JPH0699751B2 - 電磁特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
電磁特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法Info
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- JPH0699751B2 JPH0699751B2 JP60270634A JP27063485A JPH0699751B2 JP H0699751 B2 JPH0699751 B2 JP H0699751B2 JP 60270634 A JP60270634 A JP 60270634A JP 27063485 A JP27063485 A JP 27063485A JP H0699751 B2 JPH0699751 B2 JP H0699751B2
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- 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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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、電磁特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方
法に関し、特に圧延方向にすぐれた磁気特性を有する一
方向性けい素鋼板の磁気特性のさらなる改善を実現し、
この明細書では変圧器の鉄心材料としてよりすぐれた性
質を与えるための方策として熱延前のスラブ加熱をより
効果的に行う方法について述べる。
法に関し、特に圧延方向にすぐれた磁気特性を有する一
方向性けい素鋼板の磁気特性のさらなる改善を実現し、
この明細書では変圧器の鉄心材料としてよりすぐれた性
質を与えるための方策として熱延前のスラブ加熱をより
効果的に行う方法について述べる。
一方向性けい素鋼板は、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、圧
延方向に沿う方向ですぐれた磁気特性を有することから
変圧器の鉄心材料として広く使用される。
〔100〕軸が揃った２次再結晶粒によって構成され、圧
延方向に沿う方向ですぐれた磁気特性を有することから
変圧器の鉄心材料として広く使用される。
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不純物（MnS,MnSe,A
lN,BN等）を鋼中に分散析出させて、高温仕上焼鈍中に
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。
は、インヒビターとよばれる微細な不純物（MnS,MnSe,A
lN,BN等）を鋼中に分散析出させて、高温仕上焼鈍中に
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。
上記インヒビター分散形態のコントロールとしては、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
固溶させた後、適当な冷却パターンの下に熱間圧延を施
す方法が知られている。
間圧延に先立つスラブ加熱中に、これら析出物を一たん
固溶させた後、適当な冷却パターンの下に熱間圧延を施
す方法が知られている。
かかる要請に応えるべく行われるスラブ加熱は、通常13
00℃以上の高温を採用しているが、スラブ中心部まで十
分に加熱するためには、通常のガス燃焼型加熱炉では、
スラブ表面温度が1350℃をこえることになる。その結
果、多量の溶融スケールが発生し、これが加熱炉の操業
を損うばかりでなく、粒界酸化に伴う表面欠陥や耳割れ
の原因になっている。
00℃以上の高温を採用しているが、スラブ中心部まで十
分に加熱するためには、通常のガス燃焼型加熱炉では、
スラブ表面温度が1350℃をこえることになる。その結
果、多量の溶融スケールが発生し、これが加熱炉の操業
を損うばかりでなく、粒界酸化に伴う表面欠陥や耳割れ
の原因になっている。
（従来の技術） 上述の点につき、従来技術；例えば特公昭47−14627号
では、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、そのようなスラブ加熱に加えて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。
では、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、そのようなスラブ加熱に加えて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
℃以下に導いて、10分以上、保持するという方法を提案
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
℃以下に導いて、10分以上、保持するという方法を提案
している。
しかしながら上掲の従来技術は、効率の良い加熱はでき
てもスラブ表面の温度を高くしすぎるので表面層の結晶
粒の粗大化を招き、これが熱間圧延で粗大伸長粒となっ
て最終製品の帯状細粒による磁性不良をもたらした。さ
らに、同種技術にかかる特公昭47−14627号で提案の方
法では、多量のノロが発生し、表面疵や加熱炉の操業性
に問題があった。
てもスラブ表面の温度を高くしすぎるので表面層の結晶
粒の粗大化を招き、これが熱間圧延で粗大伸長粒となっ
て最終製品の帯状細粒による磁性不良をもたらした。さ
らに、同種技術にかかる特公昭47−14627号で提案の方
法では、多量のノロが発生し、表面疵や加熱炉の操業性
に問題があった。
これに対して、特開昭60−145318号においては、スラブ
温度の上限を1350℃に抑えて解決をはかろうとしてい
る。しかし、この技術も磁性の向上を図るのには有効で
あっても、上記した結晶粒粗大化の問題に対する解決に
はなっていなかった。
温度の上限を1350℃に抑えて解決をはかろうとしてい
る。しかし、この技術も磁性の向上を図るのには有効で
あっても、上記した結晶粒粗大化の問題に対する解決に
はなっていなかった。
（発明が解決しようとする問題点） 上述の問題点を解決する方法として、本発明者は先に15
〜50％の予備熱延を施したけい素鋼の連鋳スラブを、誘
導加熱炉で高温加熱することにより、加熱後の結晶粒の
粗大化を生じさせることなく、インヒビター増量に伴う
磁性改善が可能になることを示した。しかし、この方法
は予備熱延を行うための予備加熱を行う工程が余分に加
わることと、スラブのハンドリングに手間がかかるなど
の問題点を残していた。要するに本発明はかかる問題点
の克服を目指すところにその目的がある。
〜50％の予備熱延を施したけい素鋼の連鋳スラブを、誘
導加熱炉で高温加熱することにより、加熱後の結晶粒の
粗大化を生じさせることなく、インヒビター増量に伴う
磁性改善が可能になることを示した。しかし、この方法
は予備熱延を行うための予備加熱を行う工程が余分に加
わることと、スラブのハンドリングに手間がかかるなど
の問題点を残していた。要するに本発明はかかる問題点
の克服を目指すところにその目的がある。
（問題点を解決するための手段） 上述した解決を必要とする課題に対し、本発明は、鋳造
後のスラブを、まずガス燃焼型スラブ加熱炉でスラブ中
心部の温度が900〜1250℃の温度域に達するまで加熱し
てから10〜50％圧下率の熱間圧延を行い、その後直ち
に、誘導加熱炉にてスラブ中心部の温度が1350℃を超え
1420℃以下になる温度域にて10分間以上保持することに
よって工程の簡略化と磁気特性の改善を同時に実現する
こととしたのである。
後のスラブを、まずガス燃焼型スラブ加熱炉でスラブ中
心部の温度が900〜1250℃の温度域に達するまで加熱し
てから10〜50％圧下率の熱間圧延を行い、その後直ち
に、誘導加熱炉にてスラブ中心部の温度が1350℃を超え
1420℃以下になる温度域にて10分間以上保持することに
よって工程の簡略化と磁気特性の改善を同時に実現する
こととしたのである。
なお、連続鋳造スラブの場合高温加熱する前に予め５〜
50％ないし30〜70％の圧延を施した後、通常の方法で12
60〜1400℃に加熱してから仕上げの熱間圧延を行う方法
としては特公昭50−37009号や特公昭54−27820号公報に
提案されている既知の方法に従があり、連鋳スラブの鋳
造組織を破壊し、加熱後の結晶粒の粗大化をかなり抑え
る効果があることが知られている。
50％ないし30〜70％の圧延を施した後、通常の方法で12
60〜1400℃に加熱してから仕上げの熱間圧延を行う方法
としては特公昭50−37009号や特公昭54−27820号公報に
提案されている既知の方法に従があり、連鋳スラブの鋳
造組織を破壊し、加熱後の結晶粒の粗大化をかなり抑え
る効果があることが知られている。
しかしながら、インヒビターの量を増やし、かつより高
温でのスラブ加熱によって磁性改善をはかろうとする場
合、従来のスラブ加熱方式のままででは、1350℃以上と
いう高温の長い滞留時間を要するため、スラブ結晶粒の
粗大化による製品での帯状細粒の発生がみられ、期待ど
うりの磁性改善効果がえられないだけでなく、すでに触
れたように、多量の溶融スケールの発生によって表面欠
陥が多発する。この点、非酸化雰囲気に制御可能な誘導
加熱炉の採用は、高温における滞留時間を短くできるこ
とから、これらの問題解決に特に有効である。
温でのスラブ加熱によって磁性改善をはかろうとする場
合、従来のスラブ加熱方式のままででは、1350℃以上と
いう高温の長い滞留時間を要するため、スラブ結晶粒の
粗大化による製品での帯状細粒の発生がみられ、期待ど
うりの磁性改善効果がえられないだけでなく、すでに触
れたように、多量の溶融スケールの発生によって表面欠
陥が多発する。この点、非酸化雰囲気に制御可能な誘導
加熱炉の採用は、高温における滞留時間を短くできるこ
とから、これらの問題解決に特に有効である。
（作用） 本発明を適用する鋼素材は、重量％で、C:0.020〜0.080
wt％（以下は単に「％」で示す）、Si:2.0〜4.5％、Mn:
0.02〜0.15％、インヒビター成分としてはS,Se,Alおよ
びＢ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0.010〜0.15％含むけい素鋼スラブであ
る。
wt％（以下は単に「％」で示す）、Si:2.0〜4.5％、Mn:
0.02〜0.15％、インヒビター成分としてはS,Se,Alおよ
びＢ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0.010〜0.15％含むけい素鋼スラブであ
る。
Ｃの範囲を0.020〜0.080％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集合組織の改善を
はかることを意図したもまであり、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集合組織の改善を
はかることを意図したもまであり、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％を上回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変態による
結晶方位のランダム化を生じ、十分な特性が得られな
い。
4.5％を上回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変態による
結晶方位のランダム化を生じ、十分な特性が得られな
い。
Mn量は、熱間脆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
を高めないために、0.15％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
を高めないために、0.15％に制限される。
S,Se,AlおよびＢは、MnS,MnSe,AlNまたはBN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、
これら総量の下限0.010％はインヒビターとして機能す
る最低量であり、上限の0.15％は主に経済的理由から決
まる。
に微細に分散し、インヒビターとして作用するもので、
これら総量の下限0.010％はインヒビターとして機能す
る最低量であり、上限の0.15％は主に経済的理由から決
まる。
インヒビターとしては、上記元素の他、SbやSn,As,Pb,B
i,Cu,Mo等の粒界偏析型元素が知られており、これらの
使用も可能である。なお、AlやＢをインヒビター成分と
する場合、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。
i,Cu,Mo等の粒界偏析型元素が知られており、これらの
使用も可能である。なお、AlやＢをインヒビター成分と
する場合、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、まずガス燃焼型加熱によってスラブ中心部の
温度が900℃以上1250℃以下になるまで加熱する。この
温度範囲の限定理由は、その後に行う熱間変形を好適に
することによって組織改善をはかるための適正温度を確
保することを第１の目的としており、下限を下まわると
変形荷重が増え、上限を超えると動的回復がおこり、効
果的な組織改善が行われなくなる。また、表面でのノロ
発生が著しくなり、表面庇の原因になることもかかる制
限の理由である。
スラブを、まずガス燃焼型加熱によってスラブ中心部の
温度が900℃以上1250℃以下になるまで加熱する。この
温度範囲の限定理由は、その後に行う熱間変形を好適に
することによって組織改善をはかるための適正温度を確
保することを第１の目的としており、下限を下まわると
変形荷重が増え、上限を超えると動的回復がおこり、効
果的な組織改善が行われなくなる。また、表面でのノロ
発生が著しくなり、表面庇の原因になることもかかる制
限の理由である。
次いで、ガス燃焼炉で加熱したスラブは、直ちに10〜50
％の熱間圧延に供するが、この圧下範囲の規制理由は、
第１図に示すところから明らかである。この第１図は、
実験室規模のスラブ誘導加熱炉で柱状晶からなる連鋳ス
ラブを、その中心部の温度が1380℃到達後15分加熱した
際の加熱後スラブの平均結晶粒径をスラブ誘導加熱前に
加えた熱延下率に対して示したものである。ここで平均
結晶粒径の定義は、結晶が全て球形であると仮定して、
観察面の結晶粒個数と総面積から算出したものである。
一般に熱延前のスラブ平均結晶粒径が20mmを超えると、
最終製品で帯状細粒が発生し、磁性劣化を生じるといわ
れているが、この図から判るように誘導加熱炉によるス
ラブ高温加熱前の熱延圧下率が10％以上であると、平均
粒径は20mmを下まわることが分る。
％の熱間圧延に供するが、この圧下範囲の規制理由は、
第１図に示すところから明らかである。この第１図は、
実験室規模のスラブ誘導加熱炉で柱状晶からなる連鋳ス
ラブを、その中心部の温度が1380℃到達後15分加熱した
際の加熱後スラブの平均結晶粒径をスラブ誘導加熱前に
加えた熱延下率に対して示したものである。ここで平均
結晶粒径の定義は、結晶が全て球形であると仮定して、
観察面の結晶粒個数と総面積から算出したものである。
一般に熱延前のスラブ平均結晶粒径が20mmを超えると、
最終製品で帯状細粒が発生し、磁性劣化を生じるといわ
れているが、この図から判るように誘導加熱炉によるス
ラブ高温加熱前の熱延圧下率が10％以上であると、平均
粒径は20mmを下まわることが分る。
本発明で圧下率の上限を50％としたのは、これ以上圧下
率が高くなるとスラブ厚が薄くなり、誘導加熱における
加熱効率が悪くなるからである。
率が高くなるとスラブ厚が薄くなり、誘導加熱における
加熱効率が悪くなるからである。
なお、ガス燃焼型スラブ加熱炉で、予熱したスラブは、
その後誘導加熱炉でインヒビター固溶のための高温加熱
を行うが、両加熱の間に加える上記圧下率の熱間圧延
は、一連の熱延設備として配置される粗圧延機を用いる
ことが、スラブのハンドリング上、効率的である。ま
た、誘導加熱炉では、スラブは垂直保持されて、加熱さ
れることから、上記粗圧延に際しては、スラブ側面形状
が崩れ垂直保持が困難とならないよう、エッジング処理
等によってフラットな側面形状をつくることが望まし
い。
その後誘導加熱炉でインヒビター固溶のための高温加熱
を行うが、両加熱の間に加える上記圧下率の熱間圧延
は、一連の熱延設備として配置される粗圧延機を用いる
ことが、スラブのハンドリング上、効率的である。ま
た、誘導加熱炉では、スラブは垂直保持されて、加熱さ
れることから、上記粗圧延に際しては、スラブ側面形状
が崩れ垂直保持が困難とならないよう、エッジング処理
等によってフラットな側面形状をつくることが望まし
い。
かくして10〜50％圧下率の熱間圧延を施したスラブは、
誘導加熱炉にて高温加熱に供せられるが、このときスラ
ブ最冷点の温度はキューリー点を下まわらないことが本
発明では必要である。この理由はキューリー点以下では
透磁率が温度に依存して変わることから、スラブ温度が
キューリー点以下であると誘導加熱においてスラブ温度
を均一にするのに時間がかかるためである。なお本発明
の対象鋼ではキュ…リー点はほぼ740〜785℃の範囲であ
る。
誘導加熱炉にて高温加熱に供せられるが、このときスラ
ブ最冷点の温度はキューリー点を下まわらないことが本
発明では必要である。この理由はキューリー点以下では
透磁率が温度に依存して変わることから、スラブ温度が
キューリー点以下であると誘導加熱においてスラブ温度
を均一にするのに時間がかかるためである。なお本発明
の対象鋼ではキュ…リー点はほぼ740〜785℃の範囲であ
る。
また、この誘導加熱炉によるスラブ加熱は、インヒビタ
ーの量に応じ、スラブ中心部の温度が1350℃を超1420℃
以下になる範囲内の温度に10分間以上保持される。この
点特開昭60−145318号ではスラブ中心部の温度が1250℃
以上1350℃以下に規制されていたが、本発明では誘導加
熱前の熱間圧延によって柱状晶が破壊されるため、高温
加熱しても結晶粒の粗大化が防止できる。従って上記の
上限温度を1420℃まで高めることができ、その結果イン
ヒビター増量による磁性向上が実現できるのである。こ
の上限温度を1420℃と規制したのはこれ以上高温になる
とスラブの軟化により、加熱炉でのスラブの垂直保持が
困難となるためでりある。なお、このような高温加熱に
対しては、低酸化性ガス雰囲気でのスラブ加熱が、ノロ
発生による表面疵発生防止の点から重要であり、本発明
ではノロ流動性が増す1250℃以上において、誘導加熱炉
のO2パーセントが１％以下程度の低酸化に制御できる加
熱炉であることが好ましい。また、本発明の方法で加熱
されたけい素鋼スラブは、その後、熱間圧延によって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、特に変わるところはなく、インヒビターの量や種類
に応じ中間焼鈍を含む１回ないし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する。
ーの量に応じ、スラブ中心部の温度が1350℃を超1420℃
以下になる範囲内の温度に10分間以上保持される。この
点特開昭60−145318号ではスラブ中心部の温度が1250℃
以上1350℃以下に規制されていたが、本発明では誘導加
熱前の熱間圧延によって柱状晶が破壊されるため、高温
加熱しても結晶粒の粗大化が防止できる。従って上記の
上限温度を1420℃まで高めることができ、その結果イン
ヒビター増量による磁性向上が実現できるのである。こ
の上限温度を1420℃と規制したのはこれ以上高温になる
とスラブの軟化により、加熱炉でのスラブの垂直保持が
困難となるためでりある。なお、このような高温加熱に
対しては、低酸化性ガス雰囲気でのスラブ加熱が、ノロ
発生による表面疵発生防止の点から重要であり、本発明
ではノロ流動性が増す1250℃以上において、誘導加熱炉
のO2パーセントが１％以下程度の低酸化に制御できる加
熱炉であることが好ましい。また、本発明の方法で加熱
されたけい素鋼スラブは、その後、熱間圧延によって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、特に変わるところはなく、インヒビターの量や種類
に応じ中間焼鈍を含む１回ないし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する。
（実施例） 連続鋳造を経て得られた、C:0.048％,Si:3.28％,Mn:0.0
80％,Se:0.030％:Sb:0.030％を含有する260mm厚のけい
素鋼スラブを熱間圧延するに際し、まずガス燃焼式加熱
炉にてスラブ中心部の温度が1150℃に達するまで加熱し
た。次いでこのスラブをテーブルローラー上を粗圧延機
まで搬送し、ここで約30％の圧下率で180mmまで１パス
で圧延した。このときの、圧延仕上温度は1045℃であっ
た。その後、テーブルローラー上を逆送させて誘導加熱
炉に装入し、N2ガス雰囲気で、スラブ中心部の温度が14
00℃に達するまで20分で昇熱し、均熱温度に到達後は15
分間保持して抽出し、先のテーブルローラー上を搬送
し、粗圧延と仕上圧延とによって2.3mm厚の熱延鋼帯に
仕上げた。次いで0.60mmの中間厚まで冷延し、1000℃３
分の水素窒素混合ガス中で中間焼鈍を行った後、二次冷
延により0.23mm厚に仕上げた。その後800℃−３分湿水
素中で脱炭し、MgOを塗布してから1200℃−10時間水素
中で箱焼鈍を行った。
80％,Se:0.030％:Sb:0.030％を含有する260mm厚のけい
素鋼スラブを熱間圧延するに際し、まずガス燃焼式加熱
炉にてスラブ中心部の温度が1150℃に達するまで加熱し
た。次いでこのスラブをテーブルローラー上を粗圧延機
まで搬送し、ここで約30％の圧下率で180mmまで１パス
で圧延した。このときの、圧延仕上温度は1045℃であっ
た。その後、テーブルローラー上を逆送させて誘導加熱
炉に装入し、N2ガス雰囲気で、スラブ中心部の温度が14
00℃に達するまで20分で昇熱し、均熱温度に到達後は15
分間保持して抽出し、先のテーブルローラー上を搬送
し、粗圧延と仕上圧延とによって2.3mm厚の熱延鋼帯に
仕上げた。次いで0.60mmの中間厚まで冷延し、1000℃３
分の水素窒素混合ガス中で中間焼鈍を行った後、二次冷
延により0.23mm厚に仕上げた。その後800℃−３分湿水
素中で脱炭し、MgOを塗布してから1200℃−10時間水素
中で箱焼鈍を行った。
上述のようにして得られた最終製品コイル両端の電磁特
性は、Ｗ17/50:0.83w/kg,B10:1.924Tを示し、鉄損の良
好な高磁束密度方向性けい素鋼板が得られた。
性は、Ｗ17/50:0.83w/kg,B10:1.924Tを示し、鉄損の良
好な高磁束密度方向性けい素鋼板が得られた。
（発明の効果） 以上説明したように本発明によれば、高温加熱によって
も結晶粒粗大化を招くことなく、低鉄損−高磁束密度を
有する電磁特性に優れた方向性けい素鋼板が得られる。
も結晶粒粗大化を招くことなく、低鉄損−高磁束密度を
有する電磁特性に優れた方向性けい素鋼板が得られる。
第１図は、方向性けい素鋼連鋳スラブを誘導加熱炉で加
熱する前に加える熱延圧下率（％）と加熱後のスラブ平
均結晶粒径（mm）の関係を示す図である。
熱する前に加える熱延圧下率（％）と加熱後のスラブ平
均結晶粒径（mm）の関係を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】C:0.020〜0.080wt％、 Si:2.0〜4.5wt％、 Mn:0.02〜0.15wt％のほか、 S,Se,AlおよびＢのうちから選ばれる１種または２種以
上からなるインヒビター成分を総量で、0.010〜0.15wt
％含有する組成よりなるけい素鋼スラブを、熱間圧延に
より熱延鋼帯となし、次いで１回ないし２回の冷間圧延
を施して最終板厚にし、脱炭焼鈍と、これに続く高温仕
上焼鈍とを施す一連の工程によって（110）〔001〕方位
を主方位とする方向性けい素鋼板を製造する方法におい
て、 上記の熱間圧延に先立つスラブ加熱を、ガス燃焼型加熱
炉でスラブ中心部の温度が900℃〜1250℃の温度域に達
するまで加熱し、その後10％以上50％以下の圧下率で熱
間変形を加え、次いで該スラブ最冷点の温度がキュリー
点を下廻らのないうちに誘導加熱炉に導きスラブ中心部
の温度が1350℃を超え1420℃以下になる温度範囲にて、
10分間以上保持することを特徴とする電磁特性の良好な
方向性けい素鋼板の製造方法。 - 【請求項２】前記10〜50％の熱間変形の付与を、一連の
熱間圧延設備の中の粗圧延機で行なうことを特徴とする
特許請求の範囲１に記載の方法。 - 【請求項３】上記加熱を非酸化性雰囲気の誘導加熱炉で
行うことを特徴とする特許請求の範囲１に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60270634A JPH0699751B2 (ja) | 1985-12-03 | 1985-12-03 | 電磁特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60270634A JPH0699751B2 (ja) | 1985-12-03 | 1985-12-03 | 電磁特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62130217A JPS62130217A (ja) | 1987-06-12 |
| JPH0699751B2 true JPH0699751B2 (ja) | 1994-12-07 |
Family
ID=17488816
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60270634A Expired - Lifetime JPH0699751B2 (ja) | 1985-12-03 | 1985-12-03 | 電磁特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0699751B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
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| DE69023291T2 (de) * | 1989-07-12 | 1996-04-04 | Nippon Steel Corp | Verfahren zum Herstellen kornorientierter Elektrobleche aus Stangguss durch Warmwalzen. |
| 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 |
| CN100409955C (zh) * | 2006-09-29 | 2008-08-13 | 邯郸钢铁股份有限公司 | 一种csp薄板坯生产线冷轧供料的工艺方法 |
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| JPS5427820A (en) * | 1977-08-02 | 1979-03-02 | Shoei Kikai Seisakusho Kk | Device for preventing wrong entry of paper to blade of buckle folding machine |
| JPS5858228A (ja) * | 1981-09-30 | 1983-04-06 | Nippon Steel Corp | 電磁鋼スラブの加熱方法 |
| 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 |
-
1985
- 1985-12-03 JP JP60270634A patent/JPH0699751B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62130217A (ja) | 1987-06-12 |
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