JPH0387315A - 磁気特性および表面性状に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性および表面性状に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0387315A JPH0387315A JP1221654A JP22165489A JPH0387315A JP H0387315 A JPH0387315 A JP H0387315A JP 1221654 A JP1221654 A JP 1221654A JP 22165489 A JP22165489 A JP 22165489A JP H0387315 A JPH0387315 A JP H0387315A
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Landscapes
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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)
この発明は、磁気特性および表面性状に優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法に関し、とくに連鋳スラブの鍛圧加
工を利用した偏析防止技術と低温スラブ加熱とを組み合
わせることによって、磁気特性の劣化を招くことなしに
表面性状の有利な改善を図ったものである。
電磁鋼板の製造方法に関し、とくに連鋳スラブの鍛圧加
工を利用した偏析防止技術と低温スラブ加熱とを組み合
わせることによって、磁気特性の劣化を招くことなしに
表面性状の有利な改善を図ったものである。
(従来の技術)
一方向性電磁鋼板は、主に変圧器や発電機の鉄心材料と
して使用され、磁束密度が高く、かつ鉄損が低いことが
必要とされる。
して使用され、磁束密度が高く、かつ鉄損が低いことが
必要とされる。
磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を得るには、基本的に
(110) <001>方位いわゆるゴス方位に高度
に集積した2次再結晶組織を得ることが必要である。ゴ
ス方位の2次再結晶粒を発達させる.ためには粒界移動
を適度に抑制する分散析出相いわゆるインヒビターの存
在が必要であり、かようなインヒビターとしてMnSe
, MnS, AINなどが一般的に利用されている。
(110) <001>方位いわゆるゴス方位に高度
に集積した2次再結晶組織を得ることが必要である。ゴ
ス方位の2次再結晶粒を発達させる.ためには粒界移動
を適度に抑制する分散析出相いわゆるインヒビターの存
在が必要であり、かようなインヒビターとしてMnSe
, MnS, AINなどが一般的に利用されている。
この場合、熱延に先立つスラブ加熱時にMnSe, M
nSなどを十分に解離固溶させることが重要である。
nSなどを十分に解離固溶させることが重要である。
ところで最近では、かかる一方向性電磁鋼板の素材スラ
ブとして、生産性の観点から連鋳スラブが主流を占める
ようになった。
ブとして、生産性の観点から連鋳スラブが主流を占める
ようになった。
ここにS等のインヒビター元素は、連鋳スラブ内で偏析
し易いため、十分に固溶解離させるためには高いスラブ
加熱温度を必要とするが、スラブ温度が高くなると、ス
ラブ組織の粗大化に伴う特性の劣化や表面疵の増加など
の品質劣化ならびに加熱原単位の上昇や歩留りの低下な
どによるコストアップを招く不利があった。
し易いため、十分に固溶解離させるためには高いスラブ
加熱温度を必要とするが、スラブ温度が高くなると、ス
ラブ組織の粗大化に伴う特性の劣化や表面疵の増加など
の品質劣化ならびに加熱原単位の上昇や歩留りの低下な
どによるコストアップを招く不利があった。
(発明が解決しようとする課題)
上述したとおり一方向性けい素鋼板は、通常、連続鋳造
→スラブ加熱→熱間圧延→冷間圧延プロセスにて製造さ
れているが、スラブ加熱によってインヒビターを固溶さ
せる場合、スラブ内部には偏析があるため、1350゜
C以上の高温加熱を必要とした。
→スラブ加熱→熱間圧延→冷間圧延プロセスにて製造さ
れているが、スラブ加熱によってインヒビターを固溶さ
せる場合、スラブ内部には偏析があるため、1350゜
C以上の高温加熱を必要とした。
しかしながら1350゜C以上の高温加熱では、ガス炉
内で長時間の滞留を必要とすることから、結晶粒が粗大
化して熱延時に伸長粒となり、2次再結晶不良を生じ易
いだけでなく、高温で熱間圧延を施すため、熱延時に粒
界脆化が生じ、ヘゲ等の表面欠陥が発生し易いという問
題があった。
内で長時間の滞留を必要とすることから、結晶粒が粗大
化して熱延時に伸長粒となり、2次再結晶不良を生じ易
いだけでなく、高温で熱間圧延を施すため、熱延時に粒
界脆化が生じ、ヘゲ等の表面欠陥が発生し易いという問
題があった。
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、2次
再結晶不良はもちろんのこと、ヘゲ等の表面欠陥の発生
を効果的に防止して、磁気特性および表面性状に優れた
一方向性電磁鋼板を得ることができる有利な製造方法を
提案することを目的とする。
再結晶不良はもちろんのこと、ヘゲ等の表面欠陥の発生
を効果的に防止して、磁気特性および表面性状に優れた
一方向性電磁鋼板を得ることができる有利な製造方法を
提案することを目的とする。
(課題を解決するための手段)
さて発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意研究を
重ねた結果、先に出願人会社が特開昭63−18376
5号公報にて開示した鋳片の連続鍛圧技術を利用すれば
インヒビター形成元素の偏析を有利に防止でき、ひいて
はスラブ加熱温度の効果的な低減が達成されて、表面欠
陥の防止に関し望外の成果が得られることが究明された
のである。
重ねた結果、先に出願人会社が特開昭63−18376
5号公報にて開示した鋳片の連続鍛圧技術を利用すれば
インヒビター形成元素の偏析を有利に防止でき、ひいて
はスラブ加熱温度の効果的な低減が達成されて、表面欠
陥の防止に関し望外の成果が得られることが究明された
のである。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわちこの発明は、含けい素鋼スラブを連続鋳造法に
よって作2.含けい素鋼スラブ加熱を施したのち、熱間
圧延、ついで1回または中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延
を施し、その後脱炭・一次再結晶焼鈍および最終仕上げ
焼鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造
するに当たり、上記連続鋳造工程において、連続鋳造用
の鋳型より引き抜いた鋳片に対し、鋳片内部が凝固を完
了する前段階で、鋳片の中心部の固相率(f.、)が0
、5〜0.9を示す位置で、次式 6式% δ:鍛圧加工による総圧平置(mm) d:鍛圧位置における未凝固厚み(mm)(固相率10
0%を凝固界面とみなす)を満足する連続鍛圧加工を施
すこと、およびスラブ加熱を1280〜1350℃の低
温度域で行うこと、 からなる磁気特性および表面性状に優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法である。
よって作2.含けい素鋼スラブ加熱を施したのち、熱間
圧延、ついで1回または中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延
を施し、その後脱炭・一次再結晶焼鈍および最終仕上げ
焼鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造
するに当たり、上記連続鋳造工程において、連続鋳造用
の鋳型より引き抜いた鋳片に対し、鋳片内部が凝固を完
了する前段階で、鋳片の中心部の固相率(f.、)が0
、5〜0.9を示す位置で、次式 6式% δ:鍛圧加工による総圧平置(mm) d:鍛圧位置における未凝固厚み(mm)(固相率10
0%を凝固界面とみなす)を満足する連続鍛圧加工を施
すこと、およびスラブ加熱を1280〜1350℃の低
温度域で行うこと、 からなる磁気特性および表面性状に優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法である。
またこの発明は、含けい素鋼スラブを連続鋳造法によっ
て作2.含けい素鋼スラブ加熱を施したのち、熱間圧延
、ついで1回または中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延を施
し、その後脱炭・一次回結晶焼鈍および最終仕上げ焼鈍
を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造する
に当たり、上記連続鋳造工程において、連続鋳造用の鋳
型より引き抜いた鋳片に対し、鋳片内部が凝固を完了す
る前段階で、鋳片の中心部の未凝固厚み(d)が、次式 %式% D:圧下前の鋳片厚み(ff111) の範囲内の位置で、次式 %式% δ:鍛圧加工による総圧下1(m) d:8圧位置における未凝固厚み(IIII2)(固相
率100%を凝固界面とみなす)を満足する連続鍛圧加
工を施すこと、およびスラブ加熱を1280〜1350
°Cの低温度域で行うこと、 からなる磁気特性および表面性状に優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法である。
て作2.含けい素鋼スラブ加熱を施したのち、熱間圧延
、ついで1回または中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延を施
し、その後脱炭・一次回結晶焼鈍および最終仕上げ焼鈍
を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造する
に当たり、上記連続鋳造工程において、連続鋳造用の鋳
型より引き抜いた鋳片に対し、鋳片内部が凝固を完了す
る前段階で、鋳片の中心部の未凝固厚み(d)が、次式 %式% D:圧下前の鋳片厚み(ff111) の範囲内の位置で、次式 %式% δ:鍛圧加工による総圧下1(m) d:8圧位置における未凝固厚み(IIII2)(固相
率100%を凝固界面とみなす)を満足する連続鍛圧加
工を施すこと、およびスラブ加熱を1280〜1350
°Cの低温度域で行うこと、 からなる磁気特性および表面性状に優れた一方向性電磁
鋼板の製造方法である。
なお、上記カッコ内における固相率lOO%を凝固界面
とみなすとは具体的に、固相線温度の位置を凝固界面と
みなすということであり、この位置においては液相は無
く全て固相となっている。通常凝固界面は固相から液相
へとステップ的に変化するものでは無く、固相液相の共
存領域が存在し、通常固相線温度の位置では固相100
%であり、液相線温度の位置では液相100%となる。
とみなすとは具体的に、固相線温度の位置を凝固界面と
みなすということであり、この位置においては液相は無
く全て固相となっている。通常凝固界面は固相から液相
へとステップ的に変化するものでは無く、固相液相の共
存領域が存在し、通常固相線温度の位置では固相100
%であり、液相線温度の位置では液相100%となる。
以下、この発明を具体的に説明する。
スラブの偏析指数(Cs/ Co )と析出物の解離固
溶温度との関係に関し、第1図に、方向性けい素鋼のイ
ンヒビターとして用いられるMnS、 MnSeの例を
示す。ここにCsは偏析部における含有量、またCoは
スラブの平均含有量である。
溶温度との関係に関し、第1図に、方向性けい素鋼のイ
ンヒビターとして用いられるMnS、 MnSeの例を
示す。ここにCsは偏析部における含有量、またCoは
スラブの平均含有量である。
通常の連鋳スラブの偏析指数は1.1〜1.3の範囲に
あることから、かかる偏析指数のばらつきを考慮して、
スラブ加熱温度は最低1350℃を必要とした。
あることから、かかる偏析指数のばらつきを考慮して、
スラブ加熱温度は最低1350℃を必要とした。
また第2図に、スラブ加熱温度と表面欠陥長さ発生率と
の関係を示すが、同図より明らかなように、スラブ加熱
温度が高くなると特に1350°C以上になると表面欠
陥発生率は急激に増大する。
の関係を示すが、同図より明らかなように、スラブ加熱
温度が高くなると特に1350°C以上になると表面欠
陥発生率は急激に増大する。
この点、前掲した特開昭63−183765号公報に開
示された鋳片の連続鍛圧技術を利用すると偏析指数が0
.9〜1.1程度のスラブが得られ、従って従来よりも
低い1350°C以下という低温でのスラブ加熱が可能
となり、かくしてヘゲ等の表面欠陥が少なくしかも磁気
特性も優れた方向性電磁鋼板の安定した製造が可能にな
ったのである。
示された鋳片の連続鍛圧技術を利用すると偏析指数が0
.9〜1.1程度のスラブが得られ、従って従来よりも
低い1350°C以下という低温でのスラブ加熱が可能
となり、かくしてヘゲ等の表面欠陥が少なくしかも磁気
特性も優れた方向性電磁鋼板の安定した製造が可能にな
ったのである。
(作 用)
この発明において、連鋳鋳片の鍛圧条件を前記のとおり
に定めたのは、次の理由による。
に定めたのは、次の理由による。
連続鋳造にて得られた鋳片を鍛圧金型にて圧下する場合
の最適条件を得るために、圧下位置における鋳片の中心
部め固相率(f2)、鋳片の中心部の未凝固厚み(d)
および圧下量(δ)につき種々変化させて実験を行った
結果を、第3図および第4図にその結果を示す。
の最適条件を得るために、圧下位置における鋳片の中心
部め固相率(f2)、鋳片の中心部の未凝固厚み(d)
および圧下量(δ)につき種々変化させて実験を行った
結果を、第3図および第4図にその結果を示す。
まず第3図は、鍛圧加工における圧下量(δ)と鋳片の
中心部の未凝固厚み(d)の比(δ/d)と圧下位置に
おける鋳片の中心部の固相率(fs)との関係を示すグ
ラフである。この第3図より、1)鍛圧金型による圧下
において鋳片の中心部の固相率(f、)が小さい場合、
すなわち、鋳片の中心部の未凝固厚さ(d)が大きい場
合には(δ/d)が0.5以下で凝固界面に割れが発生
しそれ以上では割れが発生しないこと。また2)゛鋳片
の中心部の固相率(f5)が0.7以上の領域で圧下を
行う場合、(δ/d)が小さい程中心偏析の改善が困難
となり、とくに固相率(f、)が0.9以上では非常に
おおきな圧下刃が必要であることが判った。
中心部の未凝固厚み(d)の比(δ/d)と圧下位置に
おける鋳片の中心部の固相率(fs)との関係を示すグ
ラフである。この第3図より、1)鍛圧金型による圧下
において鋳片の中心部の固相率(f、)が小さい場合、
すなわち、鋳片の中心部の未凝固厚さ(d)が大きい場
合には(δ/d)が0.5以下で凝固界面に割れが発生
しそれ以上では割れが発生しないこと。また2)゛鋳片
の中心部の固相率(f5)が0.7以上の領域で圧下を
行う場合、(δ/d)が小さい程中心偏析の改善が困難
となり、とくに固相率(f、)が0.9以上では非常に
おおきな圧下刃が必要であることが判った。
ここで1)の理由としては圧下により鋳片内部が強い圧
縮応力状態になるためと推定される。
縮応力状態になるためと推定される。
第4図はδ/d≧0.5の条件にて圧下した際の圧下位
置における該鋳片の中心部の固相率(f、 ”)と鋳片
の厚み中心部の炭素偏析比(C/Co)との関係を示す
グラフである。ここでCは得られた鋳片より採取したサ
ンプルの炭素含有率であり、COは該鋳片の平均炭素含
有率である。図より鍛圧加工においてC/Co=1とな
る理想状態はrs =0.7であり、製品の品質特性よ
り求まるC/Coの許容値を考慮すると(f、)=0.
5〜0.9の範囲で圧下すると内部割れや負偏析を回避
する上でとくに有効であることが明らかとなった。
置における該鋳片の中心部の固相率(f、 ”)と鋳片
の厚み中心部の炭素偏析比(C/Co)との関係を示す
グラフである。ここでCは得られた鋳片より採取したサ
ンプルの炭素含有率であり、COは該鋳片の平均炭素含
有率である。図より鍛圧加工においてC/Co=1とな
る理想状態はrs =0.7であり、製品の品質特性よ
り求まるC/Coの許容値を考慮すると(f、)=0.
5〜0.9の範囲で圧下すると内部割れや負偏析を回避
する上でとくに有効であることが明らかとなった。
以上の結果より、連続鋳造において鋳片の中心偏析を軽
減するためには鋳片の中心部の固相率(f、)が0.5
〜0.9の範囲となる位置をδ/d≧0.5にて圧下す
ることが有利であることが判る。
減するためには鋳片の中心部の固相率(f、)が0.5
〜0.9の範囲となる位置をδ/d≧0.5にて圧下す
ることが有利であることが判る。
ところで通常の操業においては鋳片の中心部の固相率(
f2)を直接にコントロールすることは難しい。そのた
めこの値を決定する主要因である鋳込むべき鋳片の厚さ
、鋳片の中心部の未凝固厚みおよび鋼種について整理し
た。第5図は連続鋳造で得られた鋳片をδ/d=0.5
以上で圧下した場合の圧下前の鋳片厚み(D)と未凝固
厚み(d)の関係における中心偏析(C/Co)の状況
を示したグラフである。
f2)を直接にコントロールすることは難しい。そのた
めこの値を決定する主要因である鋳込むべき鋳片の厚さ
、鋳片の中心部の未凝固厚みおよび鋼種について整理し
た。第5図は連続鋳造で得られた鋳片をδ/d=0.5
以上で圧下した場合の圧下前の鋳片厚み(D)と未凝固
厚み(d)の関係における中心偏析(C/Co)の状況
を示したグラフである。
あらかじめ鋳込むべき鋳片厚み(D)が設定され、鋳片
の中心部における未凝固厚み(d)が1.2X’ D−
80≦d≦IOX D−80の範囲においては鋳片の中
心部の固相率(f、)はほぼ0.5〜0.9であり、従
って、鋳片の中心部の未凝固厚み(d)が上記の範囲と
なる位置でδ/d≧0.5を満足する圧下を施せば上述
した如き固相率f、 =0.5〜0.9になる領域を鍛
圧加工する場合と同様に中心偏析を有利に軽減し得るこ
とが明らかとなった。
の中心部における未凝固厚み(d)が1.2X’ D−
80≦d≦IOX D−80の範囲においては鋳片の中
心部の固相率(f、)はほぼ0.5〜0.9であり、従
って、鋳片の中心部の未凝固厚み(d)が上記の範囲と
なる位置でδ/d≧0.5を満足する圧下を施せば上述
した如き固相率f、 =0.5〜0.9になる領域を鍛
圧加工する場合と同様に中心偏析を有利に軽減し得るこ
とが明らかとなった。
従って結局、連続鋳造における鋳片の引き抜きに際し鋳
片内部の溶鋼が凝固を完了する前の段階であって鋳片1
の中心部の固相率が0.5〜0.9の領域、あるいは鋳
片lの中心部における未凝固厚み(d)がL2X D−
80≦d≦lQX [1−80の範囲となる領域におい
て、δ/d≧0.5を満足する圧下量にて鍛圧加工を行
うので内部割れや負偏析の発生なしに中心偏析を容易に
軽減し得るのである。
片内部の溶鋼が凝固を完了する前の段階であって鋳片1
の中心部の固相率が0.5〜0.9の領域、あるいは鋳
片lの中心部における未凝固厚み(d)がL2X D−
80≦d≦lQX [1−80の範囲となる領域におい
て、δ/d≧0.5を満足する圧下量にて鍛圧加工を行
うので内部割れや負偏析の発生なしに中心偏析を容易に
軽減し得るのである。
なお上記の鍛圧加工を施すに当って、鋳片を適正位置に
て圧下するには凝固完了点のコントロールが非常に重要
である。
て圧下するには凝固完了点のコントロールが非常に重要
である。
そのためにはクレータ−エンド又はクレータ−エンド近
傍の凝固シェル厚みを検出して圧下位置における鋳片の
中心部の固相率(f、)、および鋳片の中心部の未凝固
厚み(d)を前述した条件の範囲内に収まるように鋳造
速度をコントロールするのが望ましい。
傍の凝固シェル厚みを検出して圧下位置における鋳片の
中心部の固相率(f、)、および鋳片の中心部の未凝固
厚み(d)を前述した条件の範囲内に収まるように鋳造
速度をコントロールするのが望ましい。
またスラブ加熱温度の好適範囲については、第6図に示
すように、インヒビターの種類によって幾分異なるけれ
ども、MnSeを主インヒビターとして用いる場合は1
280°C以上、またMnSを主インヒビターとして用
いる場合は1320℃以上で−あればよいので、この発
明では、スラブ加熱温度につき、十分満足のいくインヒ
ビターの解離固溶が達成でき、しかも効果的に表面欠陥
を防止できる範囲として、1280〜1350°Cの範
囲に限定した。
すように、インヒビターの種類によって幾分異なるけれ
ども、MnSeを主インヒビターとして用いる場合は1
280°C以上、またMnSを主インヒビターとして用
いる場合は1320℃以上で−あればよいので、この発
明では、スラブ加熱温度につき、十分満足のいくインヒ
ビターの解離固溶が達成でき、しかも効果的に表面欠陥
を防止できる範囲として、1280〜1350°Cの範
囲に限定した。
さてこの発明の素材である含けい素鋼としては、従来公
知の成分組成のものいずれもが適合するが、代表組成を
掲げると次のとおりである。
知の成分組成のものいずれもが適合するが、代表組成を
掲げると次のとおりである。
C: 0.01−0.10%
Cは、熱間圧延、冷間圧延中の組織の均一微細化のみら
なず、ゴス包囲の発達に有用な元素であり、少なくとも
0.01%以上の添加が好ましい。しかしながら0,1
0%を超えて含有されるとかえってゴス方位に乱れが生
じるので上限は0.10%程度が好ましい。
なず、ゴス包囲の発達に有用な元素であり、少なくとも
0.01%以上の添加が好ましい。しかしながら0,1
0%を超えて含有されるとかえってゴス方位に乱れが生
じるので上限は0.10%程度が好ましい。
Si: 2.0〜4.5%
Siは、鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に有効に寄与す
るが、4.5%を上まわると冷延性が損なわれ、一方2
.0%に満たないと比抵抗が低下するだけでなく、2次
再結晶・純化のために行われる最終高温焼鈍中にα−T
変態によって結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損
改善効果が得られないので、Si量は2.0〜4.5%
程度とするのが好ましい。
るが、4.5%を上まわると冷延性が損なわれ、一方2
.0%に満たないと比抵抗が低下するだけでなく、2次
再結晶・純化のために行われる最終高温焼鈍中にα−T
変態によって結晶方位のランダム化を生じ、十分な鉄損
改善効果が得られないので、Si量は2.0〜4.5%
程度とするのが好ましい。
Mn : 0.01〜0.10%
Mnは、熱間脆化を防止するため少なくとも0.01%
程度を必要とするが、あまりに多すぎると磁気特性を劣
化させるので上限は0.10%程度に定めるのが好まし
い。
程度を必要とするが、あまりに多すぎると磁気特性を劣
化させるので上限は0.10%程度に定めるのが好まし
い。
インヒビターとしては、いわゆるMnS系とAIN系と
がある。MnS系の場合は、 Se、Sのうちから選ばれる少なくとも1種70.00
5〜0.10% Se、 Sはいずれも、方向性けい素鋼板の2次再結
晶を制御するインヒビターとして有力な元素である。抑
制力確保の観点からは、少なくともo、oos%程度を
必要とするが、0.10%を超えるとその効果が損なわ
れるので、その下限、上限はそれぞれ0.01%、 0
.10%程度とするのが好ましい。
がある。MnS系の場合は、 Se、Sのうちから選ばれる少なくとも1種70.00
5〜0.10% Se、 Sはいずれも、方向性けい素鋼板の2次再結
晶を制御するインヒビターとして有力な元素である。抑
制力確保の観点からは、少なくともo、oos%程度を
必要とするが、0.10%を超えるとその効果が損なわ
れるので、その下限、上限はそれぞれ0.01%、 0
.10%程度とするのが好ましい。
AIN系の場合は、
Al : 0.005〜0.1%、 N : 0.00
40〜0.015%AIおよびNの範囲についても、上
述したMnS系の場合と同様な理由により、上記の範囲
に定めた。
40〜0.015%AIおよびNの範囲についても、上
述したMnS系の場合と同様な理由により、上記の範囲
に定めた。
インヒビターとしては上記のS、 Se、AI、 Nの
他、Sb、 Mo、 CuおよびSnなども有効に適合
するので、それぞれ少量含有させてもよい。このうちと
くにsbは実用的に重要でありその効果は良く知られて
いるところであるが、この発明の効果を高めるうえでも
有効である。なのsbの添加効果の機構は必ずしも明確
ではないが、おそらく界面反応を抑制するためであると
推定される。
他、Sb、 Mo、 CuおよびSnなども有効に適合
するので、それぞれ少量含有させてもよい。このうちと
くにsbは実用的に重要でありその効果は良く知られて
いるところであるが、この発明の効果を高めるうえでも
有効である。なのsbの添加効果の機構は必ずしも明確
ではないが、おそらく界面反応を抑制するためであると
推定される。
ここにCu、 Sn、 SbおよびMoは通常、o、o
i 〜o、t%の範囲で利用されているので、この発明
でも上記の成分範囲で活用すればよい。
i 〜o、t%の範囲で利用されているので、この発明
でも上記の成分範囲で活用すればよい。
次に、スラブ加熱の処理は、従来公知の方法に従って行
えばよい。
えばよい。
すなわち常法に従って熱間圧延後、必要に応じて熱延板
焼鈍を施し、酸洗後、1回又は中間焼鈍を挟む2回の冷
延で0.115〜0.50mm厚程度0最終板厚とする
。ついで脱炭・一次回結晶焼鈍を施したのち、MgOを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼
鈍ついで純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施して最終
製品とする。
焼鈍を施し、酸洗後、1回又は中間焼鈍を挟む2回の冷
延で0.115〜0.50mm厚程度0最終板厚とする
。ついで脱炭・一次回結晶焼鈍を施したのち、MgOを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、二次再結晶焼
鈍ついで純化焼鈍からなる最終仕上げ焼鈍を施して最終
製品とする。
なおその後に、上塗り絶縁コーティングなどを施しても
よいのは言うまでもない。
よいのは言うまでもない。
(実施例)
叉施員上
C: 0.035%、Si : 3.2%、Mn :
0.075%およびS:0.020%を含有し、残部は
Fe及び不可避的不純物を含有する連鋳スラブの製造に
際し、Aスラブは固相率が0.7、δ/D=0.8なる
圧下量にて鍛圧加工を行った。一方Bスラブは比較例と
して通常の鋳造を実施した。いずれの鋳片もf、=0.
4付近で電磁撹拌を実施した。
0.075%およびS:0.020%を含有し、残部は
Fe及び不可避的不純物を含有する連鋳スラブの製造に
際し、Aスラブは固相率が0.7、δ/D=0.8なる
圧下量にて鍛圧加工を行った。一方Bスラブは比較例と
して通常の鋳造を実施した。いずれの鋳片もf、=0.
4付近で電磁撹拌を実施した。
これらのスラブをスラブ加熱炉にて、1320℃及び1
400°Cの2水準にて加熱後、熱間圧延を施して2.
5m厚の熱延板とした。これらの鋼板を酸洗後、1次冷
間圧延を施し、ついで950°C,2分の中間焼鈍を施
したのち、最終仕上げ厚:0.3mmに2次冷間圧延し
た。その後、冷延板を850°Cの湿水素中で脱炭焼鈍
したのち、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してか
ら、880℃,40hの2次再結晶焼鈍および1180
°C,10hの純化焼鈍を施した。
400°Cの2水準にて加熱後、熱間圧延を施して2.
5m厚の熱延板とした。これらの鋼板を酸洗後、1次冷
間圧延を施し、ついで950°C,2分の中間焼鈍を施
したのち、最終仕上げ厚:0.3mmに2次冷間圧延し
た。その後、冷延板を850°Cの湿水素中で脱炭焼鈍
したのち、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してか
ら、880℃,40hの2次再結晶焼鈍および1180
°C,10hの純化焼鈍を施した。
かくして得られた製品の磁気特性と表面欠陥発生率につ
いて調べた結果を表1に示す。
いて調べた結果を表1に示す。
表
C:0.05%、St : 3.30%、Mn : 0
.063%およびSe : 0.017%を含有し、残
部はFe及び不可避的不純物を含有する連鋳スラブの製
造に際し、Aスラブは固相率が0.8、δ/D=0.9
なる圧下量にて鍛圧加工を行った。一方Bスラブは比較
例として通常の鋳造を実施した。いずれの鋳片もf、=
0.3付近で電磁撹拌を実施した。
.063%およびSe : 0.017%を含有し、残
部はFe及び不可避的不純物を含有する連鋳スラブの製
造に際し、Aスラブは固相率が0.8、δ/D=0.9
なる圧下量にて鍛圧加工を行った。一方Bスラブは比較
例として通常の鋳造を実施した。いずれの鋳片もf、=
0.3付近で電磁撹拌を実施した。
これらのスラブをスラブ加熱炉にて、1290°C及び
1350°Cの2水準にて加熱後、熱間圧延を施して2
.4 mm厚の熱延板とした。これらの鋼板を1ooo
℃1分の焼鈍後、酸洗し、ついで2回の冷間圧延とその
間に950℃,3分の中間焼鈍を施して、最終仕上げ厚
:0.23mmの冷延板とした。引き続き830°C1
5分の脱炭焼鈍を施したのち、MgOを主体とする焼鈍
分離剤を塗布してから、870°C,40h、ついで1
180℃,10hの最終仕上げ焼鈍を施した。
1350°Cの2水準にて加熱後、熱間圧延を施して2
.4 mm厚の熱延板とした。これらの鋼板を1ooo
℃1分の焼鈍後、酸洗し、ついで2回の冷間圧延とその
間に950℃,3分の中間焼鈍を施して、最終仕上げ厚
:0.23mmの冷延板とした。引き続き830°C1
5分の脱炭焼鈍を施したのち、MgOを主体とする焼鈍
分離剤を塗布してから、870°C,40h、ついで1
180℃,10hの最終仕上げ焼鈍を施した。
かくして得られた製品の磁気特性と表面欠陥発生率につ
いて調べた結果を表2に示す。
いて調べた結果を表2に示す。
表2
(発明の効果)
かくしてこの発明によれば、低偏析スラブを用い、低温
スラブ加熱が可能となったことから、磁気特性の劣化を
招くことなしに、製品板における表面欠陥の発生を効果
的に防止できるだ・けでなく、スラブ加熱歩留りの向上
およびスラブ加熱炉原単位の削減も併せて遠戚できる。
スラブ加熱が可能となったことから、磁気特性の劣化を
招くことなしに、製品板における表面欠陥の発生を効果
的に防止できるだ・けでなく、スラブ加熱歩留りの向上
およびスラブ加熱炉原単位の削減も併せて遠戚できる。
第1図は、MyS、 MnSeの偏析指数と析出物の解
離固溶温度との関係を示したグラフ、 第2図は、スラブ加熱温度と表面欠陥長さ発生率との関
係を示したグラフ、 第3図は、圧下位置における鋳片の中心部の固相率(f
、)と(δ/d)との関係を示したグラフ、 第4図は、圧下位置にける鋳片の中心部の固相率(f、
)と偏析比(C/Co)との関係を示したグラフ、 第5図は、中心偏析の生成状況を圧下前の鋳片厚みDと
未凝固厚みdとについて示したグラフ、第6図は、イン
ヒビターとしてMnSおよびMnSeを用いた場合にお
けるスラブ加熱温度と磁束密度との関係を示したグラフ
である。 第1 図 騙7析九枚(C5/co) 第2図 スラブ刀[J熱り益N(’c〕 第3図 固相−*(fs) 第4 図 固屈キ(fs) 第5図 圧下前の、M乃βD(mm)
離固溶温度との関係を示したグラフ、 第2図は、スラブ加熱温度と表面欠陥長さ発生率との関
係を示したグラフ、 第3図は、圧下位置における鋳片の中心部の固相率(f
、)と(δ/d)との関係を示したグラフ、 第4図は、圧下位置にける鋳片の中心部の固相率(f、
)と偏析比(C/Co)との関係を示したグラフ、 第5図は、中心偏析の生成状況を圧下前の鋳片厚みDと
未凝固厚みdとについて示したグラフ、第6図は、イン
ヒビターとしてMnSおよびMnSeを用いた場合にお
けるスラブ加熱温度と磁束密度との関係を示したグラフ
である。 第1 図 騙7析九枚(C5/co) 第2図 スラブ刀[J熱り益N(’c〕 第3図 固相−*(fs) 第4 図 固屈キ(fs) 第5図 圧下前の、M乃βD(mm)
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1. 含けい素鋼スラブを連続鋳造法によって作製し、
スラブ加熱を施したのち、熱間圧延、ついで1回または
中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延を施し、その後脱炭・一
次再結晶焼鈍および最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程に
よって一方向性電磁鋼板を製造するに当たり、 上記連続鋳造工程において、連続鋳造用の 鋳型より引き抜いた鋳片に対し、鋳片内部が凝固を完了
する前段階で、鋳片の中心部の固相率(f_2)が0.
5〜0.9を示す位置で、次式δ/d≧0.5 δ:鍛圧加工による総圧下量(mm) d:鍛圧位置における未凝固厚み(mm) (固相率100%を凝固界面とみなす) を満足する連続鍛圧加工を施すこと、およびスラブ加熱
を1280〜1350℃の低温度域で行うこと、 を特徴とする磁気特性および表面性状に優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法。 2. 含けい素鋼スラブを連続鋳造法によって作製し、
スラブ加熱を施したのち、熱間圧延、ついで1回または
中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延を施し、その後脱炭・一
次再結晶焼鈍および最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程に
よって一方向性電磁鋼板を製造するに当たり、 上記連続鋳造工程において、連続鋳造用の 鋳型より引き抜いた鋳片に対し、鋳片内部が凝固を完了
する前段階で、鋳片の中心部の未凝固厚み(d)が、次
式 1.2×D−80≦d≦10.0×D−80D:圧下前
の鋳片厚み(mm) の範囲内の位置で、次式 δ/d≧0.5 δ:鍛圧加工による総圧下量(mm) d:鍛圧位置における未凝固厚み(mm) (固相率100%を凝固界面とみなす) を満足する連続鍛圧加工を施すこと、およびスラブ加熱
を1280〜1350℃の低温度域で行うこと、 を特徴とする磁気特性および表面性状に優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1221654A JPH0387315A (ja) | 1989-08-30 | 1989-08-30 | 磁気特性および表面性状に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1221654A JPH0387315A (ja) | 1989-08-30 | 1989-08-30 | 磁気特性および表面性状に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0387315A true JPH0387315A (ja) | 1991-04-12 |
Family
ID=16770164
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1221654A Pending JPH0387315A (ja) | 1989-08-30 | 1989-08-30 | 磁気特性および表面性状に優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0387315A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1998046801A1 (en) * | 1997-04-16 | 1998-10-22 | Acciai Speciali Terni S.P.A. | New process for the production at low temperature of grain oriented electrical steel |
JP2017538859A (ja) * | 2014-10-15 | 2017-12-28 | エス・エム・エス・グループ・ゲゼルシャフト・ミト・ベシュレンクテル・ハフツング | 粒子配向性電磁鋼ストリップの製造方法および当該方法により製造された粒子配向性電磁鋼ストリップ |
-
1989
- 1989-08-30 JP JP1221654A patent/JPH0387315A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1998046801A1 (en) * | 1997-04-16 | 1998-10-22 | Acciai Speciali Terni S.P.A. | New process for the production at low temperature of grain oriented electrical steel |
JP2017538859A (ja) * | 2014-10-15 | 2017-12-28 | エス・エム・エス・グループ・ゲゼルシャフト・ミト・ベシュレンクテル・ハフツング | 粒子配向性電磁鋼ストリップの製造方法および当該方法により製造された粒子配向性電磁鋼ストリップ |
US11239012B2 (en) | 2014-10-15 | 2022-02-01 | Sms Group Gmbh | Process for producing grain-oriented electrical steel strip |
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