JPH0663032B2 - 磁気特性と表面性状の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性と表面性状の良好な方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPH0663032B2 JPH0663032B2 JP61245596A JP24559686A JPH0663032B2 JP H0663032 B2 JPH0663032 B2 JP H0663032B2 JP 61245596 A JP61245596 A JP 61245596A JP 24559686 A JP24559686 A JP 24559686A JP H0663032 B2 JPH0663032 B2 JP H0663032B2
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- C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は圧延方向にすぐれた磁気特性を有し、かつ、表
面性状のすぐれた方向性珪素鋼板の製造方法に関する。
面性状のすぐれた方向性珪素鋼板の製造方法に関する。
方向性珪素鋼板は周知の如く変圧器その他の電気機器の
鉄心材料として使用され、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
る。
鉄心材料として使用され、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
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のごと
き析出物が鋼中に分散していて高温仕上げ焼鈍中に他の
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。そのためのインヒビター分散形態のコントロールは
熱間圧延に先立つ、スラブ加熱中にこれら析出物を一た
ん固溶させ、この後適当な冷却パターンの熱間圧延を施
すことが必要である。
はインヒビターとよばれる微細なMnS，MnSe，AlNのごと
き析出物が鋼中に分散していて高温仕上げ焼鈍中に他の
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。そのためのインヒビター分散形態のコントロールは
熱間圧延に先立つ、スラブ加熱中にこれら析出物を一た
ん固溶させ、この後適当な冷却パターンの熱間圧延を施
すことが必要である。
ここで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
で十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1350℃をこえるのが通例
でその際、多量の溶融スケールが発生し、これが加熱炉
の操業性を損うと共にへげや耳割れなどの発生原因にな
った。
のの通常1300℃以上の高温で行われるが、スラブ中心ま
で十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1350℃をこえるのが通例
でその際、多量の溶融スケールが発生し、これが加熱炉
の操業性を損うと共にへげや耳割れなどの発生原因にな
った。
（従来の技術） 例えば特公昭47-14627号公報によると、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、スラ
ブ加熱に際し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を提案し
ている。
ラブ加熱では必要な磁気特性が得られないとして、スラ
ブ加熱に際し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を提案し
ている。
また特開昭60-145318号公報では誘導加熱炉によるスラ
ブ加熱をより効果的に行う方法として、まずガス燃焼型
加熱炉にてスラブ中心部の温度が1000〜1230℃に達する
まで加熱し、その後不活性ガス雰囲気に制御可能な誘導
加熱炉によって、スラブ中心部の温度を1250℃以上1350
℃以下にして10分以上保持する方法を提案している。
ブ加熱をより効果的に行う方法として、まずガス燃焼型
加熱炉にてスラブ中心部の温度が1000〜1230℃に達する
まで加熱し、その後不活性ガス雰囲気に制御可能な誘導
加熱炉によって、スラブ中心部の温度を1250℃以上1350
℃以下にして10分以上保持する方法を提案している。
しかしながら、これらの方法においてもスラブ抽出時の
表面温度が高いことによって表面層の粒界に固溶したSe
やＳが、この後の粗圧延段階で粒界剥離を引きおこし線
状へげの如き表面欠陥をつくって製品の品質を著しく損
うことが問題になった。
表面温度が高いことによって表面層の粒界に固溶したSe
やＳが、この後の粗圧延段階で粒界剥離を引きおこし線
状へげの如き表面欠陥をつくって製品の品質を著しく損
うことが問題になった。
特公昭61-10530号公報には電気加熱方式で高温加熱した
珪素鋼スラブの表面欠陥低減法として、スラブ表面をプ
ラズマ溶融後溶融物を再凝固させる方法を提案している
が、この場合に問題としているのは連続鋳造の過程で鋳
型との融着防止に用いられるパウダーが原因となるよう
なへげの防止策であってこのような処理は粒界剥離に起
因するへげの防止には何等効果を示さなかった。
珪素鋼スラブの表面欠陥低減法として、スラブ表面をプ
ラズマ溶融後溶融物を再凝固させる方法を提案している
が、この場合に問題としているのは連続鋳造の過程で鋳
型との融着防止に用いられるパウダーが原因となるよう
なへげの防止策であってこのような処理は粒界剥離に起
因するへげの防止には何等効果を示さなかった。
（発明が解決しようとする問題点） 上に述べた線状へげの如き表面欠陥に由来した製品の品
質劣化のうれいのない有利な一方向性珪素鋼板の製造を
可能ならしめようとするものである。
質劣化のうれいのない有利な一方向性珪素鋼板の製造を
可能ならしめようとするものである。
（問題点を解決するための手段） 上述した問題を解決するために本発明者らは抽出時のス
ラブ表面温度と粗圧延までの時間をいろいろ変え、粒界
剥離に起因するへげの発生率や電磁特性を調査した結
果、抽出時のスラブ表面温度に応じ、抽出から粗圧延ま
での時間を制御することが、表面疵の防止と電磁特性の
向上の両方に有効であることを見出し、本発明を完成さ
せるに至った。
ラブ表面温度と粗圧延までの時間をいろいろ変え、粒界
剥離に起因するへげの発生率や電磁特性を調査した結
果、抽出時のスラブ表面温度に応じ、抽出から粗圧延ま
での時間を制御することが、表面疵の防止と電磁特性の
向上の両方に有効であることを見出し、本発明を完成さ
せるに至った。
本発明は Ｃ：0.02〜0.080wt％ Si：2.0〜4.5wt％ Mn：0.02〜0.10wt％ のほかインヒビター成分として Ｓ，Se，Alのうちから選ばれる少なくとも１種を合計0.
010〜0.080wt％にて含有する組成の珪素鋼スラブを素材
として熱間圧延と引続く、冷間圧延とを含む工程によっ
て0.10〜0.50mm厚の方向性珪素鋼板を製造するに当り、 熱間圧延に先立つスラブ加熱を低酸化雰囲気に制御した
誘導加熱炉にて、スラブ中心部温度が1300℃以上1450℃
以下に10分以上保持した後、 粗圧延を開始するまでの時間ｔ(min)を抽出時のスラブ
表面温度Ｔ（℃）の関数として次式の条件で決定するこ
とを特徴とする磁気特性と表面性状の良好な一方向性珪
素鋼板の製造方法 0.01Ｔ（℃）−12ｔ(min)0.015Ｔ（℃）−15 但し 1250℃Ｔ1450℃ である。
010〜0.080wt％にて含有する組成の珪素鋼スラブを素材
として熱間圧延と引続く、冷間圧延とを含む工程によっ
て0.10〜0.50mm厚の方向性珪素鋼板を製造するに当り、 熱間圧延に先立つスラブ加熱を低酸化雰囲気に制御した
誘導加熱炉にて、スラブ中心部温度が1300℃以上1450℃
以下に10分以上保持した後、 粗圧延を開始するまでの時間ｔ(min)を抽出時のスラブ
表面温度Ｔ（℃）の関数として次式の条件で決定するこ
とを特徴とする磁気特性と表面性状の良好な一方向性珪
素鋼板の製造方法 0.01Ｔ（℃）−12ｔ(min)0.015Ｔ（℃）−15 但し 1250℃Ｔ1450℃ である。
第１図はSi 3.25wt％、Mn 0.058wt％、Se 0.028wt％及
びSb 0.030wt％を含有する珪素鋼スラブを1200℃３Hrガ
ス燃焼型加熱炉で加熱した後、直ちに誘導加熱炉に装入
し、N2ガス雰囲気中で中心部温度が1330〜1380℃の温度
範囲に20min保持し、このとき抽出時の表面温度を投入
電力を制御することによって1250〜1450℃の範囲でいく
つか変え、更に抽出から粗圧延開始までの時間を変える
ことによって通常の２回冷延法で0.30mm厚に仕上げたと
きの製品のへげ発生率と磁束密度を示したものである。
びSb 0.030wt％を含有する珪素鋼スラブを1200℃３Hrガ
ス燃焼型加熱炉で加熱した後、直ちに誘導加熱炉に装入
し、N2ガス雰囲気中で中心部温度が1330〜1380℃の温度
範囲に20min保持し、このとき抽出時の表面温度を投入
電力を制御することによって1250〜1450℃の範囲でいく
つか変え、更に抽出から粗圧延開始までの時間を変える
ことによって通常の２回冷延法で0.30mm厚に仕上げたと
きの製品のへげ発生率と磁束密度を示したものである。
製品の磁束密度B10が1.90Ｔ以上で、へげ発生率を１％
以下に抑えることのできる条件としてスラブ抽出から粗
圧延開始までの時間ｔ(min)が抽出時のスラブ表面温度
Ｔ（℃）の関数として次式で与えられることは第１図よ
り明らかである。
以下に抑えることのできる条件としてスラブ抽出から粗
圧延開始までの時間ｔ(min)が抽出時のスラブ表面温度
Ｔ（℃）の関数として次式で与えられることは第１図よ
り明らかである。
0.01Ｔ（℃）−12ｔ(min)0.015Ｔ（℃）−15 但し、1250℃Ｔ1450℃ （作用） 本発明を適用する鋼素材は、Ｃ：0.020〜0.080wt％、S
i：2.0〜4.5wt％、Mn：0.02〜0.10wt％、インヒビター
成分としてはＳ，Se，Alのうちから選ばれる１種また
は、それらのうちの２種以上を総量で0.010〜0.080wt％
含むけい素鋼スラブである。
i：2.0〜4.5wt％、Mn：0.02〜0.10wt％、インヒビター
成分としてはＳ，Se，Alのうちから選ばれる１種また
は、それらのうちの２種以上を総量で0.010〜0.080wt％
含むけい素鋼スラブである。
Ｃの範囲を0.020〜0.080wt％としたのは熱間圧延中にα
＋γ域を通過させることによって熱延組織の改善をはか
ることを意図したものであり、その適正範囲として限定
したものである。
＋γ域を通過させることによって熱延組織の改善をはか
ることを意図したものであり、その適正範囲として限定
したものである。
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％を下まわると鉄損
改善効果が弱まること、および純化と２次再結晶のため
に行われる最終高温焼鈍においてα−γ変態によって結
晶方位のランダム化を生じ、十分な特性が得られないこ
とによる。
5％を上廻ると冷延性が損われ、2.0％を下まわると鉄損
改善効果が弱まること、および純化と２次再結晶のため
に行われる最終高温焼鈍においてα−γ変態によって結
晶方位のランダム化を生じ、十分な特性が得られないこ
とによる。
Mn量は熱間ぜい性による割れを生じない下限の量として
0.02％が必要であり、上限はMnSやMnSeの解離固溶温度
を高めないため、およびスラブ抽出から粗圧延に至る時
間規制の過程でインヒビターの粗大化をおこさせないた
め0.10％に制限される。
0.02％が必要であり、上限はMnSやMnSeの解離固溶温度
を高めないため、およびスラブ抽出から粗圧延に至る時
間規制の過程でインヒビターの粗大化をおこさせないた
め0.10％に制限される。
Ｓ，Se，AlはMnS，MnSe，AlN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の総量の
下限0.010wt％はインヒビターとして機能する最低量で
あり、上限の0.080wt％は、Mnの場合と同様インヒビタ
ー解離固溶をはかり易くすることと熱延中の粗大化防止
の点から定めた。
し、インヒビターとして作用するものでこれらの総量の
下限0.010wt％はインヒビターとして機能する最低量で
あり、上限の0.080wt％は、Mnの場合と同様インヒビタ
ー解離固溶をはかり易くすることと熱延中の粗大化防止
の点から定めた。
インヒビターとしては上記元素の他にSbやSn，As，Pb，
Bi，Cu，Mo，Ｂ等の粒界偏析元素が知られており、これ
らを使用することも可能である。なおAlをインヒビター
成分として用いる場合、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。
Bi，Cu，Mo，Ｂ等の粒界偏析元素が知られており、これ
らを使用することも可能である。なおAlをインヒビター
成分として用いる場合、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。
次に、本発明においては上記成分組成からなるけい素鋼
スラブを直接誘導加熱炉に装入し加熱するか、あるいは
スラブ温度が低い場合は、一たんガス燃焼型加熱炉で表
面にノロが発生しない程度の温度、例えば1200℃まで加
熱し、この後、直ちに低酸化性雰囲気に制御した、スラ
ブ誘導加熱炉に装入し、スラブ中心部温度が1300℃以上
1450℃以下の温度に10min以上保持されるように加熱す
る。
スラブを直接誘導加熱炉に装入し加熱するか、あるいは
スラブ温度が低い場合は、一たんガス燃焼型加熱炉で表
面にノロが発生しない程度の温度、例えば1200℃まで加
熱し、この後、直ちに低酸化性雰囲気に制御した、スラ
ブ誘導加熱炉に装入し、スラブ中心部温度が1300℃以上
1450℃以下の温度に10min以上保持されるように加熱す
る。
上記加熱温度はインヒビターの種類や量によって異な
り、含有されるインヒビターが全て固溶出来るように、
インヒビター量が多いほど高温で加熱されることにな
る。
り、含有されるインヒビターが全て固溶出来るように、
インヒビター量が多いほど高温で加熱されることにな
る。
誘導加熱炉においてスラブ中心温度は、インヒビターの
必要量固溶のための下限温度が少なくとも1300℃であ
り、一方1450℃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。
必要量固溶のための下限温度が少なくとも1300℃であ
り、一方1450℃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。
一般に誘導加熱炉でスラブを加熱する場合スラブ表層部
の方が加熱され易いためスラブ中心部が上記温度に達し
たとき表層部温度はそれ以上に高温になっている。この
ためスラブ中心部温度を所定に保ちながら投入電力をパ
ワーダウンし均熱終了時のスラブ表面温度を制御するこ
とになるが、抽出時のスラブ表面温度に応じ粗圧延開始
までの時間をコントロールするのが本発明の要点であ
り、その条件は前記した通り 0.01Ｔ（℃）−12ｔ(min)0.015Ｔ（℃）−15 但し、1250℃Ｔ1450℃ であり、磁気特性と表面の線状へげをつくらない条件と
して定められる。
の方が加熱され易いためスラブ中心部が上記温度に達し
たとき表層部温度はそれ以上に高温になっている。この
ためスラブ中心部温度を所定に保ちながら投入電力をパ
ワーダウンし均熱終了時のスラブ表面温度を制御するこ
とになるが、抽出時のスラブ表面温度に応じ粗圧延開始
までの時間をコントロールするのが本発明の要点であ
り、その条件は前記した通り 0.01Ｔ（℃）−12ｔ(min)0.015Ｔ（℃）−15 但し、1250℃Ｔ1450℃ であり、磁気特性と表面の線状へげをつくらない条件と
して定められる。
ここで抽出時スラブ表面温度は、1250℃未満では、熱延
中の温度降下によってインヒビターが粗大化しコイル全
長にわたる均一な磁性が確保出来なくなると共に、熱延
仕上温度が下り過ぎることによる表面欠陥の発生を生
じ、又、1450℃を越えると抽出から粗圧延までの保持時
間が長くなり生産性、経済性の点で好ましくない。
中の温度降下によってインヒビターが粗大化しコイル全
長にわたる均一な磁性が確保出来なくなると共に、熱延
仕上温度が下り過ぎることによる表面欠陥の発生を生
じ、又、1450℃を越えると抽出から粗圧延までの保持時
間が長くなり生産性、経済性の点で好ましくない。
この後の熱間圧延条件は通常と特に変るところはなく、
数パスの粗圧延とタンデムによる仕上げ熱延とによって
1.5〜3.5mm厚の熱延鋼帯に仕上げられる。熱延以降の工
程はインヒビターの量や種類、最終製品板厚に応じて１
回ないし中間焼鈍をはさむ２回の冷延と脱炭焼鈍、およ
び、これに続く高温箱焼鈍で0.15〜0.50mm厚の一方向性
けい素鋼板を製造出来る。
数パスの粗圧延とタンデムによる仕上げ熱延とによって
1.5〜3.5mm厚の熱延鋼帯に仕上げられる。熱延以降の工
程はインヒビターの量や種類、最終製品板厚に応じて１
回ないし中間焼鈍をはさむ２回の冷延と脱炭焼鈍、およ
び、これに続く高温箱焼鈍で0.15〜0.50mm厚の一方向性
けい素鋼板を製造出来る。
（実施例１） Ｃ 0.051wt％、Si 3.18wt％、Mn 0.075wt％、Al 0.028
wt％、Ｓ 0.021wt％、Cu 0.11wt％及びSn 0.12wt％を
含有する230mm厚珪素鋼スラブをまずガス燃焼炉にて118
0℃３Hrにわたり加熱した後直ちにスラブ誘導加熱炉に
てN2ガス雰囲気中で中心部温度が1350℃に達してから15
〜30min加熱し、投入電力を徐々に落して抽出時の表面
温度を1340℃と1280℃の２条件に変えた。次いで夫々の
条件に対し粗圧延を行うに際し、抽出から粗圧延までの
時間を25secで行ったものと120secで行ったものの２条
件を組合わせた。この後粗圧延で40mm厚のシートバーを
つくった後、仕上げタンデムミルで2.3mm厚の熱延鋼板
に仕上げた。
wt％、Ｓ 0.021wt％、Cu 0.11wt％及びSn 0.12wt％を
含有する230mm厚珪素鋼スラブをまずガス燃焼炉にて118
0℃３Hrにわたり加熱した後直ちにスラブ誘導加熱炉に
てN2ガス雰囲気中で中心部温度が1350℃に達してから15
〜30min加熱し、投入電力を徐々に落して抽出時の表面
温度を1340℃と1280℃の２条件に変えた。次いで夫々の
条件に対し粗圧延を行うに際し、抽出から粗圧延までの
時間を25secで行ったものと120secで行ったものの２条
件を組合わせた。この後粗圧延で40mm厚のシートバーを
つくった後、仕上げタンデムミルで2.3mm厚の熱延鋼板
に仕上げた。
この熱延鋼板を酸洗後１次冷延で1.5mm厚にし、1100℃
２minの中間焼鈍をH2＋N2雰囲気で行い、800℃以下を急
冷して炭化物の形態制御を行った後、２次冷延で0.23mm
の製品厚に仕上げた。
２minの中間焼鈍をH2＋N2雰囲気で行い、800℃以下を急
冷して炭化物の形態制御を行った後、２次冷延で0.23mm
の製品厚に仕上げた。
次いで800℃４minの脱炭焼鈍を湿水素雰囲気で行い焼鈍
分離剤としてMgOを塗布した後1200℃10Hrの箱焼鈍をH2
＋N2雰囲気で行った。このようにして得られた最終製品
の磁気特性と線状へげの発生率（製品コイル100ｍ毎の
線状へげの有無で発生率を算出）を表１に示した。
分離剤としてMgOを塗布した後1200℃10Hrの箱焼鈍をH2
＋N2雰囲気で行った。このようにして得られた最終製品
の磁気特性と線状へげの発生率（製品コイル100ｍ毎の
線状へげの有無で発生率を算出）を表１に示した。
本発明の条件を満すものが、磁気特性良好で線状へげの
発生は皆無であった。
発生は皆無であった。
（実施例２） Ｃ 0.040wt％、Si 3.29wt％、Mn 0.056wt％、Ｓ 0.02
4wt％及びSb 0.030wt％を含有する215mm厚の連続鋳造ス
ラブをまず通常のガス燃焼型加熱炉にて1180℃３Hr加熱
した後直ちに誘導加熱炉に装入し、N2雰囲気中で中心部
温度が1270℃に達してからこの温度をキープしつつ投入
電力を徐々に落しながら約20min均熱し、抽出時の表面
温度を1320℃まで下げた。抽出後のスラブは、テーブル
ローラ上を動かしながら60〜240sec保持し加熱炉抽出か
ら90secで粗圧延を開始したものと350sec後に粗圧延を
開始したものの２種類をつくった。
4wt％及びSb 0.030wt％を含有する215mm厚の連続鋳造ス
ラブをまず通常のガス燃焼型加熱炉にて1180℃３Hr加熱
した後直ちに誘導加熱炉に装入し、N2雰囲気中で中心部
温度が1270℃に達してからこの温度をキープしつつ投入
電力を徐々に落しながら約20min均熱し、抽出時の表面
温度を1320℃まで下げた。抽出後のスラブは、テーブル
ローラ上を動かしながら60〜240sec保持し加熱炉抽出か
ら90secで粗圧延を開始したものと350sec後に粗圧延を
開始したものの２種類をつくった。
粗圧延と仕上げ熱延とによって2.4mm厚の熱延鋼帯に仕
上げた後、１次冷延で0.65mm厚にし、950℃３minの中間
焼鈍の後、２次冷延で0.30mmの製品厚に仕上げた。この
後800℃４min湿水素中で脱炭焼鈍を行いMgOを塗布した
後1200℃５Hr乾燥水素中で仕上げ焼鈍を行った。
上げた後、１次冷延で0.65mm厚にし、950℃３minの中間
焼鈍の後、２次冷延で0.30mmの製品厚に仕上げた。この
後800℃４min湿水素中で脱炭焼鈍を行いMgOを塗布した
後1200℃５Hr乾燥水素中で仕上げ焼鈍を行った。
こうして得られた最終製品の磁気特性とへげ発生率は表
２のとおりで、本発明の条件で処理されたものが、すぐ
れた磁気特性を示した。
２のとおりで、本発明の条件で処理されたものが、すぐ
れた磁気特性を示した。
（実施例３） Ｃ 0.048wt％、Si 3.35wt％、Mn 0.080wt％、Se 0.030
wt％、Sb 0.030wt％を含有する215mm厚連続鋳造スラブ
を鋳造後中心部温度が900℃を下廻らない間に誘導加熱
炉に装入しN2雰囲気中で中心部温度が1380℃に達してか
らのこの温度をキープしつつ10〜20min均熱し、表面温
度を1450℃に合わせて抽出した。抽出後のスラブはテー
ブルローラー上で保持し抽出から粗圧延開始までの時間
を60〜210secの範囲で３種類として粗圧延と仕上圧延と
によって2.3mm厚の熱延鋼板に仕上げた。この後１次冷
延で0.65mm厚にし、1000℃、５minの中間焼鈍をH2＋N2
雰囲気で行ったのち２次冷延で0.23mmの製品厚に仕上げ
た。次いで800℃４minの脱炭焼鈍を湿水素雰囲気で行
い、MgOを塗布した後1200℃、10Hrの箱焼鈍をH2雰囲気
で行った、このようにして得られた最終製品の磁気特性
と線状ヘゲの発生率を表３に示した。本発明の条件を満
たすののヘゲ発生率は皆無で磁気特性は良好であった。
wt％、Sb 0.030wt％を含有する215mm厚連続鋳造スラブ
を鋳造後中心部温度が900℃を下廻らない間に誘導加熱
炉に装入しN2雰囲気中で中心部温度が1380℃に達してか
らのこの温度をキープしつつ10〜20min均熱し、表面温
度を1450℃に合わせて抽出した。抽出後のスラブはテー
ブルローラー上で保持し抽出から粗圧延開始までの時間
を60〜210secの範囲で３種類として粗圧延と仕上圧延と
によって2.3mm厚の熱延鋼板に仕上げた。この後１次冷
延で0.65mm厚にし、1000℃、５minの中間焼鈍をH2＋N2
雰囲気で行ったのち２次冷延で0.23mmの製品厚に仕上げ
た。次いで800℃４minの脱炭焼鈍を湿水素雰囲気で行
い、MgOを塗布した後1200℃、10Hrの箱焼鈍をH2雰囲気
で行った、このようにして得られた最終製品の磁気特性
と線状ヘゲの発生率を表３に示した。本発明の条件を満
たすののヘゲ発生率は皆無で磁気特性は良好であった。
第１図は、抽出時のスラブ表面温度（℃）と誘導加熱炉
からスラブを抽出後粗圧延を開始するまでの時間(min)
の変化によって最終製品の磁束密度B10（Ｔ）やへげ発
生率（製品コイル100毎のへげの有無により判定）の関
係を示した図。
からスラブを抽出後粗圧延を開始するまでの時間(min)
の変化によって最終製品の磁束密度B10（Ｔ）やへげ発
生率（製品コイル100毎のへげの有無により判定）の関
係を示した図。
Claims (1)
- 【請求項１】Ｃ：0.02〜0.080wt％ Si：2.0〜4.5wt％ Mn：0.02〜0.10wt％ のほかインヒビター成分として Ｓ，Se，Alのうちから選ばれる少なくとも１種を合計0.
010〜0.080wt％にて含有する組成の珪素鋼スラブを素材
として熱間圧延と引続く、冷間圧延とを含む工程によっ
て0.10〜0.50mm厚の方向性珪素鋼板を製造するに当り、 熱間圧延に先立つスラブ加熱を低酸化雰囲気に制御した
誘導加熱炉にて、スラブ中心部温度が1300℃以上1450℃
以下の範囲に10分以上保持した後、 粗圧延を開始するまでの時間ｔ(min)を抽出時のスラブ
表面温度Ｔ（℃）の関数として次式の条件で決定するこ
とを特徴とする磁気特性と表面性状の良好な一方向性珪
素鋼板の製造方法。 0.01Ｔ（℃）−12ｔ(min)0.015Ｔ（℃）−15 但し 1250℃Ｔ1450℃
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61-152901 | 1986-06-30 | ||
| JP15290186 | 1986-06-30 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63100128A JPS63100128A (ja) | 1988-05-02 |
| JPH0663032B2 true JPH0663032B2 (ja) | 1994-08-17 |
Family
ID=15550610
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61245596A Expired - Fee Related JPH0663032B2 (ja) | 1986-06-30 | 1986-10-17 | 磁気特性と表面性状の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0663032B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0726156B2 (ja) * | 1988-11-16 | 1995-03-22 | 川崎製鉄株式会社 | 磁気特性および表面性状に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH04128136U (ja) * | 1991-05-14 | 1992-11-24 | 株式会社ツガミ | 工具交換装置 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5980719A (ja) * | 1982-10-27 | 1984-05-10 | Kawasaki Steel Corp | 珪素鋼スラブの処理方法 |
| JPS60145318A (ja) * | 1984-01-09 | 1985-07-31 | Kawasaki Steel Corp | 方向性けい素鋼スラブの加熱方法 |
-
1986
- 1986-10-17 JP JP61245596A patent/JPH0663032B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63100128A (ja) | 1988-05-02 |
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