JPS63109115A - 電磁特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
電磁特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法Info
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- JPS63109115A JPS63109115A JP25374286A JP25374286A JPS63109115A JP S63109115 A JPS63109115 A JP S63109115A JP 25374286 A JP25374286 A JP 25374286A JP 25374286 A JP25374286 A JP 25374286A JP S63109115 A JPS63109115 A JP S63109115A
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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電磁特性を有する一方向
性珪素鋼板の製造方法に関する。
性珪素鋼板の製造方法に関する。
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、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ＭｎＳ、ＭｎＳ
ｅ、ＡｆＬＮのような析出物が鋼中に分散していて高温
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
れら析出物を一旦固溶させ、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。
鉄心材料として使用され、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ＭｎＳ、ＭｎＳ
ｅ、ＡｆＬＮのような析出物が鋼中に分散していて高温
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
れら析出物を一旦固溶させ、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℃を越える
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なうと共にへげや耳割れなどの
発生原因になっていた。またインヒビター固溶のために
高温で長時間加熱すると、スラブ結晶粒の粗大化をもた
らし、これに起因する最終製品における帯状細粒組織（
２次再結晶不良部）がコイル長手方向や幅方向の磁性ば
らつきを大きくし問題となった。
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℃を越える
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なうと共にへげや耳割れなどの
発生原因になっていた。またインヒビター固溶のために
高温で長時間加熱すると、スラブ結晶粒の粗大化をもた
らし、これに起因する最終製品における帯状細粒組織（
２次再結晶不良部）がコイル長手方向や幅方向の磁性ば
らつきを大きくし問題となった。
これに対する解決策として本９．明者は特開昭６６−１
４５３１８号公報で珪素鋼スラブの高温 “加熱を効率
的に行うため、先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１２５０〜１３５０℃にして１０
分以に保持する方法を提案している。この方法は低コス
トで磁性ばらつきが少なく表面性状の良好な製品を得る
上で有効であったが低鉄損材に対する更に強いニーズに
応えるには不十分であった。
４５３１８号公報で珪素鋼スラブの高温 “加熱を効率
的に行うため、先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１２５０〜１３５０℃にして１０
分以に保持する方法を提案している。この方法は低コス
トで磁性ばらつきが少なく表面性状の良好な製品を得る
上で有効であったが低鉄損材に対する更に強いニーズに
応えるには不十分であった。
その後本発明者はスラブ誘導加熱炉を用いた方向性珪素
鋼の磁性改善策を種々検討した結果、スラブ抽出までに
表面温度を１４２０〜１４９５℃の高温に、５〜６０分
保持すること、およびその際、１３５０℃から前記温度
域に達するまでの昇温速度を速めることが鉄損改善に有
効であることを見出した。
鋼の磁性改善策を種々検討した結果、スラブ抽出までに
表面温度を１４２０〜１４９５℃の高温に、５〜６０分
保持すること、およびその際、１３５０℃から前記温度
域に達するまでの昇温速度を速めることが鉄損改善に有
効であることを見出した。
方向性珪素鋼スラブの加熱中の昇温速度に関しては特公
昭５６−１８６５４公報において１２５０〜１３１０℃
の平均昇温速度を１５０℃／時間以」二で行うことが示
されている。しかしこれは従来のガス燃焼型加熱炉を対
象としたものでスラブ加熱温度の上限は１３９０℃であ
り、実施例に示されている昇温速度は最も速いものでも
上記温度域で３８０℃／時間（６，３℃／分）であった
、このため、１３００℃以上の高温に６０分以上滞留す
ることになり誘導加熱炉を用いた短時間のスラブ加熱方
法に比べ、加熱後の結晶粒径ははるかに大きく、製品の
磁性ばらつきは大きいものであった。
昭５６−１８６５４公報において１２５０〜１３１０℃
の平均昇温速度を１５０℃／時間以」二で行うことが示
されている。しかしこれは従来のガス燃焼型加熱炉を対
象としたものでスラブ加熱温度の上限は１３９０℃であ
り、実施例に示されている昇温速度は最も速いものでも
上記温度域で３８０℃／時間（６，３℃／分）であった
、このため、１３００℃以上の高温に６０分以上滞留す
ることになり誘導加熱炉を用いた短時間のスラブ加熱方
法に比べ、加熱後の結晶粒径ははるかに大きく、製品の
磁性ばらつきは大きいものであった。
本発明は上述の問題点を解決することを目的とし、低鉄
損材に対する需要家の要請に応え、磁性ばらつきが少な
く表面性状の良好な低鉄損材料を安定して製造する方法
を提供するものである。
損材に対する需要家の要請に応え、磁性ばらつきが少な
く表面性状の良好な低鉄損材料を安定して製造する方法
を提供するものである。
上述した電磁特性の良好な方向性珪素鋼板を製造するた
め本発明者等はスラブ誘導加熱炉の適用方法を種々検討
し昇熱パターンや加熱温度を改善しＩＩ標を達成するに
至った。すなわち本発明は、Ｃ：０．０２０〜０．０８
０重沿％、 Ｓｉ：２．０〜４．５料量％、 Ｍｎ ： ０．０２〜Ｏ，Ｌ ５重量％のほかインヒビ
ター成分としてＳ、Ｓｅ、ＡＩのうちから選ばれる少な
くとも１種を合計０．０１２〜０．１０−％ ；１％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、０．１０−０．４０
ｍｍ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１３５０℃以上に
なるように加熱し、■この加熱工程で ｉ）スラブ表面温度が１４２０〜１４９５°Ｃの温度域
に５分〜６０分保持する。
め本発明者等はスラブ誘導加熱炉の適用方法を種々検討
し昇熱パターンや加熱温度を改善しＩＩ標を達成するに
至った。すなわち本発明は、Ｃ：０．０２０〜０．０８
０重沿％、 Ｓｉ：２．０〜４．５料量％、 Ｍｎ ： ０．０２〜Ｏ，Ｌ ５重量％のほかインヒビ
ター成分としてＳ、Ｓｅ、ＡＩのうちから選ばれる少な
くとも１種を合計０．０１２〜０．１０−％ ；１％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、０．１０−０．４０
ｍｍ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１３５０℃以上に
なるように加熱し、■この加熱工程で ｉ）スラブ表面温度が１４２０〜１４９５°Ｃの温度域
に５分〜６０分保持する。
■）表面温度が１３２０℃以上において１４２０〜１４
９５℃の温度に達するまで８℃／分以−１−の昇温速度
で昇温する。
９５℃の温度に達するまで８℃／分以−１−の昇温速度
で昇温する。
ことを特徴とした。
上記方法の実施態様としてスラブ温度が低い場合、スラ
ブを誘導加熱炉に装入する前にガス燃焼型加熱炉にて予
め９００−１２３０℃に加熱した後、乎均温度が９００
℃を丁回らない間に誘導加熱炉に装入して加熱する。
ブを誘導加熱炉に装入する前にガス燃焼型加熱炉にて予
め９００−１２３０℃に加熱した後、乎均温度が９００
℃を丁回らない間に誘導加熱炉に装入して加熱する。
次にスラブ表面温度、および昇熱速度を本発明の範囲に
規定することが電磁特性の向上に効果的であることを実
験データに基づき説明する。
規定することが電磁特性の向上に効果的であることを実
験データに基づき説明する。
Ｃ：０．０３６重量％、Ｓｆ：３．４０重量％、Ｍｎ：
０．０８１重量％、Ｓｅ：０．０３０重量％、Ｓｂ：０
．０３０重量％を含有する珪素鋼スラブを１２００℃で
３静間ガス燃焼型加熱炉にて加熱した後直ちに誘導加熱
炉に装入し、Ｎ２ガス雰囲気中でスラブ中心部温度が１
３５０℃以上の温度に１０分以上保持する加熱を行った
。このときスラブ表面温度を１４００℃以下にしたもの
と１４２０℃、１４４５℃、１４７０℃、１４９５℃で
各２０分保持した場合の５条件を比較した。
０．０８１重量％、Ｓｅ：０．０３０重量％、Ｓｂ：０
．０３０重量％を含有する珪素鋼スラブを１２００℃で
３静間ガス燃焼型加熱炉にて加熱した後直ちに誘導加熱
炉に装入し、Ｎ２ガス雰囲気中でスラブ中心部温度が１
３５０℃以上の温度に１０分以上保持する加熱を行った
。このときスラブ表面温度を１４００℃以下にしたもの
と１４２０℃、１４４５℃、１４７０℃、１４９５℃で
各２０分保持した場合の５条件を比較した。
この後、粗圧延と什−に圧延とによって２．０ ｍ ｍ
厚の熱延鋼帯に仕ｌ―げ、冷延２同法工程によって０．
２０ｍｍの製品に仕上げた。このようにして得られた製
品の電磁特性は第１図に示す通りであり、鉄損Ｗ１７１
５０ ： ０．８５ Ｗ／ Ｋ ｇ以下が安定して得ら
れる条件としてく表面温度１４２０〜１４９５℃に高め
ることが有効であることが示された。
厚の熱延鋼帯に仕ｌ―げ、冷延２同法工程によって０．
２０ｍｍの製品に仕上げた。このようにして得られた製
品の電磁特性は第１図に示す通りであり、鉄損Ｗ１７１
５０ ： ０．８５ Ｗ／ Ｋ ｇ以下が安定して得ら
れる条件としてく表面温度１４２０〜１４９５℃に高め
ることが有効であることが示された。
第２図は上記組成の珪素鋼スラブを誘導加熱炉で加熱す
る際の昇温速度の影響を示したものである０表面温度が
それぞれ１４５０℃、１４９０℃に達してから１５分保
持する２つの場合について、１３２０℃から前記温度に
達するまでの表面温度の昇温速度を種々変化させに比較
している。
る際の昇温速度の影響を示したものである０表面温度が
それぞれ１４５０℃、１４９０℃に達してから１５分保
持する２つの場合について、１３２０℃から前記温度に
達するまでの表面温度の昇温速度を種々変化させに比較
している。
冷延工程は第１図の場合と同じで０．２０ｍｍ厚の製品
の鉄損Ｗ１７１５０を比較している。第２図によれば、
１３２０℃から１４５０℃または１４９０℃の温度に達
する迄の昇温速度が８℃／分以上にすれば、鉄損Ｗ１７
１５０が０．８５Ｗ／Ｋｇ以下の低鉄損材を安定的に得
ることができることを示している。
の鉄損Ｗ１７１５０を比較している。第２図によれば、
１３２０℃から１４５０℃または１４９０℃の温度に達
する迄の昇温速度が８℃／分以上にすれば、鉄損Ｗ１７
１５０が０．８５Ｗ／Ｋｇ以下の低鉄損材を安定的に得
ることができることを示している。
第３図はスラブ表面温度が１４２０〜１４９５℃の範囲
に達してからの保持時間と鉄損および表面疵発生率の関
係を示したグラフである。
に達してからの保持時間と鉄損および表面疵発生率の関
係を示したグラフである。
この場合も成分は第１図、第２図に示した場合と同じで
ガス燃焼型加熱炉で１２３０℃、３．５時間加熱した後
、スラブ誘導加熱炉にて表面温度が１４２０℃、１４６
０℃、１４９５℃の３条件の温度に達した後、直ちに炉
から抽出した場合と、これらの表面温度を維持しつつ保
持゛時間を変えた場合について、最終製品特性（板厚０
．２０ｍｍ）と表面疵発生率を比較した。鉄損を示すグ
ラフの各点は製品コイル５箇所のモ均値であり、表面疵
発生率は製品Ｌｏｏｍ当り、致命的な欠陥の有無から決
めた表面疵発生率である０表面最高温度が１４２０〜１
４９５℃の温度域に５〜６０分保持したとき、鉄損Ｗ＋
７１５０が０．８５Ｗ／Ｋｇ以下の低鉄損材を安定的に
得ることができ、表面疵発生も殆どなかった。
ガス燃焼型加熱炉で１２３０℃、３．５時間加熱した後
、スラブ誘導加熱炉にて表面温度が１４２０℃、１４６
０℃、１４９５℃の３条件の温度に達した後、直ちに炉
から抽出した場合と、これらの表面温度を維持しつつ保
持゛時間を変えた場合について、最終製品特性（板厚０
．２０ｍｍ）と表面疵発生率を比較した。鉄損を示すグ
ラフの各点は製品コイル５箇所のモ均値であり、表面疵
発生率は製品Ｌｏｏｍ当り、致命的な欠陥の有無から決
めた表面疵発生率である０表面最高温度が１４２０〜１
４９５℃の温度域に５〜６０分保持したとき、鉄損Ｗ＋
７１５０が０．８５Ｗ／Ｋｇ以下の低鉄損材を安定的に
得ることができ、表面疵発生も殆どなかった。
本発明を適用する珪素鋼素材は連続鋳造ないし鋼塊の分
塊圧延によって造られるスラブであり、その成分限定理
由を以下説明する。
塊圧延によって造られるスラブであり、その成分限定理
由を以下説明する。
Ｃの範囲を０．０２０−０．０８０重量％としたのは熱
間圧延中にα＋γ領域を通過させることによって熱延１
１１１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領域を通過させることによって熱延１
１１１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。
Ｓ ｉ ５１は鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に有効で
あるが、４．５重量％を上回ると冷延性が損われ、２．
０重量％を下回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変態によって結晶方位のラング１、化を生じ、
十分な特性が得られないことによる。
あるが、４．５重量％を上回ると冷延性が損われ、２．
０重量％を下回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変態によって結晶方位のラング１、化を生じ、
十分な特性が得られないことによる。
Ｍ ｎ ｊｌ’（は熱間脆化による割れを生じない下限
のｊ−１として０．０２屯星％が必要であり、」−眼は
主に経済的理由からｏ、 １５１（；Ｉ：％とした。
のｊ−１として０．０２屯星％が必要であり、」−眼は
主に経済的理由からｏ、 １５１（；Ｉ：％とした。
インヒビターとしては上記Ｓ、Ｓｅ、ＡＭの他にＳｂ、
Ｓｎ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ等の粒界偏析
元素が知られているが、これらが上記Ｓ、Ｓｅ、Ａ文と
共存することは本発明の効果を損うものでなく、磁性の
向上、安定化に好結果をもたらすものもあることから、
それらの併用も本発明の範囲に含まれる。なおＡ９．Ｎ
をインヒビターとする場合、ＡｎにバランスするＮ量が
必要になるのは云うまでもない。
Ｓｎ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ等の粒界偏析
元素が知られているが、これらが上記Ｓ、Ｓｅ、Ａ文と
共存することは本発明の効果を損うものでなく、磁性の
向上、安定化に好結果をもたらすものもあることから、
それらの併用も本発明の範囲に含まれる。なおＡ９．Ｎ
をインヒビターとする場合、Ａｎ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珪素鋼ス
ラブを直接誘導加熱炉に装入して加熱するか、あるいは
スラブ温度が低い場合は、−旦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、すなわち９００〜１２
３０℃まで加熱し。
ラブを直接誘導加熱炉に装入して加熱するか、あるいは
スラブ温度が低い場合は、−旦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、すなわち９００〜１２
３０℃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、中心部までインヒビターが十分固溶するよ
うに、スラブ中心部温度が１３５０℃以上になるように
加熱する。この際、表面温度を上述のように１４２０−
１４９５℃の温度域に５〜６０分保持すること、および
誘導加熱炉での昇温中にスラブ表面温度が１３２０℃に
達してから１４２０−１４９５℃の範囲の保定温度に達
するまでの昇温速度を８℃／分以上で急熱することが本
発明の要点である。
炉に装入し、中心部までインヒビターが十分固溶するよ
うに、スラブ中心部温度が１３５０℃以上になるように
加熱する。この際、表面温度を上述のように１４２０−
１４９５℃の温度域に５〜６０分保持すること、および
誘導加熱炉での昇温中にスラブ表面温度が１３２０℃に
達してから１４２０−１４９５℃の範囲の保定温度に達
するまでの昇温速度を８℃／分以上で急熱することが本
発明の要点である。
一般にスラブ表面温度はスラブの場所によって必ずしも
一様でなく、熱放散の大きいエツジ部やコーナ一部、下
面などは低めになるが、本発明でスラブ表面温度と定義
しているのは最も温度のＬり易いスラブ長さ、幅方向の
真中近くに相当する一ト均表面温度を意味しており、第
１図〜第３図の測温データは全て放射温度計によるもの
である。
一様でなく、熱放散の大きいエツジ部やコーナ一部、下
面などは低めになるが、本発明でスラブ表面温度と定義
しているのは最も温度のＬり易いスラブ長さ、幅方向の
真中近くに相当する一ト均表面温度を意味しており、第
１図〜第３図の測温データは全て放射温度計によるもの
である。
本発明方法によって電磁特性が著しく改善されるのは、
従来のガス加熱炉では実現しえなかった急速加熱でスラ
ブ内部まで短時間に高温に加熱したことによって、スラ
ブ結晶粒を粗大化させることなく、スラブ内部までイン
ヒビターの固溶を完全に行わしめることが出来たからで
あり、表面の昇温速度を規制したのは表面近傍のスラブ
結晶粒粗大化がこれまで製品の帯状異常粒の原因として
聞届にされたからである。
従来のガス加熱炉では実現しえなかった急速加熱でスラ
ブ内部まで短時間に高温に加熱したことによって、スラ
ブ結晶粒を粗大化させることなく、スラブ内部までイン
ヒビターの固溶を完全に行わしめることが出来たからで
あり、表面の昇温速度を規制したのは表面近傍のスラブ
結晶粒粗大化がこれまで製品の帯状異常粒の原因として
聞届にされたからである。
このような意味から連鋳スラブ結晶粒粗大化の防１に策
として以前から知られている鋳造後のスラブを高温加熱
する前に１０〜５０％程度予備圧延する方法を本発明の
方法と組合せることはとりわけ鉄損の低減に効果的であ
る。
として以前から知られている鋳造後のスラブを高温加熱
する前に１０〜５０％程度予備圧延する方法を本発明の
方法と組合せることはとりわけ鉄損の低減に効果的であ
る。
誘導加熱炉で加熱された珪素鋼スラブは公知の方法にし
たがって粗圧延とタンデムミルによる仕上圧延とによっ
て１．０〜３．５ ｍ ｍ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０．１０
−０．４０ ｍｍ厚の一方向性珪素鋼板を製造すること
ができる。
たがって粗圧延とタンデムミルによる仕上圧延とによっ
て１．０〜３．５ ｍ ｍ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０．１０
−０．４０ ｍｍ厚の一方向性珪素鋼板を製造すること
ができる。
実施例−１
Ｃ：０．０４８屯量％。
Ｓｉ：３．１０重量％。
Ｍｎ＋０．０８０重量％、
Ａ ｌ ： ０．０３１１（；七％。
Ｓ：０．０２５重量％、
Ｎ ： Ｏ，ＯＯ８２；’Ｑ ：１：Ｈ％を含有
する２ ２０ ｍ ｍ厚の連続鋳造スラブを、まずガス
燃焼炉にて１２３０℃、３．５時間にわたり加熱した後
、直ちに周波数１００Ｈｚの竪型スラブ誘導加熱炉に装
入し、Ｎ２ガス雰囲気中で中心部温度が１３５０℃以ト
になるように加熱した。
する２ ２０ ｍ ｍ厚の連続鋳造スラブを、まずガス
燃焼炉にて１２３０℃、３．５時間にわたり加熱した後
、直ちに周波数１００Ｈｚの竪型スラブ誘導加熱炉に装
入し、Ｎ２ガス雰囲気中で中心部温度が１３５０℃以ト
になるように加熱した。
このとき、スラブ表面温度の上限を１４５０℃とし１３
２０℃から１４５０℃までの昇温速度を５℃／分と１２
℃／分の２条件とし、１４５０°Ｃに到達した後、１５
分保持して抽出し、熱間圧延に供した。
２０℃から１４５０℃までの昇温速度を５℃／分と１２
℃／分の２条件とし、１４５０°Ｃに到達した後、１５
分保持して抽出し、熱間圧延に供した。
このようにして得た２、 ３ ｍ ｍ厚の熱延鋼帯を１
ｌＯＯ℃で３分間、Ｎ２とＮ２の混合ガス雰囲気で連続
焼鈍し、８００℃以下の温度域を急冷して炭化物の形態
制御を行った後、３００℃、５分のパス間時効を含む冷
間圧延によって、０．３０ｍｍ厚の製品板厚にし、５０
％Ｎ２＋Ｎ２混合ガス、露点６０℃の雰囲気中で８００
℃、３分の脱炭焼鈍を行った０次いで焼鈍分離剤として
ＭｇＯを塗布し、１２００℃、１０時間、水素ガス中で
２次１す結晶と純化のための仕上焼鈍を行った。
ｌＯＯ℃で３分間、Ｎ２とＮ２の混合ガス雰囲気で連続
焼鈍し、８００℃以下の温度域を急冷して炭化物の形態
制御を行った後、３００℃、５分のパス間時効を含む冷
間圧延によって、０．３０ｍｍ厚の製品板厚にし、５０
％Ｎ２＋Ｎ２混合ガス、露点６０℃の雰囲気中で８００
℃、３分の脱炭焼鈍を行った０次いで焼鈍分離剤として
ＭｇＯを塗布し、１２００℃、１０時間、水素ガス中で
２次１す結晶と純化のための仕上焼鈍を行った。
かくして得られた最終製品の電磁特性を第１表に示すが
、本９：、ｆｌｊの条件を満たすものが良好な電磁特性
を示している。なお、ｍ１表の数値は製品コイルの電磁
特性各６点の平均イ１６である。
、本９：、ｆｌｊの条件を満たすものが良好な電磁特性
を示している。なお、ｍ１表の数値は製品コイルの電磁
特性各６点の平均イ１６である。
実施例−２
Ｃ：０．０４６重量％、 ＬＳ
ｉ：３．２８重丑％、 ＩＭｎ
：０．０７８重４１％、 肴Ｓｅ：
０．０３０重量％、 Ｓｂ：０．０３０玉量％ （を含
有する２２０ｍｍ厚の連続鋳造スラブを鋳造 ４後、
スラブ平均温度が８００℃を下回らないうちに直ちに竪
型スラブ誘導加熱炉に装入し、Ｎ２ガス雰囲気中でスラ
ブ中心部温度が１３５０’Ｃ以」−になるように加熱し
た。
ｉ：３．２８重丑％、 ＩＭｎ
：０．０７８重４１％、 肴Ｓｅ：
０．０３０重量％、 Ｓｂ：０．０３０玉量％ （を含
有する２２０ｍｍ厚の連続鋳造スラブを鋳造 ４後、
スラブ平均温度が８００℃を下回らないうちに直ちに竪
型スラブ誘導加熱炉に装入し、Ｎ２ガス雰囲気中でスラ
ブ中心部温度が１３５０’Ｃ以」−になるように加熱し
た。
このとき、スラブ表面温度の上限を１４８０℃とし１３
２０℃から１４８０°Ｃまでの昇温速度を１８℃／分と
して１４８０℃に到達後直ちに抽出したものと、１５分
保持したものの２つの場合について比較した。加熱後の
スラブは熱間圧延で２、０ ｍ ｍ厚の熱延鋼帯に仕上
げ、１次冷延で０．５０ｍｍとし１０００℃で５分間の
中間焼鈍をＮ２とＮ２の混合ガス中で行った０次いで２
次冷延で０．２３ｍｍの製品厚に仕−Ｌげ、８００℃、
３ｉ）、５０％Ｎ２＋Ｎ２混合カス、露点６０℃の雰用
気で脱炭焼鈍を行い、焼鈍分離剤ＭｇＯを塗布し′た後
、１２００℃、１０時間水素中で箱焼鈍をテって製品に
した。
２０℃から１４８０°Ｃまでの昇温速度を１８℃／分と
して１４８０℃に到達後直ちに抽出したものと、１５分
保持したものの２つの場合について比較した。加熱後の
スラブは熱間圧延で２、０ ｍ ｍ厚の熱延鋼帯に仕上
げ、１次冷延で０．５０ｍｍとし１０００℃で５分間の
中間焼鈍をＮ２とＮ２の混合ガス中で行った０次いで２
次冷延で０．２３ｍｍの製品厚に仕−Ｌげ、８００℃、
３ｉ）、５０％Ｎ２＋Ｎ２混合カス、露点６０℃の雰用
気で脱炭焼鈍を行い、焼鈍分離剤ＭｇＯを塗布し′た後
、１２００℃、１０時間水素中で箱焼鈍をテって製品に
した。
製品コイルの電磁特性各６点の平均値を第２表こ示す０
本発明の条件を満たすものが良好な電磁ｙ性を示してい
る。
本発明の条件を満たすものが良好な電磁ｙ性を示してい
る。
木発引によれば、電磁特性のばらつきが少なく表面形状
の良好な低損失の方向性珪素鋼板を安定的に製造するこ
とができるという優れた効果を奏する。
の良好な低損失の方向性珪素鋼板を安定的に製造するこ
とができるという優れた効果を奏する。
第１図は、誘導加熱炉でスラブを加熱したときの最高ス
ラブ表面温度と最終製品の鉄損との関係を示したグラフ
、第２図は誘導加熱炉でスラブを１４５０℃および１４
９０℃まで加熱したときの１３２０℃から１４５０℃ま
たは１４９０℃までのセラブ表面温度の平均昇温速度と
最終製品の鉄損との関係を示したグラフ、第３図は誘導
加熱炉でスラブを１４２０℃、１４６０℃、１４９５℃
の各温度で加熱した際の保持時間と最終製品の鉄損およ
び表面疵発生率との関係を示したグラフである。
ラブ表面温度と最終製品の鉄損との関係を示したグラフ
、第２図は誘導加熱炉でスラブを１４５０℃および１４
９０℃まで加熱したときの１３２０℃から１４５０℃ま
たは１４９０℃までのセラブ表面温度の平均昇温速度と
最終製品の鉄損との関係を示したグラフ、第３図は誘導
加熱炉でスラブを１４２０℃、１４６０℃、１４９５℃
の各温度で加熱した際の保持時間と最終製品の鉄損およ
び表面疵発生率との関係を示したグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．０２０〜０．０８０重量％、 Ｓｉ：２．０〜４．５重量％、 Ｍｎ：０．０２〜０．１５重量％ 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０．０１２〜０．１０重量％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、０．１０〜０．４０ｍｍ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１３５
０℃以上になるように加熱し、この加熱工程でスラブ表
面温度が１４２０〜 １４９５℃の温度域に５〜６０分保持すると共に、表面
温度が１３２０℃以上において １４２０〜１４９５℃の温度に達するまで ８℃／分以上の昇温速度で昇温することを特徴とする電
磁特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法。 ２ スラブを誘導加熱炉に装入する前にガス燃焼型加熱
炉にて予め９００〜１２３０℃に加熱した後、平均温度
が９００℃を下回らない間に誘導加熱炉に装入して加熱
することを特徴とする特許請求の範囲第１項に記載の電
磁特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25374286A JPS63109115A (ja) | 1986-10-27 | 1986-10-27 | 電磁特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25374286A JPS63109115A (ja) | 1986-10-27 | 1986-10-27 | 電磁特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63109115A true JPS63109115A (ja) | 1988-05-13 |
Family
ID=17255506
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25374286A Pending JPS63109115A (ja) | 1986-10-27 | 1986-10-27 | 電磁特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63109115A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02159318A (ja) * | 1988-12-12 | 1990-06-19 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性の安定した方向性けい素鋼板の製造方法 |
| JPH0317230A (ja) * | 1989-06-15 | 1991-01-25 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH0331421A (ja) * | 1989-06-28 | 1991-02-12 | Kawasaki Steel Corp | 方向性けい素鋼スラブの加熱方法 |
| JPH0615306A (ja) * | 1991-03-29 | 1994-01-25 | Nippon Steel Corp | 連続式熱間圧延設備列 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS49134515A (ja) * | 1973-05-02 | 1974-12-25 | ||
| JPS60190520A (ja) * | 1984-03-09 | 1985-09-28 | Kawasaki Steel Corp | 一方向性電磁鋼スラブの加熱方法 |
-
1986
- 1986-10-27 JP JP25374286A patent/JPS63109115A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS49134515A (ja) * | 1973-05-02 | 1974-12-25 | ||
| JPS60190520A (ja) * | 1984-03-09 | 1985-09-28 | Kawasaki Steel Corp | 一方向性電磁鋼スラブの加熱方法 |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02159318A (ja) * | 1988-12-12 | 1990-06-19 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性の安定した方向性けい素鋼板の製造方法 |
| JPH0317230A (ja) * | 1989-06-15 | 1991-01-25 | Kawasaki Steel Corp | 磁気特性に優れた方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JPH0331421A (ja) * | 1989-06-28 | 1991-02-12 | Kawasaki Steel Corp | 方向性けい素鋼スラブの加熱方法 |
| JPH0615306A (ja) * | 1991-03-29 | 1994-01-25 | Nippon Steel Corp | 連続式熱間圧延設備列 |
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