JPS5935415B2 - 一方向性珪素鋼板製造用熱延鋼帯の圧延方法 - Google Patents
一方向性珪素鋼板製造用熱延鋼帯の圧延方法Info
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- JPS5935415B2 JPS5935415B2 JP56005101A JP510181A JPS5935415B2 JP S5935415 B2 JPS5935415 B2 JP S5935415B2 JP 56005101 A JP56005101 A JP 56005101A JP 510181 A JP510181 A JP 510181A JP S5935415 B2 JPS5935415 B2 JP S5935415B2
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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
- C21D8/1216—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)
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、一方向性珪素鋼板製造用熱延鋼帯の圧延方法
に関するものである。
に関するものである。
鋼板の圧延面が（１１０１面に平行で圧延方向が磁化容
易軸である＜１００＞方向に一致する所謂ゴス方位を有
する結晶粒から構成される一方向性珪素鋼板は、変圧器
のような電気機器の鉄心材料として用いられるもので、
圧延方向の磁化特性（ＩＯＯＯＡ／ｍで磁化したときの
磁束密度Ｂ、Ｏで代表される）や鉄損特性（５０サイク
ルで１７ＫＧまで磁化したときの鉄損１７１５ｏで代表
される）が優れていることが特徴であり、最近のエネル
ギー危機を反映してこれらの磁気特性のより優れた方向
性珪素鋼板に対する要望がますます強くなつている。
易軸である＜１００＞方向に一致する所謂ゴス方位を有
する結晶粒から構成される一方向性珪素鋼板は、変圧器
のような電気機器の鉄心材料として用いられるもので、
圧延方向の磁化特性（ＩＯＯＯＡ／ｍで磁化したときの
磁束密度Ｂ、Ｏで代表される）や鉄損特性（５０サイク
ルで１７ＫＧまで磁化したときの鉄損１７１５ｏで代表
される）が優れていることが特徴であり、最近のエネル
ギー危機を反映してこれらの磁気特性のより優れた方向
性珪素鋼板に対する要望がますます強くなつている。
一方向性珪素鋼板を構成する結晶粒は通常２次再結晶を
利用して得られるが、これらの２次再結晶粒の結晶方位
を出来るだけゴス方位に近付けることが磁気特性の向上
を果す上で最も有効である。
利用して得られるが、これらの２次再結晶粒の結晶方位
を出来るだけゴス方位に近付けることが磁気特性の向上
を果す上で最も有効である。
このための方法として一つにはインヒビターと呼ばれる
微細析出物の分散相の機能を高めてより効果的に不都合
な一次粒の成長を抑制する方法、もう一つには集合組織
の改善すなわち２次再結晶処理に供する前の鋼板中にゴ
ス粒の核となる１次粒を十分存在せしめると同時にこれ
らが周辺のマトリックス粒を牧舎して成長する過程で成
長の妨げとならない様な集合組織を形成せしめる方法が
知られている。ところで近年連続鋳造法が従来の造塊法
に代つて採用されて大幅なコストダウンが可能になつた
が、連続鋳造法によれば連鋳スラブ特有の柱状晶組織が
スラブ加熱中に粗大化することにより、しばしば熱延板
中に粗大伸長粒が生成し、この粗大伸長粒がゴス方位か
ら外れているため最終成品において粗大伸長粒対応部に
帯状微細粒からなる異常組織が生ずることがある。
微細析出物の分散相の機能を高めてより効果的に不都合
な一次粒の成長を抑制する方法、もう一つには集合組織
の改善すなわち２次再結晶処理に供する前の鋼板中にゴ
ス粒の核となる１次粒を十分存在せしめると同時にこれ
らが周辺のマトリックス粒を牧舎して成長する過程で成
長の妨げとならない様な集合組織を形成せしめる方法が
知られている。ところで近年連続鋳造法が従来の造塊法
に代つて採用されて大幅なコストダウンが可能になつた
が、連続鋳造法によれば連鋳スラブ特有の柱状晶組織が
スラブ加熱中に粗大化することにより、しばしば熱延板
中に粗大伸長粒が生成し、この粗大伸長粒がゴス方位か
ら外れているため最終成品において粗大伸長粒対応部に
帯状微細粒からなる異常組織が生ずることがある。
これを避ける対策としてＣ含有量を高め、α一γ変態を
利用して組織改善を計る処置がなされたが、この処置は
表面層のゴス強度を低下させるため、製品の方向性を高
めるという点からは必ずしも有効ではなかつた。本発明
は、上記従来行われて来た集合組織の改善によつて磁気
特性の向上を計る一方向性珪素鋼板製造用熱延鋼帯の圧
延方法の欠点を除去・改善した圧延方法を提供すること
を目的とするものであり、特許請求の範囲記載の方法に
よつて前記目的を達成することができる。次に本発明を
詳細に説明する。
利用して組織改善を計る処置がなされたが、この処置は
表面層のゴス強度を低下させるため、製品の方向性を高
めるという点からは必ずしも有効ではなかつた。本発明
は、上記従来行われて来た集合組織の改善によつて磁気
特性の向上を計る一方向性珪素鋼板製造用熱延鋼帯の圧
延方法の欠点を除去・改善した圧延方法を提供すること
を目的とするものであり、特許請求の範囲記載の方法に
よつて前記目的を達成することができる。次に本発明を
詳細に説明する。
２次再結晶処理前の１次再結晶集合組織の良否は冷延工
程途中の圧延，焼鈍条件に依存することは言うまでもな
いが、その起源は熱延板の集合組織にあるので、熱延板
の集合組織を改善することが特に重要である。
程途中の圧延，焼鈍条件に依存することは言うまでもな
いが、その起源は熱延板の集合組織にあるので、熱延板
の集合組織を改善することが特に重要である。
例えば２次再結晶核となるゴス粒は鋼板の表面に近い位
置に存在することが知られており、すなわち熱延板の表
面から全板厚の約１／４の厚さの表面層に強いゴス方位
の集積があることが重要である。本発明者等は、熱延板
の前記表面層に強いゴス成分をつくる熱延方法を種々検
討した結果、熱延の後段階において熱延板表面層に通常
形成される再結晶粒を出来るだけ少なくすることが、熱
延板表面層により理想方位に近いゴス成分を強める上で
有効であり、ひいては電磁特性の優れた方向性珪素鋼の
製造が可能になることを新規知見して本発明を完成した
。
置に存在することが知られており、すなわち熱延板の表
面から全板厚の約１／４の厚さの表面層に強いゴス方位
の集積があることが重要である。本発明者等は、熱延板
の前記表面層に強いゴス成分をつくる熱延方法を種々検
討した結果、熱延の後段階において熱延板表面層に通常
形成される再結晶粒を出来るだけ少なくすることが、熱
延板表面層により理想方位に近いゴス成分を強める上で
有効であり、ひいては電磁特性の優れた方向性珪素鋼の
製造が可能になることを新規知見して本発明を完成した
。
ところで熱延中のゴス方位形成に関しては、従来、熱延
中の再結晶によつてゴス粒が生ずるという考えが通説で
あり、熱延中再結晶を促進させることによつて電磁特性
の向上を計る試みがなされてきた。
中の再結晶によつてゴス粒が生ずるという考えが通説で
あり、熱延中再結晶を促進させることによつて電磁特性
の向上を計る試みがなされてきた。
特開昭５４−１２０２１４号によつて提案された方法も
このような考えに立脚して再結晶化高圧下圧延方法を提
案したものである。これに対し、本発明は、熱延の後段
において鋼板の表面層に再結晶を極力発達させない圧延
方法を用いて表面層のゴス方位を強め理想方位に近づけ
ることにより電磁特性の向上を達成するというこれまで
にない新規な技術的思想に基づくものである。次に本発
明において用いられる珪素鋼素材の成分組成を限定する
理由を説明する。Ｓｉは２％より少ないと高温焼鈍中に
α−γ変態によつて成長したゴス粒が消減し、一方４．
５％より多いと加工が困難になるので、Ｓｉは２〜４．
５％の範囲内にする必要がある。
このような考えに立脚して再結晶化高圧下圧延方法を提
案したものである。これに対し、本発明は、熱延の後段
において鋼板の表面層に再結晶を極力発達させない圧延
方法を用いて表面層のゴス方位を強め理想方位に近づけ
ることにより電磁特性の向上を達成するというこれまで
にない新規な技術的思想に基づくものである。次に本発
明において用いられる珪素鋼素材の成分組成を限定する
理由を説明する。Ｓｉは２％より少ないと高温焼鈍中に
α−γ変態によつて成長したゴス粒が消減し、一方４．
５％より多いと加工が困難になるので、Ｓｉは２〜４．
５％の範囲内にする必要がある。
Ｃは０．０３０％より少ないと熱延中に粗大伸長粒が発
達し、一方０．０８０％より多いと熱延板表面層に形成
されるゴス強度が弱まり、優れた磁気特性が得られなく
なるので、Ｃは０．０３０〜０．０８０％の範囲内にす
る必要がある。
達し、一方０．０８０％より多いと熱延板表面層に形成
されるゴス強度が弱まり、優れた磁気特性が得られなく
なるので、Ｃは０．０３０〜０．０８０％の範囲内にす
る必要がある。
上記Ｓｌ，Ｃ以外の成分は特に規制されないが、一方向
性珪素鋼素材であるので、インヒビターを構成する元素
として知られるＭｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ａｌ，Ｓｂ，Ｂ等のう
ちから選ばれる何れか１種または２種以上が適当量含有
されなければならないのは当然である。
性珪素鋼素材であるので、インヒビターを構成する元素
として知られるＭｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ａｌ，Ｓｂ，Ｂ等のう
ちから選ばれる何れか１種または２種以上が適当量含有
されなければならないのは当然である。
本発明において、熱延鋼帯の圧延条件を限定する理由を
次に説明する。
次に説明する。
前記成分組成の珪素鋼スラブは通常１３０〜２２０ｍｍ
の厚さを有し、インヒビターとして含有されるＭｎＳ，
ＭｎＳｅ等が十分解離固溶し得る温度、例えば１３００
℃以上に加熱された後熱延によつて１．５〜４．０ｍｍ
厚の熱延板になされる。
の厚さを有し、インヒビターとして含有されるＭｎＳ，
ＭｎＳｅ等が十分解離固溶し得る温度、例えば１３００
℃以上に加熱された後熱延によつて１．５〜４．０ｍｍ
厚の熱延板になされる。
この際熱延の後段階において表面層のゴス方位の強度を
強めるために表面層の再結晶が極力進行しないような圧
延条件を選ぶことが本発明の最も重要な点である。その
ための第１の条件は圧延中の鋼片温度が１０００℃以下
に達した後の圧下率が少なくとも７０％の圧下率となる
条件下で熱延する必要がある。熱延板表面層に一定強度
以上のゴス方位の集積を与えることが良好な電磁特性を
有する方向性珪素鋼板を製造する上での必要条件である
ことは当初に述べたとおりであるが、特に優れた方向性
、例えばＢ［）≧１．９３Ｔ以上とするためにはその強
度がランダム方位の強度を１．０とした場合４．０以上
あることが必要である。本発明において、１０００℃以
下で７０％以上の圧下率で熱延することは上記強度を満
足させるための条件として決定されたものである。
強めるために表面層の再結晶が極力進行しないような圧
延条件を選ぶことが本発明の最も重要な点である。その
ための第１の条件は圧延中の鋼片温度が１０００℃以下
に達した後の圧下率が少なくとも７０％の圧下率となる
条件下で熱延する必要がある。熱延板表面層に一定強度
以上のゴス方位の集積を与えることが良好な電磁特性を
有する方向性珪素鋼板を製造する上での必要条件である
ことは当初に述べたとおりであるが、特に優れた方向性
、例えばＢ［）≧１．９３Ｔ以上とするためにはその強
度がランダム方位の強度を１．０とした場合４．０以上
あることが必要である。本発明において、１０００℃以
下で７０％以上の圧下率で熱延することは上記強度を満
足させるための条件として決定されたものである。
次に本発明を実験データについて説明する。
Ｓｉ３．２％，ＣＯ．Ｏ３９％を含む珪素鋼の小スラブ
片を熱延温度をほマ一定に保ちながら圧下率を変えてホ
ツトストリツプミルを用いて連続的に圧延したときの熱
延板表面のゴス方位の強度に及ぼす熱延圧下率，熱延温
度の影響を第１図に示す。１スタンド当りの圧下率は３
０〜４０％であり、全圧下率４０％以上のものは２パス
以上で圧延されている。
片を熱延温度をほマ一定に保ちながら圧下率を変えてホ
ツトストリツプミルを用いて連続的に圧延したときの熱
延板表面のゴス方位の強度に及ぼす熱延圧下率，熱延温
度の影響を第１図に示す。１スタンド当りの圧下率は３
０〜４０％であり、全圧下率４０％以上のものは２パス
以上で圧延されている。
仝図によれば熱延圧下率の増加に伴ない表面のゴス強度
の増加が見られ、特に７０％以上の熱延圧下率でゴス強
度の増加が顕著であるが、表面のゴス強度が４．０以上
を示すものは、本発明による熱延温度１０００℃におい
て７０％以上の圧下率で熱間圧延されたものであること
が判る。すなわち熱延温度が１０００℃以下の方が表面
層に占める再結晶粒の割合が少なく、特に表面層の再結
晶率が３０％以下の場合にゴス強度が４．０以上である
ことが多い。次に上記結果をもとにして、熱延中乃至熱
延後の再結晶挙動を同一試料を用いて調べた。
の増加が見られ、特に７０％以上の熱延圧下率でゴス強
度の増加が顕著であるが、表面のゴス強度が４．０以上
を示すものは、本発明による熱延温度１０００℃におい
て７０％以上の圧下率で熱間圧延されたものであること
が判る。すなわち熱延温度が１０００℃以下の方が表面
層に占める再結晶粒の割合が少なく、特に表面層の再結
晶率が３０％以下の場合にゴス強度が４．０以上である
ことが多い。次に上記結果をもとにして、熱延中乃至熱
延後の再結晶挙動を同一試料を用いて調べた。
種々の温度で１パスの熱間圧延を施した熱延板をそれぞ
れ時間を変えて保持した後水冷して表面層の再結晶率が
３０％になる時間と熱延圧下率との関係を第２図に示す
。仝図によれば熱延圧下率が高いほど、また熱延温度が
高いほど熱延完了後に早期に再結晶が進行することが明
らかである。通常熱間圧延によつて熱延鋼板に仕上げる
場合、数スタンド以上の圧延を要することは知られてい
るが、その間に表面層において再結晶が極力進行しない
ようにして再結晶率を３０％以下に抑えるためには、１
つのスタンドを通過し終つて次のスタンドに移るまでの
時間ｔ（Ｓｅｃ）は熱延温度Ｔ（℃）および熱延圧下率
Ｒ（％）の関数として、下記の式（１）によつて大略表
わすことができることが第２図により判る。上記のよう
に熱間圧延の後半セ表面層の再結晶を極力進行させない
ように上記の条件で圧延することが電磁特性の向上に効
果的であることが判つたが、この効果をより一層確実に
する方法として、熱間圧延中特に後段階で水冷を強化し
、熱延仕上温度を８５０℃以下にすることによつて上記
の効果をさらに顕著にさせることが次の実験によつて判
つた。
れ時間を変えて保持した後水冷して表面層の再結晶率が
３０％になる時間と熱延圧下率との関係を第２図に示す
。仝図によれば熱延圧下率が高いほど、また熱延温度が
高いほど熱延完了後に早期に再結晶が進行することが明
らかである。通常熱間圧延によつて熱延鋼板に仕上げる
場合、数スタンド以上の圧延を要することは知られてい
るが、その間に表面層において再結晶が極力進行しない
ようにして再結晶率を３０％以下に抑えるためには、１
つのスタンドを通過し終つて次のスタンドに移るまでの
時間ｔ（Ｓｅｃ）は熱延温度Ｔ（℃）および熱延圧下率
Ｒ（％）の関数として、下記の式（１）によつて大略表
わすことができることが第２図により判る。上記のよう
に熱間圧延の後半セ表面層の再結晶を極力進行させない
ように上記の条件で圧延することが電磁特性の向上に効
果的であることが判つたが、この効果をより一層確実に
する方法として、熱間圧延中特に後段階で水冷を強化し
、熱延仕上温度を８５０℃以下にすることによつて上記
の効果をさらに顕著にさせることが次の実験によつて判
つた。
ＣＯ．Ｏ３８％，Ｓｉ３．Ｏ８％，インヒビターとして
ＭｎＳｅおよびＳｂを含有する珪素鋼スラブを熱延して
３．０７ｍｍ厚さの熱延鋼帯に仕上げ、次いで公知の２
回冷延法工程によつて０．３０ｍｍの製品を得るに際し
、熱間仕上圧延スケジユールを本発明の条件である１０
００℃以下に達して後の圧下率が全圧下率の７０％以上
の圧下率となるよう熱延することと、熱延中に表面層の
再結晶を極力進行させないよう各スタンド間の熱延時間
規制を加えることとを組合せたものと、比較材として熱
延温度が高目で熱延板表面層の大半が再結晶粒で占めら
れたものをつくり、このときの熱延仕上温度と成品の磁
束密度ＢｌＯの関係を第３図に示す。
ＭｎＳｅおよびＳｂを含有する珪素鋼スラブを熱延して
３．０７ｍｍ厚さの熱延鋼帯に仕上げ、次いで公知の２
回冷延法工程によつて０．３０ｍｍの製品を得るに際し
、熱間仕上圧延スケジユールを本発明の条件である１０
００℃以下に達して後の圧下率が全圧下率の７０％以上
の圧下率となるよう熱延することと、熱延中に表面層の
再結晶を極力進行させないよう各スタンド間の熱延時間
規制を加えることとを組合せたものと、比較材として熱
延温度が高目で熱延板表面層の大半が再結晶粒で占めら
れたものをつくり、このときの熱延仕上温度と成品の磁
束密度ＢｌＯの関係を第３図に示す。
本発明方法により熱延されたものの中でも熱延仕上温度
が８５０℃以下の場合に特に高い磁束密度が得られるこ
とが判る。本発明の方法を仕上圧延工程に適用する場合
、例えば仕上圧延機噛込前のシートバ一の温度を従来方
法より低目となし、さらに仕上圧延中の冷却を強化し、
圧延速度を速めることが有効であり、これによつて熱延
板表面層のゴス強度を強めることができる。
が８５０℃以下の場合に特に高い磁束密度が得られるこ
とが判る。本発明の方法を仕上圧延工程に適用する場合
、例えば仕上圧延機噛込前のシートバ一の温度を従来方
法より低目となし、さらに仕上圧延中の冷却を強化し、
圧延速度を速めることが有効であり、これによつて熱延
板表面層のゴス強度を強めることができる。
このように熱延された鋼帯は含有されるインヒビターの
成分に応じ、１回乃至２回冷延法工程によつて規定の板
厚を有する製品板となるが、最初の冷間圧延を加えるに
先立ち８５０〜１１２０初Ｃの温度範囲内で０．５〜１
５ｍｉ！ｔの熱処理を施すことは本発明の効果をさらに
顕著にすることができるので有利である。
成分に応じ、１回乃至２回冷延法工程によつて規定の板
厚を有する製品板となるが、最初の冷間圧延を加えるに
先立ち８５０〜１１２０初Ｃの温度範囲内で０．５〜１
５ｍｉ！ｔの熱処理を施すことは本発明の効果をさらに
顕著にすることができるので有利である。
すなわち本発明方法により熱延された鋼板に上記の熱処
理を施すことによつて熱延板表面層のゴス強度はさらに
強まり、電磁特性の向上が得られるが、その効果は従来
法で熱延されたものに比べより一層顕著である。次に実
施例を挙げて本発明を説明する。
理を施すことによつて熱延板表面層のゴス強度はさらに
強まり、電磁特性の向上が得られるが、その効果は従来
法で熱延されたものに比べより一層顕著である。次に実
施例を挙げて本発明を説明する。
実施例 １
Ｃ０．０４０％，Ｓｌ３．ｌＯ％，ＭｎＯ．Ｏ８Ｏ％，
ＳｅＯ．Ｏ２５％，ＳｂＯ．Ｏ３Ｏ％を含む、溶鋼から
連続鋳造によつて２５０ｍｍ厚さのスラブをつくり、１
３４００Ｃ３Ｈｒ加熱後粗圧延とタンデムミルによる仕
上圧延とによつて３．０ｍＴ！Ｌ厚の熱延鋼帯に仕上げ
た。
ＳｅＯ．Ｏ２５％，ＳｂＯ．Ｏ３Ｏ％を含む、溶鋼から
連続鋳造によつて２５０ｍｍ厚さのスラブをつくり、１
３４００Ｃ３Ｈｒ加熱後粗圧延とタンデムミルによる仕
上圧延とによつて３．０ｍＴ！Ｌ厚の熱延鋼帯に仕上げ
た。
熱間圧延に際し、粗圧延中の圧延速度と冷却条件を変え
ることによつて仕上圧延噛込温度をシートバ一の先頭位
置で９８０〜１０８０℃の温度範囲内で変化させ、さら
に仕上圧延中の冷却方法，圧延速度を変えることによつ
て熱延仕上温度を８１０〜９４０℃の温度範囲内で変え
た。仕上圧延磯の各スタンド間に温度計を設置して熱延
中の鋼板温度が１０００℃以下で加わつた熱延圧下率を
求めた。仕上圧延時の圧延速度は４０〜４００ｍ／ＭＵ
Ｌであつた。こうして得られた熱延鋼帯は９５『Ｃで５
ｍｕ１加熱した後、冷間圧延によつて０．７０ｍ７１Ｌ
の中間厚とし、９５０℃５ｍ１！Ｌの中間焼鈍の後２次
冷延によつて０４３０ｍｍの成品厚に仕上げた。次いで
８００′Ｃ５ｍｍ湿水素中で脱炭焼鈍を行つたのち、焼
鈍分離剤としてＭｇＯを塗布して１２０００Ｃ１０Ｈｒ
水素中で高温ＢＯｘ焼鈍を行つた。かくして得られた成
品の磁気特性は表１の通りであり、本発明の条件で熱延
された成品の磁気特性が特にすぐれていることが明らか
である。Ｔ１：仕上熱延開始温度Ｔ２：仕上熱延完了温
度 Ｒ：Ｔ≦１０００℃で加わつたトータル熱延圧下率
以上本発明によれば、磁気特性が極めて優れた一方向性
珪素鋼板を製造することができる。
ることによつて仕上圧延噛込温度をシートバ一の先頭位
置で９８０〜１０８０℃の温度範囲内で変化させ、さら
に仕上圧延中の冷却方法，圧延速度を変えることによつ
て熱延仕上温度を８１０〜９４０℃の温度範囲内で変え
た。仕上圧延磯の各スタンド間に温度計を設置して熱延
中の鋼板温度が１０００℃以下で加わつた熱延圧下率を
求めた。仕上圧延時の圧延速度は４０〜４００ｍ／ＭＵ
Ｌであつた。こうして得られた熱延鋼帯は９５『Ｃで５
ｍｕ１加熱した後、冷間圧延によつて０．７０ｍ７１Ｌ
の中間厚とし、９５０℃５ｍ１！Ｌの中間焼鈍の後２次
冷延によつて０４３０ｍｍの成品厚に仕上げた。次いで
８００′Ｃ５ｍｍ湿水素中で脱炭焼鈍を行つたのち、焼
鈍分離剤としてＭｇＯを塗布して１２０００Ｃ１０Ｈｒ
水素中で高温ＢＯｘ焼鈍を行つた。かくして得られた成
品の磁気特性は表１の通りであり、本発明の条件で熱延
された成品の磁気特性が特にすぐれていることが明らか
である。Ｔ１：仕上熱延開始温度Ｔ２：仕上熱延完了温
度 Ｒ：Ｔ≦１０００℃で加わつたトータル熱延圧下率
以上本発明によれば、磁気特性が極めて優れた一方向性
珪素鋼板を製造することができる。
第１図は熱延温度８００〜１２００℃で熱延したときの
熱延圧下率（％）と熱延板表面層の（１１０）〔００１
〕強度との関係を示す図、第２図は熱延温度８００，９
００および１００００Ｃで熱延したとき熱延後の保持で
熱延表面層の再結晶率が３０％になるまでの時間（Ｓｅ
ｃ）を熱延圧下率に対して示した図、第３図は本発明の
方法で熱延した場合の熱延仕上温度（゜Ｃ）と成品の磁
束密度ＢｌＯ（Ｔ）との関係を従来法で熱延した場合と
比較して示す図である。
熱延圧下率（％）と熱延板表面層の（１１０）〔００１
〕強度との関係を示す図、第２図は熱延温度８００，９
００および１００００Ｃで熱延したとき熱延後の保持で
熱延表面層の再結晶率が３０％になるまでの時間（Ｓｅ
ｃ）を熱延圧下率に対して示した図、第３図は本発明の
方法で熱延した場合の熱延仕上温度（゜Ｃ）と成品の磁
束密度ＢｌＯ（Ｔ）との関係を従来法で熱延した場合と
比較して示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｓｉ２〜４．５％、Ｃ０．０３０〜０．０８０％と
インヒビター構成元素とを含有する珪素鋼スラブに熱間
圧延を施して１．５〜４．０ｍｍ厚の熱延鋼帯に仕上げ
る一方向性珪素鋼板製造用熱延鋼帯の圧延方法において
、（イ）圧延中の鋼片温度が１０００℃以下に達した後
に、１０００℃に達したときの鋼片の厚さを基準にして
少なくとも７０％の圧下率で２スタンド以上において熱
間圧延を連続して鋼片に施し、かつ（ロ）前記２スタン
ド以上のそれぞれのスタンドを通過して次のスタンドに
鋼片が移行するまでの時間をｔｓｅｃ、各スタンド毎の
熱延温度をＴ℃、熱延圧下率をＲ％とするとき、上記熱
間圧延は下記の式を満足する如く施されることを特徴と
する一方向性珪素鋼板製造用熱延鋼帯の圧延方法。 ｔｓｅｃ≦［４．６８×１０＾５−４５０×Ｔ］／［Ｒ
（Ｒ＋３０）］熱間圧延中の鋼片の冷却を強化して熱延
仕上温度を８５０℃以下とすることを特徴とする特許請
求の範囲第１項記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56005101A JPS5935415B2 (ja) | 1981-01-19 | 1981-01-19 | 一方向性珪素鋼板製造用熱延鋼帯の圧延方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56005101A JPS5935415B2 (ja) | 1981-01-19 | 1981-01-19 | 一方向性珪素鋼板製造用熱延鋼帯の圧延方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57120617A JPS57120617A (en) | 1982-07-27 |
| JPS5935415B2 true JPS5935415B2 (ja) | 1984-08-28 |
Family
ID=11601974
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56005101A Expired JPS5935415B2 (ja) | 1981-01-19 | 1981-01-19 | 一方向性珪素鋼板製造用熱延鋼帯の圧延方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5935415B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61124526A (ja) * | 1984-11-20 | 1986-06-12 | Kawasaki Steel Corp | 電磁特性が良好な一方向性けい素鋼板の製造方法 |
| JPS61124525A (ja) * | 1984-11-20 | 1986-06-12 | Kawasaki Steel Corp | 電磁特性が良好な一方向性けい素鋼板の製造方法 |
-
1981
- 1981-01-19 JP JP56005101A patent/JPS5935415B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57120617A (en) | 1982-07-27 |
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