JPH0699750B2 - 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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- JPH0699750B2 JPH0699750B2 JP60148178A JP14817885A JPH0699750B2 JP H0699750 B2 JPH0699750 B2 JP H0699750B2 JP 60148178 A JP60148178 A JP 60148178A JP 14817885 A JP14817885 A JP 14817885A JP H0699750 B2 JPH0699750 B2 JP H0699750B2
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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
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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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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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次再結晶粒によつ
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,MnS
e,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）〔001〕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次再結晶粒によつ
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,MnS
e,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）〔001〕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一たん固溶させた後、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一たん固溶させた後、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。
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MnS,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、高温加熱によつてスラブ結晶粒
が粗大化し、その後の熱延、冷延工程で粗大伸長粒とな
つて残り、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つたのであ
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MnS,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、高温加熱によつてスラブ結晶粒
が粗大化し、その後の熱延、冷延工程で粗大伸長粒とな
つて残り、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つたのであ
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54−27820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。
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わす。
結晶粒の粗大化をかなり抑える効果をあらわす。
しかしながらインヒビターの量を増やし、より高温のス
ラブ加熱によつ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
善効果が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つて表面欠陥が多
発する。
ラブ加熱によつ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
善効果が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つて表面欠陥が多
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44−1504
7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44−1504
7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装入炉（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つても、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。
の誘導加熱は磁気特性改善には有効であつても、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。
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
とによつ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つた。
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
とによつ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つた。
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つて短時間加熱でイ
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つて短時間加熱でイ
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。
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;0.020〜0.080wt％,Si2.0〜4.5wt％,Mn0.
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0.028〜0.1
0wt％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
ブ誘導加熱炉によつてスラブ中心温度が1350℃以上、14
20℃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。
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0.028〜0.1
0wt％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
ブ誘導加熱炉によつてスラブ中心温度が1350℃以上、14
20℃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％,C0.020
〜0.080wt％,Mn0.02〜0.15wt％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0.028〜0.10wt％含有するものである。
〜0.080wt％,Mn0.02〜0.15wt％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0.028〜0.10wt％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つ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0.020〜0.080
wt％の範囲に限定したものである。
＋γ域を通過させることによつ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0.020〜0.080
wt％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変態によつて最終高温焼
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。
下限の2wt％を下廻るとα−γ変態によつて最終高温焼
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。
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0.028％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。
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。
なおインヒビターとしてはこの他にSb,Sn,AsPb,Bi,Cu,M
o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。
o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150〜350mm
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。
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。
この処理によつて、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、Si3.24wt％,C0.048wt％,Mn0.076wt％
を含有するけい素鋼連続鋳造スラブ片を1100℃1Hr予熱
した後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15min保持したときの平均結晶粒径を示してい
る。
した根拠を示し、Si3.24wt％,C0.048wt％,Mn0.076wt％
を含有するけい素鋼連続鋳造スラブ片を1100℃1Hr予熱
した後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15min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つている。
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。
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つている。
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1400
℃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25mm以下にするには少な
くとも35％以上の圧下率を要した。
℃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25mm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、これによつて生じた核から
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。
状晶組織を効果的に破壊し、これによつて生じた核から
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。
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1000〜1230℃の温
度域に達するまで加熱した後、低酸化雰囲気に制御した
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。
れるが、このとき、スラブ中心温度が1000〜1230℃の温
度域に達するまで加熱した後、低酸化雰囲気に制御した
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
心温度とは加熱中温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
心温度とは加熱中温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1230℃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1230℃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雰囲気は、スラブ表面温度が1250℃
以上においてO2量を１％以下に抑えることが好適であ
る。
以上においてO2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1350℃
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60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。
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60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Se0.035wt％,
Mn0.085wt％，及びSb0.025wt％（合計0.145wt％）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2.0mm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、いずれのスラブについても
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Se0.035wt％,
Mn0.085wt％，及びSb0.025wt％（合計0.145wt％）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2.0mm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、いずれのスラブについても
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
Ｗ17/50＜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。
Ｗ17/50＜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
〜0.50mm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
〜0.50mm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 １ C0.040wt％,Si3.28wt％,Mn0.086wt％Se0.038％,Sb0.025
％を含有する300mm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
％）。
％を含有する300mm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、
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、
熱間圧延に供した。
加熱雰囲気はN2ガスであり均熱時における雰囲気中のO2
含有量は0.3〜0.5％であつた。
含有量は0.3〜0.5％であつた。
熱間圧延によつて2.0mm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、張力コーテイングを施して最終製品を
得た。
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、張力コーテイ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。
Ｗ17/50 0.84w/kg B10 1.92T 実施例 ２ C0.050wt％,Si3.22wt％,Mn0.075wt％,S0.028wt％,Al0.0
23wt％,N0.0078wt％を含有する300mm厚の連続鋳造スラ
ブおよび210mm厚の連続鋳造スラブを溶製し300mm厚スラ
ブに対しては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つたのち、210mm厚連続鋳造スラ
ブとともに通常のウォ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つて2.3mm厚の熱延
鋼帯を得た。
23wt％,N0.0078wt％を含有する300mm厚の連続鋳造スラ
ブおよび210mm厚の連続鋳造スラブを溶製し300mm厚スラ
ブに対しては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つたのち、210mm厚連続鋳造スラ
ブとともに通常のウォ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つて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
水素雰囲気で行つたのち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
テイングを施して２種類の最終製品を得た。
圧延で0.30mm厚に仕上げ、800℃３分間の脱炭焼鈍を湿
水素雰囲気で行つたのち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
テイングを施して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 Ｗ17/50（w/kg） B10（Ｔ） 有 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。
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℃15min（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（℃）と２回冷延法によつて処理された最終製
品の磁気特性、鉄損Ｗ17/50（w/kg）の関係を示したグ
ラフである。
れらのスラブを1400℃15min（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（℃）と２回冷延法によつて処理された最終製
品の磁気特性、鉄損Ｗ17/50（w/kg）の関係を示したグ
ラフである。
Claims (1)
- 【請求項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0.02
8〜0.10wt％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1420℃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 JPS6210213A (ja) | 1987-01-19 |
| JPH0699750B2 true 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) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| IT1396714B1 (it) * | 2008-11-18 | 2012-12-14 | Ct Sviluppo Materiali Spa | Procedimento per la produzione di lamierino magnetico a grano orientato a partire da bramma sottile. |
Family Cites Families (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
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6210213A (ja) | 1987-01-19 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |