JPH02159319A - 表面性状および磁気特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 圧延方向に優れた磁気特性を有する方向性けい素鋼板の
製造方法に関し、とくに含けい素鋼スラブに施す高温加
熱に伴う問題点の有利な解決についての開発研究の成果
を提供しようとするものである。

（従来の技術） 方向性けい素鋼板は、ゴス方位と呼ばれる（１１０）（
００１）方位に高度に揃った２次再結晶粒を仕上焼鈍に
おいて形成させるものであり、仕上焼鈍に先立ち、■正
常粒の成長を抑制させるためにインヒビターと呼ばれる
ＭｎＳ、　ＭｎＳｅおよびＡｆＮなどの微細な析出物を
均一に析出分散させてお（ことおよび、■（１１０）　
（００１）方位以外の結晶組織は細粒化しておくこと、
特に繊維状組織をつくり易い（１００）　＜１ｍｎ＞組
織を破壊しておくことが必要である。そしてこれらを満
足させるに当って熱間圧延工程の影響を無視することは
できず、特に、連続鋳造により得られた含けい素鋼スラ
ブを用いる場合は、スラブ加熱の影響が極めて大きい。

すなわち、インヒビターを微細に析出分散させるには、
インヒビターをスラブ加熱時に完全に固溶させておかね
ばならないため、スラブを高温まで加熱するとスラブの
結晶組織が粗大化して、結晶組織に（１００）　＜ｉ、
ｍｎ＞の繊維組織が出現する不利をまねく。

そこでスラブ加熱は、特開昭６０−１９０５２０号公報
に開示のように、１３００℃以上１４５０℃未満の高温
で短時間の加熱を行う方式が主流になりつつある。

かようなスラブの加熱は、実公昭５８−２４３９７号公
報、特開昭６０−１４５３１８号公報や特開昭６０−１
２８２１０号公報に開示されている誘導加熱炉や直接通
電加熱炉のような内部発熱型加熱炉での短時間加熱によ
って行うことが効率的ではあるが、短時間加熱とはいえ
スラブ表面には多量の溶融スケールが生成し、この溶融
スケールは加熱炉の操業性を損うばかりでなく、いわゆ
るノロとなって表面疵の発生原因ともなる。この問題を
解決する手法として例えば特開昭６０−１４５３１８号
公報には、スラブ加熱雰囲気におけるＯｚ濃度を１％以
下にすることによって、スラブ表面の溶融スケールの生
成を抑制し、製品の表面性状を改善するものが開示され
ているが、１０トン以上もある大きなスラブを高温で加
熱する炉を完全に密閉することが難しいため、雰囲気の
０□濃度を１％以下にすることは実操業上困難で、また
１４００℃以上の温度にスラブを加熱すると、従来のノ
ロに起因した表面欠陥とは異なるタイプの線状模様と呼
ばれる表面欠陥が製品に出現し、これは雰囲気の０□濃
度を実験的に０．１％以下に低減しても、その発生を回
避できなかった。

（発明が解決しようとする課題） そこでＭｎＳ、　ＭｎＳｅやＡｆｆｉＮ等のインヒビタ
ーを含有するけい素鋼スラブが１４００℃以上の高温域
における加熱を経ても線状模様と呼ばれる製品の表面欠
陥が発生しない有利な製造方法を与えることが、この発
明の目的である。

（課題を解決するための手段） 発明者らは、従来の雰囲気中０□濃度の規制によっては
改善されない製品の表面性状を向上する手段について種
々検討したところ、１４００℃以上の高温度でのスラブ
加熱を施す場合は鋼中成分および粗圧延条件を規制する
ことが製品の表面性状の改善に極めて有効であることを
新規に知見し、この発明を完成するに至った。

すなわちこの発明は、Ｓｔ：２〜４．５　ｗｔＸおよび
Ｓｂ　：　０．００４〜０．０８０　ｗｔＸを含むケイ
素鋼スラブを、非酸化性ガスを導入した内部発熱型加熱
炉にて１４００℃以上の温度に加熱してこの温度域で６
０分間以内の均熱処理を施し、次いで工２５０℃以上の
温度で圧下率が４０％以上の圧延を少なくとも１パスは
行う粗圧延を含む熱間圧延を施し、その後１回もしくは
中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施したのち、脱炭焼鈍
を施し、次いで鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから仕
上焼鈍を施す表面性状および磁気特性に優れた方向性け
い素鋼板の製造方法である。

さてこの発明における出発材は、方向性けい素鋼スラブ
が対象であり、その成分組成は、次の各成分が有利に適
合する。

Ｃは鋼板の結晶組織を改善するため必要で、０．０２ｗ
ｔＸ　（以下単に％と示す）未満では効果がなく、逆に
０．０８％を越えると脱炭性が劣化するので、通常は０
．０２〜０．０８％の範囲とする。

Ｓｉは鋼板の比抵抗を高め鉄損を下げるために必要で、
２％未満ではα−γ変態となって仕上焼鈍で結晶方位が
揃わず、一方４．５％を越えると冷延性が劣化するので
通常は２〜４．５％の範囲とする。

Ｍｎは、インヒビターとして作用させるためには０．０
２％以上は必要、であり、０．１２％を越えると、固溶
温度が上がって、スラブ加熱温度が高くなり過ぎるので
、通常は０．０２〜０．１２％の範囲とする。

鋼は上記した他にインヒビター成分として、Ｓ。

Ｓｅ、＾Ｉｔ、　Ｃｕ、　Ｓｎ、　Ｍｏ＋　Ｐ＋　Ｃｒ
、　ＴｅおよびＢｉのうちから選ばれる１種または２種
以上を含有することが好ましい。

さらにこの発明では製品での線状模様を抑制するために
とくにｓｂを０．００４％以上含有させることが必要で
ある。但し、０．０８０％を越えると、脱炭焼鈍におけ
る脱炭性が悪くなるので、０．００４〜０．０８０％と
する。

またスラブはインゴットを分塊圧延したものでも連続鋳
造によって製造されるスラブでも良い。

また、連続鋳造された後、分塊再圧されたスラブも対象
に含まれることはいうまでもない。

上記成分を有するスラブは内部発熱型加熱炉、例えば誘
導加熱炉あるいは直接通電加熱炉で１４００℃以上の温
度に加熱されるが、経済効率を考慮して、昇温の途中ま
では従来型のガス燃焼炉で加熱しても良い。但し１４０
０℃以上の高温に何トンもあるスラブをガス燃焼炉で加
熱することは不可能に近いので、最終的に内部発熱型加
熱炉を使用することは必要であり、この発明においても
必須となる。

このとき、雰囲気中の０！濃度はｓｂが含有されている
ため厳密な規制は不要で、したがって従来のように炉内
密閉などの特別な手段を講する必要がなく、ＡｒやＮ２
等の非酸化性ガスが炉内に導入されていれば良いが、０
□濃度が高い場合は炉内へのノロ蓄積のため作業能率が
低下することもあるので、ｏｚ１度は５％以下とするこ
とが好ましい。

また、インヒビターの固溶には１４００℃以上の均熱温
度が必要であるが、実用的には１４００〜１４７０”Ｃ
が慣用される。均熱時間としては１０分以上が望ましい
が、あくまでも均熱温度によって決定されるべきであり
、一方６０分間を越えるとスラブ組織が粗大化して磁気
特性が劣化するので６０分間以内とする。

次いで加熱後のスラブは粗圧延によってシートバーとさ
れ、その後仕上タンデム圧延機によってホットコイルと
されるが、ここで粗圧延での条件が製品に線状模様を発
生させないためには重要である。すなわち粗圧延段階に
おいて１２５０℃以上の温度で圧下率が４０％以上の圧
延を少なくとも１パス施すことが、製品に線状模様を発
生させないためには必要である。

そして熱間圧延を経た熱延板に必要に応じて焼ならし焼
鈍を施してから、１回又は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧
延によって最終板厚とされる。その後脱炭・１次再結晶
焼鈍を施し、鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布した後、１２
００’Ｃ近傍での最終仕上焼鈍にて２次再結晶および純
化を行った後、絶縁コーティングを被成して製品とする
。

（作　用） スラブに高温加熱を施す理由は、上述したようにインヒ
ビターを固？容するためであり、鋼中に含有されるＭｎ
Ｓ　ＳＭｎＳｅおよびＡＩ！、Ｎ等を固溶するためには
、十分に高温とする必要がある。したがって内部発熱型
加熱炉内に装入されたスラブは高温雰囲気にさらされる
ため、表面酸化によって生成した溶融スケールがノロと
なって表面疵の発生原因となる。そこでスラブの表面酸
化を抑制することが肝要で、雰囲気の０□濃度を厳しく
規制することで対処できるが、加熱温度が１４００℃以
上になると製品に線状模様という新たな表面欠陥が発生
する。この表面欠陥は製品板表面のフォルステライト被
膜の構造に乱れが生じて地鉄面が一部裸出し、フォルス
テライトが地鉄内部に眉をなして入り込んだ構造になる
、平均被膜厚さの薄いもので、この表面欠陥の発生はこ
の発明に従ってスラブ加熱と熱間圧延を施すことによっ
て有利に回避される。

次にこの発明を導くに至った実験結果について述べる。

Ｓｔ　：　３．３５χ、Ｃ：　０．０３５％、Ｍｎ　：
　０．０７０％およびＳ　：　０，０２０％を含有する
厚さ１８０ｆｆＩ１１のけい素鋼スラブ゛（八）とＳｉ
　：　３．３６％Ｃ：　０．０３２％、Ｍｎ　：　０．
０６８％およびＳ　：　０．０２１％にさらにＳｂ　：
　０．００８％を含有する、厚さ１８０　ｍｍのけい素
鋼スラブ（Ｂ）を、誘導加熱炉で１３２０℃から１４６
０″Ｃの温度域の所定温度で、各４０分間の均熱処理を
施し、次いで粗圧延として、０１３８０℃で厚さ１２０
　ｍｍに（圧下率３３％）０１２９０℃で厚さ６０胴に
　（圧下率５０％）■１２１０℃で厚さ４５ｆｆ１１ｍ
に（圧下率２５％）■１１２０″Ｃで厚さ３５閣に（圧
下率２２％）の４パスの圧延処理を施した後、７スタン
ドの仕上圧延機で一気に２．０　ｍｍ厚の熱延鋼帯に仕
上げた。このとき、誘導加熱炉内のガス密閉性を変えて
、０□濃度を０．１％と３％の二水準に変更した。これ
らのコイルは常法の２回圧延法によって製品としたが、
表面性状を判定するため、製品コイルを１００ｍごとの
ブロックに分けてそれぞれ表面欠陥の有無を判定し、該
当する欠陥を有するブロックを総ブロック数で割って百
倍したものを疵発生率とした。第１図に疵発生率および
線状模様発生率とスラブ誘導加熱温度との関係を示す。

同図に示したように、従来タイプの欠陥である疵につい
ては、０！濃度を０゜１％以下に規制することで有効に
低減できるが、ここで問題とする新たな欠陥である線状
模様については、ｓｂを含有していないスラブ（Ａ）の
場合、スラブ加熱温度が１４００℃以上になると急激に
増加している。この線状模様はｓｂをｏ、ｏｏａ％含有
させることで同図のスラブ（Ｂ）にて示されるように１
０％以下に顕著に低減することが可能となる。またｓｂ
含有鋼における、もうひとつの特徴として、３％の０□
濃度であっても従来型の欠陥である疵が低減されており
、０□濃度の規制を大幅に緩和することが可能であると
の知見が得られた。

またｓｂを０．００８％含有する上記のスラブ（厚さ１
８０　ｍｍ）を用いて熱間圧延における粗圧延の圧下率
が線状模様に及ぼす影響を調査した。スラブ加熱は誘導
加熱炉を用い１４６０℃で２０分間のインヒビター溶体
化処理を行ったが、このとき雰囲気中の０□濃度は５％
とした。なお粗圧延の条件は、次の表１に示す通りであ
る。各条件に従って得られた製品の線状模様発生率につ
いて調べた結果を、表１に併記する。

同表から、粗圧延において、１２５０℃以上の温度で圧
下率４０％以上の圧下を１パス以上行うことによって、
線状模様の発生率が激減することがわかる。従来１４０
０’Ｃ未満のスラブ加熱においてはインヒビターの溶体
化を完了させるために長時間のスラブ加熱を必要として
いたので必然的に加熱後のスラブ組織は粗大化し、この
粗大化した結晶粒の破壊を意図して、熱間圧延において
制御した再結晶化圧延が行われていた。すなわち特公昭
６０−３７１７２号公報に開示されているように、９６
０〜１１９０℃の温度範囲での３０％以上の高圧下率の
圧延によって再結晶する領域があるため、熱間圧延にお
ける仕上圧延の前段や、粗圧延の後半は、高圧下率で行
うことが必要とされていた。したがって、高温度域での
粗圧延は必然的に圧下率を下げ、低温度域では圧下率を
上げていた。

この発明に従う熱間圧延においては、１１９０″Ｃ以下
の再結晶温度域において、圧下率が低くなる場合がある
が、スラブ内部発熱型加熱の均熱時間を６０分間以内に
規制することによ゛って磁気特性の劣化を防ぐことが、
次の実験によって判明した。

Ｃ：　０．０４０％、Ｓｉ　：　３．３６％、Ｍｎ　：
　０．０７０％、Ｓｅ：　０．０２５％およびＳｂ　：
　０．０１５％を含有するスラブをＮ２を導入した誘導
加熱炉で１４５０’Ｃに加熱し、２０分、４０分、６０
分、８０分および１００分と均熱した後、熱間圧延を施
して２．３鵬厚の熱延鋼帯とした。このとき、雰囲気中
の０２濃度は８％であった。粗圧延のスケジュールは上
記した表１の条件■とした。

二〇熱延鋼帯は９５０℃で２分間の焼ならし焼鈍を施し
た後、酸洗し、０．７０ｍｍの中間厚に圧延した後、１
０００″Ｃで１分間の中間焼鈍を施し、その後０．２３
＋ｍａの最終厚みにまで冷間圧延した。次いで８００℃
で２分間の脱炭焼鈍を施した後、ＭｇＯを主剤とする焼
鈍分離剤を鋼板表面に塗布して箱焼鈍によって１２００
℃×１０時間の仕上焼鈍を施した。得られた製品の線状
模様発生率および磁気特性の測定結果を表２に記す。

表２ 同表に示されるように、均熱時間６０分間以内のスラブ
加熱処理によって磁気特性は良好に保たれる。

通常、粗圧延の圧下率が高い場合は熱間圧延中の高変形
によって粒界割れを誘起し、表面性状は劣化すると考え
られる。これに対してこの発明における圧下の影響はこ
れと全く逆の傾向を示しており、この発明の実験におい
て初めて知見し得た現象である。

さらに発明者らはこの現象の機構を明らかにするため、
上述した２種類のスラブを３％の０□濃度を含有するＮ
２雰囲気中で１４３０℃で３０分間焼鈍した後、スラブ
表層の組織を観察したところ、第２図に示すように、ｓ
ｂを含有しないｍ（ｂ）においては表面にノロの層があ
るとともに、地鉄側にも厚いサブスケールの層が存在し
た。このサブスケール層は１４００℃以上において急激
に発達する。これに対して、ｓｂを含有するａ（ａ）に
おいては、表面のノロの層が薄く、かつ地鉄側のサブス
ケール層も薄く、平滑な界面になっているところに特徴
がある。

ｓｂ含存する鋼（ａ）のようなサブスケールの構造は、
次工程の粗圧延での強圧下によって容易に剥落し、地鉄
界面が裸出するのに対し、ｓｂを含有しない鋼（ｂ）の
ような厚くこみいったサブスケールの構造のものは熱間
圧延における粗圧延の強圧下によっても剥落させること
が困難で、最終製品までその影響が残存するものと思わ
れる。これに対し綱（ａ）の構造のようなサブスケール
は４０％以上の強加工によって剥落させることが可能で
あるが、そのｆｆ１１２５０℃以上の高温でないと、サ
ブスケールと地鉄の界面の密着性が強化されサブスケー
ルが剥落されないものと推測される。

このようなサブスケールの構造をもたらし、製品の線状
模様を低減させるために有効なｓｂの適正含有量につい
て行った実験結果を第３図に示す。

上記スラブ（Ｃｕ　：　０．０３６％、Ｓｉ　：　３．
１６％、Ｍｎ二０．０６４％、Ｓ　：　０．０１８％）
の組成においてｓｂ含有量を種々に変化させた２００　
ｍｍ厚の各スラブは、誘導加熱により、１４６０℃で２
０分間、２％濃度の０２を含むＮ２雰囲気中で加熱され
た後、１３２０℃で１６０　ｍｍ厚に（圧下率２０％）
−１２７０℃で９０ｍｍ厚に（圧下率４４％）　→１１
９０℃で５５＋＋＋ｍ厚に（圧下率３９％）まで粗圧延
で圧延した後７スタンドのタンデム圧延で仕上圧延を行
った。熱延鋼帯はその後常法の冷延２回法で製品となし
た。第３図に示されるように、ｓｂを０．００４％以上
含有させることによって、線状模様の発生率を激減させ
ることが可能となる。

（実施例） 裏施拠上 連続鋳造によって得られたＣ　：　０．０５０％、Ｓｉ
：３．２５％、Ｍｎ　：　０．０７８％、Ｓ　：　０．
０２０％、Ｓｎ　：　０．１０％、Ｃｕ　：　０．０８
％、Ａ　Ｉ！、：　０．０２５％、Ｎ　：　０．００８
３％およびＳｂ　：　０．００９％を含有する２００閾
厚のスラブを、ガス燃焼炉に装入し、１２００℃まで加
熱した後、直ちに誘導加熱炉にて１４００”Ｃに昇温し
２０分間保持した後熱間圧延を施した。このとき誘導加
熱炉の雰囲気はＮ２ガスで、０□を３％含有していた。

また熱間圧延は、２００閣厚−１３５０℃で１４０　ｍ
ｍ厚に（圧下率３０％、以下同様）→１２８０℃で８０
ｍｍ厚に（４３％）→１２００℃で４０ｍｍ厚に（５０
％）の３パスの粗圧延を行い、その後７スタンドの仕上
圧延機で２．６Ｍ厚の熱延鋼帯とした。熱延鋼帯は酸洗
後、１．５０ｍｍ厚まで冷間圧延し、１１５０℃で２分
間の焼鈍を施した後急冷し、その後１５０℃の温度で冷
間圧延を施し、０．２３ｍｍの板厚としだ後８４０℃Ｘ
３分の脱炭焼鈍を施し、次いで鋼板表面に？ＩｇＯを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、水素中で１２０
０″Ｃ×２０時間の仕上焼鈍を施した。一方比較例とし
て、連続鋳造によって得られた、Ｃ：　０．０５５％、
Ｓｔ　：　３．３０％、Ｍｎ　：　０．０８０％、Ｓ　
：　０．０２１％、Ｓｎ：０６１０％、Ｃｕ：０．０９
％、八Ｚ　：　０．０２５％およびＮ　：　０．００８
３％を含有する２００　ｍｍ厚のスラブを上記と同様の
処理にて製品鋼帯とした。両者の線状模様発生率と磁気
特性について調べた結果を表３に示す。

連続鋳造によって得られたＣ　二０．０４０％、Ｓｉ：
３．３５％、Ｍｎ　：　０．０８０％、Ｓｅ　：　０．
０２４％、Ｓｂ　：　０．０１８％およびＭｏ　：　０
．０１０％を含有する２１０　ｍｍ厚のスラブ２本を分
塊再圧によって１８０　ａｕｎ厚のスラブにした後、１
２００℃までガス燃焼炉で加熱した後、直ちに誘導加熱
炉にて１４２０”Ｃまで昇温し４０分間均熱した後、そ
れぞれのスラブに対し次の熱間圧延を施した。すなわち
一方のスラブは、１８０　ｒｍ厚→１３２０℃で１５０
　ｍｍ厚に（１７％）　　−＋１２８０℃で８０ｍｍ厚
に（４７％）→１１９５℃で６０閣厚に（２５％）→１
０６０℃で４５閣厚に（２５％）の粗圧延を施した後、
仕上圧延で２．２閣厚の熱延鋼帯（適合例）とし、他方
のスラブは、１８０鴫厚→１３２０℃で１３５　ｍｍ厚
に（２５％）→１２７０″Ｃで１００　ｍｍ厚１に（２
６％）　→１１８０’Ｃで７５ｍｍ厚（２５％）→１１
００℃で６０ｍｍ厚に（２０％）→１０６０℃で４５ｍ
ｍ厚に（２５％）の粗圧延を施した後、仕上圧延で２．
２　ｍｍ厚の熱延綱帯（比較例）とした。

次いで両者に、１０００℃で１分間の焼ならし処理を施
した後、０．６０ｍｍの中間厚となし９５０　’Ｃで２
分間の中間焼鈍を行った後、冷間圧延で０．２３ｍｍの
最終板厚に仕上げた。

この後８００″Ｃで３分間の湿水素中での脱炭焼鈍を行
ったのち、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤
を塗布し、水素中で１２００℃１５時間の仕上焼鈍を行
った。

かくして得られた製品の線状模様発生率と磁気特性につ
いて調べた結果を表４に示す。

表４ 連続鋳造によって得られたＣ　：　０．０６０％、Ｓｉ
：３．３５％、Ｍｎ　：　０．０８０％、Ｓｅ　：　０
．０２０％、Ｓｂ　：　０．０２０％、Ｃｕ　：　０．
０８％、Ｍｏ　：　０．０１５％、Ａ　１　：　０．０
２５％およびＮ　：　０．００７６％を含有する２２０
ｆｆＩ［Ｉｌ厚のスラブを、ガス燃焼炉によって１１５
０℃まで加熱した後、直ちにスラブ誘導加熱炉に装入し
、１４５０℃で２０分間の加熱処理を施した。このとき
誘導加熱炉内の雰囲気はＮ２で、６％の０２を含有して
いた。

次いで加熱後のスラブに２２０　ｍｍ厚→１３１０℃で
１１０１１ＩＩ１１厚に（５０％）→１２７０℃で６０
ｍｍ厚に（４５％）→１１２０℃で４０ｍｍ厚に（３３
％）の粗圧延を施し、次いで７スタンドのタンデム圧延
機で２．７ｍｍＪＶＯ熱延鋼帯とした後、酸洗し、１．
４　ＴＭ１厚の中間板厚にし、１０５０℃で２分間の中
間焼鈍後ミスト冷却により急冷した。その後、冷間圧延
により０．２０ｍｍの最終板厚にし、湿水素中で脱炭焼
鈍した後、鋼板表面に？ＩｇＯを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布し、１２００℃Ｘ２０時間の仕上焼鈍を施した
。か（して得られた製品の線状模様発生率は２％であっ
た。

災旌斑土 連続鋳造によって得られたＣ　：　０．０３５％、Ｓｉ
：３．０５％、Ｍｎ　：　０．０７５％、Ｓ：０．０１
７％およびＳｂ：０．０１４％を含有する２１５　ｍｍ
厚のスラブをガス燃焼炉によって、１１８０℃まで加熱
した後、直ちにＮ２ガスを導入したスラブ誘導加熱炉に
装入し、１４４０℃で３０分間の加熱処理を施し、他方
比較材として同一の組成のスラブに均熱処理時間を７０
分間としてほかは同様のスラブ加熱処理を施した。

両者を誘導加熱するに際し、炉内の０２濃度は１５％と
した。両者はスラブ加熱後、２１５　ｒｒｒｍ厚→１３
５０℃で１６０　ｍｍ厚に（２６％）　→１２８０’ｃ
で９５ｍｍ厚に（４１％）→１２００℃で７５ｍｍ厚に
（２１％）→１１３０℃で６０ｍｍ厚に（２０％）→１
０８０’Ｃで４５ｍｍ厚（２５％）の粗圧延を施し、次
いで７スタンドのタンデム圧延機で２．６ＩｎＩｎ厚の
熱延鋼帯とした後酸洗し、０．８．ｍｍの中間厚にして
から９５０℃で２分間の中間焼鈍を施した後、０．３０
ｍｍの最終板厚まで冷間圧延を施し、８４０　”Ｃで２
分間の脱炭焼鈍を施した後、鋼板表面にＭｇＯを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し、次いで１２００℃で１０時
間の仕上焼鈍を施した。かくして得られた製品の線状模
様発生率と磁気特性について調べた結果を表５に示す。

【図面の簡単な説明】

第１図は誘導加熱炉でのスラブ加熱温度と製品の表面性
状との関係を雰囲気中の０□濃度およびスラブへのｓｂ
金含有ついて示したグラフ、第２図はスラブが誘導加熱
炉で加熱されたときの表層酸化物の様相がｓｂの有無に
よって変化することを示す金属組織写真、 第３図は、ｓｂの含有量と線状模様発生率との関係を示
したグラフである。 特許出願人　　川崎製鉄株式会社 （発明の効果） この発明によればけい素鋼スラブの扁温度での内部発熱
型加熱に由来する製品の表面性状の劣化を有利に回避し
、よって高品質の方向性けい素鋼板を製造することがで
きる。 第１図 ０００８％５ｂ−−一・− 一〇− スフ７パ誘導加た偶Ｊｘ℃） （ｂ）

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １、Ｓｉ：２〜４．５ｗｔ％およびＳｂ：０．００４〜
   ０．０８０ｗｔ％を含むけい素鋼スラブを、非酸化性ガ
   スを導入した内部発熱型加熱炉にて１４００℃以上の温
   度に加熱してこの温度域で６０分間以内の均熱処理を施
   し、次いで１２５０℃以上の温度で圧下率が４０％以上
   の圧延を少なくとも１パスは行う粗圧延を含む熱間圧延
   を施し、その後１回もしくは中間焼鈍を挟む２回の冷間
   圧延を施したのち、脱炭焼鈍を施し、次いで鋼板表面に
   焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施す表面性状およ
   び磁気特性に優れた方向性けい素鋼板の製造方法。