JPH03229823A - 磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、圧延方向に優れた磁気特性を有する一方向
性けい素鋼板の製造方法に関し、とくに素材として連鋳
スラブを用いた場合に懸念された加熱から熱間圧延に至
るまでの問題点の有利な解決策についての開発成果を開
示するものである。

（従来の技術） 方向性けい素鋼板は変圧器その他の電気機器の鉄心材料
として使用され、仮面に｛１１０｝面、圧延方向に＜０
０１＞軸が揃った２次再結晶粒によって構成される。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ＭｎＳ，　ＭｎＳｅ，　ＡＩ
Ｎなどの微細析出物を鋼中に分散させることにより、仕
上げ焼鈍中における他の方位の結晶粒の成長を効果的に
抑制することが必要である。インヒビターの分散形態の
コントロールは熱間圧延工程で行われ、スラブ加熱中に
前記析出物を一旦固溶させた後、適当な冷却パターンの
熱間圧延を施すことによって達成される。

ここにスラブ加熱は、インヒビターの量によって異なる
ものの、通常１３００℃以上の高温で行われるが、スラ
ブ中心まで充分な加熱を実現するためには、通常のガス
燃焼型加熱炉の場合、スラブ表面温度は１３００℃を超
えるのが通例で、その際、多量の溶融スケールが発生し
、これが加熱炉の操業性を損なうと共にへげ穴等の表面
欠陥の原因となる。

またインヒビターの完全固溶のために高温で長時間の加
熱を行うと、スラブ結晶粒が粗大化し、これに起因して
最終製品において２次再結晶不良が発生し、コイル長手
方向や幅方向において磁性にばらつきが生しるという問
題もあった。

上記の問題に対する解決策として、発明者は先に特開昭
６０−１４５３６８号公報や特開昭６２−１０２１３号
公報において、けい素鋼スラブの高温加熱を効率的に行
い得る、不活性ガス雰囲気に制御可能な誘導加熱炉を利
用した加熱方法を提案している。この方法は、磁性のば
らつきが少なく表面性状の良好な製品を得る上で有効で
あり、特に特開昭６３１０９１１５号公報に示したよう
にスラブを短時間で急速加熱して１４００℃以上に高め
た場合に良好な磁性が得られている。

しかしながらこの方法では、連続鋳造スラブを加熱する
場合に時々発生する局所的なスラブ溶融が問題となる。

すなわち、連鋳スラブの中心偏析部ではＣをはじめＳ、
Ｓｅなどの濃厚偏析があり、この部分の融点は他より低
い。そのため中心偏析度の高いスラブにおいてはその部
分の温度が固相線温度を超えると局所的な融解が始まり
、この状態でスラブを熱間圧延すると溶融部分が押し出
され、圧延トラブルを招くことになる。

（発明が解決しようとする課題） この発明は、連鋳スラブを誘導加熱方式によって短時間
に１３８０℃以上に加熱した場合にしばしば発生が懸念
された上記熱延トラブルを効果的に解消すると同時に、
電磁特性を損なわない効率的なスラブ加熱方法を提案す
ることを目的とする。

（課題を解決するための手段） 上記の問題を解決するためには、スラブ鋳造時に中心偏
析をつくらないことが第一であるが、連続鋳造の実操業
においては、これは極めて難しく、多かれ少なかれ中心
偏析が存在する。そこで発明者は、スラブ誘導加熱の昇
温パターンを種々変えることにより、熱延トラブルを生
じない条件を検討した。

その結果、連鋳スラブを熱間圧延に先立ち、先ず燃焼ガ
ス加熱炉で予備加熱したのち、誘導加熱炉で高温加熱を
施すに際し、スラブ温度が平均温度で１３００℃に達す
るまで平均昇温速度：１５０℃／ｈ以下で除熱すると中
心偏析層に析出する不純物が解離、拡散して中心偏析が
大幅に緩和され、その後１３８０℃以上の高温に急加熱
してもスラブ最大温度が融解の始まる固相線温度以下で
あれば熱延トラブルが発生することはなく、また電磁特
性も向上することを見出した。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明は、含けい素鋼連続鋳造スラブを、均
熱後、熱間圧延ついで１回又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たのち、脱炭・１次再結
晶焼鈍を施し、さらに最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程
よりなる一方向性けい素鋼板の製造方法において、 熱間圧延に先立ち、まず燃焼ガス加熱炉にて１０００〜
１２５０℃の温度範囲で３０ｍｉｎ以上の予備加熱を施
したのち、誘導加熱炉にて１３８０℃以上の温度に５ｗ
１ｎ以上加熱する均熱処理を施すに当り、■予備加熱終
了後、スラブ平均温度が１３００℃に達するまで、平均
昇温速度：１５０℃／ｈ以下の速度で加熱すること、 ■スラブ内の最大温度を固相線温度以下とすること からなる磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法
である。

以下、この発明を具体的に説明する。

さてスラブ昇温パターンの制御によって中心偏析部の局
所的な融解が避けられることは、次の実験によって確か
められた。

Ｃ：　０．０６０ｗｔ％（以下単に％で示す）　、Ｓｉ
　：　３．４０％、Ｍｎ　：　０．０８０％、Ｓ　：　
０．０２５％および八１　：　０．０２５％を含有する
連続鋳造スラブから、中心偏析を含む小スラブ片を切り
出し、ガス燃焼型加熱炉にて１２００℃１３ｈの予備加
熱を施した。ついで誘導加熱炉に移送し、１２００〜１
３００℃間を種々の昇温速度で加熱したのち、均熱温度
まで１０００℃／ｈの速度で昇温し、その温度に３０ｍ
ｉｎ保持した。

なおスラブ均熱温度は（１）式から求まる固相線温度前
後の４条件で行い、均熱後のスラブ片は切断し、中心偏
析部で局所的な融解が起こったか否かを結晶組織観察に
よって判定した。

Ｔ　＝１５３６　　（４１５，５（％Ｃ）　＋１２．３
（％Ｓｉ）　＋６．８（χＭｎ）＋１２４．５（χＰ）
　＋１８３．９（ＸＳ）　＋４．３（！Ｎｉ）＋４．Ｈ
χ八へ））　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　−−−（１）（１）式は偏析がない場合の固相線温度
を表す式で、上記の成分系ではＴ＝１４６３℃であるが
、中心偏析部においてはそれぞれの成分濃度が大きくな
るので、固相線温度はこれよりも低くなる。

第１図は、この結果を示したもので、１２００℃まで加
熱後、誘導加熱炉での１２００〜１３００℃間の平均昇
温速度が１５０℃／ｈ以下であれば、代表成分から定ま
る固相線温度以下の加熱で、中心偏析部においても局所
的な溶解が生しないことが確認された。

第２図は、上記成分のスラブ片を熱間圧延して２、２ｍ
ｍ厚の熱延板にしたのち、中間焼鈍を含む冷延２回法で
（最終冷延圧下率８５％）０．２３ｍｍ厚に仕上げたの
ち、常法に従って処理して得た製品の磁束密度について
調べた結果を、１２００〜１３００℃間における平均昇
温速度との関係で均熱温度毎に示したものである。

同図より明らかなように、局所溶解を生じる昇温速度で
加熱した場合には磁束密度が低くなる傾向がみられる。

（作　用） この発明の素材である含けい素鋼としては、従来公知の
成分組成いずれもが適合するが、代表組成を掲げると次
のとおりである。

Ｃ：　０．０２０〜０．１０％、 Ｃの範囲を０．０２０〜０．１０％としたのは、熱間圧
延中にα＋Ｔ領域を通過させることによって熱延組織の
改善を図ることを意図したからであり、その適正範囲と
して定めたものである。

Ｓｉ　：　２．０〜４．０％ Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高め鉄損低減に有効であるが、
４．０％を上回ると冷延性が損なわれ、一方２．０％を
下回ると鉄損改善効果が弱まるだけでなく、純化と２次
再結晶のために行われる最終高温焼鈍でα−γ変態によ
って結晶方位がランダム化し、十分な特性が得られなく
なる。

Ｍｎ　：　０．０２〜０．１５％ Ｍｎは、熱間脆化を生じない下限の量として少なくとも
０．０２％が必要であり、上限の０．１５％は主に経済
的理由から定めたものである。

Ｓ、ＳｅおよびＡＩのうちから選んだ少なくとも一種：
　０．０１０〜０．０８０％ 上記した各成分はいずれも方向性けい素鋼板の２次再結
晶を制御するインヒビターとして有力な元素であり、抑
制力確保の観点からは少なくとも０．０１０％を必要と
するが、ｏ、ｏｓｏ％を超えるとかえってその添加効果
が損なわれるので、０．０１０〜０．０８０％の範囲で
添加することが望ましい。

なおインヒビターとしては、上記したＳ、５ｅＡｌの他
に、Ｓｂ、　Ｓｎ、　Ａｓ、　Ｐｂ、旧、　Ｃｕ、　Ｍ
ｏおよびＢ等の粒界偏析元素が知られているが、これら
が共存するとき中心偏析指数に若干の影響があるとして
も、この発明の条件を大幅に変えることはなく、この発
明の範囲に含まれるものである。なおＡＩＮをインヒビ
ターとする場合１にバランスするＮ量が必要になるのは
いうまでもない。

次にこの発明では、上記の好適成分に調整した連鋳スラ
ブを、通常のガス燃焼型加熱炉に装入し１０００〜１２
５０℃の温度範囲にて３０ｍｉｎ以上予備加熱する。こ
れは誘導加熱炉で急速短時間加熱を行う際の温度均一性
を高めるために予め行うものであるが、１２５０℃を超
えると表面のノロが溶け、外観や操業性を損なうことの
他、スラブの垂れを生じ、誘導加熱炉への装入が難しく
なるため、上記の温度範囲に限定した。

ついでガス炉から抽出したスラブを、直ちに誘導加熱炉
に装入し、インヒビターを完全に固溶させるべく　１３
８０℃以上の高温加熱に供するが、このときの昇温パタ
ーンがこの発明における最も重要な要点である。すなわ
ち誘導加熱の利点は短時間急速高温加熱が可能なことで
あるが、固相線直下の高温まで急速加熱を行うと中心偏
析部で局所的な溶解が生し、磁性が損なわれると共に熱
延時にトラブルが発生する。これを回避するためには、
前掲第１回に示したとおり、１３００℃まで１５０℃／
ｈ以下の速度で昇温すること肝要である。なお昇温速度
の下限は特に設ける必要はないけれども、工業的生産効
率を考えた場合には１０℃／ｈ以上とするのが望ましい
。

ここに除熱温度範囲の上限を１３００℃に定めた理由は
、この温度域を超えて除熱すると中心偏析の解離拡散に
は有効であっても結晶粒の粗大化が起こり電磁特性が損
なわれるからである。

またスラブ加熱温度の上限を固相線温度以下に定めたの
は、この温度を超えると第２図に示したように電磁特性
が劣化すると共に、熱延トラブルの発生頻度が高まるこ
とによる。

加熱後のスラブは、熱間圧延によって１．５〜３．０ｍ
ｍ厚の熱延鋼帯に仕上げたのち、インヒビター成分系に
応じ１回または中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施して
０．１５〜０．３５ｍｍの製品厚に仕上げ、ついで常法
に従って脱炭・１次再結晶焼鈍、２次再結晶焼鈍および
純化焼鈍を施して製品とする。

（実施例１） Ｃ：　０．０４０％、Ｓｉ　：　３．４５％、Ｍｎ　：
　０．０８％、Ｓｅ：０．０２５％およびＳｂ　：　０
．０３０％を含有する連続鋳造スラブを、まずガス炉に
て１２３０℃１３ｈの予備加熱を施したのち、直ちに誘
導加熱炉に装入してから１３００℃までを１００℃／ｈ
および１０００℃／ｈの２条件で昇温し、ついで１４５
０℃の温度に２０ｍｉｎ保持する均熱処理を行った。

その後、熱間圧延によって２．４ｍｍ厚の熱延板とした
のち、１次冷延で０．６５ｍｍ厚に仕上げ、ついで９０
０　’Ｃ１３ｍｉｎの中間焼鈍を施した後、２次冷延に
よって０．２３ｍｍの最終板厚に仕上げた。その後湿水
素中で８００℃１３ｍｉｎＯ脱炭・１次再結晶焼鈍を施
したのち、ＭｇＯを塗布してから■２中で１２００’Ｃ
１１０ｈの最終仕上げ焼鈍を施した。

かくして得られた製品板の磁気特性について調べた結果
を表１に示す。

表　　１ 〔実施例２］ Ｃ：　０．０６２％、Ｓｉ　：　３．３５％、Ｍｎ　：
　０．０７８％、Ｓ：０．０２７％、Ａｌ　：　０．０
２７％およびＮ　：　０．００９０％を含有する連続鋳
造スラブを、まずガス炉にて１２００℃１３，５ｈの予
備加熱を施したのち、直ちに誘導加熱炉に装入してから
１３００℃までを１００℃／ｈおよび１０００’Ｃ／ｈ
の２条件で昇温し、ついで１４４０℃の温度に２０ｍｉ
ｎ保持する均熱処理を行った。

その後、熱間圧延によって２．３ｍｍ厚の熱延板とした
のち、１次冷延で１．３ｍｍ厚に仕上げ、ついで１００
０℃１２ｍｉｎの中間焼鈍を施した後、２次冷延によっ
て０　、２３ｍｍの最終板厚に仕上げた。その後湿水素
中で８００℃１３ｍｉｎＯ脱炭・１次再結晶焼鈍を施し
たのち、ＭｇＯを塗布してからＨ２中で１２００℃１１
０ｈの最終仕上げ焼鈍を施した。

かくして得られた製品板の磁気特性について調べた結果
を表２に示す。

表２ （発明の効果） かくしてこの発明によれば、連鋳スラブを素材として一
方向性けい素鋼板を製造する場合に従来懸念された熱延
トラブルを効果的に解消して、磁気特性の優れた一方向
性けい素鋼板を安定して得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、スラブの局所溶解に及ぼす昇温速度と均熱温
度との関係を示したグラフ、 第２図は、磁束密度ＢＩｏ値に及ぼす昇温速度の影響を
均熱温度をパラメータとして示したグラフである。 同

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、含けい素鋼連続鋳造スラブを、均熱後、熱間圧延つ
   いで１回又は中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して
   最終板厚としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、さ
   らに最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程よりなる一方向性
   けい素鋼板の製造方法において、 熱間圧延に先立ち、まず燃焼ガス加熱炉に て１０００〜１２５０℃の温度範囲で３０ｍｉｎ以上の
   予備加熱を施したのち、誘導加熱炉にて１３８０℃以上
   の温度に５ｍｉｎ以上加熱する均熱処理を施すに当り、 （１）予備加熱終了後、スラブ平均温度が１３００℃に
   達するまで、平均昇温速度：１５０℃／ｈ以下の速度で
   加熱すること、 （２）スラブ内の最大温度を固相線温度以下とすること を特徴とする磁気特性の良好な方向性けい素鋼板の製造
   方法。