JPS62130217A - 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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- JPS62130217A JPS62130217A JP27063485A JP27063485A JPS62130217A JP S62130217 A JPS62130217 A JP S62130217A JP 27063485 A JP27063485 A JP 27063485A JP 27063485 A JP27063485 A JP 27063485A JP S62130217 A JPS62130217 A JP S62130217A
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- 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、電磁特性の良好な方向性けい素鋼板の製造方
法に関し、特に圧延方向にすぐれた磁気特性を有する一
方向性（プい素鋼板の磁気特性のさらなる改善を実現し
、この明ＩＩＩ Ｒて−は変圧器の鉄心材料としてより
すぐれた性τ１を与えるための方策として熱延前のスラ
ブ加熱をより効果的に行う方法について述べる。
法に関し、特に圧延方向にすぐれた磁気特性を有する一
方向性（プい素鋼板の磁気特性のさらなる改善を実現し
、この明ＩＩＩ Ｒて−は変圧器の鉄心材料としてより
すぐれた性τ１を与えるための方策として熱延前のスラ
ブ加熱をより効果的に行う方法について述べる。
一方向性（Ｊい素鋼板は、板面に（ｉｉｏ＞面、圧延方
向に（１００）軸が揃った２次再結晶粒によって構成さ
れ、圧延方向に沿う方向ですぐれた磁気特性を有するこ
とから変圧器の鉄心材料として広く使用される。
向に（１００）軸が揃った２次再結晶粒によって構成さ
れ、圧延方向に沿う方向ですぐれた磁気特性を有するこ
とから変圧器の鉄心材料として広く使用される。
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不純物（Ｍｎ ｓ、
Ｍｎ Ｓｅ 、Ａ Ｉ Ｎ、ＢＮ等）を鋼中に分散析出
させて、高温仕上焼鈍中に弛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。
は、インヒビターとよばれる微細な不純物（Ｍｎ ｓ、
Ｍｎ Ｓｅ 、Ａ Ｉ Ｎ、ＢＮ等）を鋼中に分散析出
させて、高温仕上焼鈍中に弛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。
上記インヒビター分散形態のコント［１−ルとしては、
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の下に熱間圧延を
施す方法が知られている。
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の下に熱間圧延を
施す方法が知られている。
かかる要請に応えるべく行われるスラブ加熱は、通常１
３００℃以上の高温を採用しているが、スラブ中心部ま
で十分に加熱するためには、通常のガス燃焼型加熱炉で
は、スラブ表面温度が１３５０℃をこえることになる。
３００℃以上の高温を採用しているが、スラブ中心部ま
で十分に加熱するためには、通常のガス燃焼型加熱炉で
は、スラブ表面温度が１３５０℃をこえることになる。
その結果、多量の溶融スケールが発生し、これが加熱炉
の操業を損うばかりでなく、粒界酸化に伴う表面欠陥や
耳割れの原因になっている。
の操業を損うばかりでなく、粒界酸化に伴う表面欠陥や
耳割れの原因になっている。
（従来の技術）
上述の点につき、従来技術；例えば特公昭４７−１４６
２７号では、１３００℃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、そのようなスラブ加熱に加
えて１３５０℃〜１４００℃、とくに１３８０ ’Ｃ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。
２７号では、１３００℃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、そのようなスラブ加熱に加
えて１３５０℃〜１４００℃、とくに１３８０ ’Ｃ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１ｏｏｏ〜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℃以不に導いて、１０分以上
、保持するという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１ｏｏｏ〜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℃以不に導いて、１０分以上
、保持するという方法を提案している。
しかしながら１掲の従来技術は、効率の良い加熱はでき
てもスラブ表面の温度を高くしすぎるので表面層の結晶
粒の粗大化を招き、これが熱間圧延で粗大伸長粒となっ
て最終製品の帯状細粒による磁性不良をもたらした。さ
らに、同種技術にかかる特公昭４７−１４６２７号で提
案の方法では、多量のノロが発生し、表面疵や加熱炉の
操業性に問題があった。
てもスラブ表面の温度を高くしすぎるので表面層の結晶
粒の粗大化を招き、これが熱間圧延で粗大伸長粒となっ
て最終製品の帯状細粒による磁性不良をもたらした。さ
らに、同種技術にかかる特公昭４７−１４６２７号で提
案の方法では、多量のノロが発生し、表面疵や加熱炉の
操業性に問題があった。
これに対して、特開昭６０−１４５３１８号においては
、スラブ温度の上限を１３５０℃に抑えて解決をはかろ
うとしている。しかし、この技術も磁性の向上を図るの
には有効であっても、上記した結晶粒粗大化の問題に対
する解決にはなっていなかった。
、スラブ温度の上限を１３５０℃に抑えて解決をはかろ
うとしている。しかし、この技術も磁性の向上を図るの
には有効であっても、上記した結晶粒粗大化の問題に対
する解決にはなっていなかった。
（発明が解決しようとする問題点）
上述の問題点を解決する方法とじて１本発明者は先に１
５〜５０％の予備熱延を施したけい素鋼の連鋳スラブを
、誘導加熱炉で高温加熱することにより、加熱後の結晶
粒の粗大化を生じさせることなく、インヒビター増量に
伴う磁性改善が可能になることを示した。しかし、この
方法は予備熱延を行うための予Ｉｆｔ加熱を行う工程が
余分に加わることと、スラブのハンドリングに手間がか
かるなどの問題点を残していた。要するに本発明はかか
る問題点の克服を目指すところにその目的がある。
５〜５０％の予備熱延を施したけい素鋼の連鋳スラブを
、誘導加熱炉で高温加熱することにより、加熱後の結晶
粒の粗大化を生じさせることなく、インヒビター増量に
伴う磁性改善が可能になることを示した。しかし、この
方法は予備熱延を行うための予Ｉｆｔ加熱を行う工程が
余分に加わることと、スラブのハンドリングに手間がか
かるなどの問題点を残していた。要するに本発明はかか
る問題点の克服を目指すところにその目的がある。
（問題点を解決するための手段）
上述した解決を必要とする課題に対し、本発明は、鋳造
後のスラブを、まずガス燃焼型スラブ加熱炉でスラブ中
心部の温度が９００〜１２５０℃の温度域に達するまで
加熱してから１０〜５０％圧下率の熱間圧延を行い、そ
の後直ちに、誘導加熱炉にてスラブ中心部の温度が１３
５０℃を超え１４２０℃以下になる温度域にて１０分間
以上保持することによって工程の簡略化と磁気特性の改
善を同時に実現することとしたのである。
後のスラブを、まずガス燃焼型スラブ加熱炉でスラブ中
心部の温度が９００〜１２５０℃の温度域に達するまで
加熱してから１０〜５０％圧下率の熱間圧延を行い、そ
の後直ちに、誘導加熱炉にてスラブ中心部の温度が１３
５０℃を超え１４２０℃以下になる温度域にて１０分間
以上保持することによって工程の簡略化と磁気特性の改
善を同時に実現することとしたのである。
なお、連続鋳造スラブの場合高温加熱する萌に予め５〜
５０％ないし３０〜７０％の圧延を施した後、通常の方
法で１２６０〜１４００℃に加熱してから仕上げの熱間
圧延を行う方法としては特公昭５０−３７００９号や特
公昭５４−２７８２０号公報に提案されている既知の方
法に従があり、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があることが知ら
れている。
５０％ないし３０〜７０％の圧延を施した後、通常の方
法で１２６０〜１４００℃に加熱してから仕上げの熱間
圧延を行う方法としては特公昭５０−３７００９号や特
公昭５４−２７８２０号公報に提案されている既知の方
法に従があり、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があることが知ら
れている。
しかしながら、インヒビターの債を増やし、かつより高
温で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
上という高温の長い滞留時間を要するため、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、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。この点、非酸化雰囲気に制御可能な
誘導加熱炉の採用は、高温における滞留時間を短くでき
ることから、これらの問題解決に特に有効である。
温で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
上という高温の長い滞留時間を要するため、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、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。この点、非酸化雰囲気に制御可能な
誘導加熱炉の採用は、高温における滞留時間を短くでき
ることから、これらの問題解決に特に有効である。
（作用）
本発明を適用する鋼索材は、重１％で、Ｃ：０．０２０
〜０．ＯＨｗｔ％（以下は単に「％」で示す）、３ｉ
： ２．０〜４．５％、Ｍｎ ： Ｑ、０２〜Ｑ
、１５％、インヒごター成分としてはＳ、Ｓｅ 、Ａｌ
およびＢ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０．０１０〜０，１５％含むけい素鋼
スラブである。
〜０．ＯＨｗｔ％（以下は単に「％」で示す）、３ｉ
： ２．０〜４．５％、Ｍｎ ： Ｑ、０２〜Ｑ
、１５％、インヒごター成分としてはＳ、Ｓｅ 、Ａｌ
およびＢ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０．０１０〜０，１５％含むけい素鋼
スラブである。
Ｃの範囲を０．０２０〜０．０８０％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たちまであり、その適正
範囲として限定したものである。
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たちまであり、その適正
範囲として限定したものである。
５ｉｆｔは、鋼板の比抵抗を高め鉄損低減に有効である
が、４．５％を上回ると冷延性が損われ、２．０％を下
まわると鉄追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
変態による結晶方位のランダム化を生じ、十分１．１特
性が得られない。
が、４．５％を上回ると冷延性が損われ、２．０％を下
まわると鉄追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
変態による結晶方位のランダム化を生じ、十分１．１特
性が得られない。
Ｍｎｆｉは、熱間脆性による割れを生じない下限の闇と
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に、０．１５％に制限さ
れる。
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に、０．１５％に制限さ
れる。
Ｓ、Ｓｅ 、Ａ℃およびＢは、Ｍｎ Ｓ、Ｍｎ ＳＯＡ
λＮまたはＢＮ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、これら総♀の下限０．０１０
％はインヒビターとして機能する最低角であり、上限の
０．１５％は主に経済的理由から決まる。
λＮまたはＢＮ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、これら総♀の下限０．０１０
％はインヒビターとして機能する最低角であり、上限の
０．１５％は主に経済的理由から決まる。
インヒビターとしては、上記元素の池、ＳｂやＳｎ、Ａ
ｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃｕ、Ｍｏ１（７）粒界偏析型元素が
知られており、これらの使用も可能である。なお、Ａ℃
やＢをインヒビター成分とする場合、これにバランスす
るＮｍが必要になるのは云うまでもない。
ｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃｕ、Ｍｏ１（７）粒界偏析型元素が
知られており、これらの使用も可能である。なお、Ａ℃
やＢをインヒビター成分とする場合、これにバランスす
るＮｍ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、まずガス燃焼型加熱によってスラブ中心部の
温度が９００℃以上１２５０℃以下になるまで加熱する
。この温度範囲の限定理由は、その後に行う熱間変形を
好適にすることによって組織改善をはかるための適正温
度を確保することを第１の目的としており、下限を下ま
わると変形荷重が増え、上限を超えると動的回復がおこ
り、効果的な組織改善が行われなくなる。また、表面で
のノロ発生が著しくなり、表面疵の原因になることもか
かる制限の理由である。
スラブを、まずガス燃焼型加熱によってスラブ中心部の
温度が９００℃以上１２５０℃以下になるまで加熱する
。この温度範囲の限定理由は、その後に行う熱間変形を
好適にすることによって組織改善をはかるための適正温
度を確保することを第１の目的としており、下限を下ま
わると変形荷重が増え、上限を超えると動的回復がおこ
り、効果的な組織改善が行われなくなる。また、表面で
のノロ発生が著しくなり、表面疵の原因になることもか
かる制限の理由である。
次いで、ガス燃焼炉で加熱したスラブは、直ちに１０〜
５０％の熱間圧延に供するが、この圧下範囲の規制理由
は、第１図に示すところから明らかである。この第１図
は、実験至規模のスラブ誘導加熱炉で柱状晶からなる５
！ｌ！鋳スラブを、その中心部の温度が１３８０℃到達
後１５分加熱した際の加熱＋リスラブの平均結晶粒径を
スラブ誘導加熱前に加えた熱延圧下率に対して示したも
のである。ここで平均結晶粒径の定義は、結晶が全て球
形であると仮定して、観察面の結晶粒個数と総面積から
算出したものである。一般に熱延前のスラブ平均結晶粒
径が２０１１１１１１を超えると、最終製品で帯状細粒
が発生し、磁性劣化を生じるといわれているが、この図
から判るように誘導加熱炉によるスラブ高温加熱前の熱
延圧下率が１０％以上であると、平均粒径は２０＋ｎｍ
を下まわることが分る。
５０％の熱間圧延に供するが、この圧下範囲の規制理由
は、第１図に示すところから明らかである。この第１図
は、実験至規模のスラブ誘導加熱炉で柱状晶からなる５
！ｌ！鋳スラブを、その中心部の温度が１３８０℃到達
後１５分加熱した際の加熱＋リスラブの平均結晶粒径を
スラブ誘導加熱前に加えた熱延圧下率に対して示したも
のである。ここで平均結晶粒径の定義は、結晶が全て球
形であると仮定して、観察面の結晶粒個数と総面積から
算出したものである。一般に熱延前のスラブ平均結晶粒
径が２０１１１１１１を超えると、最終製品で帯状細粒
が発生し、磁性劣化を生じるといわれているが、この図
から判るように誘導加熱炉によるスラブ高温加熱前の熱
延圧下率が１０％以上であると、平均粒径は２０＋ｎｍ
を下まわることが分る。
本発明で圧下率の上限を５０％としたのは、これ以上圧
下率が高くなるとスラブ厚が薄くなり、誘導加熱におけ
る加熱効率が悪くなるからである。
下率が高くなるとスラブ厚が薄くなり、誘導加熱におけ
る加熱効率が悪くなるからである。
なお、ガス燃焼型スラブ加熱炉で、予熱したスラブは、
その復誘導加熱炉でインヒビター固溶のための高温加熱
を行うが、両側熱の間に１１０える上記圧下率の熱間圧
延は、一連の熱延設備として配置される粗圧延別を用い
ることが、スラブのハンドリング上、効率的である。ま
た、誘導加熱炉では、スラブは垂直保持されて、加熱さ
れることから、上記粗圧延に際しては、スラブ側面形状
が崩れ垂直保持が困難とならないよう、エツジング処理
等によってフラットな側面形状をつくることが望ましい
。
その復誘導加熱炉でインヒビター固溶のための高温加熱
を行うが、両側熱の間に１１０える上記圧下率の熱間圧
延は、一連の熱延設備として配置される粗圧延別を用い
ることが、スラブのハンドリング上、効率的である。ま
た、誘導加熱炉では、スラブは垂直保持されて、加熱さ
れることから、上記粗圧延に際しては、スラブ側面形状
が崩れ垂直保持が困難とならないよう、エツジング処理
等によってフラットな側面形状をつくることが望ましい
。
かくして１０〜５０％圧下率の熱間圧延を施したスラブ
は、誘導加熱炉にて高温加熱に供せられるがこのときス
ラブ最冷点の温度はキューリ一点を下まわらないことが
本発明では必要である。この理由はキューリ一点以下で
は透磁率が温度に依存して変わることから、スラブ温度
がキューリ一点以下であると誘導加熱においてスラブ温
度を均一にするのに時間がかかるためである。なお本発
明の対象鋼ではキュ・・・り一点はほぼ７４０〜７８５
℃の範囲である。
は、誘導加熱炉にて高温加熱に供せられるがこのときス
ラブ最冷点の温度はキューリ一点を下まわらないことが
本発明では必要である。この理由はキューリ一点以下で
は透磁率が温度に依存して変わることから、スラブ温度
がキューリ一点以下であると誘導加熱においてスラブ温
度を均一にするのに時間がかかるためである。なお本発
明の対象鋼ではキュ・・・り一点はほぼ７４０〜７８５
℃の範囲である。
また、この誘導加熱炉によるスラブ加熱は、インヒビタ
ーの量に応じ、スラブ中心部の温度が１３５０℃を超１
４２０℃以下になる範囲内の温度に１０分間以上保持さ
れる。この点特開昭６０−１４５３１８号ではスラブ中
心部の温度が１２５０℃以上１３５０℃以下に規制され
ていたが、本発明では誘導加熱前の熱間圧延によって柱
状晶が破壊されるため、高温加熱しても結晶粒の粗大化
が防止できる。従って上記の上限温度を１４２０℃まで
高めることができ、その結果インヒビター増量による磁
性向上が実現できるのである。この上限温度を１４２０
℃と規制したのはこれ以上高温になるとスラブの軟化に
より、加熱炉でのスラブの垂直保持が困難となるためで
りある。なお、このような高温加熱に対しては、低酸化
性ガス雰囲気でのスラブ加熱が、ノロ発生による表面疵
発生防止の点から重要であり、本発明ではノロ流動性が
増す１２５０℃以上において、誘導加熱炉の０２パーセ
ントが１％以下程度の低酸化に制御できる加熱炉である
ことが好ましい。また、本発明の方法で加熱されたけい
素鋼スラブは、その後、熱間圧延によって １．５〜３
．５＋ｎｍ厚の熱延鋼帯に仕上げられる。熱延以降の工
程は、特に変わるところはなく、インヒビターの通や種
類に応じ中間焼鈍を含む１回ないし２回の冷延と脱炭焼
鈍およびこれに続く高温箱焼鈍で０．１５〜０．５０
ｍｍ厚の一方向性けい素鋼板を製造する。
ーの量に応じ、スラブ中心部の温度が１３５０℃を超１
４２０℃以下になる範囲内の温度に１０分間以上保持さ
れる。この点特開昭６０−１４５３１８号ではスラブ中
心部の温度が１２５０℃以上１３５０℃以下に規制され
ていたが、本発明では誘導加熱前の熱間圧延によって柱
状晶が破壊されるため、高温加熱しても結晶粒の粗大化
が防止できる。従って上記の上限温度を１４２０℃まで
高めることができ、その結果インヒビター増量による磁
性向上が実現できるのである。この上限温度を１４２０
℃と規制したのはこれ以上高温になるとスラブの軟化に
より、加熱炉でのスラブの垂直保持が困難となるためで
りある。なお、このような高温加熱に対しては、低酸化
性ガス雰囲気でのスラブ加熱が、ノロ発生による表面疵
発生防止の点から重要であり、本発明ではノロ流動性が
増す１２５０℃以上において、誘導加熱炉の０２パーセ
ントが１％以下程度の低酸化に制御できる加熱炉である
ことが好ましい。また、本発明の方法で加熱されたけい
素鋼スラブは、その後、熱間圧延によって １．５〜３
．５＋ｎｍ厚の熱延鋼帯に仕上げられる。熱延以降の工
程は、特に変わるところはなく、インヒビターの通や種
類に応じ中間焼鈍を含む１回ないし２回の冷延と脱炭焼
鈍およびこれに続く高温箱焼鈍で０．１５〜０．５０
ｍｍ厚の一方向性けい素鋼板を製造する。
（実適例）
連続鋳造を経て得られた、Ｃ：０，０４８％、Ｓ１３．
２８％、 １ｙｌｎ ： ０，０８０％、 ３ｅ
： ０．０３０％：Ｓｂ二０．０３０％を含有する
２６０ｍｍ厚のけい素鋼スラブを熱間圧延するに際し、
まずガス燃焼式加熱炉にてスラブ中心部の温度が１１５
０℃に達するまで加熱した。次いでこのスラブをテーブ
ルローラー上を粗圧延機まで搬送し、ここで約３０％の
圧下率で１８０ｍｍまで１パスで圧延した。このときの
、圧延仕上温度は１０４５℃であった。その後、テーブ
ルローラー上を逆送させて誘導加熱炉に装入し、Ｎ２ガ
ス雰囲気で、スラブ中心部の温度が１４００℃に達する
まで２０分で昇熱し、均熱温度に到達後は１５分間保持
して抽出し、先のテーブルローラー上を搬送し、粗圧延
と仕上圧延とによって２ 、３ｍｍ厚の熱延鋼帯に仕上
げた。次いで０．６０ ｍｍの中間厚まで冷延し、１０
００℃３分の水素窒素混合ガス中で中間焼鈍を行った竣
、二次冷延により０．２３ｍｍ厚に仕上げた。その後８
００℃−３分湿水素中で脱炭し、Ｍ２Ｏを塗布してから
１２００℃−１０時間水素中で箱焼鈍を行った。
２８％、 １ｙｌｎ ： ０，０８０％、 ３ｅ
： ０．０３０％：Ｓｂ二０．０３０％を含有する
２６０ｍｍ厚のけい素鋼スラブを熱間圧延するに際し、
まずガス燃焼式加熱炉にてスラブ中心部の温度が１１５
０℃に達するまで加熱した。次いでこのスラブをテーブ
ルローラー上を粗圧延機まで搬送し、ここで約３０％の
圧下率で１８０ｍｍまで１パスで圧延した。このときの
、圧延仕上温度は１０４５℃であった。その後、テーブ
ルローラー上を逆送させて誘導加熱炉に装入し、Ｎ２ガ
ス雰囲気で、スラブ中心部の温度が１４００℃に達する
まで２０分で昇熱し、均熱温度に到達後は１５分間保持
して抽出し、先のテーブルローラー上を搬送し、粗圧延
と仕上圧延とによって２ 、３ｍｍ厚の熱延鋼帯に仕上
げた。次いで０．６０ ｍｍの中間厚まで冷延し、１０
００℃３分の水素窒素混合ガス中で中間焼鈍を行った竣
、二次冷延により０．２３ｍｍ厚に仕上げた。その後８
００℃−３分湿水素中で脱炭し、Ｍ２Ｏを塗布してから
１２００℃−１０時間水素中で箱焼鈍を行った。
上述のようにして得られた最終製品コイル両端の電磁特
性は、Ｗ、１５ｏ： ０，８３ｖ／ｋｇ、 ８１０
’１．９２４Ｔを示し、鉄損の良好な高磁束密度方向性
けい素鋼板が得られた。
性は、Ｗ、１５ｏ： ０，８３ｖ／ｋｇ、 ８１０
’１．９２４Ｔを示し、鉄損の良好な高磁束密度方向性
けい素鋼板が得られた。
（発明の効果）
以上説明したように本発明によれば、高温加熱によって
も結晶粒粗大化を招くことなく、低鉄損−高磁束密度を
有する電磁特性に擾れた方向性けい素鋼板が得られる。
も結晶粒粗大化を招くことなく、低鉄損−高磁束密度を
有する電磁特性に擾れた方向性けい素鋼板が得られる。
第１図は、方向性けい素鋼連鋳スラブを誘導加熱炉で加
熱する前に加える熱延圧下率（％）と加熱後のスラブ平
均結晶粒径（ｍｍ）の関係を示す図である。
熱する前に加える熱延圧下率（％）と加熱後のスラブ平
均結晶粒径（ｍｍ）の関係を示す図である。
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、 Ｓ、Ｓｅ、ＡｌおよびＢのうちから選ばれる１種または
２種以上からなるインヒビター成分を総量で、０．０１
０〜０．１５ｗｔ％含有する組成よりなるけい素鋼スラ
ブを、熱間圧延により熱延鋼帯となし、次いで１回ない
し２回の冷間圧延を施して最終板厚にし、脱炭焼鈍と、
これに続く高温仕上焼鈍とを施す一連の工程によって（
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つス
ラブ加熱を、ガ ス燃焼型加熱炉でスラブ中心部の温度が９００℃〜１２
５０℃の温度域に達するまで加熱し、その後１０％以上
５０％以下の圧下率で熱間変形を加え、次いで該スラブ
最冷点の温度がキュリー点を下廻らのないうちに誘導加
熱炉に導きスラブ中心部の温度が１３５０℃を超え１４
２０℃以下になる温度範囲にて、１０分間以上保持する
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。 ２、前記１０〜５０％の熱間変形の付与を、一連の熱間
圧延設備の中の粗圧延機で行なうことを特徴とする特許
請求の範囲１に記載の方法。 ３、上記加熱を非酸化性雰囲気の誘導加熱炉で行うこと
を特徴とする特許請求の範囲１に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60270634A JPH0699751B2 (ja) | 1985-12-03 | 1985-12-03 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP60270634A JPH0699751B2 (ja) | 1985-12-03 | 1985-12-03 | 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 |
|---|---|
| JPS62130217A true JPS62130217A (ja) | 1987-06-12 |
| JPH0699751B2 JPH0699751B2 (ja) | 1994-12-07 |
Family
ID=17488816
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60270634A Expired - Lifetime JPH0699751B2 (ja) | 1985-12-03 | 1985-12-03 | 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) | JPH0699751B2 (ja) |
Cited By (4)
| 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 |
| EP0411356A2 (en) * | 1989-07-12 | 1991-02-06 | Nippon Steel Corporation | Method of hot rolling continuously cast grain-oriented electrical steel slab |
| JPH0617130A (ja) * | 1991-03-29 | 1994-01-25 | Nippon Steel Corp | 一方向性電磁鋼板用連続鋳造スラブの熱間圧延方法 |
| CN100409955C (zh) * | 2006-09-29 | 2008-08-13 | 邯郸钢铁股份有限公司 | 一种csp薄板坯生产线冷轧供料的工艺方法 |
Citations (4)
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| 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 |
-
1985
- 1985-12-03 JP JP60270634A patent/JPH0699751B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| CN100409955C (zh) * | 2006-09-29 | 2008-08-13 | 邯郸钢铁股份有限公司 | 一种csp薄板坯生产线冷轧供料的工艺方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0699751B2 (ja) | 1994-12-07 |
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