JPS6210213A - 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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- JPS6210213A JPS6210213A JP60148178A JP14817885A JPS6210213A JP S6210213 A JPS6210213 A JP S6210213A JP 60148178 A JP60148178 A JP 60148178A JP 14817885 A JP14817885 A JP 14817885A JP S6210213 A JPS6210213 A JP S6210213A
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- 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
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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
- 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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- 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
- 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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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】
（産業上の利用分野）
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
板の製造に関連して、該鋼板素材としてのけい素鋼スラ
ブの加熱方法についてこの明細書で述べる技術内容は、
ここに必要な高温加熱に伴われる問題点の有利な解決に
ついての開発成果を提供しようとするものである。
板の製造に関連して、該鋼板素材としてのけい素鋼スラ
ブの加熱方法についてこの明細書で述べる技術内容は、
ここに必要な高温加熱に伴われる問題点の有利な解決に
ついての開発成果を提供しようとするものである。
周知のごとく一方向性けい素鋼板は、板面に（１１０）
面、圧延方向に＜００１＞軸が揃った２次再結晶粒によ
って構成され、最終焼鈍中に上記方位の結晶粒を選択成
長させることが肝要であり、そのためには微細なＭｎＳ
、 ＭｎＳｅ、 ＡｌＮなどのいわゆるインヒビターが
仕上焼鈍前に、均一に分散していて（１１０） ［：０
０１）方位の２次再結晶粒が選択成長できるよう、他の
結晶粒の成長を抑制することが必要である。
面、圧延方向に＜００１＞軸が揃った２次再結晶粒によ
って構成され、最終焼鈍中に上記方位の結晶粒を選択成
長させることが肝要であり、そのためには微細なＭｎＳ
、 ＭｎＳｅ、 ＡｌＮなどのいわゆるインヒビターが
仕上焼鈍前に、均一に分散していて（１１０） ［：０
０１）方位の２次再結晶粒が選択成長できるよう、他の
結晶粒の成長を抑制することが必要である。
ここに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−たん固溶させた後、適当
な冷却パターンで熱間圧延することによって得られるこ
とは既によく知られているところである。
ラブ加熱中にこれら析出物を−たん固溶させた後、適当
な冷却パターンで熱間圧延することによって得られるこ
とは既によく知られているところである。
このような目的で行われるスラブ加熱は、通常１３００
℃以上の高温で行われるが中心部まで十分加熱を行うた
めに表面温度は１３５０℃以上に加熱されるのが通例で
あり、その際発生する多量の溶融スケールは加熱炉の操
業性を損うばかりでなくして、粒界酸化に伴う表面欠陥
、耳割れ発生など多くの問題が含まれている。
℃以上の高温で行われるが中心部まで十分加熱を行うた
めに表面温度は１３５０℃以上に加熱されるのが通例で
あり、その際発生する多量の溶融スケールは加熱炉の操
業性を損うばかりでなくして、粒界酸化に伴う表面欠陥
、耳割れ発生など多くの問題が含まれている。
もとより磁気特性を改善する上でインヒビターの量を増
すのは有効であるが、そのためにはスラブ加熱温度をよ
り高めて！Ｊ ｎ Ｓ 、やＭｎＳｅ等を一層十分に解
離固溶させることが必要な反面、その際、高温加熱によ
ってスラブ結晶粒が粗大化し、その後の熱延、冷延工程
で粗大伸長粒となって残り、その結果製品段階で帯状細
粒をつくり、必ずしも磁性を安定的によくすることはで
きなかったのであり、この傾向は特に柱状晶を含む連続
鋳造スラブを素材とする場合に著しい。
すのは有効であるが、そのためにはスラブ加熱温度をよ
り高めて！Ｊ ｎ Ｓ 、やＭｎＳｅ等を一層十分に解
離固溶させることが必要な反面、その際、高温加熱によ
ってスラブ結晶粒が粗大化し、その後の熱延、冷延工程
で粗大伸長粒となって残り、その結果製品段階で帯状細
粒をつくり、必ずしも磁性を安定的によくすることはで
きなかったのであり、この傾向は特に柱状晶を含む連続
鋳造スラブを素材とする場合に著しい。
（従来の技術）
特公昭５０−３７００９号、また特公昭５４−２７８２
０号公報には連続鋳造スラブを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１２６０〜１４００℃に再熱し、最終の熱間圧延
を行う方法が提案されている。
０号公報には連続鋳造スラブを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１２６０〜１４００℃に再熱し、最終の熱間圧延
を行う方法が提案されている。
これらの方法は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をあられす。
結晶粒の粗大化をかなり抑える効果をあられす。
しかしながらインヒビターの量を増やし、より高温のス
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℃以上の高温で
の長い滞留時間を要するために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
性改善効果かえられないだけでなくすでに触れたように
、加熱中の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。
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℃以上の高温で
の長い滞留時間を要するために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
性改善効果かえられないだけでなくすでに触れたように
、加熱中の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。
ところでスラブ加熱に誘導加熱を適用する方法自体はこ
れまでいくつか報告されていて、例えば特公昭４４−１
５０４７号公報や特公昭５２−４７１７９号公報などが
ある。前者はガス焼鈍炉との複合加熱における最適エネ
ルギー制御に関し、また後者は誘導加熱におけるスラブ
端部の温度低下を防止しようとするにすぎず、この他に
もスラブ誘導加熱炉の設備に関するものもいくつか知ら
れているが、方向性けい素鋼のスラブ加熱に適用したも
のとしては、特公昭４７−１４６２７号公報が知られて
いるにとどまる。
れまでいくつか報告されていて、例えば特公昭４４−１
５０４７号公報や特公昭５２−４７１７９号公報などが
ある。前者はガス焼鈍炉との複合加熱における最適エネ
ルギー制御に関し、また後者は誘導加熱におけるスラブ
端部の温度低下を防止しようとするにすぎず、この他に
もスラブ誘導加熱炉の設備に関するものもいくつか知ら
れているが、方向性けい素鋼のスラブ加熱に適用したも
のとしては、特公昭４７−１４６２７号公報が知られて
いるにとどまる。
この場合方向性けい素鋼スラブを重力製入炉（プッシャ
ータイプの加熱炉）で１２５０〜１３００℃の間に加熱
した後つづいて１３５０〜１４００℃の温度で誘導加熱
又は抵抗加熱の如き電気的方法で高温加熱し磁気特性を
改善するというものである。
ータイプの加熱炉）で１２５０〜１３００℃の間に加熱
した後つづいて１３５０〜１４００℃の温度で誘導加熱
又は抵抗加熱の如き電気的方法で高温加熱し磁気特性を
改善するというものである。
しかしこの方法に用いられる１３５０〜１４００℃とい
う高温での誘導加熱は磁気特性改善には有効であっても
、この間にスラブ表面に生成するノロは短時間加熱とは
いえ依然としてかなり多量にのぼり、これが加熱炉の操
業性を損うばかりでなく、表面疵発生をもたらした。
う高温での誘導加熱は磁気特性改善には有効であっても
、この間にスラブ表面に生成するノロは短時間加熱とは
いえ依然としてかなり多量にのぼり、これが加熱炉の操
業性を損うばかりでなく、表面疵発生をもたらした。
（発明が解決しようとする問題点）
方向性けい素鋼用連鋳スラブをその中心まで１４００℃
程度に達するように加熱するとスラブ結晶粒の粗大化を
もたらして、製品での帯状細粒による局所的な磁性劣化
を来す不利についての解決を与えることがこの発明の目
的である。
程度に達するように加熱するとスラブ結晶粒の粗大化を
もたらして、製品での帯状細粒による局所的な磁性劣化
を来す不利についての解決を与えることがこの発明の目
的である。
（問題点を解決するための手段）
発明者らは、先に低酸化雰囲気制御の可能なスラブ誘導
加熱炉による、方向性珪素鋼スラブの加熱方法を提案（
特願昭５９−７２８号明細書）した。この方法を用いる
こと°によって表面欠陥や帯状細粒を発生させることな
く、スラブ高温加熱による磁性改善が効果的に達成され
ることが見出され、この発明を完成させるにいたった。
加熱炉による、方向性珪素鋼スラブの加熱方法を提案（
特願昭５９−７２８号明細書）した。この方法を用いる
こと°によって表面欠陥や帯状細粒を発生させることな
く、スラブ高温加熱による磁性改善が効果的に達成され
ることが見出され、この発明を完成させるにいたった。
周知の如く、誘導加熱は、内部発熱を与えることで金属
を短時間に高温まで加熱する有効な方法であり、これを
けい素鋼スラブに適用することによって短時間加熱でイ
ンヒビターの固溶が可能となる。
を短時間に高温まで加熱する有効な方法であり、これを
けい素鋼スラブに適用することによって短時間加熱でイ
ンヒビターの固溶が可能となる。
ここに１５〜５０％の予備熱延を施した連鋳スラブをこ
の方法で高温加熱することにより加熱後のスラブ結晶粒
の粗大化をおこすことなく、インヒビター増量に伴う磁
性改善を可能ならしめたのである。
の方法で高温加熱することにより加熱後のスラブ結晶粒
の粗大化をおこすことなく、インヒビター増量に伴う磁
性改善を可能ならしめたのである。
この発明は、Ｃ，０，０２０〜０．０８ｈｔ％、Ｓｉ２
．０〜４．５ｗｔ％、 Ｍｎ ０．０２〜０．１５ｗｔ
％のほかインヒビターとしてＳ 、 Ｓｅ、 Ａｌ、
及びＢのうちから選ばれる少なくとも１種を合計で０
．０１０〜０． ｌＱｗｔ％含有する成分規制に成るけ
い素鋼連続鋳造スラブに対し９００〜１２５０℃の温度
域で１５〜５０％の圧下率での予備熱間変形を加えるこ
とと低酸化雰囲気に制御したスラブ誘導加熱炉によって
スラブ中心温度が１３５０℃以上、１４２０℃以下にま
で加熱して１０分間以上６０分間以内保持することとの
２つの組合せを特徴としてスラブ高温加熱による表面疵
発生とスラブ結晶粒粗大化による磁性不良の発生を同時
に解決し、磁性改善を実現したのである。
．０〜４．５ｗｔ％、 Ｍｎ ０．０２〜０．１５ｗｔ
％のほかインヒビターとしてＳ 、 Ｓｅ、 Ａｌ、
及びＢのうちから選ばれる少なくとも１種を合計で０
．０１０〜０． ｌＱｗｔ％含有する成分規制に成るけ
い素鋼連続鋳造スラブに対し９００〜１２５０℃の温度
域で１５〜５０％の圧下率での予備熱間変形を加えるこ
とと低酸化雰囲気に制御したスラブ誘導加熱炉によって
スラブ中心温度が１３５０℃以上、１４２０℃以下にま
で加熱して１０分間以上６０分間以内保持することとの
２つの組合せを特徴としてスラブ高温加熱による表面疵
発生とスラブ結晶粒粗大化による磁性不良の発生を同時
に解決し、磁性改善を実現したのである。
（作 用）
この発明を適用し得る素材は、Ｓｉ２．０〜４．５ｗｔ
％、 ＣＯ，０２０〜０．０８０ｗｔ ％、 Ｍｎ ０
．０２〜０．１５ｗｔ％を含む方向性けい素鋼用の連続
鋳造スラブであり、ここにインヒビターとしてＳ、Ｓｅ
、Ａｌ及びＢのうちから選ばれる少なくとも１種を合計
でｏ、ｏｉ。
％、 ＣＯ，０２０〜０．０８０ｗｔ ％、 Ｍｎ ０
．０２〜０．１５ｗｔ％を含む方向性けい素鋼用の連続
鋳造スラブであり、ここにインヒビターとしてＳ、Ｓｅ
、Ａｌ及びＢのうちから選ばれる少なくとも１種を合計
でｏ、ｏｉ。
〜０． ｌＱｗｔ％含有するものである。
この限定理由は以下のとおりである。
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集合
組織の改善をはかることを意図しその必要を満たすため
０．０２０〜０．０８０ｗｔ％の範囲に限定したもので
ある。
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その必要を満たすため
０．０２０〜０．０８０ｗｔ％の範囲に限定したもので
ある。
Ｓｉは鋼板の比抵抗を高めて鉄損を下げるのに寄与する
が下限の２ｗｔ％を下廻るとα−γ変態によって最終高
温焼鈍で結晶方位が損われ、一方４．５ｗｔ％の上限は
冷間圧延の加工性の点から決められる。
が下限の２ｗｔ％を下廻るとα−γ変態によって最終高
温焼鈍で結晶方位が損われ、一方４．５ｗｔ％の上限は
冷間圧延の加工性の点から決められる。
Ｍｎ量に関してはインヒビター量確保のため０．０２％
の下限規制と、ＭｎＳ、 ＭｎＳｅ解離固溶のためのス
ラブ加熱温度を一定以上高くしないという点で０．１５
％の上限規制を要する。
の下限規制と、ＭｎＳ、 ＭｎＳｅ解離固溶のためのス
ラブ加熱温度を一定以上高くしないという点で０．１５
％の上限規制を要する。
Ｓ、 Ｓｅ、 Ａｌ及びＢはそれらの合計量の下限を０
．０１０ ％としたのはこれらがＭｎＳ、 ＭｎＳｅ、
ＡｌＮ。
．０１０ ％としたのはこれらがＭｎＳ、 ＭｎＳｅ、
ＡｌＮ。
ＢＮの形で鋼中に微細に分散しインヒビターとして機能
して一定水準以上の磁性を満足させる下限として定めた
もので上限はこれ以上加えても磁性向上がなく経済面で
不利になるからである。
して一定水準以上の磁性を満足させる下限として定めた
もので上限はこれ以上加えても磁性向上がなく経済面で
不利になるからである。
なおインヒビターとしてはこの他にＳｂ、 Ｓｎ、 Ａ
ｓＰｂ、 Ｂｉ、 Ｃｕ、 Ｍｏなどの粒界偏析型元素
やＺｒＮ、 ＶＮなど、他の窒化物形成元素を同時に含
有させることも知られているが、この発明の方法で加熱
する場合にもこれらの元素添加による品質改善効果を損
うものではなく、これらを添加した場合についてもこの
発明の範囲に含まれる。
ｓＰｂ、 Ｂｉ、 Ｃｕ、 Ｍｏなどの粒界偏析型元素
やＺｒＮ、 ＶＮなど、他の窒化物形成元素を同時に含
有させることも知られているが、この発明の方法で加熱
する場合にもこれらの元素添加による品質改善効果を損
うものではなく、これらを添加した場合についてもこの
発明の範囲に含まれる。
次にこの発明においては上記成分を含有する１５０〜３
５０鮒厚さの連続鋳造スラブをまず９００ ℃以上の温
度で加熱しスラブ温度が９００℃以上、１２５０℃以下
の範囲において１５％以上、５０％以下の圧下率で熱間
圧延を行って連鋳スラブ特有の柱状晶組織を破壊する。
５０鮒厚さの連続鋳造スラブをまず９００ ℃以上の温
度で加熱しスラブ温度が９００℃以上、１２５０℃以下
の範囲において１５％以上、５０％以下の圧下率で熱間
圧延を行って連鋳スラブ特有の柱状晶組織を破壊する。
この処理によって、その後の高温加熱における結晶粒の
粗大化が、防止できる。
粗大化が、防止できる。
第１図にはこの処理における圧下率の下限を１５％に規
定した根拠を示し、Ｓｉ’ ３．２４ｗｔ％、 Ｃ０，
０４８ｗｔ％、 Ｍｎ０．０７ｈｔ％を含有するけい素
鋼連続鋳造スラブ片を１１００℃ＩＨｒ予熱した浸種々
の圧下率で熱間変形加工し、その後ガス燃焼型加熱炉お
よび誘導加熱炉にてスラブ中心温度が１４００℃到達後
１５ｍ１ｎ保持したときの平均結晶粒径を示している。
定した根拠を示し、Ｓｉ’ ３．２４ｗｔ％、 Ｃ０，
０４８ｗｔ％、 Ｍｎ０．０７ｈｔ％を含有するけい素
鋼連続鋳造スラブ片を１１００℃ＩＨｒ予熱した浸種々
の圧下率で熱間変形加工し、その後ガス燃焼型加熱炉お
よび誘導加熱炉にてスラブ中心温度が１４００℃到達後
１５ｍ１ｎ保持したときの平均結晶粒径を示している。
一般にスラブ平均粒径が２０ｍｍを越えると最終製品で
帯状細粒が発生し、磁性劣化を生ずるといわれているが
、熱間変形の圧下率が１５％以上では誘導加熱炉による
スラブ加熱の場合いずれも２０ｍｍ以下の平均粒径にな
っている。スラブ高温加熱前の熱間変形における圧下率
の上限を５０％としたのはこれ以上圧下率を高めるとス
ラブ厚が薄くなり過ぎて効率が悪くなるからである。
帯状細粒が発生し、磁性劣化を生ずるといわれているが
、熱間変形の圧下率が１５％以上では誘導加熱炉による
スラブ加熱の場合いずれも２０ｍｍ以下の平均粒径にな
っている。スラブ高温加熱前の熱間変形における圧下率
の上限を５０％としたのはこれ以上圧下率を高めるとス
ラブ厚が薄くなり過ぎて効率が悪くなるからである。
一方ガス燃焼型加熱炉においてはスラブ中心温度が１４
００℃に達するまでに約３時間を要したために、高温で
の滞留時間が長く、スラブ結晶粒を２５化以下にするに
は少なくとも３５％以上の圧下率を要した。
００℃に達するまでに約３時間を要したために、高温で
の滞留時間が長く、スラブ結晶粒を２５化以下にするに
は少なくとも３５％以上の圧下率を要した。
熱間変形温度を９００℃以上１２５０℃以下に規制した
のは柱状晶組織を゛効果的に破壊し、これによって生じ
た核からその後の高温加熱で多くの再結晶粒が生れ結晶
粒の粗大化を防ぐための条件として定めたものである。
のは柱状晶組織を゛効果的に破壊し、これによって生じ
た核からその後の高温加熱で多くの再結晶粒が生れ結晶
粒の粗大化を防ぐための条件として定めたものである。
すなわち、１２５０℃以上では、動的回復がおこりその
効果が十分でなく 、９００℃以下は変形能が低下する
ことからこの範囲を定めた。
効果が十分でなく 、９００℃以下は変形能が低下する
ことからこの範囲を定めた。
なおこのような、初期熱間変形加工を加えるためにスラ
ブを予熱することは必ずしも必要でなく、鋳造時の残留
熱を利用することで上記変形温度が確保されていればそ
の方が効率的であるのは云うまでもない。
ブを予熱することは必ずしも必要でなく、鋳造時の残留
熱を利用することで上記変形温度が確保されていればそ
の方が効率的であるのは云うまでもない。
次に、このスーラブは従来型のガス燃焼型加熱炉で加熱
されるが、このとき、スラブ中心温度が１０００〜１２
３０℃の温度域に達するまで加熱した後、低酸化雲囲気
に制御した誘導加熱炉にて、スラブ中心温度が１３５０
℃以上、１４２０℃以下の範囲にて１０分間以上６０分
以下の保持を行う。
されるが、このとき、スラブ中心温度が１０００〜１２
３０℃の温度域に達するまで加熱した後、低酸化雲囲気
に制御した誘導加熱炉にて、スラブ中心温度が１３５０
℃以上、１４２０℃以下の範囲にて１０分間以上６０分
以下の保持を行う。
ここで、ガス燃焼型加熱炉から出て、誘導加熱炉に入る
スラブの中心温度はエネルギーコストの面から９００℃
を下廻らないことが好ましい。さらにここで云うスラブ
中心温度とは加熱中湿度の最も上り難いスラブ中心層の
温度のことで、必ずしもスラブ厚の真中温度を意味する
ものではない。
スラブの中心温度はエネルギーコストの面から９００℃
を下廻らないことが好ましい。さらにここで云うスラブ
中心温度とは加熱中湿度の最も上り難いスラブ中心層の
温度のことで、必ずしもスラブ厚の真中温度を意味する
ものではない。
一般にスラブ中心部は温度が上り難く、スラブ内の最冷
点の温度を上記範囲に規制することが最終製品の電磁特
性の安定化に重要であることからこのように表したので
ある。
点の温度を上記範囲に規制することが最終製品の電磁特
性の安定化に重要であることからこのように表したので
ある。
ここにスラブ中心温度が、上記の各温度領域に納まって
いるかどうかは、スラブ厚みの中心部に熱電対を挿入す
ることにより測温し確認した。
いるかどうかは、スラブ厚みの中心部に熱電対を挿入す
ることにより測温し確認した。
低コストでスラブ全体の均熱性を高めるために行う予備
加熱に当るガス燃焼型スラブ加熱炉でのスラブ中心温度
１０００〜１２３０℃の範囲としたのは、１０００℃以
下では誘導加熱炉で必要温度まで高めるのに時間がかか
り、エネルギーコストが高くなるためで、上限の１２３
０℃規制はこれ以上高くするとガス燃焼炉内のノロ発生
が急激に進み始めるからである。
加熱に当るガス燃焼型スラブ加熱炉でのスラブ中心温度
１０００〜１２３０℃の範囲としたのは、１０００℃以
下では誘導加熱炉で必要温度まで高めるのに時間がかか
り、エネルギーコストが高くなるためで、上限の１２３
０℃規制はこれ以上高くするとガス燃焼炉内のノロ発生
が急激に進み始めるからである。
誘導加熱炉の低酸化雲囲気は、スラブ表面温度が１２５
０℃以上において０２量を１％以下に抑えることが好適
である。
０℃以上において０２量を１％以下に抑えることが好適
である。
誘導加熱によるスラブ高温加熱時のスラブ中心温度の適
正範囲に関する１３５０℃〜１４２０℃の限定範囲およ
びこの温度域における保持時間１０〜６０分間の限定理
由は以下のとおりである。
正範囲に関する１３５０℃〜１４２０℃の限定範囲およ
びこの温度域における保持時間１０〜６０分間の限定理
由は以下のとおりである。
始めに述べたようにこの発明の目的はインヒビターを増
し磁性改善をはかることで、その際必然的に要求される
インヒビター固溶のためのスラブ高温加熱中に、結晶粒
の粗大化を生じないようにすることである。
し磁性改善をはかることで、その際必然的に要求される
インヒビター固溶のためのスラブ高温加熱中に、結晶粒
の粗大化を生じないようにすることである。
誘導加熱炉によるスラブ加熱で中心温度の下限を１３５
０℃としたのはインヒビターの完全固溶により十分な磁
性が得られる下限として定めたもので上限の１４２０℃
はこれ以上に高温になるとやはりスラブ結晶粒の粗大化
による磁性の劣化がみられるからである。また加熱時間
の下限を１０分間としたのは、上記温度域でのインヒビ
ターの固溶に必要な時間の下限としてであり、上限の６
０分間は、これ以上長く保持すると結晶粒の粗大化が生
ずるためである。
０℃としたのはインヒビターの完全固溶により十分な磁
性が得られる下限として定めたもので上限の１４２０℃
はこれ以上に高温になるとやはりスラブ結晶粒の粗大化
による磁性の劣化がみられるからである。また加熱時間
の下限を１０分間としたのは、上記温度域でのインヒビ
ターの固溶に必要な時間の下限としてであり、上限の６
０分間は、これ以上長く保持すると結晶粒の粗大化が生
ずるためである。
第２図は、柱状晶組織破壊のため予備熱延された連続鋳
造スラブを誘導加熱炉で加熱する際のスラブ中心部の適
正温度を示すもので、インヒビターとしてＳｅ Ｏ，０
３５ｗｔ％、 Ｍｎ Ｏ，０８５ｗｔ％、及びｓｂｏ、
０２５ｗｔ％（合計０．１４５ ｗｔ％）を含有する
３、２４％珪素鋼連鋳スラブを１１００℃で１時間加熱
後圧下率２０％の熱間変形加工を施したものをまずガス
燃焼型のスラブ加熱炉と次に誘導加熱炉との複合加熱で
加熱した後２．Ｏｍｍ厚の熱延板となし、公知の冷延２
回法の工程で０．２３ｍｍ厚の製品に仕上げた際の最終
製品磁気特性を、スラブ誘導加熱炉における均熱中のス
ラブ中心温度に対して示したものであり、いずれのスラ
ブｉ＝ついても各均熱温度で１０〜２０分間保持した。
造スラブを誘導加熱炉で加熱する際のスラブ中心部の適
正温度を示すもので、インヒビターとしてＳｅ Ｏ，０
３５ｗｔ％、 Ｍｎ Ｏ，０８５ｗｔ％、及びｓｂｏ、
０２５ｗｔ％（合計０．１４５ ｗｔ％）を含有する
３、２４％珪素鋼連鋳スラブを１１００℃で１時間加熱
後圧下率２０％の熱間変形加工を施したものをまずガス
燃焼型のスラブ加熱炉と次に誘導加熱炉との複合加熱で
加熱した後２．Ｏｍｍ厚の熱延板となし、公知の冷延２
回法の工程で０．２３ｍｍ厚の製品に仕上げた際の最終
製品磁気特性を、スラブ誘導加熱炉における均熱中のス
ラブ中心温度に対して示したものであり、いずれのスラ
ブｉ＝ついても各均熱温度で１０〜２０分間保持した。
加熱温度がこの発明の条件である１３５０〜１４２０℃
においてＷ ＋７１５ｏ＜０．８５ｗ／ｋｇのすぐれた
鉄損値が安定してえられたことがわかる。
においてＷ ＋７１５ｏ＜０．８５ｗ／ｋｇのすぐれた
鉄損値が安定してえられたことがわかる。
この発明の条件で加熱されたスラブに対する熱延以降の
工程は特に通常と変るところはなく、インヒビターの量
や種類に応じ１回冷間圧延又は中間焼鈍を含む２回の冷
間圧延と、脱炭焼鈍およびこれに続く高温箱焼鈍で０．
１５〜０．５Ｏｎ＋ｍ厚の一方向性けい素鋼板を製造す
ることができる。
工程は特に通常と変るところはなく、インヒビターの量
や種類に応じ１回冷間圧延又は中間焼鈍を含む２回の冷
間圧延と、脱炭焼鈍およびこれに続く高温箱焼鈍で０．
１５〜０．５Ｏｎ＋ｍ厚の一方向性けい素鋼板を製造す
ることができる。
実施例 Ｉ
ＣＯｙ０４０ｗｔ％、 Ｓｉ ３．２８ ｗｔ％、 Ｍ
ｎ ０．０８６ ｗｔ％Ｓｅ Ｏ，０３８％、 Ｓｂ
Ｏ，０２５％を含有する３００ ｍｍ厚の連続鋳造スラ
ブを１１００℃で１時間加熱後、分塊ミルで２１０ｍｍ
に仕上げた（圧下率３０％）。
ｎ ０．０８６ ｗｔ％Ｓｅ Ｏ，０３８％、 Ｓｂ
Ｏ，０２５％を含有する３００ ｍｍ厚の連続鋳造スラ
ブを１１００℃で１時間加熱後、分塊ミルで２１０ｍｍ
に仕上げた（圧下率３０％）。
このスラブを通常のウオーキングビーム型ガス燃焼式加
熱炉にてスラブ中心温度が１２００℃に達するまで２時
間加熱し抽出後直ちに低酸化雰囲気に制御可能な誘導加
熱炉にてスラブ中心温度が１３９０℃に達するまで約２
０分間で加熱し、この温度に達してから１５分間保持し
た後抽出し、熱間圧延に供した。
熱炉にてスラブ中心温度が１２００℃に達するまで２時
間加熱し抽出後直ちに低酸化雰囲気に制御可能な誘導加
熱炉にてスラブ中心温度が１３９０℃に達するまで約２
０分間で加熱し、この温度に達してから１５分間保持し
た後抽出し、熱間圧延に供した。
加熱露囲気はＮ２ガスであり均熱時における雰囲気中の
０２含有量は０．３〜０．５％であった。
０２含有量は０．３〜０．５％であった。
熱間圧延によって２．０ｍ［Ｉｌ厚の熱延鋼板をつくり
、１次冷延で０．５６ｍｍとし、１０００℃３分間の中
間焼鈍を水素中で行なった後２次冷延で０．２３ｍｍの
製品厚に仕上げた。次いで、８００℃３分間の脱炭焼鈍
を湿水素中で行いＭｇＯを塗布したのち１２００℃５時
間の仕上焼鈍を行った。この後焼鈍分離剤を除去し、張
力コーティングを施して最終製品を得た。
、１次冷延で０．５６ｍｍとし、１０００℃３分間の中
間焼鈍を水素中で行なった後２次冷延で０．２３ｍｍの
製品厚に仕上げた。次いで、８００℃３分間の脱炭焼鈍
を湿水素中で行いＭｇＯを塗布したのち１２００℃５時
間の仕上焼鈍を行った。この後焼鈍分離剤を除去し、張
力コーティングを施して最終製品を得た。
このようにして得られた最終製品の磁気特性は以下のと
うりで、表面疵も少なく、良好な磁性を有する製品がえ
られた。
うりで、表面疵も少なく、良好な磁性を有する製品がえ
られた。
Ｗ＋ｔ／ｓｏ ０．８４ ｗ／ ｋｇＢｏｏ
１，９２Ｔ゛ 実施例 ２ ＣＯ，０５０ｗｔ％、 Ｓｉ ３．２２ｗｔ％、 Ｍｎ
ｏ、 ０７５ｗｔ％。
１，９２Ｔ゛ 実施例 ２ ＣＯ，０５０ｗｔ％、 Ｓｉ ３．２２ｗｔ％、 Ｍｎ
ｏ、 ０７５ｗｔ％。
Ｓ Ｏ，０２ｈｔ％、 Ａｌ ０．０２３ｗｔ％、 Ｎ
Ｏ，００７８ｗｔ％を含有する３００ ｍｍ厚の連続
鋳造スラブおよび２１０ｍｌＴｌ厚の連続鋳造スラブを
溶製し３００ ｍｍｍススラブ対しては１１００℃で１
時間加熱後分塊ミルで２１０ｍｍに仕上げる予備熱延を
行ったのち、２１０ ｍｍ厚連続鋳造スラブとともに通
常のウオーキングビーム型ガス燃焼式加熱炉にてスラブ
中心温度が１２００℃に達するまで２時間加熱し、抽出
後直ちに低酸化雰囲気に制御可能な誘導加熱炉にてＮ２
雰囲気中でスラブ中心温度が１３８０℃に達するまで、
約２０分間で加熱しこの温度に達してから１５分間保持
した後抽出し、何れも熱間圧延によって２．３ｍｍ厚の
熱延鋼帯を得た。
Ｏ，００７８ｗｔ％を含有する３００ ｍｍ厚の連続
鋳造スラブおよび２１０ｍｌＴｌ厚の連続鋳造スラブを
溶製し３００ ｍｍｍススラブ対しては１１００℃で１
時間加熱後分塊ミルで２１０ｍｍに仕上げる予備熱延を
行ったのち、２１０ ｍｍ厚連続鋳造スラブとともに通
常のウオーキングビーム型ガス燃焼式加熱炉にてスラブ
中心温度が１２００℃に達するまで２時間加熱し、抽出
後直ちに低酸化雰囲気に制御可能な誘導加熱炉にてＮ２
雰囲気中でスラブ中心温度が１３８０℃に達するまで、
約２０分間で加熱しこの温度に達してから１５分間保持
した後抽出し、何れも熱間圧延によって２．３ｍｍ厚の
熱延鋼帯を得た。
この後１１００℃２分間のノルマ処理を施したのち、１
回の圧延で０．３０ｍｍ厚に仕上げ、８００℃３分間の
脱炭焼鈍を湿水素雪囲気で行ったのちＭｇＯを塗布して
１２００℃１０時間の仕上焼鈍を行った。次いで焼鈍分
離剤を除去し張力コーティングを施して２種類の最終製
品を得た。
回の圧延で０．３０ｍｍ厚に仕上げ、８００℃３分間の
脱炭焼鈍を湿水素雪囲気で行ったのちＭｇＯを塗布して
１２００℃１０時間の仕上焼鈍を行った。次いで焼鈍分
離剤を除去し張力コーティングを施して２種類の最終製
品を得た。
このようにして得られた最終製品の磁気特性は以下のと
おりでこの発明の条件で処理されたものがより良好な磁
気特性を示した。
おりでこの発明の条件で処理されたものがより良好な磁
気特性を示した。
予備熱延の有無 Ｗｒｙ７ｓｏ（Ｗ／ｋｇ） Ｂ＋ｏ
（Ｔ）を ０．９９ ．１．９５無
１．０６ １．９３（発明の効
果） この発明により表面欠陥や帯状細粒の発生なしに、イン
ヒビターの増量による電磁特性の改善が安定にもたらさ
れる。
（Ｔ）を ０．９９ ．１．９５無
１．０６ １．９３（発明の効
果） この発明により表面欠陥や帯状細粒の発生なしに、イン
ヒビターの増量による電磁特性の改善が安定にもたらさ
れる。
第１図は、連続鋳造スラブの予備熱延圧下率（％）とそ
れらのスラブを１４００℃１５ｍ１ｎ （中心温度）加
熱したときの加熱後のスラブの平均結晶粒径＜ｍｍ＞を
、誘導加熱の場合と通常のガス加熱の場合を比較して示
したグラフ 第２図は、誘導加熱炉でスラブを加熱したときのスラブ
中心温度（１）と２回冷延法によって処理された最終製
品の磁気特性、鉄損Ｗ ＋ ７／Ｓｏ （ｗ／ ｋｇ
）の関係を示したグラフである。 代理人弁理士 杉 村 興 作 第１図 ＠征圧″′Ｆ牽（％）
れらのスラブを１４００℃１５ｍ１ｎ （中心温度）加
熱したときの加熱後のスラブの平均結晶粒径＜ｍｍ＞を
、誘導加熱の場合と通常のガス加熱の場合を比較して示
したグラフ 第２図は、誘導加熱炉でスラブを加熱したときのスラブ
中心温度（１）と２回冷延法によって処理された最終製
品の磁気特性、鉄損Ｗ ＋ ７／Ｓｏ （ｗ／ ｋｇ
）の関係を示したグラフである。 代理人弁理士 杉 村 興 作 第１図 ＠征圧″′Ｆ牽（％）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ；０．０２０〜０．０８０ｗｔ％、 Ｓｉ；２．０〜４．５ｗｔ％、 Ｍｎ；０．０２〜０．１５ｗｔ％のほか、インヒビター
としてＳ、Ｓｅ、Ａｌ及びＢのうちから選ばれる少なく
とも１種を合計で０．０１０〜０．１０ｗｔ％含有する
珪素鋼連続鋳造スラブを素材として、熱間圧延により熱
延鋼帯となし、次いで１回の冷間圧延又は中間焼鈍をは
さむ２回の冷間圧延を施して最終板厚にし、その後脱炭
焼鈍とこれに続く、高温最終仕上焼鈍を施す一連の工程
によつて（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って連続鋳造スラブ を、スラブ温度、９００℃以上１２５０℃以下において
１５％以上、５０％以下の圧下率で熱間変形を加えるこ
と 次いでこのスラブをガス燃焼型加熱炉でス ラブ中心温度が１０００〜１２３０℃の温度域に達する
まで加熱すること、及び、 低酸化雰囲気に制御した誘導加熱炉にて加 熱を続行してスラブの中心温度が１３５０℃以上１４２
０℃以下の範囲にて１０分間以上６０分以内にわたって
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60148178A JPH0699750B2 (ja) | 1985-07-08 | 1985-07-08 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP60148178A JPH0699750B2 (ja) | 1985-07-08 | 1985-07-08 | 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 |
|---|---|
| JPS6210213A true JPS6210213A (ja) | 1987-01-19 |
| JPH0699750B2 JPH0699750B2 (ja) | 1994-12-07 |
Family
ID=15446993
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60148178A Expired - Lifetime JPH0699750B2 (ja) | 1985-07-08 | 1985-07-08 | 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) | JPH0699750B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH028327A (ja) * | 1988-06-27 | 1990-01-11 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
| JPH03229822A (ja) * | 1990-02-06 | 1991-10-11 | Kawasaki Steel Corp | 一方向性けい素鋼板の製造方法 |
| ITRM20080617A1 (it) * | 2008-11-18 | 2010-05-19 | Ct Sviluppo Materiali Spa | Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato a partire da bramma sottile. |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
-
1985
- 1985-07-08 JP JP60148178A patent/JPH0699750B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH028327A (ja) * | 1988-06-27 | 1990-01-11 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
| JP2776386B2 (ja) * | 1988-06-27 | 1998-07-16 | 川崎製鉄 株式会社 | 磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
| JPH03229822A (ja) * | 1990-02-06 | 1991-10-11 | Kawasaki Steel Corp | 一方向性けい素鋼板の製造方法 |
| ITRM20080617A1 (it) * | 2008-11-18 | 2010-05-19 | Ct Sviluppo Materiali Spa | Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato a partire da bramma sottile. |
| WO2010057913A1 (en) * | 2008-11-18 | 2010-05-27 | Centro Sviluppo Materiali S.P.A. | Process for the production of grain-oriented magnetic sheet starting from thin slab |
| US8871035B2 (en) | 2008-11-18 | 2014-10-28 | Centro Sviluppo Materiali S.P.A. | Process for the production of grain-oriented magnetic sheet starting from thin slab |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0699750B2 (ja) | 1994-12-07 |
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|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |