JPS60262919A - 一方向性珪素鋼のスラブ加熱方法 - Google Patents
一方向性珪素鋼のスラブ加熱方法Info
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- JPS60262919A JPS60262919A JP11954184A JP11954184A JPS60262919A JP S60262919 A JPS60262919 A JP S60262919A JP 11954184 A JP11954184 A JP 11954184A JP 11954184 A JP11954184 A JP 11954184A JP S60262919 A JPS60262919 A JP S60262919A
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- silicon steel
- heating
- oriented silicon
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/68—Temporary coatings or embedding materials applied before or during heat treatment
- C21D1/70—Temporary coatings or embedding materials applied before or during heat treatment while heating or quenching
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- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(技術分野)
一方向性けい素鋼板の材料としての連鋳片または分塊鋼
片など、一方向性けい素鋼板用スラブの加熱方法の改善
に関してこの明細書で述べる技術内容は、該ステプに必
要とされる高温加熱時における溶融スケールの発生をお
さえて歩留りの向上を図りかつ表面性状を改善すること
についての開発成果を提案するところにある。
片など、一方向性けい素鋼板用スラブの加熱方法の改善
に関してこの明細書で述べる技術内容は、該ステプに必
要とされる高温加熱時における溶融スケールの発生をお
さえて歩留りの向上を図りかつ表面性状を改善すること
についての開発成果を提案するところにある。
(背景技術)
一方向性けい素鋼板の製造には、周知のごとく、−次回
結晶粒の正常粒成長を抑制するため、MnS。
結晶粒の正常粒成長を抑制するため、MnS。
)[nse tあるいはムlNなどのインヒビターの析
出分散相が用いられ、これらの析出分散相を完全に解離
固溶させるため、一方向性けい素鋼板用スラブは熱間圧
延の前に通常1800〜1400 ’Cの高温に加熱さ
れる。
出分散相が用いられ、これらの析出分散相を完全に解離
固溶させるため、一方向性けい素鋼板用スラブは熱間圧
延の前に通常1800〜1400 ’Cの高温に加熱さ
れる。
通常、この種けい素鋼スラブは上記のような高濡加熱の
際、スラブ表面の近傍にファイアライト(jlF60−
Sin、 )が生成し、その融点はほぼ1200℃で
あるために、多量の溶融スケール(以下ノロと云う)を
形成する。
際、スラブ表面の近傍にファイアライト(jlF60−
Sin、 )が生成し、その融点はほぼ1200℃で
あるために、多量の溶融スケール(以下ノロと云う)を
形成する。
その結果、一般の鋼材と比べてけい素鋼材はノロの量が
極めて多いことから、歩留りも悪化するほかに、加熱炉
のノロ取りの作業が嵩んで加熱炉の操業性を著るしく阻
害する。
極めて多いことから、歩留りも悪化するほかに、加熱炉
のノロ取りの作業が嵩んで加熱炉の操業性を著るしく阻
害する。
(従来技術)
スラブ高温加熱時におけるツマの量を少なくするために
この種スラブの加熱に当りその表面に酸化防止剤を塗布
することについて幾多の提案があり、特開昭49−80
287号、特公昭55−88408号、特公昭56−4
669δ号および特公昭56−48291号各公報など
にてすでに開示されている。
この種スラブの加熱に当りその表面に酸化防止剤を塗布
することについて幾多の提案があり、特開昭49−80
287号、特公昭55−88408号、特公昭56−4
669δ号および特公昭56−48291号各公報など
にてすでに開示されている。
しかしながら、これらの醸化防止剤の塗布は、いずれも
高温域での酸化防止作用が弱かったり、また、ときに酸
化防止剤の成分とノロが反応して、低融点物質を形成し
、かえって地鉄が溶出してしまう場合もあって工業的な
実施の面は末だ満足すべき程度に達してはいないのが現
状である。
高温域での酸化防止作用が弱かったり、また、ときに酸
化防止剤の成分とノロが反応して、低融点物質を形成し
、かえって地鉄が溶出してしまう場合もあって工業的な
実施の面は末だ満足すべき程度に達してはいないのが現
状である。
(発明の動機)
発明者らはさきに、一方向性けい素鋼板素材中に0.0
05〜0.1%のMOを添加するとともに加熱炉へ装入
する該スラブの表面温度に“つき、800℃以上に管理
することに関し特願昭58−90040号を提案し、一
方向性けい素鋼板製品の表面性状につき著しい改善をも
たらしたがスラブ高温加熱中に発生するノνが依然糸い
ため、このノロ量を少なくすることがなお重要な課題と
して残されている。
05〜0.1%のMOを添加するとともに加熱炉へ装入
する該スラブの表面温度に“つき、800℃以上に管理
することに関し特願昭58−90040号を提案し、一
方向性けい素鋼板製品の表面性状につき著しい改善をも
たらしたがスラブ高温加熱中に発生するノνが依然糸い
ため、このノロ量を少なくすることがなお重要な課題と
して残されている。
発明者らは、上記の実情に鑑み、種々検討を加えた末、
一方向性けい素鋼板用スラブに、その表面温度が800
℃以上の状態で耐熱性酸化防止剤の溶射による耐熱性酸
化防止層の形成を試みたところ、その後におけるスラブ
の高温加熱時の溶融スケールの発生が有効に抑制されて
歩留りの向上を図ることができ、あわせて表面性状の優
れた成品の製造が可能であることを発見したのである。
一方向性けい素鋼板用スラブに、その表面温度が800
℃以上の状態で耐熱性酸化防止剤の溶射による耐熱性酸
化防止層の形成を試みたところ、その後におけるスラブ
の高温加熱時の溶融スケールの発生が有効に抑制されて
歩留りの向上を図ることができ、あわせて表面性状の優
れた成品の製造が可能であることを発見したのである。
なお通常スラブ表面温度が800℃以上の高温のときに
は、その表面に上掲従来技術に従う耐熱性酸化防止剤の
塗布はもはや手軽にしかも均一に行うことは不可能であ
る。これに対し耐熱性酸化防止剤スラリーの塗布に代る
新規な方法としても、上記溶射は着しく簡便である。
は、その表面に上掲従来技術に従う耐熱性酸化防止剤の
塗布はもはや手軽にしかも均一に行うことは不可能であ
る。これに対し耐熱性酸化防止剤スラリーの塗布に代る
新規な方法としても、上記溶射は着しく簡便である。
(発明の目的)
S1含有量の高い一方向性けい素鋼板用スラブの熱間圧
延に際して必要な該スラブの高温加熱時における、多量
の/口発生を有効に抑制する歩留りの改善の下に、表面
性状の優れた一方向性けい素鋼板の製造を可能にする、
該スラブの適切な加熱方法を確立することが、この発明
の目的である。
延に際して必要な該スラブの高温加熱時における、多量
の/口発生を有効に抑制する歩留りの改善の下に、表面
性状の優れた一方向性けい素鋼板の製造を可能にする、
該スラブの適切な加熱方法を確立することが、この発明
の目的である。
(発明の構成)
この発明は
0 ! 0.01〜0.06vt%
Si : 8.1 −4.5 at%
Kn : 0.0δ 〜0.11wt%を含みかつMO
+ 0.005〜0.1 vt% およびSb : 0
.005〜0.2 wt%とともにS、SOのうちの1
種または2種を合計で0.006〜0.1wt% 1ψ を含有する一方向性けい素鋼板 加熱炉にて高温加熱す
るに当り、 該スラブ表面に耐熱性酸化防止剤を該スラブの表面温度
が800℃以上の条件の下に溶射して耐熱性酸化防止層
を予備的に被成し、引続く高温加熱の際のファイアライ
トの生成を抑制する、ことを特徴とする一方向性けい素
鋼板用スラブの加熱方法である。
+ 0.005〜0.1 vt% およびSb : 0
.005〜0.2 wt%とともにS、SOのうちの1
種または2種を合計で0.006〜0.1wt% 1ψ を含有する一方向性けい素鋼板 加熱炉にて高温加熱す
るに当り、 該スラブ表面に耐熱性酸化防止剤を該スラブの表面温度
が800℃以上の条件の下に溶射して耐熱性酸化防止層
を予備的に被成し、引続く高温加熱の際のファイアライ
トの生成を抑制する、ことを特徴とする一方向性けい素
鋼板用スラブの加熱方法である。
この発明の成功を導くことができた実験の内容から先ず
説明を進める。
説明を進める。
G : O,o48 vt%(以下単に−で示す)、S
i +8.40%I Kn : 0.065%を含みか
”:)No : 0.020%。
i +8.40%I Kn : 0.065%を含みか
”:)No : 0.020%。
Sb f O,080%とともに86 + 0.018
%を含有する一方向性けい素鋼塊から80X60X80
mの大きさに切り出した多数の試片を何れも、ムr雰囲
気中1000°Cで6分間加熱した後冷却し、引続き9
00℃から室温までの種々の温度において試片の表面に ■ Mgo (45%)とムt、o、 (5%)とN1
金属粉(5%)残り水(45%)を含有するスラリーの
塗布(塗布量は約Q、olS g/cd )■ MgO
(85%)とAt、O,(6%)とN1金属粉(10%
)の混合粉の溶射(溶射量は約0.019/ad ) をそれぞれ施した後、再び1850 ’Cの加熱炉に装
入して約1時間加熱した後、直ちに高温衝撃試験を行な
って、粒界割れの状況について調べた0まだこのときの
試片の加熱前後の重量差(以下焼べりと云い、−で示す
。)を同時に調査し無処理の場合と比較した。
%を含有する一方向性けい素鋼塊から80X60X80
mの大きさに切り出した多数の試片を何れも、ムr雰囲
気中1000°Cで6分間加熱した後冷却し、引続き9
00℃から室温までの種々の温度において試片の表面に ■ Mgo (45%)とムt、o、 (5%)とN1
金属粉(5%)残り水(45%)を含有するスラリーの
塗布(塗布量は約Q、olS g/cd )■ MgO
(85%)とAt、O,(6%)とN1金属粉(10%
)の混合粉の溶射(溶射量は約0.019/ad ) をそれぞれ施した後、再び1850 ’Cの加熱炉に装
入して約1時間加熱した後、直ちに高温衝撃試験を行な
って、粒界割れの状況について調べた0まだこのときの
試片の加熱前後の重量差(以下焼べりと云い、−で示す
。)を同時に調査し無処理の場合と比較した。
これらの結果を表1にまとめて示す。
なお、表1の中で(A)に示したスラブ粒界割れの発生
状況は粒界割れを鮮明に観察するために、染色浸透探傷
法を適用した。
状況は粒界割れを鮮明に観察するために、染色浸透探傷
法を適用した。
ここに高温衝撃試験の条件は次のとおりである。
1Iaiの重錘を60備高さから落下させて衝撃を試片
に与える。試片は2本の丸棒のマフラに載せであるので
下向き凸に変形する。
に与える。試片は2本の丸棒のマフラに載せであるので
下向き凸に変形する。
まず表1の中の処理方法■の無処理で高温加熱した場合
の衝撃試験後スラブ表面の粒界割れはスラブの加熱炉へ
の装入温度が800℃以上のとき若干少なくなっている
。しかし加熱後の焼べりはむしろ増え6.1%に達する
ほど極端に多いことがわかる。
の衝撃試験後スラブ表面の粒界割れはスラブの加熱炉へ
の装入温度が800℃以上のとき若干少なくなっている
。しかし加熱後の焼べりはむしろ増え6.1%に達する
ほど極端に多いことがわかる。
次に表1の中の処理方法■では耐高温性酸化防止剤を従
来どおりスラリーで塗布して高温加熱をした時における
高温衝撃試験後には、全温度範囲にわたって若干粒界割
れが起っていることがわかる。また焼ベリ率は8.2〜
81.8%で無処理材に比べて1〜2.5%程度向上し
ているのがわかる。
来どおりスラリーで塗布して高温加熱をした時における
高温衝撃試験後には、全温度範囲にわたって若干粒界割
れが起っていることがわかる。また焼ベリ率は8.2〜
81.8%で無処理材に比べて1〜2.5%程度向上し
ているのがわかる。
これに対してこの発明に従うスラブ表面溶射ては、スラ
ブ加熱炉への装入温度が800℃にて粒界割れが全く起
らなくなり、かつ焼べり率も2.8〜2.8%程度で非
常に少なくなる0 この実験において加熱炉へのスラブ装入温度を800℃
以上としたときに粒界割れが少なくなる、理由に関して
は、すでに触れた特願昭68−090040号の明細書
で開示したように、一方向性けい素鋼の素材中に微量の
MOを添加するとともに装入温度を厳密に管理すること
に由来し、その結果良好な表面性状を有する成品を得る
ことができるのであり、しかもここに、加熱後の焼ぺり
が多くて大きな問題として残されていた点が有効に解決
されたのである。
ブ加熱炉への装入温度が800℃にて粒界割れが全く起
らなくなり、かつ焼べり率も2.8〜2.8%程度で非
常に少なくなる0 この実験において加熱炉へのスラブ装入温度を800℃
以上としたときに粒界割れが少なくなる、理由に関して
は、すでに触れた特願昭68−090040号の明細書
で開示したように、一方向性けい素鋼の素材中に微量の
MOを添加するとともに装入温度を厳密に管理すること
に由来し、その結果良好な表面性状を有する成品を得る
ことができるのであり、しかもここに、加熱後の焼ぺり
が多くて大きな問題として残されていた点が有効に解決
されたのである。
かくしてこの発明では、予じめa o o ’c以上の
スラブ表面に、耐高温性酸化防止剤を溶射することによ
り、スラブ高温加熱時の溶融スケールの発生を効果的に
抑制するとともに表面性状の優れた成品を製造すること
ができる。
スラブ表面に、耐高温性酸化防止剤を溶射することによ
り、スラブ高温加熱時の溶融スケールの発生を効果的に
抑制するとともに表面性状の優れた成品を製造すること
ができる。
次にこの発明に基〈一方向性けい素鋼板の製造工程につ
いて説明を加える。
いて説明を加える。
まずこの発明の出発素材は、公知の製鋼方法、例えば転
炉、電気炉などによって製鋼し、ざらに造塊−分塊また
は、連続鋳造などによってスラブとした一方向性けい素
鋼素材である。
炉、電気炉などによって製鋼し、ざらに造塊−分塊また
は、連続鋳造などによってスラブとした一方向性けい素
鋼素材である。
このけい素鋼素材について基本成分を限定する理由は次
のとおりである。
のとおりである。
Cは0.01%未満では熱延集合組織の制御が困難とな
って、大きい伸長粒が形成されるため磁気特性が劣化し
、一方0.06%を超えると脱炭工程に長時間を要して
不経済となるのでO含有量は0.01〜0.06%の範
囲に限定すべきで、ある。
って、大きい伸長粒が形成されるため磁気特性が劣化し
、一方0.06%を超えると脱炭工程に長時間を要して
不経済となるのでO含有量は0.01〜0.06%の範
囲に限定すべきで、ある。
Slは8.1%より少ないと電気抵抗が低く渦流損失増
大に基づく鉄損値が大きくなり、一方4.5弧より多い
と冷延の際に脆性割れを生じ易いため、Slは8.1−
4.5%の範囲内にする必要がある。
大に基づく鉄損値が大きくなり、一方4.5弧より多い
と冷延の際に脆性割れを生じ易いため、Slは8.1−
4.5%の範囲内にする必要がある。
)(nは鋼中に含まれるとSあるいはseと結合してM
nS 、 MnSeの微細析出物を形成し強力なインヒ
ビターとして作用する。Mnが0.08%未満ではイン
ヒビターとしてのMnS t MnSe微細析出物の析
出量が不足し、(110)<001>方位°の二次再結
晶粒の発達が不充分となり、一方、0.11%をこえれ
ばスラブ加熱時においてMnS等の解離固溶が困難とな
り、また、仮に解離固溶が行なわれたとしても熱間圧延
時に析出する析出分散相が粗大化し易く、インヒビター
としての最適なサイズ分布が損われて磁気特性が劣化す
るので0.08〜0.11%の範囲に限定される。
nS 、 MnSeの微細析出物を形成し強力なインヒ
ビターとして作用する。Mnが0.08%未満ではイン
ヒビターとしてのMnS t MnSe微細析出物の析
出量が不足し、(110)<001>方位°の二次再結
晶粒の発達が不充分となり、一方、0.11%をこえれ
ばスラブ加熱時においてMnS等の解離固溶が困難とな
り、また、仮に解離固溶が行なわれたとしても熱間圧延
時に析出する析出分散相が粗大化し易く、インヒビター
としての最適なサイズ分布が損われて磁気特性が劣化す
るので0.08〜0.11%の範囲に限定される。
MOは0.005%より低いと1次再結晶粒の成長抑制
効果が急激に乏しくなると同時に、表面性状の劣化防止
効果がなくなり、一方0.1%より多いと鋼板の表面性
状の劣化防止効果に対しては有効ではあっても、熱間お
よび冷間加工性の低下ならびに脱炭、1次再結晶焼鈍時
における脱炭作用の低下を招くきらいがある。従ってM
Oはo、o 05〜0.1%の範囲に限定すべきである
O sbは0.005%より少ないと1次再結晶粒成長の抑
制効果が少なく、一方0.2%より多いと磁束密度が低
下し始めて磁気特性を劣化させるので1、Sbは0.0
05〜0.2%の範囲内にする必要があるdSおよびS
eはインヒビターとしてのMns tanseの生成に
必要な元素であり、少くともいずれ61種が含有されて
いれば良いが、それぞれ単味または複合で添加するいず
れの場合でも0.005%より少ないと、インヒビター
形成効果が弱く、一方0.1%を超えると熱間および冷
間加工性が着しく低下するので、S、86は1種また3
種合計で0.005〜0.1%の範囲とした。
効果が急激に乏しくなると同時に、表面性状の劣化防止
効果がなくなり、一方0.1%より多いと鋼板の表面性
状の劣化防止効果に対しては有効ではあっても、熱間お
よび冷間加工性の低下ならびに脱炭、1次再結晶焼鈍時
における脱炭作用の低下を招くきらいがある。従ってM
Oはo、o 05〜0.1%の範囲に限定すべきである
O sbは0.005%より少ないと1次再結晶粒成長の抑
制効果が少なく、一方0.2%より多いと磁束密度が低
下し始めて磁気特性を劣化させるので1、Sbは0.0
05〜0.2%の範囲内にする必要があるdSおよびS
eはインヒビターとしてのMns tanseの生成に
必要な元素であり、少くともいずれ61種が含有されて
いれば良いが、それぞれ単味または複合で添加するいず
れの場合でも0.005%より少ないと、インヒビター
形成効果が弱く、一方0.1%を超えると熱間および冷
間加工性が着しく低下するので、S、86は1種また3
種合計で0.005〜0.1%の範囲とした。
この他、この発明で使用されるけい素鋼素材は一〇通常
の製鋼中に混入してくる不可避的元素、例えば0utO
r、Ti、V、ZrfNblTatQOyNiySnr
Prムs、Bなどが微量含有されていても差し支えない
。
の製鋼中に混入してくる不可避的元素、例えば0utO
r、Ti、V、ZrfNblTatQOyNiySnr
Prムs、Bなどが微量含有されていても差し支えない
。
なおこの発明における添加成分の添加方法については従
来公知のいずれの方法を用いても良く、例えばLD転炉
内添加、RH脱ガス終了時添加さらには造塊時溶鋼中の
添加などを行なえば良い。
来公知のいずれの方法を用いても良く、例えばLD転炉
内添加、RH脱ガス終了時添加さらには造塊時溶鋼中の
添加などを行なえば良い。
前述のように連続鋳造もしくは造塊−分塊法によって得
られたけい素鋼スラブに対しては、素材中に含有されて
いるMnSあるいはMnSeなどを解離固溶させるため
、高温加熱する必要があるが、発明者らが止揚特願昭6
8−90040号明細書に開示したように、成品の表面
性状を良好にするためスラブの表面温度を800 ’C
以上の状態で加熱炉に装入しなければならないO 従ってこの際800℃以上の温度条件下におけるスラブ
表面への耐高温性酸化防止剤の溶射を不可欠の条件とす
るが、その溶射方法自体は従来公知のいずれの手法を用
いても良く、またこの際に使用する耐高温性酸化防止剤
はすでに公知へ例えば特公昭56−4669δ号公報に
開示されているような Mgo −Sin、系、MgO−Or、O,系、または
珪石粉、マグネシア、カオリン、モンモリロナイトの一
種または二種の混合粉(全固形分)と、Qr。
られたけい素鋼スラブに対しては、素材中に含有されて
いるMnSあるいはMnSeなどを解離固溶させるため
、高温加熱する必要があるが、発明者らが止揚特願昭6
8−90040号明細書に開示したように、成品の表面
性状を良好にするためスラブの表面温度を800 ’C
以上の状態で加熱炉に装入しなければならないO 従ってこの際800℃以上の温度条件下におけるスラブ
表面への耐高温性酸化防止剤の溶射を不可欠の条件とす
るが、その溶射方法自体は従来公知のいずれの手法を用
いても良く、またこの際に使用する耐高温性酸化防止剤
はすでに公知へ例えば特公昭56−4669δ号公報に
開示されているような Mgo −Sin、系、MgO−Or、O,系、または
珪石粉、マグネシア、カオリン、モンモリロナイトの一
種または二種の混合粉(全固形分)と、Qr。
V*Aj、Ti、Nb*N1tOu+およびyeの金属
粉の一種または二種の混合粉(金属粉)とを、二”−X
100=g100=%トナルヨ’lGC全固形分 混合したものなどを用いると良い。
粉の一種または二種の混合粉(金属粉)とを、二”−X
100=g100=%トナルヨ’lGC全固形分 混合したものなどを用いると良い。
次に耐高温性酸化防止剤のスラブ表面の最適溶射量は第
1図に示すように10〜500 g/−である。このよ
うに800℃以上のスラブ表面に耐高温性酸化防止剤を
溶射した後、スラブは1800〜1400 ’Cの高温
で加熱して素材中のMnSあるいはMn88等のインヒ
ビターを解離固溶させた後、熱間圧延に供される。熱間
圧延後は、900〜960℃均一化焼鈍後、通常1回の
冷間圧延あるいは中間焼鈍をはさんで2回の冷間圧延を
施して最終冷延板とされる。
1図に示すように10〜500 g/−である。このよ
うに800℃以上のスラブ表面に耐高温性酸化防止剤を
溶射した後、スラブは1800〜1400 ’Cの高温
で加熱して素材中のMnSあるいはMn88等のインヒ
ビターを解離固溶させた後、熱間圧延に供される。熱間
圧延後は、900〜960℃均一化焼鈍後、通常1回の
冷間圧延あるいは中間焼鈍をはさんで2回の冷間圧延を
施して最終冷延板とされる。
最終冷延後800〜85 G ’Cの湿水素中で脱炭、
1次再結晶が施される。
1次再結晶が施される。
その後、鋼板表面にM2Oを主成分とした焼鈍分離剤を
塗布した後、仕上焼鈍が施される。仕上焼鈍は(110
)<001>方位に極めて高度に揃った2次再結晶粒を
発達させるためには820〜900 ’C程度の低温に
長時間保持することが有利であり、その他、例えば0.
5〜b 速度で除熱焼鈍しても良い。
塗布した後、仕上焼鈍が施される。仕上焼鈍は(110
)<001>方位に極めて高度に揃った2次再結晶粒を
発達させるためには820〜900 ’C程度の低温に
長時間保持することが有利であり、その他、例えば0.
5〜b 速度で除熱焼鈍しても良い。
以下にこの発明の実施例について説明する。
・実施例1
O+ 0.0421%、 S i S 8.86 *
l M n : 0.06a%を含み、M O+ 0.
018%、 S b : 0.026弧とももにs e
! o、ogo%を含有する連鋳スラブ表面にそ、の
温度が450℃のとき、M2O(s o % ) 、S
in。
l M n : 0.06a%を含み、M O+ 0.
018%、 S b : 0.026弧とももにs e
! o、ogo%を含有する連鋳スラブ表面にそ、の
温度が450℃のとき、M2O(s o % ) 、S
in。
(15%)とMl(5%)の混合粉を溶射した(表面被
着量15り/ゼ)後、1850℃で4時間加熱後、熱間
圧延を施して2.7簡厚の熱延板とした。
着量15り/ゼ)後、1850℃で4時間加熱後、熱間
圧延を施して2.7簡厚の熱延板とした。
その後、960℃の中間焼鈍をはさんで2回の冷間圧延
にて0.271111厚の最終冷延板とした。
にて0.271111厚の最終冷延板とした。
続いて820℃の湿水素中で脱炭焼鈍を行なった後85
0℃で50時間の2次再結晶焼鈍を施した後、吃水素中
1200℃で6時間の純化焼鈍による仕上焼鈍を行なっ
た。
0℃で50時間の2次再結晶焼鈍を施した後、吃水素中
1200℃で6時間の純化焼鈍による仕上焼鈍を行なっ
た。
得られた成品の磁気特性を調べたところ、磁束密度B0
゜は1.9g T 、鉄損wtテ150は1.OOw/
に9と優れた特性を呈した。
゜は1.9g T 、鉄損wtテ150は1.OOw/
に9と優れた特性を呈した。
また成品板の表面性状も良好であり、途中のスラブ加熱
前後の焼べり率も2.8%と良好であった。
前後の焼べり率も2.8%と良好であった。
実施例2
0 + 0.089%、 S i i 8.H% l
M n 20.091%を含みかつMO: 0.016
%、 3 b : 0.025%、とともにs : o
、ogo%を含有する連鋳スラブの表面に、その温度が
rtoooCのときMgO(80%)Or、08(17
%)とMO粉末(8%)の混合粉を溶射(表面被着量8
09/W?)L、た後、1880°Cで8時間80分加
熱後、熱間圧延を施して2.4譲厚の熱延板とした。
M n 20.091%を含みかつMO: 0.016
%、 3 b : 0.025%、とともにs : o
、ogo%を含有する連鋳スラブの表面に、その温度が
rtoooCのときMgO(80%)Or、08(17
%)とMO粉末(8%)の混合粉を溶射(表面被着量8
09/W?)L、た後、1880°Cで8時間80分加
熱後、熱間圧延を施して2.4譲厚の熱延板とした。
その後、980℃の中間焼鈍をはさんで2回の冷間圧延
にて0.801Is1厚の最終冷延板とした。
にて0.801Is1厚の最終冷延板とした。
続いて8 g O’Cの湿水素中で脱炭焼鈍後、81i
0℃で50時間の2次再結晶焼鈍を施した後、吃水素中
1800℃で5時間の純化焼鈍により仕上焼鈍を行なっ
た。
0℃で50時間の2次再結晶焼鈍を施した後、吃水素中
1800℃で5時間の純化焼鈍により仕上焼鈍を行なっ
た。
得られた成品の磁気特性を調べたところ、磁束密度B0
゜:1.91T、鉄損W1マ/soはx、o5w/に9
と優れた特性を呈した。また成品板は優れた表面性状を
示し、途中のスラブ加熱前後の焼ベリ率もLX%と良好
であった。
゜:1.91T、鉄損W1マ/soはx、o5w/に9
と優れた特性を呈した。また成品板は優れた表面性状を
示し、途中のスラブ加熱前後の焼ベリ率もLX%と良好
であった。
実施例8
0 : 0.048%、 81 : 8.86%r M
n : 0−060%を含み、M O: 0.016
%、 S e : 0.020%とともに、S b +
0.028%を含有する連鋳スラブの表面にその温度
が450°CのときMgo (75%) Sin。
n : 0−060%を含み、M O: 0.016
%、 S e : 0.020%とともに、S b +
0.028%を含有する連鋳スラブの表面にその温度
が450°CのときMgo (75%) Sin。
(28%)とQr金属粉末(2%)の混合液を溶射(表
面被着量85g/m’)L、た後、1420°Cで5時
間加熱後、熱間圧延を施して1.8j1m厚の熱延板と
した。
面被着量85g/m’)L、た後、1420°Cで5時
間加熱後、熱間圧延を施して1.8j1m厚の熱延板と
した。
ついで960℃で均一化焼鈍後、950℃での中間焼鈍
をはさ%2回の冷間圧延を施して0.28襲厚の最終冷
延板とした。
をはさ%2回の冷間圧延を施して0.28襲厚の最終冷
延板とした。
その後800°Cの湿水素中で脱炭・1次再結晶焼鈍後
、850°Cで50時間の2次再結晶焼鈍および吃水素
中1200℃で5時間の純化焼鈍を施した◇ その時の得られた成品の磁気特性は磁束密度B10 +
1=98 T を鉄損wu/go : 0.84 w
/ kiであり、また製品はへげおよび線状きずを含
まない優れた表面性状を示し、途中のスラブの加熱前後
の・焼べり率も2.0%と良好であった。
、850°Cで50時間の2次再結晶焼鈍および吃水素
中1200℃で5時間の純化焼鈍を施した◇ その時の得られた成品の磁気特性は磁束密度B10 +
1=98 T を鉄損wu/go : 0.84 w
/ kiであり、また製品はへげおよび線状きずを含
まない優れた表面性状を示し、途中のスラブの加熱前後
の・焼べり率も2.0%と良好であった。
(発明の効果)
この発明によればS1含有量の高い一方向性けい素鋼板
用スラブの熱間圧延の際の高温加熱に伴われる多量のノ
ロ発生を抑制してしかも表面性状のすぐれた、一方向性
けい素鋼板の製造が可能になる。
用スラブの熱間圧延の際の高温加熱に伴われる多量のノ
ロ発生を抑制してしかも表面性状のすぐれた、一方向性
けい素鋼板の製造が可能になる。
第1図は溶射による耐熱性酸化防止剤の溶射量を変えた
時の加熱前後スラブの焼べり率を示すグラフである。
時の加熱前後スラブの焼べり率を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 L O: 0.01 〜0.06wt%81 : Ll
−4,5vt% Kn i O,08〜0.11 wt%を含みかつNo
j 0.005〜0.I wt%およびSb : 0
.005〜o、g ’wt%とともにS、SOのうちの
1種または3種を合計で0.005〜o、xvt% を含有する一方向性けい素鋼板用ステプを加熱炉にて高
温加熱するに当り、 該スラブ表面に、耐熱性酸化防止剤を該スラブの表面温
度が800℃以上の条件の下に溶射して耐熱性酸化防止
剤を予備的に被成し、引続く高温加熱の際のファイアラ
イトの生成を抑制する、 ことを特徴とする一方向性けい素鋼板用スラブの加熱方
法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11954184A JPS60262919A (ja) | 1984-06-11 | 1984-06-11 | 一方向性珪素鋼のスラブ加熱方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11954184A JPS60262919A (ja) | 1984-06-11 | 1984-06-11 | 一方向性珪素鋼のスラブ加熱方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60262919A true JPS60262919A (ja) | 1985-12-26 |
Family
ID=14763842
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11954184A Pending JPS60262919A (ja) | 1984-06-11 | 1984-06-11 | 一方向性珪素鋼のスラブ加熱方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60262919A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63284123A (ja) * | 1987-04-28 | 1988-11-21 | イー・アール・スクイブ・アンド・サンズ・インコーポレイテッド | 小ビーズ状の新規医薬組成物および小ビーズの製造法 |
-
1984
- 1984-06-11 JP JP11954184A patent/JPS60262919A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63284123A (ja) * | 1987-04-28 | 1988-11-21 | イー・アール・スクイブ・アンド・サンズ・インコーポレイテッド | 小ビーズ状の新規医薬組成物および小ビーズの製造法 |
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