後の熱間圧
延に工夫を加えることにより、製品鋼板の磁気特
性の有利な改善を図ろうとするものである。 方向性けい素鋼板は、２次再結晶現象を利用し
て得られる、ミラー指数表示で（110）〔001〕の
いわゆるゴス方位に近い方位の結晶粒をそなえる
もので、良好な磁気特性を得るためには、この２
次再結晶粒ができるだけゴス方位に揃つているこ
とが望まれる。 このためには、一般にインヒビターと呼ばれる
微細分散析出相の機能を高めて、磁気特性にとつ
て不都合な１次再結晶粒の成長を抑制し、ゴス方
位の２次再結晶粒を優先的に成長させることが必
要とされる。 従つて方向性けい素鋼板の製造に当つては、イ
ンヒビターを微細に分散析出させるべく、熱間圧
延に先立つて素材スラブを1250℃以上の高温まで
加熱しているが、一方でスラブの加熱温度が高く
なると、必然的に結晶粒の粗大化を招く。この粗
大化した結晶粒は、一般にその後の圧延−焼鈍処
理においても再結晶が起き難いため、最終製品に
おいて２次再結晶が不完全な領域を形成するおそ
れが大きく、かような２次再結晶不完全領域は一
般的に磁気特性が劣るため、磁気特性がばらつく
原因になつていたのである。 この発明は、かかるスラブの高温加熱による結
晶粒の粗大化に起因する、２次再結晶不完全領域
の発生を有利に軽減することにより、最終製品の
磁気特性を向上させることを目的とする。 発明者らは、上記の問題を解決すべく、かかる
粗大結晶粒の熱延中の挙動について詳細な調査を
行つたところ、これらの粗大結晶粒は熱間粗圧延
中に再結晶させることができれば磁気特性に悪影
響を及ぼさなくなること、そしてかような再結晶
を促進するためには、熱間粗圧延における圧延温
度と、１回当りの圧下率およびひずみ速度が大き
く影響することを新たに究明し、この新規知見に
基いてこの発明を完成させたものである。 すなわちこの発明は、 Ｃ：0.02〜0.10重量％（以下単に％で示す） Si：2.0〜4.5％ Mn：0.02〜0.15％ ＳおよびSeのうちから選んだ少なくとも一
種：0.008〜0.080％ を含有する方向性けい素鋼板用スラブを熱間圧延
し、ついで１回または中間焼鈍を挟む２回以上の
冷間圧延を施して最終板厚としたのち、脱炭焼鈍
し、しかるのち最終仕上焼鈍を施して方向性けい
素鋼板を製造するに当り、 該方向性けい素鋼板用スラブを1250℃以上、
1380℃以下の温度に加熱して圧延を施す熱間圧延
工程の粗圧延段階において、被圧延材の表面温度
が1050〜1200℃の間に、１回当りの圧下率が15％
以上、50％以下でかつひずみ速度が5s-1以下の条
件を満たす圧延を少なくとも１回施すことをもつ
て、上記課題の解決手段とするものである。 以下、この発明を具体的に説明する。 まず方向性けい素鋼板用素材の成分組成を上記
の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃは、0.02％以上、0.10％以下の範囲で含有さ
せる必要がある。というのはこの範囲を外れると
２次再結晶に適した集合組織を圧延中および焼鈍
後に得ることができず、製品の磁気特性が劣化す
るからである。 Si含有量が2.0％未満では満足いくほどの磁気
特性が得難く、１方4.5％を超えると冷間加工性
が劣化するので、Siは2.0〜4.5％の範囲に限定し
た。 Mn含有量が0.02％に満たなかつたり、0.15％
を超えると、２次再結晶に必要な析出物の適切な
分散析出が得られず、磁気特性が劣化するので、
0.02〜0.15％の範囲に限定した。 ＳおよびSeは、インヒビターを形成する有用
元素であるが、含有量が0.008％に満たなかつた
り、0.080％を超えると、析出物の適切な分散析
出が望み難いので、単独添加または併用いずれの
場合においても0.008〜0.080％の範囲で含有させ
るものとした。 なおこの発明では、インヒビター形成元素とし
て、上記した、Mn，Ｓ，Seの他、Sb，Al，Ｎ，
Ｂ，BiおよびCuなどのうちから適宜に選んで少
量含有させることもできる。 さて上記の好適成分組成に調整された素材スラ
ブは、まず熱間圧延に先立つて1250℃以上、1380
℃以下の温度に加熱される。というのは、かかる
スラブ加熱処理は熱間圧延前にインヒビターを十
分解難固溶させるために施すものであるが、この
ためには少なくとも1250℃の高温での加熱を必要
とし、一方1380℃を超えると結晶粒の粗大化を招
き、磁気特性が劣化するからである。 次に、加熱スラブは熱間圧延に供されるが、こ
の熱間圧延方法は通常、粗圧延機と称される１ス
タンドのミル１基で可逆的にまたは複数スタンド
のミルで可逆的あるいは連続的に圧延したのち、
仕上圧延機と称される数スタンドのミルで所定厚
まで連続して圧延するのが最も一般的な方法であ
る。 ところで従来かような熱間圧延においては、生
産性の面からの要請でできるだけ高速での圧延を
目指し、この熱間圧延におけるひずみ速度は、仕
上圧延で15〜30S-1程度、または粗圧延でもほと
んど6S-1以上の大きさであつた。 この点、熱延条件を綿密に検討した発明者らの
実験結果によれば、熱間圧延とくに粗圧延を、あ
る特定温度範囲でしかもひずみ速度が通常の速度
よりも小さい条件下に行う方が、磁気特性の改善
に極めて有利であることが突止められたのであ
る。 すなわち従来の熱間粗圧延温度はその終了温度
が1180℃以上あり、圧延そのものは1200℃以上の
高温でなされるのが通例であり、この発明のよう
に低温で行われることはなかつた。この理由は、
仕上圧延開始温度が低くなることを回避するため
であるが、この発明のようにひずみ速度を5s-1以
下とすれば、1050℃から1200℃までの温度範囲に
おいて磁気特性の向上が達成されるのである。 以下、実験例に基づき具体的に説明する。 第１図に、スラブの表面温度が種々に異なる場
合にパスで行う粗圧延の最終パス時の圧下を50％
と一定にして熱間圧延を行い、以後常法に従つて
方向性けい素鋼板を製造したときの、最終パス時
におけるひずみ速度が磁気特性（磁束密度B10）
に与える影響について調べた結果を、スラブの表
面温度をパラメータとしてまとめて示す。 第１図から明らかなように、スラブの表面温度
が1050〜1200℃の範囲であつてひずみ速度が5S-1
以下の場合には、従来に比べ極めて高い磁束密度
B10が得られた。この点従来の圧延法ではひずみ
速度が6S-1以上となつていたので、上述のような
効果は期待できなかつたのである。 次に第２図に、５パスで行う粗圧延において、
最終パス時の圧下率を４％、かつひずみ速度を
3.6S-1と一定した場合の最終パス時のスラブの表
面温度と磁束密度B10との関係について調べた結
果を示す。 スラブの表面温度が1200℃を超えるとひずみ速
度が3.6S-1と小さい場合であつても磁束密度は劣
化する。この理由は、被圧延材の温度が高すぎる
ので圧延中に回復が生じて再結晶しないためと考
えられる。一方スラブ表面温度が1050℃を下回る
とやはり磁気特性は劣化する。この場合、製品板
面に２次結晶不完全領域が広がつていた。 次に第３図に、スラブの表面温度が1050〜1200
℃の範囲において圧下率50％と一定にし、ひずみ
速度を種々に変更して粗圧延を行つた場合の、ひ
ずみ速度と最終製品板の２次再結晶不完全領域発
生率との関係を示す。 同図より明らかなように、ひずみ速度を5S-1以
下とすることにより、不完全領域の発生を大幅に
低減することができた。 なお上述した実験の過程において、圧延パス１
回当りの圧下率が15％に満たないと、熱延中に満
足のいく程度の再結晶が生ぜず、一方50％を超え
る圧下を一度に加えると耳割れなどの不都合が生
じることが明らかになつた。そこでこの発明で
は、スラブの表面温度が1050〜1200℃の範囲にお
いてひずみ速度5S-1以下で行う圧延の１回当りの
圧下率は、15％以上、50％以下の範囲に限定し
た。 次にこの発明の実施例について説明する。 実施例 １ Ｃ：0.035％，Si：3.02％，Mn：0.08％，Ｓ：
0.021％およびSb：0.018％を含有し、残部実質的
にFeの組成になる鋼を溶製し、連続鋳造によつ
て20本の供試スラブを作成した。ついで各供試ス
ラブを1320〜1380℃の温度に加熱したのち、次の
条件下に熱間圧延を施した。粗圧延は５回行うも
のとし、第４回目のパスの後スラブ表面温度が
1250℃および1150℃のとき、ひずみ速度：
3.6S-1、圧下率：40％で５回目の粗圧延を行い、
ついで高速の仕上圧延機で熱延鋼帯とした。その
後中間焼鈍を含む２回冷延法で、0.3mmを最終板
厚としたのち、脱炭焼鈍し、ついで分離剤を塗布
してコイルに巻取つたのち２次再結晶焼鈍を行つ
た。 得られた最終製品の２次再結晶不完全領域発生
率および磁気特性を表１に示す。
圧延方法に関し、とくに該スラブ均熱後の熱間圧
延に工夫を加えることにより、製品鋼板の磁気特
性の有利な改善を図ろうとするものである。 方向性けい素鋼板は、２次再結晶現象を利用し
て得られる、ミラー指数表示で（110）〔001〕の
いわゆるゴス方位に近い方位の結晶粒をそなえる
もので、良好な磁気特性を得るためには、この２
次再結晶粒ができるだけゴス方位に揃つているこ
とが望まれる。 このためには、一般にインヒビターと呼ばれる
微細分散析出相の機能を高めて、磁気特性にとつ
て不都合な１次再結晶粒の成長を抑制し、ゴス方
位の２次再結晶粒を優先的に成長させることが必
要とされる。 従つて方向性けい素鋼板の製造に当つては、イ
ンヒビターを微細に分散析出させるべく、熱間圧
延に先立つて素材スラブを1250℃以上の高温まで
加熱しているが、一方でスラブの加熱温度が高く
なると、必然的に結晶粒の粗大化を招く。この粗
大化した結晶粒は、一般にその後の圧延−焼鈍処
理においても再結晶が起き難いため、最終製品に
おいて２次再結晶が不完全な領域を形成するおそ
れが大きく、かような２次再結晶不完全領域は一
般的に磁気特性が劣るため、磁気特性がばらつく
原因になつていたのである。 この発明は、かかるスラブの高温加熱による結
晶粒の粗大化に起因する、２次再結晶不完全領域
の発生を有利に軽減することにより、最終製品の
磁気特性を向上させることを目的とする。 発明者らは、上記の問題を解決すべく、かかる
粗大結晶粒の熱延中の挙動について詳細な調査を
行つたところ、これらの粗大結晶粒は熱間粗圧延
中に再結晶させることができれば磁気特性に悪影
響を及ぼさなくなること、そしてかような再結晶
を促進するためには、熱間粗圧延における圧延温
度と、１回当りの圧下率およびひずみ速度が大き
く影響することを新たに究明し、この新規知見に
基いてこの発明を完成させたものである。 すなわちこの発明は、 Ｃ：0.02〜0.10重量％（以下単に％で示す） Si：2.0〜4.5％ Mn：0.02〜0.15％ ＳおよびSeのうちから選んだ少なくとも一
種：0.008〜0.080％ を含有する方向性けい素鋼板用スラブを熱間圧延
し、ついで１回または中間焼鈍を挟む２回以上の
冷間圧延を施して最終板厚としたのち、脱炭焼鈍
し、しかるのち最終仕上焼鈍を施して方向性けい
素鋼板を製造するに当り、 該方向性けい素鋼板用スラブを1250℃以上、
1380℃以下の温度に加熱して圧延を施す熱間圧延
工程の粗圧延段階において、被圧延材の表面温度
が1050〜1200℃の間に、１回当りの圧下率が15％
以上、50％以下でかつひずみ速度が5s-1以下の条
件を満たす圧延を少なくとも１回施すことをもつ
て、上記課題の解決手段とするものである。 以下、この発明を具体的に説明する。 まず方向性けい素鋼板用素材の成分組成を上記
の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃは、0.02％以上、0.10％以下の範囲で含有さ
せる必要がある。というのはこの範囲を外れると
２次再結晶に適した集合組織を圧延中および焼鈍
後に得ることができず、製品の磁気特性が劣化す
るからである。 Si含有量が2.0％未満では満足いくほどの磁気
特性が得難く、１方4.5％を超えると冷間加工性
が劣化するので、Siは2.0〜4.5％の範囲に限定し
た。 Mn含有量が0.02％に満たなかつたり、0.15％
を超えると、２次再結晶に必要な析出物の適切な
分散析出が得られず、磁気特性が劣化するので、
0.02〜0.15％の範囲に限定した。 ＳおよびSeは、インヒビターを形成する有用
元素であるが、含有量が0.008％に満たなかつた
り、0.080％を超えると、析出物の適切な分散析
出が望み難いので、単独添加または併用いずれの
場合においても0.008〜0.080％の範囲で含有させ
るものとした。 なおこの発明では、インヒビター形成元素とし
て、上記した、Mn，Ｓ，Seの他、Sb，Al，Ｎ，
Ｂ，BiおよびCuなどのうちから適宜に選んで少
量含有させることもできる。 さて上記の好適成分組成に調整された素材スラ
ブは、まず熱間圧延に先立つて1250℃以上、1380
℃以下の温度に加熱される。というのは、かかる
スラブ加熱処理は熱間圧延前にインヒビターを十
分解難固溶させるために施すものであるが、この
ためには少なくとも1250℃の高温での加熱を必要
とし、一方1380℃を超えると結晶粒の粗大化を招
き、磁気特性が劣化するからである。 次に、加熱スラブは熱間圧延に供されるが、こ
の熱間圧延方法は通常、粗圧延機と称される１ス
タンドのミル１基で可逆的にまたは複数スタンド
のミルで可逆的あるいは連続的に圧延したのち、
仕上圧延機と称される数スタンドのミルで所定厚
まで連続して圧延するのが最も一般的な方法であ
る。 ところで従来かような熱間圧延においては、生
産性の面からの要請でできるだけ高速での圧延を
目指し、この熱間圧延におけるひずみ速度は、仕
上圧延で15〜30S-1程度、または粗圧延でもほと
んど6S-1以上の大きさであつた。 この点、熱延条件を綿密に検討した発明者らの
実験結果によれば、熱間圧延とくに粗圧延を、あ
る特定温度範囲でしかもひずみ速度が通常の速度
よりも小さい条件下に行う方が、磁気特性の改善
に極めて有利であることが突止められたのであ
る。 すなわち従来の熱間粗圧延温度はその終了温度
が1180℃以上あり、圧延そのものは1200℃以上の
高温でなされるのが通例であり、この発明のよう
に低温で行われることはなかつた。この理由は、
仕上圧延開始温度が低くなることを回避するため
であるが、この発明のようにひずみ速度を5s-1以
下とすれば、1050℃から1200℃までの温度範囲に
おいて磁気特性の向上が達成されるのである。 以下、実験例に基づき具体的に説明する。 第１図に、スラブの表面温度が種々に異なる場
合にパスで行う粗圧延の最終パス時の圧下を50％
と一定にして熱間圧延を行い、以後常法に従つて
方向性けい素鋼板を製造したときの、最終パス時
におけるひずみ速度が磁気特性（磁束密度B10）
に与える影響について調べた結果を、スラブの表
面温度をパラメータとしてまとめて示す。 第１図から明らかなように、スラブの表面温度
が1050〜1200℃の範囲であつてひずみ速度が5S-1
以下の場合には、従来に比べ極めて高い磁束密度
B10が得られた。この点従来の圧延法ではひずみ
速度が6S-1以上となつていたので、上述のような
効果は期待できなかつたのである。 次に第２図に、５パスで行う粗圧延において、
最終パス時の圧下率を４％、かつひずみ速度を
3.6S-1と一定した場合の最終パス時のスラブの表
面温度と磁束密度B10との関係について調べた結
果を示す。 スラブの表面温度が1200℃を超えるとひずみ速
度が3.6S-1と小さい場合であつても磁束密度は劣
化する。この理由は、被圧延材の温度が高すぎる
ので圧延中に回復が生じて再結晶しないためと考
えられる。一方スラブ表面温度が1050℃を下回る
とやはり磁気特性は劣化する。この場合、製品板
面に２次結晶不完全領域が広がつていた。 次に第３図に、スラブの表面温度が1050〜1200
℃の範囲において圧下率50％と一定にし、ひずみ
速度を種々に変更して粗圧延を行つた場合の、ひ
ずみ速度と最終製品板の２次再結晶不完全領域発
生率との関係を示す。 同図より明らかなように、ひずみ速度を5S-1以
下とすることにより、不完全領域の発生を大幅に
低減することができた。 なお上述した実験の過程において、圧延パス１
回当りの圧下率が15％に満たないと、熱延中に満
足のいく程度の再結晶が生ぜず、一方50％を超え
る圧下を一度に加えると耳割れなどの不都合が生
じることが明らかになつた。そこでこの発明で
は、スラブの表面温度が1050〜1200℃の範囲にお
いてひずみ速度5S-1以下で行う圧延の１回当りの
圧下率は、15％以上、50％以下の範囲に限定し
た。 次にこの発明の実施例について説明する。 実施例 １ Ｃ：0.035％，Si：3.02％，Mn：0.08％，Ｓ：
0.021％およびSb：0.018％を含有し、残部実質的
にFeの組成になる鋼を溶製し、連続鋳造によつ
て20本の供試スラブを作成した。ついで各供試ス
ラブを1320〜1380℃の温度に加熱したのち、次の
条件下に熱間圧延を施した。粗圧延は５回行うも
のとし、第４回目のパスの後スラブ表面温度が
1250℃および1150℃のとき、ひずみ速度：
3.6S-1、圧下率：40％で５回目の粗圧延を行い、
ついで高速の仕上圧延機で熱延鋼帯とした。その
後中間焼鈍を含む２回冷延法で、0.3mmを最終板
厚としたのち、脱炭焼鈍し、ついで分離剤を塗布
してコイルに巻取つたのち２次再結晶焼鈍を行つ
た。 得られた最終製品の２次再結晶不完全領域発生
率および磁気特性を表１に示す。
【表】
この発明に従う条件下に熱間圧延を行つた場合
は、２次再結晶不完全領域の発生率が極めて低
く、磁束密度（B10）、鉄損値（W17／50）とも
すぐれた値を示した。 実施例 ２ Ｃ：0.033％，Si：3.10％、Mn：0.075％，Se：
0.020％およびSb：0.019％を含有し、残部実質的
にFeの組成になる鋼を溶製し、連続鋳造によつ
て20本の供試スラブを作成した。ついで各供試ス
ラブを1320〜1380℃の温度に加熱したのち、次の
条件で熱間圧延を施した。粗圧延は３回行うもの
とし、第３回目のパスにつき、スラブ表面温度が
1180℃になつたとき、圧下率は50％で一定とし、
ひずみ速度を9.6，4.8，3.1および1.5S-1の４種に
変化させて、圧延し、ついで高速の仕上圧延機で
熱延鋼帯とした。その後、実施例１の場合と同様
な処理を施して最終製品を得た。 得られた最終製品の２次再結晶不完全領域発生
率と磁気特性を表２にまとめて示す。
は、２次再結晶不完全領域の発生率が極めて低
く、磁束密度（B10）、鉄損値（W17／50）とも
すぐれた値を示した。 実施例 ２ Ｃ：0.033％，Si：3.10％、Mn：0.075％，Se：
0.020％およびSb：0.019％を含有し、残部実質的
にFeの組成になる鋼を溶製し、連続鋳造によつ
て20本の供試スラブを作成した。ついで各供試ス
ラブを1320〜1380℃の温度に加熱したのち、次の
条件で熱間圧延を施した。粗圧延は３回行うもの
とし、第３回目のパスにつき、スラブ表面温度が
1180℃になつたとき、圧下率は50％で一定とし、
ひずみ速度を9.6，4.8，3.1および1.5S-1の４種に
変化させて、圧延し、ついで高速の仕上圧延機で
熱延鋼帯とした。その後、実施例１の場合と同様
な処理を施して最終製品を得た。 得られた最終製品の２次再結晶不完全領域発生
率と磁気特性を表２にまとめて示す。
【表】
表２に示した結果から明らかなように、この発
明に従う条件下に熱間圧延を行つた場合とくにひ
ずみ速度を3.1および1.5S-1と小さくした場合
（発明例Ｃ，Ｄ）には、２次再結晶不完全領域の
発生はほぼ０で、磁束密度B10および鉄損値
（W17／50）とも優れた値の方向性けい素鋼板が
得られた。 実施例 ３ Ｃ：0.035％，Si：3.02％，Mn：0.078％，Se：
0.018％およびSb：0.019％を含有し残部実質的に
Feの組成になる鋼を溶製し、連続鋳造によつて
20本の供試スラブを作成した。ついで各供試スラ
ブを1320〜1380℃の温度に加熱したのち次の条件
下に熱間圧延を施した。 粗圧延は５回行なうものとし、 (イ) 第４回目のパスは1180℃で33％の圧下率の下
にひずみ速度4.0S-1で、また第５回目のパスは
1080℃で40％の圧下率の下にひずみ速度3.6-1
で圧下した（発明例Ｅ）。 (ロ) 第４回目のパスは1230℃で33％の圧下率の下
にひずみ速度10.2S-1で、また第５回目のパス
は1150℃で40％の圧下率の下にひずみ速度
3.6S-1で圧下した（発明例Ｆ）。 ついで高速の仕上圧延機の熱延鋼帯とした。そ
の後実施例１の場合と同様な処理を施て最終製品
を得た。 得られた最終製品の２次再結晶不完全領域発生
率と磁気特性とについて調べた結果を、従来例と
比較して表３にまとめて示す。
明に従う条件下に熱間圧延を行つた場合とくにひ
ずみ速度を3.1および1.5S-1と小さくした場合
（発明例Ｃ，Ｄ）には、２次再結晶不完全領域の
発生はほぼ０で、磁束密度B10および鉄損値
（W17／50）とも優れた値の方向性けい素鋼板が
得られた。 実施例 ３ Ｃ：0.035％，Si：3.02％，Mn：0.078％，Se：
0.018％およびSb：0.019％を含有し残部実質的に
Feの組成になる鋼を溶製し、連続鋳造によつて
20本の供試スラブを作成した。ついで各供試スラ
ブを1320〜1380℃の温度に加熱したのち次の条件
下に熱間圧延を施した。 粗圧延は５回行なうものとし、 (イ) 第４回目のパスは1180℃で33％の圧下率の下
にひずみ速度4.0S-1で、また第５回目のパスは
1080℃で40％の圧下率の下にひずみ速度3.6-1
で圧下した（発明例Ｅ）。 (ロ) 第４回目のパスは1230℃で33％の圧下率の下
にひずみ速度10.2S-1で、また第５回目のパス
は1150℃で40％の圧下率の下にひずみ速度
3.6S-1で圧下した（発明例Ｆ）。 ついで高速の仕上圧延機の熱延鋼帯とした。そ
の後実施例１の場合と同様な処理を施て最終製品
を得た。 得られた最終製品の２次再結晶不完全領域発生
率と磁気特性とについて調べた結果を、従来例と
比較して表３にまとめて示す。
【表】
表３に示した結果から明らかなようにこの発明
に従う条件の下であれば、とりわけその実施パス
回数が多いほど、得られる磁気特性は良好であつ
た。 実施例 ４ Ｃ：0.032％，Si：3.2％，Mn：0.075％，Ｓ：
0.018％を含有し、残部は実質的にFeの組成にな
る鋼を溶製し、連続鋳造によつて20本の供試スラ
ブを作製した。ついで各供試スラブを1320℃から
1380℃の温度に加熱したのち、次の条件下に熱間
圧延を施した。熱間粗圧延は５パスを用いた。 (イ) 第４回目のパスは1180℃で15％の圧下率の下
にひずみ速度4s-1で、また第５回目のパスは
1100℃で10％の圧下率の下にひずみ速度8s-1で
圧下した（発明例Ｇ）。 (ロ) 第４回目のパスは1240℃で15％の圧下率の下
にひずみ速度8s-1で、また第５回目のパスは
1210℃で10％の圧下率の下にひずみ速度8.5s-1
で圧下した（発明例Ｈ）。 ついで(イ)，(ロ)ともに高速の仕上圧延機で熱延鋼
帯としたのち、実施例１と同様な処理を施して最
終製品とした。 得られた製品の磁気特性について調べた結果を
表４に示す。
に従う条件の下であれば、とりわけその実施パス
回数が多いほど、得られる磁気特性は良好であつ
た。 実施例 ４ Ｃ：0.032％，Si：3.2％，Mn：0.075％，Ｓ：
0.018％を含有し、残部は実質的にFeの組成にな
る鋼を溶製し、連続鋳造によつて20本の供試スラ
ブを作製した。ついで各供試スラブを1320℃から
1380℃の温度に加熱したのち、次の条件下に熱間
圧延を施した。熱間粗圧延は５パスを用いた。 (イ) 第４回目のパスは1180℃で15％の圧下率の下
にひずみ速度4s-1で、また第５回目のパスは
1100℃で10％の圧下率の下にひずみ速度8s-1で
圧下した（発明例Ｇ）。 (ロ) 第４回目のパスは1240℃で15％の圧下率の下
にひずみ速度8s-1で、また第５回目のパスは
1210℃で10％の圧下率の下にひずみ速度8.5s-1
で圧下した（発明例Ｈ）。 ついで(イ)，(ロ)ともに高速の仕上圧延機で熱延鋼
帯としたのち、実施例１と同様な処理を施して最
終製品とした。 得られた製品の磁気特性について調べた結果を
表４に示す。
【表】
以上実施例では主に、素材スラブとして連続鋳
造スラブを用いた場合について説明したが、これ
だけに限るものではなく、造塊ついで分塊圧延に
よつて作成した分塊スラブも同様にして使用でき
るのはいうまでもない。 かくしてこの発明によれば、熱間圧延に先立つ
高温でのスラブ加熱処理により結晶粒の粗大化が
生じた場合であつても、最終製品板の２次再結晶
粒の不完全領域を従来に比べ大幅に低減すること
ができ、磁気特性の顕著な改善が実現される。
造スラブを用いた場合について説明したが、これ
だけに限るものではなく、造塊ついで分塊圧延に
よつて作成した分塊スラブも同様にして使用でき
るのはいうまでもない。 かくしてこの発明によれば、熱間圧延に先立つ
高温でのスラブ加熱処理により結晶粒の粗大化が
生じた場合であつても、最終製品板の２次再結晶
粒の不完全領域を従来に比べ大幅に低減すること
ができ、磁気特性の顕著な改善が実現される。
第１図はひずみ速度が磁束密度B10に与える影
響をスラブ表面温度をパラメータとして示したグ
ラフ、第２図はスラブ表面温度と磁束密度B10と
の関係について示したグラフ、第３図はひずみ速
度と最終製品板の２次再結晶不完全領域発生率と
の関係について示したグラフである。
響をスラブ表面温度をパラメータとして示したグ
ラフ、第２図はスラブ表面温度と磁束密度B10と
の関係について示したグラフ、第３図はひずみ速
度と最終製品板の２次再結晶不完全領域発生率と
の関係について示したグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.02〜0.10重量％ Si：2.0〜4.5重量％ Mn：0.02〜0.15重量％ ＳおよびSeのうちから選んだ少なくとも一
種：0.008〜0.080重量％ を含有する方向性けい素鋼板用スラブを熱間圧延
し、ついで１回または中間焼鈍を挟む２回以上の
冷間圧延を施して最終板厚としたのち、脱炭焼鈍
し、しかるのち最終仕上焼鈍を施して方向性けい
素鋼板を製造するに当り、 該方向性けい素鋼板用スラブを1250℃以上、
1380℃以下の温度に加熱して圧延を施す熱間圧延
工程の粗圧延段階において、被圧延材の表面温度
が1050〜1200℃の間に、１回当りの圧下率が15％
以上、50％以下でかつひずみ速度が5s-1以下の条
件を満たす圧延を少なくとも１回施すことを特徴
とする方向性けい素鋼板用スラブの熱間圧延方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20035282A JPH0232327B2 (ja) | 1982-11-17 | 1982-11-17 | Hokoseikeisokohanyosurabunonetsukanatsuenhoho |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20035282A JPH0232327B2 (ja) | 1982-11-17 | 1982-11-17 | Hokoseikeisokohanyosurabunonetsukanatsuenhoho |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5993828A JPS5993828A (ja) | 1984-05-30 |
| JPH0232327B2 true JPH0232327B2 (ja) | 1990-07-19 |
Family
ID=16422864
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20035282A Expired - Lifetime JPH0232327B2 (ja) | 1982-11-17 | 1982-11-17 | Hokoseikeisokohanyosurabunonetsukanatsuenhoho |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0232327B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0426869B1 (en) | 1989-05-08 | 1998-08-12 | Kawasaki Steel Corporation | Process for manufacturing unidirectional silicon steel sheet excellent in magnetic properties |
| RU2580776C1 (ru) | 2012-03-29 | 2016-04-10 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Способ изготовления листа из текстурированной электротехнической стали |
| CN117460852A (zh) | 2021-05-31 | 2024-01-26 | 杰富意钢铁株式会社 | 取向性电磁钢板的制造方法 |
-
1982
- 1982-11-17 JP JP20035282A patent/JPH0232327B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5993828A (ja) | 1984-05-30 |
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