JPH0387316A - 磁気特性の安定した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方向性
けい素鋼板の製造方法に関し、とくに含けい素鋼スラブ
に施す高温加熱に伴う問題点の有利な解決策についての
開発研究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、ゴス方位と呼ばれる（１１０）［
００１１方位に高度に揃った２次再結晶粒を仕上焼鈍に
おいて形成させるものであり、仕上焼鈍に先立ち、 ■正常粒の成長を抑制させるためにインヒビターと呼ば
れるＭｎＳ，　ＭｎＳｅおよびＡＩＮなどの微細な析出
物を均一に析出分散させておくこと、■（１１０）　［
００１］方位以外の結晶組織は細粒化しておくこと、と
くに繊維状組織をつくり易い（　１００　）＜ｌｍｎ＞
組織を破壊しておくこと、 が必要である。

上記の要請を満足させるに当っては、熱間圧延工程の影
響を無視することはできず、特に、連続鋳造により得ら
れた含けい素鋼スラブを用いる場合は、スラブ加熱の影
響が極めて大きい。すなわち、インヒビターを微細に分
散析出させるには、インヒビターをスラブ加熱時に完全
に固溶させておかねばならないため、高温でのスラブ加
熱処理を必要とするが、高温度域で長時間加熱するとス
ラブの結晶組織が粗大化して、結晶組織に（１００）＜
１ｍｎ＞の繊維組織が出現する不利を招くからである。

そこでスラブ加熱は、特開昭６０−１９０５２０号公報
に開示のような、１３００℃〜１４５０℃程度の高温で
の短時間加熱方式が主流になりつつある。ここにスラブ
加熱方式としては、実公昭５８−２４３９７号公報や特
開昭６０−１４５３１８号公報に開示の誘導加熱法や通
電加熱法が、各スラブを個別に処理できるため熱間圧延
のチャンスの自由度が増す点で、また効率の面で、さら
には設備の建設費や維持・管理コストの面で有利である
とされている。

しかしながらこれらの加熱方法では、スラブの位置によ
って加熱にむらが生じ易く、加熱温度が不均一となって
製品の磁気特性がコイルの幅方向や長手方向で大きく変
動するという問題があった。

この点たとえば誘導加熱法に関しては、スラブ端部にお
ける温度低下の防止策として、特公昭５２−４７１７９
号公報に、スラブ端部の放熱による温度低下を抑え、ス
ラブ温度の均一化を図る方法が提案されているが、かよ
うな手法を試みてもなお、依然として磁気特性の不均一
性は残存しており、その解決が望まれていた。

（発明が解決しようとする課題） そこでＭｎＳやＭｎＳｅ、　ＡＩＮ等をインヒビターと
して含有するけい素鋼スラブに対する磁気特性の不均一
性を解消した有利な加熱方法を与えることが、この発明
の目的である。

（課題を解決するための手段） さて発明者らは、上記の目的を達成すべく、急速加熱が
有利とされていたスラブの昇温過程について新たに検討
したところ、該スラブの昇温途中、スラブ表面温度が所
定の温度に到達した時点で、一定温度低下させ、しかる
のち再び昇温させることか磁気特性の均一化に極めて有
効であることを新たに見出し、かかる知見に基づいてこ
の発明を完成させるに至ったのである。

すなわちこの発明は、含けい素鋼スラブを１３８０℃以
上の温度に加熱した後、熱間圧延を施し、その後１回も
しくは中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施したのち、脱
炭焼鈍を施し、次いで鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布して
から仕上焼鈍を施す一連の工程によって方向性けい素鋼
板を製造するに当たり、 上記のスラブ加熱段階において、スラブ表面温度が１２
３０〜１３５０℃の温度域に到達した時点で、一旦該ス
ラブを表面温度で５０〜１５０℃低下させ、しかるのち
スラブ中心温度で１４００℃以上の温度まで再加熱する
ことからなる磁気特性の安定した方向性けい素ｗ４ｖｉ
、の製造方法である。

以下、この発明の基礎となった実験結果について説明す
る。

Ｓｉ　：　３．１５ｗｔ％（以下単に％で示す）　、Ｍ
ｎ　：　０．０８％、Ｓｅ　：　０．０２０％およびＳ
ｂ　：　０．０２０％を含有し、残部は実質的にＦｅの
組成になるけい素鋼スラブを、従来の加熱方式に従って
、１２００℃に到達するまでガス燃焼炉で加熱した後、
誘導加熱炉に移送して１４３０℃まで９０分間かけて昇
温し、次いで１４３０℃で３０分間の均熱焼鈍を施し、
熱間圧延に供した。

一方、同一組成のスラブをこの発明法に従ってガス熱焼
炉で１２００℃まで加熱し、ついで誘導加熱炉に移送し
て表面温度が１２８０℃に到達するまで昇温した後、投
入電力を低減して１２００℃まで降温させてから、再び
加熱を開始し、３０分間かけて１４３０℃まで昇温し、
引き続きこの温度に３０分間保定した後、熱間圧延に供
した。

ついで両熱延コイルとも、公知の２回冷延法によって、
０．３０＋ｎｍ厚の冷延板に仕上げたのち、常法に従っ
て最終製品板に仕上げた。

かくして得られた各製品板の磁気特性を、コイル長手方
向に４００ｍごとに測定した結果を比較して第１図に示
す。

同図から明らかなように、この発明に従った場合には、
全体の平均特性もさる、ことながら、磁気特性の不均一
性が解消されている。

ちなみに同図における２０ケ所の測定値の平均値と標準
偏差を比較して示すと表１のとおりである。

表１ 同表から明らかなように、この発明法を適用することに
よって、均一な磁気特性を有する最終製品コイルが得ら
れたことがわかる。

次に、このような結果が得られた原因を解明すべく、同
一組成のスラブの厚み方向および長手方向にそれぞれ３
ケ所、計９ケ所熱電対を埋込み、実験室的に誘導加熱炉
で加熱した。この際、光学式の測温系でスラブ表面温度
を測温しつつ温度制御を行った結果を第２図（ａ）、　
（ｂ）、　（Ｃ）および（ｄ）に示す。

同図（ａ）は、表面温度１２８０℃にまで昇温させた時
、同図（ｂ）は、その後１２００℃まで表面温度を低下
させた時、同図（Ｃ）は、１４３０℃まで再加熱した時
、同図（ｄ）はその温度に２０分間保持した時の測定結
果である。

第２図（ａ）に示されたように、通常の単純な昇温では
、スラブ厚み方向における温度が不均一である上に、ス
ラブの長平方向についても温度の不均一性が甚しい。し
かしながら、−旦、スラブ温度を表面温度で８０℃降温
させることにより、長手方向の不均一性は大幅に改善さ
れた（第２図（ｂ））。

なお厚み方向の温度分布は昇温過程の温度分布と逆の傾
向を示している。ついで再び表面温度１４３゜℃に昇温
した時の測温結果（第２図（Ｃ））は、最初の昇温過程
における温度分布（第２図（ａ））と比較して、均一性
が格段に向上しており、これが結局１４３０℃での均熱
時（第２図（ｄ））における厚み方向および長手方向の
温度の均一性改善に結びついたものと考えられる。

従来ハ、スラブ昇温過程におけるインヒビターの完全固
溶および熱延工程での微細析出が最重要とされていたた
め急速加熱が良いとされていた。

したがって上記の実験のように昇温過程において一時冷
却を行うことは、析出インヒビターの粒径の増大（オス
トワルド戒長）を招き、インヒビターの解離・固溶に長
時間を要すため不利とされていたのである。

次に第３図（ａ）および（ｂ）に、上述の実験における
脱炭焼鈍板の表Ｎ（板厚１／１０）および中心層のイン
ヒビターの大きさについて透過電子顕微鏡を用いて観察
・計測した結果を、この発明法と従来法とで比較して示
す。

厚み方向の中心部（第３図（ｂ））については、両者で
差が少ないが、表層（第３図（ａ））についてはきわだ
った差異が認められる。すな−わち、従来法の材料では
インヒビターのサイズ分布はブロードであり、しかも細
かいものが多いのに対し、この発明法では、サイズ分布
がシャープでかつ、５００〜１０００人のものに集中し
ていた。抑制力を最もよりよく発揮するインヒビターの
サイズについては、適正サイズがあるとする説や、細か
いものが良いとする説に分かれていて、まだ定説は固ま
っていないけれども、この発明の実験結果では５００〜
ｉｏｏ。

人程度が良いという結果となっている。

ともあれ、この発明のスラブ加熱の方法によれば、イン
ヒビターの固溶゛・微細析出を損なうことなしにスラブ
温度の均一化が達成できる。

（作　用） さてこの発明で出発材料とする含けい素鋼スラブは、連
続鋳造法または造塊−分塊圧延法によって得られた方向
性けい素鋼用のスラブを対象とするが、その成分組成は
、次の組成範囲が好適である。なお連続鋳造法で得た方
向性けい素鋼スラブは特に、スラブ加熱の影響が大きく
熱間圧延で繊維状組織をつくり易いため、１３８０℃以
上のスラブ加熱による磁気特性の不均一性が問題となっ
ている。

Ｃ：　０．０１〜０．１０％ Ｃは、熱間圧延、冷間圧延中の組織の均一微細化のみら
なす、ゴス包囲の発達に有用な元素であリ、少なくとも
０．０１％以上の添加が好ましい。しかしながら０．１
０％を超えて含有されるとかえってゴス方位に乱れが生
じるので上限は０．１０％程度が好ましい。

Ｓｔ　：　２．０〜４．５％ Ｓｔは、鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に有効に寄与す
るが、４．５％を上まわると冷延性が損なわれ、一方２
．０％に満たないと比抵抗が低下するだけでなく、２次
再結晶・純化のために行われる最終高温焼鈍中に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
改善効果が得られないので、Ｓｉ量は２．０〜４．５％
程度とするのが好ましい。

Ｍｎ　：　０．０２〜０．１２％ Ｍｎは、熱間脆化を防止するため少なくとも０．０２％
程度を必要とするが、あまりに多すぎると磁気特性を劣
化させるので上限は０．１２％程度に定めるのが好まし
い。

インヒビターとしては、いわゆるＭｎＳ、ＭｎＳｅ系と
ＡｌＮ系とがある。ＭｎＳ、　ＭｎＳｅ系の場合は、Ｓ
ｅ、　Ｓのうちから選ばれる少なくとも１種：　０．０
０５〜０．０６％ Ｓｅｔ　　Ｓ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る。抑
制力確保の観点からは、少なくとも０．００５％程度を
必要とするが、０．０６％を超えるとその効果が損なわ
れるので、その下限、上限はそれぞれ０．０１％、　０
．０６％程度とするのが好ましい。

ＡｌＮ系の場合は、 Ａｌ　：　０．００５〜０．１０％、　Ｎ　：　０．０
０４〜０．０１５％ＡＩおよびＮの範囲についても、上
述したＭｎＳ、　ＭｎＳｅ系の場合と同様な理由により
、上記の範囲に定めた。ここに上記したＭｎＳ、　Ｍｎ
Ｓｅ系およびＡｌＮ系はそれぞれ併用が可能である。

インヒビター成分としては上記した３、　Ｓｅ、　ＡＩ
の他、（：ｕ、　Ｓｎ＋　Ｃｒ、　Ｇｅ、　Ｓｂ＋　Ｍ
ｏ＋　Ｔｅ、　ＢｉおよびＰなども有利に適合するので
、それぞれ少量併せて含有させることもできる。ここに
上記成分の好適添加範囲はそれぞれ、Ｃｕ、　Ｓｎ、　
Ｃｒ　：　０．０１〜０．１５％、Ｇｅ、　Ｓｂ、　Ｍ
ｏ、　Ｔｅ、　Ｂｉ　：　０．００５〜０．１％、Ｐ：
０．０１〜０．２％であり、これらの各インヒビター成
分についても、単独使用および複合使用いずれもが可能
である。

なおスラブは、上述したとおり、連続鋳造されたものも
しくはインゴットより分塊されたものを対象とするが、
連続鋳造された後に、分塊再圧されたスラブも対象に含
まれることはいうまでもない。

上記の好適成分組成になるスラブは、通常はまず従来型
のガス燃焼炉で加熱された後、誘導加熱炉に装入され、
ここで１３８０〜１４７０℃の温度まで加熱してこの温
度域に１０分間から１時間程度保持されるが、この発明
では、かかる昇温途中、スラブ表面温度が１２３０〜１
３５０℃の温度域に到達した時点で、温度を５０〜１５
０℃低下させ、しかるのち再昇温するのである。

ここで、−時的に温度を低下させる前のスラブ表面温度
到達点が、１２３０’Ｃに満たない場合は磁気特性の均
一化効果に乏しく、一方１３５０℃を超えるとインヒビ
ターが固溶し、その後の中心温度１３８０℃以上のスラ
ブ加熱処理によってスラブ組織が急激に粗大化し磁気特
性が劣化する。また低下せしめるスラブ温度を、表面温
度で５０〜１５０“Ｃとしたのは、５０℃未満の場合は
磁気特性の均一化効果に乏しく、一方１５０℃を超えた
場合は逆に磁気特性の不均一化を助長する結果になるか
らである。

次いで該スラブは、誘導加熱炉および／または通電加熱
炉において、インヒビターを固溶させるための高温再加
熱処理が施される。なおここでの昇温速度は、スラブ内
の温度の均一性を保つためにはあまり急速でない方が有
利といえるが、従来はど昇温速度には大きく影響されな
い。インヒビターの固溶には１３８０℃以上の均熱湯度
が必要であり、実用的には１３８０〜１４７０℃の範囲
が慣用される。

なお均熱時間は１０〜６０分が望ましいが、均熱温度に
よって決定されるべきものである。

そして加熱後のスラブに、常法に従う熱間圧延を施した
後、必要に応じて均一化焼鈍を施し、その後１回又は中
間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施して最終目標の板厚と
する。その後、脱炭１次再結晶焼鈍を施し、銅板表面に
焼鈍分離剤を塗布した後、１２００℃近傍での最終仕上
焼鈍にて２次再結晶および純化を行った後、絶縁コーテ
ィングを被放して製品とする。

（実施例） 実益型上 連続鋳造によって得たＣ　：　０．０３７％、Ｓｉ　：
　３．２５％、Ｍｎ　：　０．０７７％およびＳ　：　
０．０１７％を含有し、残部実質的にＦｅの組成になる
厚さ２００ｍｍのけい素鋼スラブ２５本を、熱間圧延に
先立ち、ガス燃焼式加熱炉で１２ＱＯ℃まで加熱した後
、スラブ誘導加熱炉にて、高温加熱した。その際、５グ
ループに分けて、それぞれ 第１グループ：　１２００℃まで表面温度を昇温させた
後、−時冷却し、再び昇温開始、 第２グループｉ　１２３０℃まで表面温度を昇温させた
後、−時冷却し、再び昇温開始、 第３グループ：　１２８０℃まで表面温度を昇温させた
後、−時冷却し、再び昇温開始、 第４グループ：　１３５０℃まで表面温度を昇温させた
後、−時冷却し、再び昇温開始、 第５グループ：　１３８０℃まで表面温度を昇温させた
後、−時冷却し、再び昇温開始させた。

また各グループについて一時冷却の温度降下分を２０℃
、　５０’Ｃ，１００”Ｃ，１５０℃，２００℃と変更
した。

ついで各スラブは、１４３０℃で３０分間の保持を行っ
た後、常法に従って２．６閣厚の熱延鋼帯に仕上げた。

各熱延鋼帯は、酸洗後、冷間圧延で０．８０ｍｍの中間
厚となし、次いで９００℃で２分間の中間焼鈍を行った
後、冷間圧延で０．３０＋ｍ＋＋の最終板厚に仕上げた
。

その後、湿水素中で８００℃，３分間の脱炭焼鈍を施し
たのち、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に
塗布してから、水素中で１２００’Ｃ１５時間の仕上焼
鈍を施した。

かくして得られた最終製品の磁気特性についてコイルの
位置による変動を評価するため、コイルの長手方向で４
００　ｍごとにサンプルを採取し、これらの平均値と標
準偏差を求めた。その結果を表２に示す。

表２から明らかなように、この発明に従って得られた製
品の磁気特性はコイルの位置によらず均一でかつ優れた
ものであることがわかる。

さらに、スラブ加熱昇温時の適性条件として、温度降下
開始時の表面温度として１２３０〜１３５０℃が良く、
この時の温度降下量としては５０〜１５０℃とすべきで
あることがわかる。

実施例２ 連続鋳造法によって得られた表３に示す組成の厚さ２５
０閣および２００ＩＩＩＩＩ＋のけい素鋼スラブを、２
５０閣厚のスラブについては分塊再圧によって２００ｍ
ｍ厚まで圧延した後、ガス燃焼炉に装入し、両者とも１
１５０’Ｃまで加熱した後、直ちにスラブ誘導加熱炉に
て表面温度１３００℃になるまで昇温し、その後投入電
力を弱めて１２２０℃まで降温させてから、再加熱して
１４５０℃まで昇温し、この温度に１５分間保持した後
、熱間圧延を施して２．３陥厚の調帯に仕上げた（適合
例）。

一方、両スラブをガス燃焼炉にて１１５０℃まで加熱し
た後、直ちにスラブ誘導加熱炉にて１４５０℃まで昇温
し、この温度に１５分間保持した後、熱間圧延をして２
．３肋厚の銅帯に仕上げた（比較例）。

次いで両者とも１１００℃で３０秒間の焼ならし処理を
施した後、０．６０ｍｍの中間厚となし、１０００℃で
２分間の中間焼鈍を行った後、冷間圧延で０．２３ｍｍ
の最終板厚に仕上げた。

その後、湿水素中で８４０℃，２分間のの脱炭焼鈍を施
したのち、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面
に塗布してから、水素中で１２００℃，１０時間の仕上
焼鈍を行った。

得られた調帯にコロイダルシリカ、無水クロム酸および
りん酸マグネシウムを主成分とするコーテイング液を塗
布し、平坦化焼鈍を行った。

かくして得られた最終製品の磁気特性について、コイル
の位置による変動を評価するため、コイルの長手方向で
４００ｍ　　ごとにサンプルを採取し、これらの平均値
と標準偏差を求めた結果を表３に併記する。

表３から明らかなように、この発明に従って得られた製
品の磁気特性はコイルの位置によらず均一でかつ優れた
ものであることがわかる。

実施例３ 表４に示す組成になるインゴット法によって得られた鋼
塊および連鋳法によって得られたスラブを、分塊再圧に
よって２２０ｍの厚さにしたのち、ガス燃焼炉に装入し
て１２００℃まで加熱した後、直ちにスラブ誘導加熱炉
にて表面温度が１３２０℃になるまで昇温し、その後投
入電力を落して１２７０℃まで降温した。

その後、１４６０℃まで昇温した後、この温度で３５分
間保持した後、熱間圧延を施して２．０ｍｍの鋼帯に仕
上げた（適合例）。

一方、両スラブをガス燃焼炉に装入して１２００℃まで
加熱した後、直ちにスラブ誘導加熱にて１４６０℃まで
加熱した後、この温度に３５分間保持した後熱間圧延を
施して２．０印の銅帯に仕上げた（比較例）。

次いで両者とも１０００℃で１分間の焼ならし処理を施
した後、１．５０ｍｍの中間厚となし、１０５０℃で２
分間焼鈍を行った後、急冷し、時効処理を含む冷間圧延
で０．２３ａｍの最終板厚に仕上げた。

その後、湿水素中で８４０℃，２分間の脱炭焼鈍を施し
た後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を鋼板表面に塗
布してから、水素中で■２００℃１１０時間の仕上焼鈍
を行った。

得られた調帯にコロイダルシリカ、無水クロム酸および
リン酸マグネシウムを主成分とするコーテイング液を塗
布し、平坦化焼鈍を行った。

かくして得られた最終製品の磁気特性について、コイル
の位置による変動を評価するため、コイルの長平方向で
４００ｍごとのサンプルを採取し、これらの平均値と標
準偏差を求めた。

その結果を表４に併記する。

表４より明らかなように、この発明に従って得られた製
品の磁気特性はコイルの位置によらず均一でかつ優れた
ものであることがわかる。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、けい素鋼スラブの加熱むら
ひいてはスラブ加熱温度の不均一性に由来する製品コイ
ルでの位置による磁気特性の変動を有利に抑制すること
ができ、高品質の方向性けい素鋼板を得ることができる
。

【図面の簡単な説明】

第１図は、スラブを誘導加熱炉で加熱したときのコイル
長手方向における磁気特性の変動を示すグラフ、 第２図（ａ）、　（ｂ）、　（Ｃ）および（ｄ）はそれ
ぞれ、この発明に従うスラブ加熱時における各加熱段階
でのスラブ厚み方向の温度分布を示したグラフ、第３図
（ａ）、　（ｂ）それぞれは、脱炭焼鈍板の表層と中心
部とのインヒビターのサイズ分布を示したグラフである
。 第１ 図 ０従幻六 ・発明法 コイル長Ｊｙ−ｆｙｆｉｉ１／ｌ距離（ｘ４００ｔｎ）
〜 （コ （コ 温！１（６ｃ） 賦 （コ ロす （） （） 温ｉＩ！（℃） べ　　　　べ 状　　　ね 温膚　（’Ｃノ イ固（父方し委丈牟（′／、） 柵数度孜串（％） −〇〇−

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、含けい素鋼スラブを１３８０℃以上の温度に加熱し
   た後、熱間圧延を施し、その後１回もしくは中間焼鈍を
   挟む２回の冷間圧延を施したのち、脱炭焼鈍を施し、次
   いで鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施
   す一連の工程によって方向性けい素鋼板を製造するに当
   たり、 上記のスラブ加熱段階において、スラブ表面温度が１２
   ３０〜１３５０℃の温度域に到達した時点で、一旦該ス
   ラブを表面温度で５０〜１５０℃低下させ、しかるのち
   スラブ中心温度で１４００℃以上の温度まで再加熱する
   ことを特徴とする磁気特性の安定した方向性けい素鋼板
   の製造方法。