JPS63100128A - 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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- JPS63100128A JPS63100128A JP24559686A JP24559686A JPS63100128A JP S63100128 A JPS63100128 A JP S63100128A JP 24559686 A JP24559686 A JP 24559686A JP 24559686 A JP24559686 A JP 24559686A JP S63100128 A JPS63100128 A JP S63100128A
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Classifications
-
- 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
- C21D8/1205—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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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）
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法に関する。
面性状のすぐれた方向性珪素鋼板の製造法に関する。
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、仮面に｛１１０｝面、圧延方
向に＜ １００ ＞軸が揃った２次再結晶拉によって構
成される。
鉄心材料として使用され、仮面に｛１１０｝面、圧延方
向に＜ １００ ＞軸が揃った２次再結晶拉によって構
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λＩｎＳ。
はインヒビターとよばれる微細なλＩｎＳ。
ＭｎＳｅ， ＡｌＮのごとき析出物が鋼中に分肢してい
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−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。
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−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、１３０
０℃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。
０℃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。
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１０００〜１
２３０℃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。
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１０００〜１
２３０℃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Ｓ
ｅ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Ｓ
ｅ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
。
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
。
（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％
Ｓｌ ：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１
４５０℃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 （ｔ）の関数として次式の条件で決定することを特
徴とする特許 状の良好な一方向性珪素鋼板の製造方法０、 ０１ Ｔ
（ｔ’）−１２≦ｔ （ｍｉｎ）≦０． ０１５ Ｔ
（ｔ） −１５但し １２５０℃≦Ｔ≦１４５０℃ である。
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１
４５０℃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 （ｔ）の関数として次式の条件で決定することを特
徴とする特許 状の良好な一方向性珪素鋼板の製造方法０、 ０１ Ｔ
（ｔ’）−１２≦ｔ （ｍｉｎ）≦０． ０１５ Ｔ
（ｔ） −１５但し １２５０℃≦Ｔ≦１４５０℃ である。
第１図はＳｉ ３，２５ｗｔ％、Ｍｎ Ｏ．０５８ｗｔ
％、Ｓｅ Ｏ．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、Ｎ
２ガス雰囲気中で中心部温度が１３３０〜１３８０℃の
温度範囲に２Ｑｍｉｎ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１２５０〜１４５
０℃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。
％、Ｓｅ Ｏ．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、Ｎ
２ガス雰囲気中で中心部温度が１３３０〜１３８０℃の
温度範囲に２Ｑｍｉｎ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１２５０〜１４５
０℃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Ｂ１゜が１．９０ Ｔ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 （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。
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 （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、０１ Ｔ （ｔ）−１２≦ｔ （ｍｉｎ）≦０．０
１５ Ｔ （ｔ’） −１５但し、１２５（Ｆ≦Ｔ≦１
４５０℃ （作 用） 本発明を適用する鋼素材は、Ｃ：０，０２０〜ｏ、 ｏ
ｇ。
１５ Ｔ （ｔ’） −１５但し、１２５（Ｆ≦Ｔ≦１
４５０℃ （作 用） 本発明を適用する鋼素材は、Ｃ：０，０２０〜ｏ、 ｏ
ｇ。
ｗｔ％、Ｓｉ ：２．０〜４．５ｗｔ％、Ｍｎ ： ０
．０２〜０．１０ｗｔ％、インヒビター成分としてはＳ
、 Ｓｅ、八ｌ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。
．０２〜０．１０ｗｔ％、インヒビター成分としてはＳ
、 Ｓｅ、八ｌ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。
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。
Ｓｉ量は鋼板の比抵抗を高め鉄損低域に有効であるが、
４．５％を土石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−Ｔ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。
４．５％を土石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−Ｔ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。
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。
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０．０８０ｗ
ｔ％は、Ｍｎの場合と同様インヒビター解離固溶をはか
り易（することと熱延中の粗大化防止の点から定めた。
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０．０８０ｗ
ｔ％は、Ｍｎの場合と同様インヒビター解離固溶をはか
り易（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ＳｂＪ？０）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。
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Ａ１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。
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、−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１３０
０℃以上１４５０℃以下の温度にｌＱｍｉｎ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、−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１３０
０℃以上１４５０℃以下の温度にｌＱｍｉｎ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。
、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、０１ Ｔ （ｔ） −１２≦ｔ （ｍｉｎ） （：
０．０１５Ｔ（ｔ） −１５但し、１２５０℃≦Ｔ ＜
１４５０℃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、０１ Ｔ （ｔ） −１２≦ｔ （ｍｉｎ） （：
０．０１５Ｔ（ｔ） −１５但し、１２５０℃≦Ｔ ＜
１４５０℃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
。
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
。
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０．１５〜０．５
０ｍｍ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０．１５〜０．５
０ｍｍ厚の一方向性けい素鋼板を製造出来る。
（実施例１）
Ｃ０，０５１ｗｔ％、Ｓｉ ３．１８ｗｔ％、Ｍｎ Ｏ
，０７５ｖｔ％、Ａｌ Ｏ，０２８ｗｔ％、Ｓ ０．０
２１ｗｔ％、Ｃｕ ０１１１ｗｔ％及びＳｎ ０．１
２ｗｔ％を含有する２３０＋ｎｍ厚珪素鋼スラブをまず
ガス燃焼炉にて１１８０℃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１５〜３０ｍ１ｎ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４０ｍｌ１１厚の
シートバーをつくった後、仕上げタンデムミルで２．３
ｍｍ厚の熱延鋼板に仕上げた。
，０７５ｖｔ％、Ａｌ Ｏ，０２８ｗｔ％、Ｓ ０．０
２１ｗｔ％、Ｃｕ ０１１１ｗｔ％及びＳｎ ０．１
２ｗｔ％を含有する２３０＋ｎｍ厚珪素鋼スラブをまず
ガス燃焼炉にて１１８０℃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１５〜３０ｍ１ｎ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４０ｍｌ１１厚の
シートバーをつくった後、仕上げタンデムミルで２．３
ｍｍ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、１
１００℃２ｍ１ｎの中間焼鈍を８２＋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。
１００℃２ｍ１ｎの中間焼鈍を８２＋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℃４ｍ１ｎ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℃１０
Ｈｒの箱焼鈍を）ｉ２＋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。
い焼鈍分離剤としてＭｇＯを塗布した後１２００℃１０
Ｈｒの箱焼鈍を）ｉ２＋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。
表 １
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）
ＣＯ，０４０ｗｔ％、Ｓ＋ ３．２９ｗｔ ９６、Ｍｎ
０．０５６ｗｔ％、Ｓ Ｏ，０２４ｗｔ％及びＳｂ
０．０３０ｗｔ％を含有する２１５ｍ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２Ｑｍｉｎ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勅かしながら６０〜２４
０ｓｅｃ保持し加熱炉抽出から９Ｑｓｅｃで粗圧延を開
始したものと３５Ｑｓｅｃ後に粗圧延を開始したものの
２種類をつくった。
０．０５６ｗｔ％、Ｓ Ｏ，０２４ｗｔ％及びＳｂ
０．０３０ｗｔ％を含有する２１５ｍ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２Ｑｍｉｎ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勅かしながら６０〜２４
０ｓｅｃ保持し加熱炉抽出から９Ｑｓｅｃで粗圧延を開
始したものと３５Ｑｓｅｃ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２．４ＩＩｌｆｆｌ厚の
熱延銅帯に仕上げた後、１次冷延で０．６５ｍｍ厚にし
、９５０℃３ｍ１ｎの中間焼鈍の後、２次冷延で０．３
０ｍｍの製品厚に仕上げた。この後８００℃４ｍ１ｎ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。
熱延銅帯に仕上げた後、１次冷延で０．６５ｍｍ厚にし
、９５０℃３ｍ１ｎの中間焼鈍の後、２次冷延で０．３
０ｍｍの製品厚に仕上げた。この後８００℃４ｍ１ｎ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ちのが、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ちのが、すぐ
れた磁気特性を示した。
表 ２
（実施例３）
ＣＯ，０４８ｗｔ％、Ｓｉ ３．３５ｗｔ％、Ｍｎ ０
．０８０ｗｔ％、Ｓｅ Ｏ，０３０ｗｔ％、Ｓｂ Ｏ，
０３０ｗｔ％を含有する２１５ＩＩ１ｍｌ厚連続鋳造ス
ラブを鋳造機中心部温度が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１０〜２０組
ｎ均熱し、表面温度を１４５０℃に合わせて抽出した。
．０８０ｗｔ％、Ｓｅ Ｏ，０３０ｗｔ％、Ｓｂ Ｏ，
０３０ｗｔ％を含有する２１５ＩＩ１ｍｌ厚連続鋳造ス
ラブを鋳造機中心部温度が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１０〜２０組
ｎ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２．３１１１ｇ
ＩＩ厚の熱延鋼板に仕上げた。
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２．３１１１ｇ
ＩＩ厚の熱延鋼板に仕上げた。
この後１次冷延で０．６５ｅ＋ａ厚にし、１０００℃、
５ｍ１ｎの中間焼鈍をＨ，＋Ｎ２雰囲気で行ったのち２
次冷延で０．２３１１１１１１の製品厚に仕上げた。次
いで８００℃４ｍ１ｎの脱炭焼鈍を湿水素雰囲気で行い
、ＭｇＯを塗布した後１２００℃、ＩＱ）ｌｒの箱焼鈍
をＨ６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。
５ｍ１ｎの中間焼鈍をＨ，＋Ｎ２雰囲気で行ったのち２
次冷延で０．２３１１１１１１の製品厚に仕上げた。次
いで８００℃４ｍ１ｎの脱炭焼鈍を湿水素雰囲気で行い
、ＭｇＯを塗布した後１２００℃、ＩＱ）ｌｒの箱焼鈍
をＨ６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。
表 ３
第１図は、抽出時のスラブ表面温度（１）と誘導加熱炉
からスラブを抽出機粗圧延を開始するまでの時間（ｍｉ
ｎ）の変化によって最終製品の磁束密度Ｂ１゜（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。
からスラブを抽出機粗圧延を開始するまでの時間（ｍｉ
ｎ）の変化によって最終製品の磁束密度Ｂ１゜（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)
- 【特許請求の範囲】 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０．０１０〜０．０８
０ｗｔ％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１
４５０℃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を（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（℃）−１２≦ｔ（ｍｉｎ）≦０．０１５Ｔ
（℃）−１５ 但し１２５０℃≦Ｔ≦１４５０℃
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15290186 | 1986-06-30 | ||
| JP61-152901 | 1986-06-30 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63100128A true JPS63100128A (ja) | 1988-05-02 |
| JPH0663032B2 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) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02138418A (ja) * | 1988-11-16 | 1990-05-28 | Kawasaki Steel Corp | 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 |
Citations (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
Patent Citations (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 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02138418A (ja) * | 1988-11-16 | 1990-05-28 | Kawasaki Steel Corp | 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0663032B2 (ja) | 1994-08-17 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |